本發(fā)明構(gòu)思的示例性實(shí)施方式涉及具有優(yōu)異的成形性和彈性的鋁合金及其生產(chǎn)方法；并且，具體地涉及能最大化硼化合物的生成以具有改善的強(qiáng)度以及噪聲、振動(dòng)和聲振粗糙度(NVH)特性的鋁合金，及其生產(chǎn)方法。

背景技術(shù)：

通常，車輛的碰撞吸收構(gòu)件吸收來自與外部對(duì)象碰撞的沖擊并減少在與行人的碰撞過程中對(duì)行人的傷害，并且有代表性地包括在車輛的前面和后面處設(shè)置的保險(xiǎn)桿。

車輛保險(xiǎn)桿由保險(xiǎn)桿蓋和保險(xiǎn)桿后梁構(gòu)成。具體地，保險(xiǎn)桿蓋安裝至車輛的最前側(cè)和最后側(cè)以限定其前面和后面的外形，并首先經(jīng)受碰撞過程中從外部傳遞的沖擊。保險(xiǎn)桿蓋均設(shè)置有在其中的緩沖材料以便更容易地吸收從外部傳遞的沖擊。

同時(shí)，每個(gè)保險(xiǎn)桿后梁定位在相關(guān)聯(lián)的保險(xiǎn)桿蓋的內(nèi)部以吸收通過保險(xiǎn)桿蓋傳遞的沖擊，從而防止如變速器的主要零件的損壞并進(jìn)一步防止對(duì)車輛中的乘坐者的傷害。

保險(xiǎn)桿后梁主要由鋼材料或玻璃纖維氈熱塑性(GMT)材料制成。

具體地，鋼材料具有相對(duì)高的應(yīng)力和較重的重量。因此，隨著車輛變輕的近期趨勢(shì)，正積極研究使用輕質(zhì)材料制造保險(xiǎn)桿。在這個(gè)過程中，傾向于積極地將輕質(zhì)鋁合金應(yīng)用于車輛。

通常，增強(qiáng)相(reinforcing phase)如金屬化合物或碳納米管(CNT)被形成為粉末以改善鋁合金的彈性，但就成本競(jìng)爭(zhēng)而言存在限制。

此外，在鑄造工藝中加入粉末形式的增強(qiáng)相時(shí)，會(huì)引起熔融鋁中的損失、潤濕、和分散問題。在不改善基體合金的情況下僅添加增強(qiáng)相時(shí)，由于為了獲得想要的彈性的增強(qiáng)相的添加料的增加量會(huì)引起成本增加和工藝控制困難。

因此，需要最大化在改善彈性中起到非常重要的作用的硼化合物的生成并在熔融鋁內(nèi)均勻分散通過自發(fā)反應(yīng)產(chǎn)生的硼化合物。

在相關(guān)技術(shù)中，韓國常規(guī)技術(shù)題為“An aluminum casting material including titanium boride and a method of producing the same(包括硼化鈦的鋁鑄造材料以及其生產(chǎn)方法)”具體公開了與不使用如碳納米管(CNT)的昂貴材料的常規(guī)鋁合金相比具有高彈性的鋁合金，并且可適用于包括高壓鑄造的所有普通鑄造工藝。

然而，以上專利文獻(xiàn)不能解決加入粉末狀的增強(qiáng)材料過程中諸如在熔融鋁中的損失、潤濕、和分散的問題，以及由于添加增強(qiáng)材料的增加量導(dǎo)致成本增加和工藝控制困難問題。

相關(guān)技術(shù)描述的內(nèi)容僅用于幫助理解本發(fā)明構(gòu)思的背景，而不應(yīng)被認(rèn)為與本領(lǐng)域技術(shù)人員已經(jīng)已知的現(xiàn)有技術(shù)對(duì)應(yīng)。

技術(shù)實(shí)現(xiàn)要素：

本發(fā)明構(gòu)思的實(shí)施方式涉及具有優(yōu)異的成形性和彈性的鋁合金及其生產(chǎn)方法，通過優(yōu)化組成比以最大化作為增強(qiáng)相的硼化合物如TiB₂和AlB₂的生成能夠改善彈性和成形性。

本發(fā)明構(gòu)思的其他目的和優(yōu)點(diǎn)可以通過下面的描述來理解，并且通過參考本發(fā)明構(gòu)思的實(shí)施方式而變得顯而易見。根據(jù)本發(fā)明構(gòu)思的實(shí)施方式，具有優(yōu)異的成形性和彈性的鋁合金包括Ti、B、Mg、和Al，其中Ti:B:Mg的組成比是1:3.5～4.5:1，并且AlB₂和TiB₂作為增強(qiáng)相存在。

