CN119156461A

CN119156461A - 铝合金及用于生产合金的方法

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Publication number: CN119156461A
Application number: CN202380038668.2A
Authority: CN
Inventors: 托马斯·托卡尔斯基; 拉法尔·帕斯图塞克
Original assignee: Nanoalloy Technology Co
Current assignee: Nanoalloy Technology Co
Priority date: 2022-04-12
Filing date: 2023-04-12
Publication date: 2024-12-17
Also published as: EP4508251A1; WO2023198791A1

Abstract

铝合金是快速凝固和塑性固结的，并且包括介于3.00与10.00wt.％之间的镁和介于1.00与6.00wt.％之间的锰。此外，它还包括选自由铬、钒、钛、锆、钼、钴和铌构成的组的分散(胶)体形成过渡元素。这些过渡元素的总量至少为0.50wt.％。这些元素的最大量为：Cr为1.50wt.％，V为1.50wt.％，Ti为1.00wt.％，Zr为1.00wt.％，Mo为1.50wt.％，Co为1.50wt.％且Nb为1.00wt.％。该铝合金优选具有耐腐蚀性，并且允许因其细晶稳定化结构而将室温下的高屈服强度与良好的耐热性相结合，并且具有在高温下相对较低的成形力。该合金的液相线温度相对较低，使得能够很容易地以工业规模生产。

Description

铝合金及用于生产合金的方法

本发明涉及一种铝合金，该铝合金是快速凝固和塑性固结的、特别是通过在高于300℃的温度下在压力下的塑性变形而快速凝固和塑性固结的。铝合金更特别地是适于塑性变形的锻造铝合金(wrought aluminium alloy)，特别是通过热锻造(诸如，模锻造)的。本发明还涉及用于生产快速凝固、塑性固结的铝合金的方法。

目前的工业锻造铝合金不是通过快速凝固工艺生产的，而是通过铸造熔融的合金并通过相对缓慢的冷却工艺进行凝固来生产的。工业锻造铝合金被分成称为系列的几组。它们能够根据影响合金强度的主要机构的类型进行额外的分组。最流行的建筑材料(constructional materials)定义为6xxx、2xxx和7xxx系列中，并且是沉淀强化的。7xxx系列已知包含最强的铝合金，而6xxx系列包含中等强度的铝合金。例如，6082合金的屈服强度(yield strength，YS)约为350MPa，而7075合金的屈服强度约为500MPa。高强度合金的主要缺点是，它们的强度越高，用于加工合金的技术就越苛刻，例如需要高成形力(formingforces)和复杂的热处理。此外，耐腐蚀性可以是问题，特别是在高强度2xxx和7xxx系列中。

另一组锻造合金包括3xxx和5xxx系列，其中，主要的强化机制是固溶强化。这些合金是耐腐蚀的，但它们的强度明显低于6xxx系列的合金的强度。例如，5xxx系列中最强合金中的一者的5083合金的屈服强度仅为约200MPa。

这些工业合金中大多数都是通过缓慢的冷却工艺批量生产的，这存在几个缺点。在缓慢冷却工艺期间，合金元素在枝晶内离析和向枝晶间区域(inter-dendritic region)的离析，并且形成在冷却工艺期间生长的金属间相(intermetallic phases)。这些现象严重约束了标准工业结晶工艺(利用低冷却速度)领域。此外，工业合金的组分限制在一定的范围内。

化学离析可以在较低熔点的材料中产生体积(相)。它能够在热成形期间导致初期的(局部的)熔融，因此需要降低成形温度。工业正在通过在高温下进行适当的均化处理而在一定程度上减轻这些影响。

如果不是不可能的话，结构不均匀和大且易碎的金属间化合物颗粒使塑性成形工艺变得非常困难。金属间相的存在通常是大且矩形的或针状的，这能够导致降低其延展性的材料内部的裂纹的出现。这个问题尤其在应用更高浓度的合金元素时出现：化学离析变得更明显，金属间相变得更大、以至于铸造工艺甚至不再可能。在缓慢的结晶期间，不均匀甚至能够导致跨凝固坯料的应力的高度集中，该应力的高度集中能够使材料在冷却期间破裂。

通过快速凝固工艺生产铝合金的目的是防止结晶期间金属间相的形成和生长，以及减少或抑制合金化成分(alloying components)在枝晶内的离析且抑制向枝晶间区域的离析。快速凝固工艺包括液态合金的快速/迅速冷却，因此允许引入更大量的合金元素，而不会产生上述的负面影响。

然而，冷却速率在物理上受到传热现象和材料热容的限制。这意味着需要限制经历冷却工艺的材料的尺寸。事实上，获得均匀的化学组成需要非常高的冷却速率，这只能够通过生产材料的碎片来获得。在实践中，主要使用了两种技术：粉末雾化和熔融纺丝。两者的特征在于高的表面积与体积比，这使得可以非常快地提取热量。特别是，通过使用熔融合金与冷却辊表面之间的高效热传递，熔融纺丝在热提取方面非常有效。作为这些快速凝固(solidification)技术的结果，结晶材料以高度破碎的材料的形式生产，特别是具有小于100μm的至少一个尺寸。

快速凝固的材料必须固结，以生产更大的合金片。这典型地是通过塑性固结(plastic consolidation)工艺(诸如，通过热挤出工艺)来实现的。在该工艺中，铝合金通过在升高的温度下在压力下塑性变形来固结。在固结工艺期间，快速凝固合金的颗粒(即，碎片)既承受压应力，又承受剪应力。单个的快速凝固的元素/颗粒确实必须非常密切地接触，才能形成新的原子间键。需要塑性变形来产生新的表面，该表面没有氧化物，并且因此能够彼此结合。由于由塑性变形产生的剪应力，颗粒的表面积与体积比增加，使得新的、无氧化物的表面暴露。与此同时，产生了更小的晶粒。

小晶粒的主要优点是铝合金变得更强。晶界确实是位错运动的障碍。屈服应力与晶粒度(grain size)之间的关系能够用霍尔-佩奇等式(Hall-Petch equation)进行数学描述。小晶粒的其他优点是，在较高的温度下可以激活晶界滑动，使得能够在这些较高的温度下以减小的应力/力形成合金。

然而，较小晶粒的缺点是材料具有更高量的内部能量，该内部能量以较大的晶界表面积的形式存储。这意味着，在例如为了改善其成形性(formability)而加热这种材料时，恢复机制变得非常活跃，导致晶粒生长并且失去合金的正特征。

在实践中，已经存在一些快速凝固的铝合金。基于它们的应用，它们能够分为两组。第一组包括直接设计为7xxx系列合金的替代品的高强度合金，而第二组包括用于高温应用的铝合金。

属于第一高强度组的合金的示例是由美国铝业公司(Alcoa)设计的、并在文章“Rapidly solidified aluminium alloys:market assessment”,E.Lavernia等人,Journal of Metals,1985中提出的合金。命名为X7090和X7091的合金是针对标准7075合金的替代品。根据其组成和生产途径的不同，快速凝固合金示出强度比工业合金提高了10％至15％。观察到的改善是次要的，因为沉淀强化仍然是控制机械性能的主要强化机制，而晶粒细化(grain refinement)的效果仍然很小。

通过固溶强化合金的快速凝固而获得较高的强化效果。T.Tokarski等人在Archives of Metallurgy and Materials,第57卷,第4期,2012(DOI:10.2478/v10172-012-0140-2)中的文章“Microstructure and plasticity of hot deformed5083aluminium alloy produced by rapid solidification and hot extrusion”中公开了快速凝固和塑性固结的细晶铝合金(fine grained aluminium alloy)，该细晶铝合金包含镁、锰和少量的一些过渡元素的组合。如该文章所述，5083系列的铝合金既以通过铸造工艺的传统合金的形式、又以通过快速凝固/塑性固结工艺的超细晶合金的形式生产。该合金的确切组成没有在该文章中公开，但5083系列的铝合金描述为包含4.00-4.90wt.％的Mg，0.40-1.00wt.％的Mn，最大0.40wt.％的Si，最大0.25wt.％的Zn，最大0.40wt.％的Fe，最大0.25wt.％的Cr和最大0.15wt.％的Ti。

熔融的合金组合物通过熔融纺丝以厚度在50至100μm范围内的条带的形式快速凝固。快速凝固材料在400℃的温度下挤出，截面缩减面积(cross section reduction area)λ等于25。同样的组成也以常规方式铸造的，在530℃下均质12小时，然后以与快速凝固材料相同的方式热挤出。由于细晶结构，快速凝固和挤出材料具有比常规铸造合金更高的屈服强度(即，屈服强度为320Mpa)，而常规铸造合金的屈服强度仅为180Mpa，提高了约70％。快速凝固材料的另一优点是在热变形期间具有较低的流动应力。因此，换句话说，快速凝固材料在热条件下更容易形成。在恒定应变率为10^-2s^-1，并且温度为450℃时，快速凝固材料的最大流动应力为19MPa，而常规铸造材料的最大流动应力为48MPa。降低的流动应力是由于在存在更高密度晶界区域的情况下晶界滑动，因此晶粒更细。

快速凝固和经挤出的合金的强度部分是由于Mn的固溶强化作用、尤其是铝基质中Mg的固溶强化作用。然而，晶粒细化至700nm的平均晶粒度(average grain size)是主要的强化效果。还形成了尺寸高达50nm且包含Mn、Fe和Cr的细尺度金属间相(Fine scaleintermetallic phases)。这些颗粒既分散在颗粒内部，又沿晶界分散。晶界上存在的颗粒在热变形期间通过所谓的晶界钉扎或齐纳钉扎(Zener pinning)为合金结构提供了热稳定。如Y.Huang,F.J.Humphreys,Materials Chemistry and Physics 132(2012)166–174，“The effect of solutes on grain boundary mobility during recrystallizationand grain growth in some single-phase aluminium alloys”文章中所呈现的，额外的晶粒生长抑制因素可以与Mg向晶界的离析有关。

尽管分散的纳米颗粒和晶界元素离析的热稳定作用，但快速凝固材料在450℃的热压测试期间损失了约10％的硬度，而常规铸造材料在该测试中仅损失了约1％的硬度。快速凝固和挤出的合金的初始硬度特别地从111Hv_0.5(维氏硬度)下降到98.5HV_0.5。合金硬度的损失归因于晶粒或金属间相的粗化。由于合金硬度损失，建议避免合金温度高于450℃。

如T.Tokarski等人在Archives of Metallurgy and Materials,第60卷,第1期,2015(DOI:10.1515/amm-2015-0028)中的文章“Thermo-mechanical processing ofrapidly solidified 5083aluminium alloy–structure and mechanical properties”中所描述的，先前文章中描述的合金的屈服强度可以通过一步和两步热机械处理来提高。热机械处理由冷轧(cold rolling)步骤构成，然后在300℃等温退火3小时，并且在进一步的实验中重复两次，导致合金的微观结构的进一步细化。

屈服强度的提高是由于合金结构从710nm的初始平均晶粒度细化到360nm和270nm的平均晶粒度。屈服强度的增加符合霍尔-佩奇关系。屈服强度从挤压态(as-extruded)材料的320Mpa提高到一步热机械处理的373Mpa和两步热机械处理的419Mpa。即使用如此复杂的热机械处理，也不可能获得高强度、特别是屈服强度约500MPa以上的铝合金。此外，由于热机械处理，材料的延展性/伸长率从20％下降至12％。在500℃的温度下，还检查了挤压态的快速凝固材料的热稳定性。在此温度下退火3小时后，合金的屈服强度从320MPa下降至130MPa，并且平均晶粒度大幅增加，即，从710nm增加到100μm。尽管形成了高度分散的金属间化合物，但快速凝固和挤出的合金显然不能充分稳定到能够暴露于高于450℃的温度。由于晶界数量的增加而导致的内能增加，经过热机械处理的较强合金甚至具有更低的热稳定性。

如T.Tokarski等人的第一篇文章中所描述的，通过添加诸如Zr、Sc、Cr和Mn的元素能够提高具有超细晶结构的材料的热稳定性是已知的，这些元素形成由晶界钉扎在热变形期间提供热稳定性的高度分散的金属间化合物。在测试的合金中，通过富Mn、Fe、Cr相形成的分散(胶)体(dispersoid)提高了热稳定性。然而，铝合金的热稳定性仍然是受限的，它不允许合金在高于450℃的升高的温温下进一步变形。此外，尽管合金受到霍尔-佩奇效应的强化，但其屈服强度仍然是受限的，即，约为320Mpa。最终，即使在高温下的热变形期间的流动应力由于晶界滑动效应而减小，但该流动应力在合金的最高温度下仍然很高，即，在450℃的温度下及10^-2s^-1的应变率下为19MPa。

另一强化快速凝固的铝合金、如AlMg4.5Mn(AA5083)的方法在Frank Palm等人的稿件“＝A unique high strength AlMgSc type material concept processedby innovative technologies for aerospace applications”中公开，该稿件发表在World Powder Metallurgy Congress and Exhibition,World PM 2010[2010年世界粉末冶金大会暨展览会论文集]上。制备了包含3.6wt.％的Mg、1.4wt.％的Sc、0.2wt.％的Zr和0.3wt.％的Mn的铝合金。为了能够溶解合金元素，必须将合金加热至900℃的温度。合金在氩气气氛下加热，以防止氧化和氢的形成。为了避免快速凝固期间金属间相的形成，熔融的合金通过熔融纺丝快速凝固。所生产的薄片没有经历塑性固结工艺来产生细晶结构。替代地，使快速凝固的薄片经历热处理，以产生纳米级的Al₃(Sc_1-x；Zr_x)沉淀，以便通过沉淀硬化来提高合金的强度(硬度高达240HV)。这种的缺点是仍然需要较高的成形力。此外，钪的高成本使得合金非常昂贵，并且因此只适用于高端应用，特别是航空航天应用。

快速凝固的铝合金的示例属于第二组，即，属于在较高温度下仍保持足够强度的合金组，例如能够在US10 232 442中找到。在该美国专利中公开的快速凝固铝合金组合物适用于合金必须在稍高的温度下保持其机械性能的应用，诸如，在涡轮增压压缩机轮的情况下。尽管这些合金是分散强化的，但它们在较高温度下仍然不稳定，这是降低合金热挤出或热成形的压力所必需的。事实上，为了保持合金的机械性能，US10 232 442教导在275℃以下的温度限制成形条件下挤出快速凝固的合金。经挤出的合金随后也应该在这样的相对较低的温度下形成，例如模锻造。然而，这种低温的缺点是挤出工艺和随后的成形工艺需要相当高的压力/力。因此，挤出和成形步骤都需要沉重而昂贵的工具，并且还涉及高操作成本。

US10 232 442中所公开的合金组合物都包含大量分散(胶)体形成元素(dispersoid forming elements)。尽管这些合金适合在相对较高的温度下应用，但它们在较高的成形温度下似乎仍然不稳定。通常，所有设计用于在升高的温度的条件下应用的铝合金都用大量的过渡元素合金化。在这些过渡元素中，Ni和Fe作为分散(胶)体形成元素的用量最高，因为它们能够很容易地合金化到熔融铝中，而不会使熔体明显过热。然而，即使这些过渡元素的含量很高，也不能获得稳定的合金，这种合金也能够在高温下形成，例如在热锻造步骤中降低流动应力。

在A.Kula等人的文章“Structural and mechanical features of rapidlysolidified Al-2Fe-2Ni-5Mg alloy”中描述了设计为在相对升高的温度下应用的快速凝固铝合金的另一示例，并且在该铝合金不仅形成了分散(胶)体，而且在该铝合金中还使用了Mg作为固溶强化元素。与Tokarski等人的文章中呈现的5083合金相比，它包含更多的合金元素，即，除了主要以固溶形式存在的4.56wt.％的Mg之外还有2.73wt.％的Fe和2.37wt.％的Ni。尽管存在如此大量的附加分散(胶)体形成合金元素，但该合金在室温下的屈服强度仅为约300Mpa。这种屈服强度归因于通过添加Mg来实现的固溶硬化和通过金属间化合物精细化来实现的分散强化。在扫描电子显微镜(scanning transmission electronmicroscopy，STEM)图像上能够看到，合金确实包含大量的分散(胶)体，但这些分散(胶)体相当大。此外，该合金的晶粒度也较大，使得只能获得有限的霍尔-佩奇强化效应。不仅合金的机械强度相当有限，而且显然它的热稳定性也很有限。在增加温度下的变形测试后，合金的显微硬度(microhardness)显著下降，尤其是在450℃的变形后，显微硬度下降多于30％。

US 4 726 843公开了快速凝固铝合金，该快速凝固铝合金描述为不仅具有良好的高温强度，而且具有与材料的良好延展性和韧性相结合的高热稳定性。该合金不包含任何Mg，并且代替Fe和Ni，它包含2至5.5wt.％的Cr和2至5.5wt.％的V作为分散(胶)体形成合金元素。熔融的合金在非常高的冷却速率下快速凝固，并且快速凝固的粉末随后通过挤出工艺和随后的热处理进行固结。得到了由尺寸小于0.1μm的Al₁₃Cr₂和Al₁₀V金属间相构成的细分的分散(胶)体。在示例中，获得的挤出态合金的室温拉伸强度为520Mpa。这种挤出态合金具有相对小的延展性，即，只有10％的受限断裂伸长率。在随后的400℃热处理一个或两个小时期间，通过沉淀硬化显著提高了维氏硬度。

Al-Fe和Al-Ni的二元相图示出，随着Fe或Ni含量的增加，这些合金的液相线温度(liquidus temperature)都有轻微的增加。如前所述，它使这类合金具有丰富的化学组分。在US 4 726 843中呈现的过渡元素Cr和V的特征相反，其特征是作为元素添加的函数，液相线温度上升非常陡峭。因此，US 4 726 843中需要1150℃的高合金化温度、以溶解大量的合金元素。在如此高温下，需要在真空或惰性气体条件下应用，使得这种合金不适合工业生产。由高Cr和V添加形成的大量相对较大的分散(胶)体确实允许获得高强度。然而，这些大的分散(胶)体使合金更脆，特别是在更高的温度下形成合金所需的力也增加。

EP 0 577 944 B1还公开了快速凝固的铝合金，该铝合金包含大量的合金元素，除了5％至10原子％的Ni之外，还包括诸如V、Cr、Mn、Co、Mo、Nb、Ta、Mg、Cu和Zn的元素。该铝合金是在200至550℃的温度下通过快速凝固和随后的挤出工艺生产的。它具有细晶结构，平均晶粒度为40至2000nm，并且它包含平均晶粒度为10至1000nm的金属间化合物。所获得的材料具有高拉伸强度和高硬度。由于合金的脆性性质，即使在较高的温度下，合金的流动应力也相对高，使得必须使用昂贵的重型锻压机。此外，由于高镍含量，合金的热稳定性不好，使得不能增加成形温度。大量Ni的存在的另一缺点是它降低了合金的耐腐蚀性。最后，EP 0577 944 B1教导了，基质强化元素Mg、Cu和Zn的量应保持在低于4原子％，否则合金的强度会降低。