在某些實(shí)施方式中，鋁合金可以包括0.4wt％至1.2wt％的Mg、0.2wt％至0.9wt％的Si、1wt％或更少的Ti(不包括0，)、2.5wt％至5.5wt％的B、以及余量的Al。

在某些實(shí)施方式中，鋁合金可以包括0.4wt％至6.5wt％的Zn、0.4wt％至1.2wt％的Mg、1wt％或更少的Ti(不包括0，)、2.5wt％至5.5wt％的B，以及余量的Al。

在某些實(shí)施方式中，鋁合金可具有77GPa或更大的彈性模量、低于30μm的枝晶臂間距(dendrite arm spacing)(DAS)、低于380J/g的潛熱、以及低于54的屈服強(qiáng)度/拉伸強(qiáng)度比。

根據(jù)本發(fā)明構(gòu)思的另一個(gè)實(shí)施方式，生產(chǎn)鋁合金的方法包括將Al-Ti中間合金(master alloy)、Al-B中間合金、或包含75wt％Al的鹽化合物進(jìn)料到容納在熔煉爐中的熔融鋁中，其中Ti:B:Mg以1:3.5～4.5:1的比例存在于熔融金屬中，并使用攪拌棒攪拌熔融鋁，其中通過自發(fā)反應(yīng)產(chǎn)生并分散增強(qiáng)相AlB₂和TiB₂。

在某些實(shí)施方式中，攪拌棒可具有等于或大于0.4倍的熔煉爐的直徑的長度。在某些實(shí)施方式中，攪拌可以500rpm或更大的速度進(jìn)行。

在某些實(shí)施方式中，Al-Ti中間合金可以包括5wt％至20wt％的Ti和余量的Al。在某些實(shí)施方式中，Al-B中間合金可以包括3wt％至10wt％的B和余量的Al。

附圖說明

圖1是示出各增強(qiáng)材料的特性及其相應(yīng)對(duì)彈性的貢獻(xiàn)水平的示圖。

具體實(shí)施方式

在下文中將參考附圖更詳細(xì)地描述本發(fā)明構(gòu)思的示例性實(shí)施方式。但是，本發(fā)明構(gòu)思可以體現(xiàn)成不同的形式并且不應(yīng)該被解釋為限于這里闡述的實(shí)施方式。相反，提供這些實(shí)施方式是為了使本公開詳盡和完整，并且將本發(fā)明構(gòu)思的范圍完整地傳達(dá)給本領(lǐng)域的技術(shù)人員。在整個(gè)公開內(nèi)容中，在所有本發(fā)明構(gòu)思的各個(gè)附圖和實(shí)施方式中，相同的標(biāo)號(hào)用于指相同的部件。

本發(fā)明構(gòu)思涉及具有優(yōu)異的成形性和彈性的鋁合金及其生產(chǎn)方法，并且通過在最大化通過自發(fā)反應(yīng)產(chǎn)生的作為增強(qiáng)相的TiB₂和AlB₂的生成的同時(shí)抑制不利地影響成形性的作為增強(qiáng)相的Al₃Ti的生成同時(shí)改善彈性和成形性。

圖1是使用嘎吶灰(digimat)程序示出各增強(qiáng)相的特性和及其相應(yīng)對(duì)彈性的貢獻(xiàn)水平的示圖。

如圖1示，對(duì)彈性的貢獻(xiàn)水平是通過增強(qiáng)相的形狀、密度等的組合以及增強(qiáng)相本身的簡單彈性(simple elasticity)產(chǎn)生的，并且即使增強(qiáng)相本身的彈性高，彈性的增長率也會(huì)根據(jù)諸如密度的特性而改變。

此外，本發(fā)明構(gòu)思涉及具有優(yōu)異的成形性和彈性的鋁合金。鋁合金應(yīng)當(dāng)具有高成形性以及彈性以便改善強(qiáng)度和NVH特性，并且應(yīng)當(dāng)具有輕的重量以便減少車身的重量。

因此，增強(qiáng)相本身的彈性和其形狀、密度等應(yīng)當(dāng)被復(fù)雜的考慮，并且具有接近相對(duì)球形的形狀并且具有相對(duì)高的彈性增長率的TiB₂、AlB₂等被優(yōu)選作為增強(qiáng)相。