US 6 334 911公开了铝合金，该铝合金包括Cu与Cr和/或Mn的组合、以及可选地一种或多种过渡元素V、Fe、Co和Ni。合金被快速凝固以获得细晶，并且然后进行热处理或固结和压实。在示例中，快速凝固的铝合金粉末在320至500℃的温度下进行挤出。在室温下，经挤出的材料具有相对高的拉伸强度，范围为500至约700MPa。这些材料的强度是由于固溶强化、尤其是Cu的固溶强化，以及由于精细分散在铝基质中的准晶的形成，并且该准晶是由于Mn和/或Cr的存在而形成。此外，当存在过渡元素时，这些过渡元素会产生金属间化合物相，该金属间化合物相均匀而精细地分散在合金结构中。这种快速凝固合金的重要缺点是铜的存在，这否定了该合金的耐腐蚀性。此外，铁和镍对耐腐蚀性和合金的热稳定性也有负面影响。此外，为了获得高强度，在示例中以相对高的量使用了Cr和一些过渡元素，导致合金具有需要较高合金化温度的相对较高的液相线温度。

WO 2015/169232公开了铝合金，该铝合金不是通过快速凝固工艺生产的，而是通过压铸工艺生产的。合金通过固溶强化来强化，具有1至4wt.％的Mn，形成Al₆Mn相，并且具有0.1至5wt.％的Mg。此外，该合金至少包含稀土元素La，以改善铝合金的冶金性能和流动性并确保更好的阳极氧化性能。该合金还可以包含有限量的Co和Ti，作为晶粒细化元素起作用。尽管存在这些合金元素，但示例中公开的合金组合物都具有受限的极限拉伸强度(最高值为300MPa)以及受限的HV硬度(最高硬度为HV 100)。合金的屈服强度尚未公开。在WO2015/169232的示例中，式Mn2.5Mg3La0.2的合金的拉伸强度仅为275MPa，可以通过将Mg的量增加到5wt.％来将拉伸强度提高到300MPa。然而，当Mg的量进一步增加到6wt.％时，拉伸强度下降到280MPa，使得Mg的量的范围被限制到5wt.％。

本发明涉及快速凝固和塑性固结的铝合金，该铝合金在塑性固结时具有比这些压铸合金高得多的强度，特别是在室温下屈服强度高于300MPa或优选甚至高于340MPa。本发明的目的是提供改进的快速凝固和塑性固结的铝合金，该铝合金优选是耐腐蚀的，并且允许将室温下的高屈服强度与良好的耐热性相结合，并且在高温下具有相对较低的成形力。此外，为了使合金更容易合金化和凝固，合金的液相线温度不应过高。合金的液相线温度优选低于950℃、或更优选甚至低于900℃。

根据本发明的铝合金是快速凝固和塑性固结的，并且该铝合金包括：

-介于3.00wt.％与10.00wt.％之间的镁(Mg)；

-多于1.00wt.％但小于6.00wt.％的锰(Mn)；以及

-一种或多种过渡元素，所述过渡元素选自由以下项构成的组：铬(Cr)、钒(V)、钛(Ti)、锆(Zr)、钼(Mo)、钴(Co)和铌(Nb)，所述一种或多种过渡元素的总量至少等于0.50wt.％，并且所述过渡元素的最大量为：Cr为1.50wt.％，V为1.50wt.％，Ti为1.00wt.％，Zr为1.00wt.％，Mo为1.50wt.％，Co为1.50wt.％以及Nb为1.00wt.％，

其中，铝合金包括：

-不含或小于2.00wt.％、优选低于1.00wt.％的锌(Zn)，不含或小于2.00wt.％、优选低于1.00wt.％的硅(Si)，不含或小于1.00wt.％的钪(Sc)以及不含或小于1.00wt.％的钨(W)；

-不含不同于Al、Mg、Mn、Cr、V、Ti、Zr、Mo、Co、Nb、Zn、Si、Sc和W的其他元素，或者所述其他元素的总量小于4.00wt.％、优选小于2.00wt.％且更优选小于1.00wt.％；以及

-铝作为余量。

在合金包括Sc的情况下，Sc含量优选低于0.80wt.％且更优选低于0.60wt.％。

根据本发明的合金首先快速凝固。以这种方式，防止或至少大幅减少初生金属间颗粒(相)的形成。不同合金元素的最大量也受到各自上限的限制，以便将所需的铸造温度保持为足够低。这些过渡元素、尤其是那些不同于Cr的元素的较高量确实提高了液相线温度，从而使组合物的合金化变得更困难，并且不太适合工业工艺。此外，如果不是不可能的话，过渡元素、并且尤其是Cr的较高量可以导致脆性金属间相的形成，这可以使塑性成形工艺更困难。

然后对快速凝固的合金进行塑性固结。在塑性固结工艺期间，快速凝固合金的颗粒(片)经受压应力和剪应力两者。这是在升高的温度下进行的，特别是在高于300℃的温度下进行。以这种方式，合金被固结并精细化其晶粒结构，使得在塑性固结之后，合金具有细晶结构。通过提高塑性固结期间的温度，避免或至少减少了晶粒内位错的形成。此外，产生了次级金属间颗粒，即，所谓的分散(胶)体。优选控制塑性固结工艺，使得这些分散(胶)体被细化，即，使得它们特别具有优选小于50nm的体积平均尺寸。

至于化学组成，根据本发明的合金首先是通过铝基质中包含的Mg的量来强化的固溶体。为了避免合金的固相线温度(solidus temperature)过低，此镁量受到上限的限制。合金也是由Mn固溶强化的合金。与Mg相反，Mn在不降低其固相线温度的情况下提高了合金的强度。在660℃时，Mn在Al中的溶解度约为1.5wt.％，并且在约535℃时仍为0.5wt.％。在室温下，快速凝固的合金因此用Mn过饱和。在塑性固结工艺期间，Mn还有助于快速凝固合金中分散(胶)体的产生，即，包含Mn、Al和其他合金元素的金属间化合物的小颗粒。小分散(胶)体的形成对于通过齐纳钉扎而稳定细晶合金结构至关重要。在根据本发明的合金中存在的Mn的量中，发现它在形成合金强化/稳定分散(胶)体方面非常有效。在二元Al-Mn系统中，这些分散(胶)体可以特别通过在高于510℃形成的次级Al₆Mn、并且特别是通过在低于510℃形成的次级Al₁₂Mn形成，即，在执行塑性固结的温度下形成。通过快速凝固工艺避免或至少显著减少了粗初生Al₄Mn和/或Al₆Mn的形成。当在晶粒内、特别是Al₁₂Mn金属间相形成时，也能够提供强化效果，因为它与周围的铝基质是半相干的。Mg和Mn两者的优点是，它们能够容易地在合金组合物中大量溶解，即，不需要高合金化温度。即使当添加更多的镁时，合金的液相线温度确实降低，而包含6wt.％的Mn的二元Al-Mn系统的液相线温度仅为约720℃。

与一些现有技术合金中使用以通过形成分散(胶)体来强化合金的Ni和Fe相比，Mn的扩散系数较低，使得含Mn的分散(胶)体更热稳定。此外，在根据本发明的合金中，分散(胶)体更倾向于在晶界而不是在晶粒内形成，特别是在塑性固结工艺期间。根据本发明的合金还包括一种或多种过渡元素Cr、V、Ti、Zr、Mo、Co和Nb，它们的扩散系数甚至低于Mn的扩散系数。这些过渡元素能够通过用一种或多种这些过渡元素部分取代Mn来稳定含Mn的分散(胶)体，特别是Al₁₂Mn相。

根据本发明的合金中需要相对高的过渡元素总量。本发明的重要发现确实是，通过选择过渡元素并且通过其相对较大的总量，产生了大量较小的分散(胶)体，并且能够减小塑性固结的合金的晶粒度。由于过渡元素的存在而产生的大量的小分散(胶)体能够热稳定细晶合金结构，尽管由于晶界数量的增加(即，由于更精细的晶粒结构)导致的界面边界能量更高。细晶合金结构通过霍尔-佩奇效应提供了高屈服强度。此外，细晶合金结构是通过塑性固结工艺获得的，该塑性固结工艺优选在升高的温度下进行，使得在晶粒不产生或较少产生位错，这将降低合金的延展性。

根据本发明的合金在热变形期间被发现具有低的流动应力或甚至超塑性行为。由于其高热稳定性，可以应用更高的成形温度来甚至进一步降低流动应力。低流动应力可以解释为由大量晶界引起的明显边界滑动效应、分散(胶)体的小尺寸以及分散(胶)体主要存在于晶界而不是晶粒内的事实。

从其中选择根据本发明的合金中使用的过渡元素的列表仅包括在铝中具有低扩散系数的过渡元素。这种过渡元素的使用能够在塑性固结期间产生更小的分散(胶)体和更细小的晶粒，并获得具有良好热稳定性的合金。所选择的过渡元素的数量和价格也很容易获得，这允许以工业规模生产合金。所选的过渡元素的扩散系数比Ni和Fe低得多，并且与例如Ni、Fe和Cu相反，它们也不会降低合金的耐腐蚀性。令人惊讶的是，与Mg和Mn结合，它们能够在室温下实现高屈服强度，在热变形期间实现低流动应力，并确保细晶结构的保存。它们还能够在塑性固结态状态中实现稍低但仍然高的屈服强度，特别是高于300MPa或甚至高于340MPa的真屈服强度(YS，R_0.2)和高延展性，特别是室温下至少15％或至少18％甚至更高的断裂伸长率。

每种过渡元素的量受最大值的限制。最大量由相应过渡元素在铝合金中的溶解度所确定，并且也由过渡元素量的增加对合金屈服强度和热成形应力的影响所确定。铬能够以高于所声称的最大量溶解。然而，已经发现，这样高的铬量会导致更脆的合金。较高量的不同过渡元素并不总是提高合金的屈服强度，但有时甚至可以降低其屈服强度，例如，通过形成含Mg的相，从而降低固溶体中的Mg浓度。此外，较高量的合金元素对热变形期间的流动应力有负面影响。根据本发明的合金必须总共包含一种或多种过渡元素的最小总量，更具体地，至少0.50wt.％的最小总量，以便能够产生合金的最小热稳定性和最小机械性能所需的最小量的分散(胶)体。

如上所述，根据本发明的铝合金至少包括Mg、Mn和选自Cr、V、Ti、Zr、Mo、Co和Nb中的一种或多种过渡元素作为合金元素。优选地，它不包含其他元素。然而，其他元素可以在合金中以有限的量包含，而不会对其有利的性质产生负面影响。具体地，Zn和Si可以以2.0wt.％的最大量存在，而Sc和W可以各自以1.0wt.％的最大量存在。Zn可以作为进一步的固溶强化元素，但发现强化效果微乎其微。此外，发现添加超过1.0wt.％的Zn会降低合金的强度，因此优选添加的Zn不超过1.0wt.％。锌的这种作用可以归因于含Mg和Zn的各种相的形成，这些相耗尽了Mg的固溶体。Sc比其他过渡元素要昂贵得多。在使用时，为了稳定包含Al、Sc和Zr的金属间相，优选将其与Zr结合使用。Zn和Si是相对惰性的，因此它们可以以高达2.0wt.％的有限量存在，特别是当它们由于使用二次铝作为原料而作为杂质引入合金中时。

除了上述元素之外，合金仍然可以包含其他元素/杂质，但以与标准工业合金相同的方式，其量应足够低，特别是总量低于4.0wt.％、优选低于2.0wt.％且更优选低于1.0wt.％。主要原因是它们存在时的耐腐蚀性较低。尤其是Cu、Fe、Ni、Bi、Sn和Pb降低了合金的耐腐蚀性。考虑到对合金机械性能的有利影响，与其他元素相比，合金可以包含更多的Fe和Cu，尽管它们对合金的耐蚀性有负面影响。合金应优选不含或包含小于3.00wt.％的Fe、优选不含或小于2.00wt.％的Fe且更优选不含或小于1.00wt.％的Fe以及不含或小于2.00wt.％的Cu、且优选不含或小于1.00wt.％的Cu。其他元素(即，Ni、Bi、Sn和Pb)应当优选不存在于合金中或以最多0.40wt.％或优选最多0.30wt.％的量存在。此外，过高量的其他合金元素可以对合金的机械性能具有负面影响，因为它们可以干扰Mg和Mn的固溶强化作用，并干扰Mn与其他过渡元素结合而形成细的金属间分散(胶)体。因此，任何其他合金元素应当优选不存在于合金中，或者每种元素的量高达至多0.4wt.％。

在根据本发明的合金的实施方案中，合金包括至多1.20wt.％、优选至多1.00wt.％且更优选至多0.75wt.％的V。

铝-钒相图的液相线非常陡峭，使得降低钒含量会显著降低合金的液相线温度。此外，本发明人发现，能够通过用一种或多种其他过渡元素替换部分钒来保持钒的强度增加作用。

在根据本发明或根据前述实施方案的合金的实施方案中，合金包括至多1.40wt.％，优选至多1.30wt.％，以及更优选至多1.20wt.％的Cr。

与钒相比，在一定的温度下，例如750℃，能够溶解更多的铬。然而，本发明人发现，铬的最大量优选保持在较低的水平，因为较高的铬量可以使合金更脆。此外，本发明人还发现，通过将部分铬替换为一种或多种其他过渡元素，能够保持铬的强度增加作用。在合金应当具有高延展性、特别是高断裂伸长率、诸如断裂伸长率为至少15wt.％的情况下，则它优选是无铬的、或它应当优选包含至多0.3wt.％、优选至多0.2wt.％的铬。

在根据本发明或根据前述实施方案中任一项的合金的实施方案中，合金包括至少0.10wt.％、优选至少0.20wt.％、更优选地至少0.30wt.％且最优选至少0.40wt.％的Cr，和/或至少0.10wt.％、优选至少0.20wt.％、更优选至少0.30wt.％且最优选至少0.40wt.％的V。优选合金包括铬和钒两者。其优选包括总量为至少0.50wt.％、优选至少0.70wt.％且更优选至少0.90wt.％的Cr和V。

铬和钒两者、特别是这两种过渡元素的组合被发现在实现上述优点方面非常有效，如易于合金化、高拉伸强度、热稳定性和热成形性。只有当合金的延展性应当提高时，铬的量优选是有限的。

在根据本发明或根据前述实施方案中任一项的合金的实施方案中，合金包括两种或更多种、优选三种或更多种所述过渡元素。

过渡元素的问题是，在含铝的二元系相图中，它们具有陡峭的液相线，使得组合物合金化所需的温度随着过渡元素量的增加而迅速上升。在本发明的合金中，对于总量较大的过渡元素，能够通过使用两种或更多种过渡元素的组合来避免较高的液相线温度。确实已经发现，通过用两种或更多种过渡元素的组合来替代一种过渡元素能够在不增加合金的液相线温度的情况下在合金中提供更高总量的过渡元素，同时仍然能够实现所需的热稳定性和机械性能。此外，当使用相同量的更不同的合金元素时，对合金的屈服强度有协同作用。

在根据本发明或根据前述实施方案中任一项的合金的实施方案中，合金包括Cr和/或V、优选Cr和V，并且额外地包括至少0.15wt.％、优选至少0.20wt.％的Ti，至少0.15wt.％、优选至少0.20wt.％的Zr，至少0.15wt.％、优选至少0.20wt.％的Mo，至少0.15wt.％、优选至少0.20wt.％的Co和/或至少0.15wt.％、优选至少0.20wt.％的Nb。

这些合金元素的添加能够减少Cr和/或V的量，使得能够进一步降低合金的液相线温度，或话句话说，能够进一步降低制备快速凝固的熔体的温度。还能够避免Cr对合金脆性的负面影响。此外，当用相同数量的一种或多种这些其他过渡元素取代Cr和/或V的部分时，观察到合金屈服强度的协同效应。

在根据本发明或根据前述实施方案中任一项的合金的实施方案中，所述一种或多种过渡元素的总量大于0.70wt.％、优选大于0.80wt.％、更优选大于0.90wt.％且最优选大于1.00wt.％。

研究发现，至少当合金通过相同的快速凝固和塑性固结工艺制备时，过渡元素总量越高，合金的屈服强度和热稳定性越高。在较低温度下进行塑性固结确实能够获得较高的屈服强度，但热稳定性较低；而在较高温度下进行塑性固结能够获得较低的屈服强度，但热稳定性较高。

在根据本发明或根据前述实施方案中任一项的合金的实施方案中，所述一种或多种过渡元素的总量小于3.00wt.％、优选小于2.75wt.％、更优选小于2.50wt.％且最优选小于2.25wt.％。

已经发现，较高量的过渡元素对屈服强度/热稳定性没有或仅有相对较少的提高。如果不是不可能的话，更高的量甚至可以导致脆性金属间相的形成，这可以使塑性成形工艺更困难。

在根据本发明或根据前述实施方案中任一项的合金的实施方案中，合金包括至少1.10wt.％、优选至少1.20wt.％、更优选至少1.30wt.％且最优选至少1.40wt.％的Mn。

已发现这种较高量的Mn提高了合金的屈服强度。由于相当一部分的Mn将停留在固溶体中，增加Mn的量对形成分散(胶)体的影响相对大。这些分散(胶)体确实只由在合金快速凝固后获得的过饱和固溶体中过量的Mn形成。已经发现Mn具有高强度增加作用。

在根据本发明或根据前述实施方案中任一项的合金的实施方案中，合金包括小于5.00wt.％、优选小于4.50wt.％且更优选小于4.00wt.％的Mn。

在这些上限之下，通过添加更多的Mn可以获得屈服强度的显著增加。然而，较高量的Mn被发现对合金的强度没有或仅有很小的增加。此外，如果不是不可能的话，较高量的Mn可以导致脆性金属间相的形成，这可以使塑性成形工艺更困难。

在根据本发明或根据前述实施方案中任一项的合金的实施方案中，合金包括至少4.00wt.％、优选至少4.50wt.％、更优选地至少5.00wt.％、最优选至少5.50wt.％且甚至更优选少6.00wt.％的Mg。

发现较高量的Mg增加合金的强度。增加Mg的量对热变形期间的流动应力和热稳定性没有或只有很小的影响。Mg在铝中的溶解度确实很高，使得只有在相对低的温度下(即，在Mg的扩散系数也很低的温度下)，才会使铝基质中的Mg过饱和。

在根据本发明或根据前述实施方案中任一项的合金的实施方案中，合金包括小于9.00wt.％、优选小于8.00wt.％且更优选小于7.00wt.％的Mg。

合金的Mg含量优选低于这些上限，因为Mg含量越高，合金的固相线温度越低。根据二元Al-Mg相图，含7wt.％Mg的Al-Mg合金的固相线温度实际上等于约550℃。这意味着合金不能加热到更高的温度，因为否则它将开始失去其结构以及因此有利的机械性能。此外，如果不是不可能的话，会形成粗的初生脆性相(coarse primary brittle phases)，这会降低合金的延展性和强度，并使塑性成形(热锻造)困难。