根據(jù)本發(fā)明構(gòu)思的實(shí)施方式的具有優(yōu)異的成形性和彈性的鋁合金由Ti、B、Mg和Al組成，并且在某些實(shí)施方式中，Ti:B:Mg的組成比滿足1:3.5～4.5:1重量比。

當(dāng)Ti和B被添加至鋁時(shí)，可以形成對(duì)彈性具有最高的貢獻(xiàn)水平的增強(qiáng)相TiB₂和AlB₂?？梢酝ㄟ^最大化TiB₂和AlB₂的生成同時(shí)改善彈性和成形性，在抑制降低材料的成形性的Al₃Ti的生成的同時(shí)，同時(shí)改善彈性和成形性。在某些實(shí)施方式中，當(dāng)Ti:B:Mg的重量比滿足1:3.5～4.5:1時(shí),形成在主軸和短軸之間具有巨大差異的橢圓球體形狀的材料。

根據(jù)本發(fā)明構(gòu)思的實(shí)施方式的用于車輛活塞的鋁合金可以由0.4wt％至1.2wt％的Mg、0.2wt％至0.9wt％的Si、1wt％或更少的Ti(不包括0)、2.5wt％至5.5wt％的B、和余量的Al組成，并且Ti:B:Mg可具有1:3.5～4.5:1的組成比。

因此，以上鋁合金與商業(yè)6000系鋁合金(作為Al-Mg-Si系鋁合金，包括0.4wt％至1.2wt％的Mg和11wt％至14wt％的Si)相比可具有改善的彈性和成形性。

此外，根據(jù)本發(fā)明構(gòu)思的另一實(shí)施方式的用于車輛活塞的鋁合金可以由0.4wt％至6.5wt％的Zn、0.4wt％至1.2wt％的Mg、1wt％或更少的Ti (不包括0)、2.5wt％至5.5wt％的B、和余量的Al組成，并且Ti:B:Mg具有1:3.5～4.5:1的組成比。

因此，以上鋁合金與商業(yè)7000系鋁合金(作為Al-Zn-Mn系鋁合金，包括0.4wt％至6.5wt％的Zn和0.4wt％至1.2wt％的Mg)相比可具有改善的彈性和成形性。

就是說，根據(jù)本發(fā)明的實(shí)施方式的鋁合金被生產(chǎn)為具有滿足1:3.5～4.5:1的Ti:B:Mg的組成比，從而使彈性和成形性與傳統(tǒng)商業(yè)6000系鋁合金和商業(yè)7000系鋁合金相比得到改善。

根據(jù)本發(fā)明構(gòu)思的實(shí)施方式，彈性、成形性、和碰撞能量吸收可以同時(shí)改善：77GPa或更大的彈性模量、低于30μm的DAS、低于380J/g的潛熱、和低于54的屈服強(qiáng)度/拉伸強(qiáng)度比例。這是因?yàn)樵谝种平档统尚涡缘腁l₃Ti的生成的同時(shí)最大化TiB₂和AlB₂的生成來同時(shí)改善彈性和成形性。因此，可以同時(shí)改善材料的彈性和成形性。

實(shí)施例

[表1]

α指由Al_4.01SiMn_0.74構(gòu)成的鋁α相。

[表2]

表1顯示根據(jù)Ti:B:Mg的組成比的增強(qiáng)分?jǐn)?shù)，并且表2顯示物理性能隨Ti:B:Mg的組成比而改變(初始冷卻速度是50℃/s)。在表2中，各組分的量的單位是wt％。

如在表1和表2中顯示的，當(dāng)Mg含量超過組成比時(shí)，生成的AlB₂相增加，但如Al₆Mn和Mg₂Si的增強(qiáng)相的含量同時(shí)增加。因此，因?yàn)楸憩F(xiàn)出如比熱處理中(specific heat treatment)的合金特點(diǎn)并且屈服/拉伸比增加，所以可以看出降低了碰撞能量吸收。

此外，當(dāng)Ti含量過量并且B含量不足時(shí)，可以看出彈性和晶粒細(xì)化因數(shù)不能滿足參考值并且因此彈性和成形性不滿足參考值。

同時(shí)，當(dāng)B含量小于同時(shí)生成AlB₂和TiB₂的2.5wt％的閾值時(shí)，可以看出碰撞能量吸收是優(yōu)異的，但彈性和成形性降低。

另一方面，當(dāng)滿足根據(jù)本發(fā)明構(gòu)思的實(shí)施方式的Ti:B:Mg的組成比并且B含量是2.5wt％至5.5wt％時(shí)，可以最大化對(duì)彈性和成形性有利的AlB₂和TiB₂的生成并且可以同時(shí)改善彈性和成形性。