在根据本发明或根据前述实施方案中任一项的合金的实施方案中，塑性固结的合金以及优选甚至热锻造的合金具有根据ASTM E8/E8M-13a在20℃测量的真屈服强度(YS，R_0.2)至少为400MPa、优选至少为450MPa、更优选至少为500MPa且最优选至少为550MPa。

令人惊讶的是，根据本发明的合金被发现能够在没有专用的热机械处理的情况下获得如此高的真屈服强度(true yield strength)，这将在合金中诱导位错和/或沉淀强化，从而降低合金的延展性和热成形性并将导致合金的更精细的加工(通过专用机械和/或热处理的机械和/或沉淀强化)。

在根据本发明或根据前述实施方案中任一项的合金的实施方案中，合金、特别是作为塑性固结的合金在真应变率(true strain rate)为每秒10^-2的压缩测试中具有的最大真应力(maximum true stress)在450℃时小于25Mpa、优选小于21MPa且更优选小于18MPa，和/或在500℃时小于20Mpa、优选小于17MPa且更优选小于14MPa，和/或在550℃时小于17Mpa、优选小于14MPa且更优选小于8MPa。

在这些温度下，如此低的最大真应力使合金能够以非常低的成形力进行热锻造。其优点是可以使用更小的成形压力机(forming presses)和更小且更便宜的工具，并延长工具的寿命。

在根据本发明或根据前述实施方案中任一项的合金的实施方案中，合金、特别是固结的合金具有根据ASTM E8/E8M-13a在20℃测量的真屈服强度(Ys，R_0.2)、以及在525℃以每秒10^-2的真应变率压缩到初始高度的50％的压缩测试中的最大真应力，该最大真应力(以MPa表示)小于所述真屈服强度(以MPa表示)的3.0％、优选小于2.0％且更优选小于1.5％。

令人惊讶的是，根据本发明的合金被发现能够在525℃的塑性变形期间获得高真屈服强度和最大真应力，这只是合金的真屈服强度的一小部分。

在根据本发明的合金的实施方案中，合金包括介于1.50与3.50wt.％之间、优选介于2.00与3.00wt.％之间的Mn，以及介于3.00wt.％与5.00wt.％之间、优选介于3.00与4.50wt.％之间的Mg，所述一种或多种过渡元素的总量小于1.00wt.％，并且Cr优选不存在或以至多0.3wt.％或至多0.2wt.％的量存在。优选地，合金的断裂伸长百分比至少为15％、优选至少为18％，并且真屈服强度(YS，R_0.2)至少为320MPa、优选至少为340MPa，两者均根据ASTM E8/E8M-13a在20℃下测量。真屈服强度更优选由以下等式定义：

YS>525-10.el(等式1)；或者

更优选由以下等式定义：

YS>530-10.el

其中，-el为断裂伸长百分比；并且

-YS为以MPa为单位的真屈服强度。

根据本发明的合金能够将高拉伸强度与高伸长率相结合，从而获得具有现有标准锻造铝合金区域外侧的拉伸性能的合金。D.Raabe等人在Progress in Material Science128(2022)的出版物“Making sustainable aluminium by recycling scrap:The scienceof“dirty”alloys”的图65展示了现有标准锻造铝合金所涵盖的拉伸性能。这些合金的屈服强度可以达到约750Mpa，而伸长率可以达到约40％。然而，非标准的锻造铝合金将至少320MPa的相对较高的拉伸强度与至少15的伸长率相结合。

然而，这种拉伸性能的组合在诸如汽车应用等应用中非常有趣。例如，汽车的本体或其他部件必须足够坚硬/坚固、以提供车辆在碰撞时所需的抗侵入性，同时它们必须易延展、以吸收碰撞能量。易延展的标准合金强度较小，因此需要更多的材料来使车辆更重且使碰撞能量更高。在实践中，能够将拼接件焊接到汽车部件上、以增加其硬度或强度，并能够应用部分软化来提供延展性。然而，根据本发明的合金提供了新的可能性、以使不同的车辆部件更轻，从而也降低了车辆的重量和碰撞能量吸收。

在根据本发明或根据前述实施方案中任一项的合金的实施方案中，合金具有低于950℃、优选低于900℃且更优选低于850℃的液相线温度。合金的液相线温度优选高于600℃。

能够通过限制过渡元素的量和/或通过使用它们的组合来实现这样的低液相线温度。较低的液相线温度是有利的，因为熔融成合金组合物需要较低的温度，因此也能够更容易地避免铝熔体的氧化，特别是在工业生产工艺中。

在根据本发明或根据前述实施方案中任一项的合金的实施方案中，通过在至少300℃的温度在压力下塑性变形来对合金进行塑性固结。优选地，合金已经固结的温度低于合金的固相线温度，优选比所述固相线温度低至少10℃但是高于350℃、优选高于375℃且更优选高于400℃，所述温度优选介于400℃与550℃之间。

通过在低于其固相线温度的温度下固结合金，能够保持快速凝固合金结构的优点。塑性固结期间较高的温度增强合金的动态重结晶。因此避免或进一步减少了位错的形成，并且增强了合金的热稳定性。然而，在大多数情况下，当合金在更高的温度下固结时，将获得较大的晶粒度，并且因此强度的增加相对较小。通常，具有更高(非常高)屈服强度的更坚固的合金能够通过在较低温度下塑性固结合金来获得。然而，这种合金的热稳定性较低。在优选的温度范围内，能够实现高强度和热稳定性，使合金能够在容易形成合金的温度下热成形，即，显著降低锻造压力。

在根据本发明或根据前述实施方案中任一项的合金的实施方案中，合金具有按照标准ASTM E2627-13(2019)测量的塑性固结的平均晶粒度小于2000nm、优选小于1000nm、更优选小于800nm且最优选小于600nm。

这种细晶合金的优点是，由于小晶粒度、即由于霍尔-佩奇效应，其强度增加。此外，在根据本发明的合金中，通过激活其富晶界网络内的晶界滑动过程，还发现较小的晶粒度与大量的纳米级分散(胶)体的结合将合金在热成形期间的流动应力降低到非常低的值。

在根据本发明或根据前述实施方案中任一项的合金的实施方案中，塑性固结的合金额外在高温下热锻造、特别是模锻造，并且根据标准ASTM E2627-13(2019)测量的平均晶粒度小于4000nm、优选小于2000nm、更优选小于1500nm且最优选小于1200nm。

合金的热锻造在升高的温度下进行、以便降低合金的流动应力，并使其能够比变形到比室温下更大的程度。在热锻造期间，合金特别具有高于400℃、优选高于450℃、更优选高于475℃或最优选甚至高于500℃的温度。将固结合金充分均匀地加热到如此高的温度并执行锻造步骤需要一些时间，以便使合金经受一段时间的高温。尽管合金是热稳定的、特别是合金的较大的晶粒将变得更粗，从而使合金的平均晶粒度增加。在该实施方案中，由于在晶界区域内存在多个纳米分散(胶)体，限制了晶粒的粗化，使得最终的晶粒度仍然提供所需的强度增加作用。

在根据本发明或根据前述实施方案中任一项的合金的实施方案中，合金基本上不含初生金属间相，并且优选地也不含枝晶。

这能够通过快速凝固工艺来实现，特别是通过将合金至少从其液相线温度快速凝固到其固相线温度。

本发明还涉及用于生产根据本发明的铝合金的方法。合金具有液相线和固相线温度以及液相线与固相线温度之间的预定差值。这两个温度都要在合金的平衡相图上确定。

在第一步骤中，制造具有根据本发明的合金的组合物的熔融的铝合金组合物。熔融的铝合金组合物以快速凝固材料片的形式快速凝固，并且快速凝固材料片被塑性固结以生产塑性固结的铝合金。

通过快速凝固熔融的合金组合物，避免了初生相(通常是脆性相)的形成。也避免了枝晶的形成。所有这些相/结构都对合金的强度和/或热稳定性以及在合金热锻造期间所需的力具有负面影响。合金的快速凝固产生具有大量的内能的更均匀的相和结构。在随后的塑性固结步骤期间，快速凝固的合金片不仅被固结，而且还产生精细晶合金结构并形成稳定该细晶合金结构的分散(胶)体，特别是在比快速凝固材料的初始能量水平更低的能级。

塑性固结后，合金仍稳定在较高的能级。其结果是，合金具有增加的强度。此外，晶界滑动过程更容易激活且更明显，因此提供了更低的热成形力。

在根据本发明的方法的实施方案中，快速凝固的熔融的铝合金组合物具有低于950℃、优选低于900℃、更优选低于850℃且最优选低于800℃的液相线温度。合金的液相线温度优选高于600℃。

因此，铝合金能够在相对较低的温度下熔融，特别是在无需使用真空或惰性气体的情况下，能够更容易地避免或减少铝的氧化和氢的形成的温度。换句话说，由于如此低的液相线温度，合金能够更容易地在工业规模上生产。

在根据本发明或根据前述实施方案中任一项的方法的实施方案中，从至少一个喷嘴喷出熔融的铝合金组合物以快速凝固，离开所述至少一个喷嘴的熔融的铝合金组合物一旦离开所述至少一个喷嘴时就具有预定温度，并且通过在预定时间段内以平均冷却速率冷却到铝合金的固相线温度而被快速凝固，该平均冷却速率确定为跨所述预定时间段(oversaid predetermined period of time)、所述预定温度与所述固相线温度之间的差值的比率，并且平均冷却速率高于10 000℃/sec并且优选高于100000℃/sec。

当施加如此高的冷却速率时，熔融的铝合金从喷嘴中喷出时快速凝固。

优选地，所述预定温度比所述固相线温度高出所述液相线/固相线温度差的至少75％，所述预定温度优选等于或高于所述液相线温度，并且更优选高于所述液相线温度至少10℃。

只有当熔融的铝合金的温度低于其液相线温度时，才能形成初生金属间相和枝晶。因此，在该实施方案中，能够最小化或甚至避免初生金属间相和枝晶的形成。

在根据前述实施方案的方法的实施方案中，熔融的铝合金组合物通过管道供应到所述至少一个喷嘴，并且在从所述喷嘴喷出之前在所述管道中额外地加热，管道优选基本上用铝合金组合物完全填充。

当有存在水蒸气时，铝在相对低的温度下已经相当快地氧化了。在其中制备铝合金或其成分并且其中存在空气的熔炉中，优选地只应用相对低的温度来熔融铝合金或其成分。该温度可以低于液相线温度，使得铝合金还没有完全熔融。一旦铝合金进入通向喷嘴的管道中，就会在该管道中进一步加热到更高的温度，以便合金在从喷嘴喷出以快速凝固之前基本上完全熔融。由于管道基本上用合金组合物完全填充，铝一旦进入管道就不会氧化，并且因此能够加热到更高的温度而不被氧化。因此，在工业工艺中，在无需施加真空条件的情况下或在无需在惰性气氛下运行的情况下能够容易地避免氧化。

在根据本发明或根据前述实施方案的方法的实施方案中，通过在至少300℃、优选至少400℃和更优选至少450℃的温度下在压力下的塑性变形来对快速凝固材料片进行塑性固结。

在塑性固结步骤期间，快速凝固的材料片经受压应力和剪应力。单个快速凝固的片被送到非常紧密的接触中，使得能够形成新的原子间键。需要塑性变形来产生新的表面，该表面没有氧化物且因此能够彼此结合。由于由塑性变形产生的剪应力，颗粒的表面积与体积比增加，使得新的、无氧化物的表面暴露。与此同时，产生更小的颗粒。在塑性固结期间，快速凝固的材料的温度优选高于300℃。以这种方式，需要对材料施加较小的力。此外，由于塑性固结工艺期间较高的温度导致合金的动态重结晶，避免或至少显著减少了位错的形成，并且增强了合金的热稳定性。

在根据本发明或者根据前述实施方案中任一项的方法的实施方案中，快速凝固材料片固结的温度低于合金的固相线温度，优选低于所述固相线温至少10℃但高于350℃、优选高于375℃且更优选高于400℃，所述温度最优选介于400℃与550℃之间

如此高的塑性固结温度促进固结的有效性。合金的流动应力在较高的温度下较低，这有利于快速凝固材料片的变形，这是实现紧密接触所需的。此外，更高的温度增加了局部扩散工艺，提高了颗粒间结合的有效性。

在根据本发明或根据前述实施方案的方法的实施方案中，通过塑性变形将快速凝固材料片固结，以将根据标准ASTM E2627-13(2019)测量的固结铝合金的平均晶粒度减小到小于2000nm、优选小于1000nm、更优选小于800nm且最优选小于600nm的值。

这种细晶合金的优点是，由于小晶粒度(即，由于霍尔-佩奇效应)，其强度增加。此外，利用根据本发明的合金组合物，还发现较小的晶粒度通过激活晶界滑动过程来降低合金在热成形期间的流动应力。

在根据本发明或根据前述实施方案中任一项的方法的实施方案中，通过以至少3、优选至少6、更优选至少8且最优选至少10的截面缩减(cross section reduction)λ挤出快速凝固的材料片来进行固结。

对于固结工艺，不仅要对快速凝固的材料片施加压应力，还要施加剪应力。截面缩减越高，材料的固结越好。对于截面缩减的较低值，良好的固结可以需要一个或多个额外的塑性加工步骤，这些步骤可以在随后的热锻造步骤中提供。

在根据本发明或根据前述实施方案中任一项的方法的实施方案中，固结的铝合金使热锻造的，特别是模锻造的。

在一些应用中，根据本发明的合金能够塑性固结为所需形状或接近所需形状。在其他应用中，要生产的部件的形状能够通过热锻造合金来实现或至少接近，使得不需要或需要更少的机加工来实现最终的形状。因此，部件的生产工艺需要更少的材料，消耗更少的时间和能源，并且以需要回收的碎屑(chips)的形式产生更少的材料。

优选地，在高于400℃、优选高于450℃且更优选高于475℃或高于500℃、但低于合金的固相线温度、优选低于所述固相线温度至少10℃的温度下对固结铝合金进行热锻造。

锻造温度越高，需要施加到材料上以锻造材料的压力就越低。在根据本发明的方法中，由于合金的热稳定性，能够应用这种较高的锻造温度。此外，合金的高热稳定性允许在等温成形方案中加工合金。这意味着在塑性变形(热锻造)期间，整个工件的温度保持基本上恒定。具体地，模具的温度保持为起始工件的温度或略低于起始工件的温度。这允许更好的温度控制和改进的材料流动(material flow)，从而能够实现或更接近净形成形(netshape forming)(不需要机加工)。

本发明的其他优点和特性将从根据本发明的铝合金及其制造方法的一些特定实施方案的以下描述中变得明显。本说明书仅作为示例给出，并不旨在限制本发明的范围。说明书中使用的参考标记涉及附图，其中：

图1示意性地示出了用于生产熔融的铝合金并用于通过熔融纺丝设备快速凝固此合金的装置的可能性实施方案；

图2为示出了在RS示例中产生粗初生Al₃V金属间相的Al-7 Mg-1V合金的微观结构的SEM图像，其中合金组合物在650℃的温度下快速凝固；

图3和图4与图2类似，但示出了在750℃和850℃温度下快速凝固的Al-7Mg-1V合金的微观结构，并且示出了很少或没有粗初生Al₃V金属间相；

图5至图7是在400℃的温度下塑性固结的Al-7Mg-2Mn-1V-1Cr合金的放大后的TEM图像；以及

图8是在400℃下塑性固结的Al-7Mg-2Mn-1V-1Cr合金的TKD分析而得到的晶粒取向图。

本发明一般涉及快速凝固和塑性固结的新型铝合金、特别是铸造铝合金。铝合金具有液相线和固相线温度。液相线温度是处于平衡状态的合金完全是液态的最低温度，而固相线温度是处于平衡状态的合金完全是固态的最高温度。这两个温度都能够在合金的平衡相图上观察到。根据本发明的合金的微观结构和组成能够在室温下与低的热变形应力相结合来获得高屈服强度，使得能够容易地通过热锻造、特别是通过热模锻造工艺来形成。在屈服强度仍然很高、特别是高于300MPa的情况下，也能够获得与屈服强度相结合的高延展性。快速凝固和塑性固结的合金具有相当高的热稳定性，使得其屈服强度在热锻造工艺期间不会损失或仅在有限范围内损失。能够将新型铝合金的液相线温度保持较低，以便使合金的合金化和凝固更容易，特别是在工业规模上。

该合金可以是整体式材料(monolithic material)，并且能够用来生产铝部件(aluminium parts)。然而，也可以将合金包括在金属基复合物(metal matrix composite，MMC)或金属基质量纳米复合物(metal matrix nanocomposite，MMNC)材料中。金属基复合物是至少有两个组成部分的复合物材料，其中一个是铝合金。另一种材料可以是不同的金属，或可以是另一种材料(诸如，陶瓷或有机化合物)。MMCs是通过将增强材料分散到金属基质中而制成的。例如，碳纤维通常用于铝基质中。基质(即，铝合金)钢筋嵌入其中的整体材料，并且是完全连续的。MMNCs能够定义为由纳米增强材料增强的金属基复合物。MMCs或MMNCs中的增强体不构成形成基质的铝合金的一部分。因此，当铝合金将成为MMC或MMNC的一部分时，根据本发明的铝合金的组分以组成合金元素(不包括任何增强体)的重量百分比给出。此外，定义合金的液相线和固相线温度的相图仅基于形成整体式基质材料的铝合金。

根据本发明的合金包括铝和不同的合金元素，包括提供固溶强化作用的合金元素和旨在产生有助于获得细晶合金结构并稳定该细晶结构的纳米级分散(胶)体的合金元素。细化的晶粒结构提供了额外的强化作用，使得能够获得与固溶强化作用相结合的高强度。以这种方式，既不需要冷加工来增加合金的强度，也不需要通过额外的强化热处理操作对晶粒内的铝基质进行任何单独/专用的沉淀硬化。冷加工和单独的沉淀硬化操作优选避免或保持为最低，因为这两种强化机制都对合金的塑性/延展性有负面影响，并给生产程序带来了额外的工作量(成本)。

通常，根据本发明的铝合金包括介于3.00与10.00wt.％的Mg和介于1.00与6.00wt.％的Mn。对于更高的强度，优选包括至少4.00wt.％的Mg。如果可以，对于较低的强度但较高的延展性，包括较少的Mg，特别是3.00wt.％以上、或3.5wt.％以上的Mg。此外，该合金包括一种或多种过渡元素，这些过渡元素选自由最大量为1.50wt.％的Cr、最大量为1.50wt.％的V、最大量为1.00wt.％的Ti、最大量为1.00wt.％的锆Zr、最大量为1.50wt.％的Mo、最大量为1.50wt.％的Co且最大量为1.00wt.％的Nb构成的组。这些过渡元素的总量至少为0.50wt.％。合金中可以存在其他元素，但合金不应包含或小于2.00wt.％、优选小于1.00wt.％的Zn，不含或小于2.00wt.％、优选不含或小于1.00wt.％的Si，不含或小于1.00wt.％的Sc且不含或小于1.00wt.％的W。最后，合金不应包含不同于Al、Mg、Mn、Cr、V、Ti、Zr、Mo、Co、Nb、Zn、Si、Sc和W的其他元素或总含量小于4.00wt.％这些其他元素。