[表3]

表3顯示商業(yè)6000系鋁合金(6061)和商業(yè)7000系鋁合金(7075)的物理性能和根據(jù)本發(fā)明構(gòu)思的實(shí)施方式的具有優(yōu)異的彈性和成形性的鋁合金的物理性能。在表3中，各組分的量的單位是wt％。

如表3中顯示的，根據(jù)本發(fā)明構(gòu)思的實(shí)施方式的鋁合金的彈性，與商業(yè)6000系鋁合金和商業(yè)7000系鋁合金相比，可以改善約10％。此外，可以看出表現(xiàn)成形性的DAS和潛熱是相似的或稍微降低的并且成形性與相關(guān)技術(shù)相比稍微增加。

因此，根據(jù)本發(fā)明構(gòu)思的實(shí)施方式的具有優(yōu)異的彈性和成形性的鋁合金，與商業(yè)6000系鋁合金和商業(yè)7000系鋁合金相比，具有改善的彈性、 成形性、和碰撞能量吸收。因此，可以改善碰撞吸收構(gòu)件的強(qiáng)度和NVH特性。

生產(chǎn)根據(jù)本發(fā)明構(gòu)思的實(shí)施方式的具有優(yōu)異彈性和成形性的鋁合金的方法包括：進(jìn)料步驟，將Al-Ti中間合金、Al-B中間合金、或含75wt％Al的Al鹽化合物進(jìn)料到容納在熔煉爐中的熔融鋁中；以及攪拌步驟，攪拌Al熔融金屬以生成并分散增強(qiáng)相AlB₂和TiB₂。

在進(jìn)料步驟中，進(jìn)料Al-Ti中間合金、Al-B中間合金、和含75wt％Al的Al鹽化合物中的一種或多種并且熔融金屬的組成比滿足Ti:B:Mg＝1:3.5～4.5:1。

在這種情況下，進(jìn)料到熔融金屬中的Al-Ti中間合金可以由5wt％至20wt％的Ti和余量的Al組成，并且Al-B中間合金可以由3wt％至10wt％的B和余量的Al組成。

通過維持以上比例，可以同時(shí)生成TiB₂和AlB₂來同時(shí)改善彈性和成形性并且最小化對(duì)成形性和沖擊特性不利的Al₃Ti的生成。

在某些實(shí)施方式中，在攪拌步驟中，為了同時(shí)生成并分散作為增強(qiáng)相的AlB₂和TiB₂，以500rpm或更大速度攪拌熔融金屬。在某些實(shí)施方式中，攪拌是使用具有等于或大于0.4倍的熔煉爐的直徑的長度的攪拌棒進(jìn)行的。

攪拌棒的長度和攪拌速度影響增強(qiáng)相的反應(yīng)速度和分散度。因此，在某些實(shí)施方式中，攪拌棒應(yīng)具有等于或大于40％的熔煉爐直徑的長度。當(dāng)攪拌速度小于500rpm時(shí)，TiB₂的生成量由于對(duì)成形性和沖擊特性不利的Al₃Ti的生成而不足。

此外，因?yàn)楫a(chǎn)生的增強(qiáng)相在熔融金屬中不是均勻分散的，所以會(huì)引起取決于熔融金屬部分的物理性能偏差。

本發(fā)明構(gòu)思可以通過控制組成比在抑制對(duì)成形性和沖擊特性不利的Al₃Ti的生成的同時(shí)，在熔融金屬中同時(shí)產(chǎn)生并均勻分散TiB₂和AlB₂。因此，可以改善諸如彈性、成形性、和碰撞能量吸收的特性。

根據(jù)本發(fā)明構(gòu)思的示例性實(shí)施方式，可以通過優(yōu)化Ti、B、和Mg的組成比最大化作為增強(qiáng)相的TiB₂和AlB₂的生成來同時(shí)改善材料的彈性和成形性。

此外，可以通過攪拌在最佳條件下通過自發(fā)反應(yīng)產(chǎn)生的TiB₂和AlB₂在熔融鋁內(nèi)均勻分散作為增強(qiáng)相的硼化合物。

盡管本發(fā)明構(gòu)思已經(jīng)針對(duì)特定實(shí)施方式進(jìn)行了描述，但是對(duì)于本領(lǐng)域的技術(shù)人員顯而易見的是，在不背離如權(quán)利要求所限定的本發(fā)明構(gòu)思的精神和范圍的情況下，可以進(jìn)行各種變化和修改。