本发明的铝合金是通过制备熔融的铝合金组合物、通过以快速凝固材料片的形式快速凝固熔融的铝合金组合物、以及通过塑性固结快速凝固材料片来生产的。然后，优选对塑性固结合金进行热锻造和可选的进一步机加工、以生产所需的部件。

熔融的合金组合物的快速凝固是根据本发明的合金生产中的强制性步骤。关键因素是防止熔融的合金组合物结晶期间金属间相的生长以及合金元素向枝晶区域的离析。在根据本发明的合金中，通过快速冷却工艺提高结晶速率来避免这些现象。能够达到的冷却速率在物理上受到热传递现象和材料热容的限制。经受冷却处理的材料的尺寸必须受到限制。事实上，为了达到所需的化学组成，需要非常高的冷却速度，这能够通过生产高度破碎的熔融材料片来获得。能够使用两种技术：粉末雾化和熔融纺丝。两者的特征都是高的表面积与体积比，能够快速提取热量。特别地，熔融纺丝工艺通过利用熔融的合金组合物与冷却辊表面、优选铜辊表面之间的高效热传递实现了更有效的热提取。作为快速凝固技术的结果，以高度破碎的材料的形式生产凝固/结晶材料，该材料由至少一个尺寸小于100um的片构成。优选地，凝固材料片(pieces of solidified material)具有至少一个甚至更小、特别是小于80μm或甚至小于60μm的尺寸。

表述“快速凝固”意指在凝固时、铝合金熔体以高于10 000℃/sec(10⁴℃/sec)、优选高于100000℃/sec(10⁵℃/sec)的平均冷却速率冷却。特别地，平均冷却速率是在从液体合金组合物开始加速提取热量的时刻直到合金组合物的平均温度降至其固相线温度的时间间隔内计算的。热的加速提取优选从合金组合物的平均温度开始，该平均温度等于或高于合金组合物的液相线温度。在合金组合物处于其液相线温度的时刻与合金组合物的温度已经降至其固相线温度的时刻之间的时间间隔内，平均冷却速率优选高于10 000℃/sec(10⁴℃/sec)且更优选高于100 000℃/sec(10⁵℃/sec)。

在实践中，熔融的铝合金从一个或多个喷嘴喷出的时刻起就迅速凝固。如上所述，从喷嘴喷出的熔融的铝合金能够在熔融纺丝工艺中以条带的形式凝固、或在粉末雾化工艺中以粉末的形式凝固。

当熔融的铝合金离开喷嘴或多个喷嘴时，快速凝固开始。在喷嘴的出口处，熔融的铝合金具有基本上均匀的预定温度。如果不是均匀的，则该预定温度是熔融铝合金离开喷嘴时的体积加权平均温度。必须在熔融的铝合金的体积加权平均温度从喷嘴出口处的预定温度下降到铝合金的固相线温度的区间内计算平均冷却速率。这两个温度之间的差除以将熔融的铝合金从所述预定温度冷却到固相线温度所需的时间是平均冷却速率，该平均冷却速率必须高于10 000℃/sec(每秒10⁴℃)才能进行快速凝固工艺。

当有合适的测量设备时，能够测量平均冷却速率，但也能够基于不同的参数计算。所需的冷却速率也能够通过测试来确定，该冷却速率是从形成初生金属间相的冷却速率开始、逐渐增加冷却速率、直到达到在快速凝固步骤期间不再形成初生金属间相的冷却速率。

对于通过熔融纺丝的快速凝固工艺，能够基于B.Karpe等人在Journal ofAchievements in Materials and Manufacturing Engineering,第51卷,第2册,2012年4月的文章“Analyses of the melt cooling rate in the melt-spinning process”中所公开的来计算平均冷却速率。此文章的内容以参考的方式并入本文。在该文章的一些图中，能够观察到温度从约700℃到660℃(即，到纯铝的固相线温度)的初始快速下降，这适用于不同的条带厚度和与冷却轮(chill wheel)表面的不同距离。当将该温降除以凝固时间，并将这些值平均到距冷却轮表面的不同距离时，能够计算出平均冷却速率。

对于通过气体(或液体)雾化的快速凝固工艺，平均冷却速率能够基于BryerC.Sousa等人在Coatings 2020,10,1035的文章“Rapidly Solidified Gas-AtomizedAluminium Alloys Compared with Conventionally Cast Counterparts:Implicationsfor Cold Spray Materials Consolidation”中公开的计算来计算。此文章的内容以参考的方式并入本文。该文章给出了能够计算冷却速率的公式。在该文章的图3中能够观察出，冷却速率特别取决于于雾化液滴的颗粒尺寸。其他参数为金属液滴的比热和气体雾化期间所采用气态物种的热导率。

图1示意性地示出了能够用于通过熔融纺丝工艺来生产快速凝固的铝合金的装置。该装置包括设置有加热器2的熔炉1。如图1所示，该加热器2可以是感应加热器2。然而，其他加热器也是可以的，例如，气体加热器。将铝合金组合物的不同元素引入到该熔炉中，作为纯元素或作为混合物(主合金(master alloy))来在熔炉1中生产铝合金组合物3。铝可以作为基本上纯铝添加，而其他合金元素优选以主合金(其也包含一部分)铝的形式添加。

熔炉1通过管道4连接至喷嘴5，并且能够通过阀(图1中未示出)关闭。管道4包括一个管6。该管6设置有另一加热器7，该加热器也是设置在管6周围的感应加热器7。管6具有加宽部，该加宽部形成也由加热器7加热的腔室11。铝合金组合物3在熔炉1中被加热到第一温度，并在该温度下供给到管道4的入口。熔炉1和管道4竖直地上下布置，使得熔融的合金组合物3能够通过重力从熔炉1流到喷嘴5。借助于盖8关闭熔炉1并通过将压力下的气体引入到熔炉1中，能够对熔融组合物3施加额外的压力。替代地，可以在管道4中设置泵(未示出)。优选地，管道4以及由管道4形成的腔室11用熔融的合金组合物完全填充，使得熔融的组合物通过管流经过管道流动。以这种方式，管道中不存在或基本上不存在气体(例如，包含水蒸气的空气)，使得合金组合物不会在管道4内经历任何氧化工艺。

从喷嘴5喷出的熔融的铝合金到达可旋转的冷却辊9上，该冷却辊可以例如由铜、铜-铍或不锈钢制成。辊9例如通过水在内部冷却且快速旋转、以达到所需的快速冷却速率。液体铝合金以条带10的形式凝固，或者在更多个喷嘴5设置在管道4(其可以包含多于一个或几个平行的管6)的端部的情况下以多个条带的形式凝固。条带厚度能够通过冷却辊9的转速、喷出压力、喷嘴槽尺寸和喷嘴5与辊9之间的间隙来控制。通过减小条带厚度、特别是减小到1.00、0.80或0.60μm的上述优选最大尺寸能够实现更高的冷却速率。条带可以具有一至几毫米的宽度，例如，介于1与10mm之间的宽度，特别是介于1与5mm之间的宽度。

除了使用冷却辊9来快速凝固熔融的合金之外，还能够通过其他现有的方法、特别是通过喷洒成形工艺来快速凝固，在该喷洒成形工艺中熔融的合金以从喷嘴出来的液滴的形式雾化、以产生粉末。为了进一步提高冷却速率，液滴在空气中、或者用诸如水的液体冷却(特别是根据造粒技术)冷却。特别是根据已知的旋转水淬技术，喷嘴还可以在水中喷出熔融的合金。

代替在一个熔炉1中生产熔融的合金组合物，可以将一种或多种其他合金元素注入管道4中，或者注入设置在管道4中作为管道4的一部分的混合腔室中，并且因此也优选用熔融的合金组合物完全填充。

通过额外的加热器7进行的额外加热步骤的重要优点是，熔炉1中包含的铝合金组合物不需要完全熔融，并且特别是不必加热到其液相线温度。当一些合金元素被注入到管道4中时，还可以降低熔炉1中包含的部分合金组合物的液相线温度，可选地，使得该部分合金组合物可以被加热到其(较低的)液相线温度，同时仍然避免或最小化铝在熔炉中的氧化。以这种方式，不必在熔炉1中施加真空或惰性气体。通过管道4中的额外加热步骤、特别是在包括在其中的腔室11中，整个合金组合物然后被加热到更高的温度，在该温度下，整个合金组合物在被射出喷嘴5之前完全或基本上完全熔融。腔室11旨在增加合金在管道4中的停留时间。增加的停留时间使任何尚未完全熔融/溶解在熔融合金中的合金元素能够进一步溶解在其中。优选地，在管道中将熔融的铝合金加热至等于或高于其液相线温度的温度，优选比其液相线温度高至少10℃、甚至20℃的温度。

从喷嘴5喷出的熔融的铝合金组合物一旦离开喷嘴就具有预定的温度，并且通过在预定时间段内冷却到铝合金的固相线温度而快速凝固。对于快速凝固工艺，由所述预定温度和所述固相线温度跨所述预定时间段的差值的比率确定的平均冷却速率应高于10000℃/sec(10⁴℃/sec)，并且优选甚至高于100 000℃/sec(10⁵℃/sec)。快速凝固铝合金是从铝合金的液相和固相线温度之差的至少75％的温度(高于其固相线温度)开始快速凝固的合金。因此，当从喷嘴喷出时，离开喷嘴的熔融的铝合金应当因此具有如此高的预定温度。该预定温度优选等于或高于合金的液相线温度，并且更优选高于该液相线温度至少10℃。当铝合金在如此高的温度下快速凝固时，能够避免初生金属间相的形成，使得合金基本上不含初生金属间相，并且优选不含枝晶。

由于快速凝固材料是以快速凝固材料片、特别是条带10的形式生产的，因此在下一步骤中必须对这些快速凝固材料片状进行塑性固结，以产生能够通过热锻造和/或机加工进一步加工成最终制品的合金固体片。当以条带的形式生产时，快速凝固材料片可以首先被切成更小的片。以这种方式，快速凝固材料的颗粒/片能够更容易地被压实、以去除这些颗粒之间的间隙/空隙。

塑性固结是将破碎的快速凝固材料转化为有用的固结块形式(即，转化为合金材料的固体片)所必需的步骤。为了实现这一点，凝固材料的单独片(颗粒)必须以非常紧密的接触方式放在一起，使得形成新的原子间键。然而，非常紧密的接触是不够的，因为铝及其合金在其表面形成连续且紧密的氧化层(这通常被称为铝钝化)。换句话说，由于这些氧化过程，没有新的金属表面可用于正确的结合。因此，在塑性固结期间必须满足的第二要求是在颗粒上创建氧化物自由表面部。在塑性固结步骤期间，离析的颗粒优选在封闭的空间中被压缩在一起，并受到迫使它们改变其初始形状的力。通过这样做，同时满足了上述两个要求。从物理角度看，塑性固结工艺的特征是具有将颗粒紧密压在一起的大的静流体静力学分量的应力分量、和使颗粒变形的剪切分量。将颗粒压在一起时，它们会发生一定程度的变形以去除颗粒之间的间隙。然而，由于剪应力，颗粒的表面积与体积比总是增加，因此产生/暴露新的氧化物自由表面部。

在工业规模上获得所需压力和剪应力组合的最简单方法是通过挤出工艺。优选地，快速凝固材料片首先被压实以形成坯料，该坯料被预热并且随后通过模具开口挤出。挤出工艺的重要参数是截面缩减λ，它是坯料的截面面积与离开模具开口的挤出件的截面面积之间的比。截面缩减面积优选至少等于10。然而，也可以采用较小的截面缩减面积，特别是在挤出铝合金随后被热锻造的情况下，特别是在模锻造的情况下。在这样的热变形步骤期间，所生产的部件确实得到了进一步的塑性固结。此外，挤出工艺之后还能够有一个或多个进一步的塑性固结工艺。

代替挤出工艺或除此之外，能够应用的其他固结技术、例如多步锻造、ECAP(等通道转角挤压，Equal Channel Angular Pressing)或以上述张量为特征的任何其他技术能够用于塑性固结目的。特别地，ECAP能够在挤出工艺之后使用、特别是当挤出工艺以较小的截面缩减进行时。ECAP工艺能够直接在挤出部件上进行，因此它们仍然是热的。在ECAP工艺期间，材料通过由两个具有相同截面的相交通道构成的模具进行压制。ECAP工艺的优点是部件的截面因此不会改变、特别是不会减小。在ECAP工艺中，部件经历严重的塑性变形，这不仅有助于细化晶粒，而且还有助于额外断裂和细化铝件/颗粒之间的氧化层。能够连续执行多于一个的ECAP步骤。

在使快速凝固的材料经历塑性固结步骤之前，将其加热到预定温度，即，执行塑性固结工艺的温度。指示的温度是快速凝固材料的体积加权平均温度，特别是快速凝固材料的坯料的体积加权平均温度，该快速凝固材料的坯料正在被塑性固结，特别是挤出。较高的塑性固结温度提高了安慰效果(consolation effectiveness)。合金流动应力在较高的温度下较低，这有利于初始颗粒(快速凝固材料片)的变形、以实现紧密接触并产生新的氧化物自由表面部。额外地，更高的温度增加了局部扩散工艺，提高了颗粒间结合的有效性。安慰温度的极限上限与合金的固相线温度有关。对于根据本发明的合金，镁含量控制合金的最低熔点(固相线温度)，即，当加热时合金开始熔融的温度。在快速凝固后的所有加工步骤期间，材料必须处于固态。任何局部熔融都将导致近平衡结构的形成，其特征是化学离析和更大的金属间相的形成。在根据本发明的合金的情况下，镁控制熔融温度范围的最低值。特别是，取决于镁的浓度，镁浓度在介于4与7wt.％之间的合金的熔点(固相线温度)在约550℃至约590℃的范围内，并且当镁浓度增加时降低。扩散工艺对塑性固结温度施加了额外的约束。更高的温度意指更强烈的扩散和更快的合金结构粗化。塑性固结的首选温度加工窗口介于400℃与500℃之间。在此优选温度范围内，流动应力足够小，以用于在典型的工业压力机中进行有效的塑性固结，并且扩散不会太严重，不会破坏合金高度精细的分散(胶)体微观结构。

作为塑性固结的结果，实现了固结材料的高度精细的微观结构。不同的结构优化工艺是同时进行的。外力施加的变形正在产生大量的位错，这些位错是重结晶工艺的驱动力。这称为动态重结晶。微观结构的最终状态取决于这些工艺的强度：施加的变形倾向于减小晶粒度，而较高的温度则倾向于增大晶粒度。然而，根据本发明的合金组合物能够通过合金结构的热稳定使平衡向更小的晶粒移动。在根据本发明的合金中，确实产生小的金属间相/分散(胶)体作为晶界稳定元素。微观结构中存在的纳米量级的相越多，能够实现的钉扎效果就越好。这些相/分散(胶)体也在塑性固结工艺期间原位形成。铝基质在合金化成分中过饱和，并且只要赋予合适的条件(高温和扩散路径)，就会形成分散(胶)体。合金元素的低扩散系数极大地限制了分散(胶)体的生长。因此，最终的晶粒度取决于加工条件以及分散(胶)体的数量和尺寸。利用根据本发明的合金组合物，能够容易地获得500nm范围内的晶粒度。这种小晶粒度显著促进了合金在冷状态下的机械强度。此外，在较高的温度下(即，在热锻造期间)能够获得低流动应力。

塑性固结工艺可以直接形成最终成分、特别是以挤出型材的形式。然而，通常会采用额外的热锻造/成形步骤。在热成形期间，应用与塑性固结工艺期间相同的温度约束。同样的机制适用在变形工艺期间动态重建微观结构(动态重结晶)。然而，根据本发明的合金能够在成形步骤期间施加更高的温度，以便使成形步骤更容易。虽然在应用较高的成形温度时将损失一些强度，但塑性固结合金的初始强度能够足够高，以允许使用这种较高的成形温度。通过合金结构的粗化，在一定程度上提高了最终部件的热稳定性。

塑性固结合金的细晶结构允许在下一个热变形步骤期间激活晶界滑动过程。积极的方面包括更小的成形压力机，更小和更便宜的模具，以及延长的模具寿命。更精细的晶粒结构还能够获得仍具有高强度的延展性合金。合金的延展性尤其能够通过减少Mg的量和选择性地增加Mn的量来提高。此外，精细分散的合金元素提供了更高的热稳定性，以允许在等温成形方案下进行加工。这意指在塑性变形期间，温度能够保持几乎恒定。以这种方式，能够更好地控制温度，并且能够实现改进的材料流动，因此实现近净形成形。

在塑性固结后的成形期间，合金的微观结构通常将在一定程度上粗化。在热变形期间，扩散过程加强(有更多的扩散路径活跃，特别是位错核和新的晶界)，导致分散(胶)体和晶粒粗化。最终效果取决于加工条件。塑性固结后，合金的平均晶粒度优选小于2000nm、优选小于1000nm、更优选小于800nm且最优选小于600nm。结合分散(胶)体的小尺寸，这样的细晶结构能够在热变形期间激活晶界滑动。热锻造步骤之后，合金的平均晶粒度优选仍小于4000nm、优选小于2000nm、更优选小于1500nm且最优选小于1200nm。热锻造步骤之后，小晶粒度对提高合金的机械强度特别重要。

根据本发明的合金的强度直接与两种强化机制、即固溶强化和晶粒度强化(遵循霍尔-佩奇规则)相关。当产生500nm数量级的晶粒度时，根据本发明的合金能够容易地获得高于600MPa的屈服强度。由于合金是在热条件下生产的，位错密度低，并且合金的塑性不会恶化。对于较低的屈服强度，也能够获得较高的延展性。这与冷成形/加工步骤相反，在冷成形/加工步骤期间，位错密度增加，导致材料强化，但同时失去塑性。此外，塑性固结工艺期间产生的分散(胶)体优选在晶界产生，以稳定细晶结构并使晶界滑动。因此，避免或至少最小化铝基质的沉淀硬化。这是有利的，因为合金的沉淀强化对合金在热变形期间的流动应力有负面影响，而合金的晶粒度强化降低了合金的热流动应力，并可以使合金具有均匀的超塑性性能。能够应用专用的沉淀硬化步骤，但优选省略这些步骤。缺乏沉淀强化程序会产生额外好处，该沉淀强化程序通常在标准合金中执行，需要额外的热处理步骤，通过额外的时间，基础设施和能源使用增加了产品的成本。此外，能够获得具有较高延展性的合金。

以下示例说明了本发明的合金的一些实施方案、其制造方法以及根据本发明的合金能够提供的一些有利性质。

合金化和快速凝固技术的实施例

三元合金组合物由铝、7wt.％的镁和1wt.％的钒构成。合金组合物是在图1中示意地示出的装置中制成并快速凝固的。

基于二元Al-V相图，在没有镁的情况下，合金的固相线温度约为820℃。铝、镁和钒置于熔炉1中，并在其中加热至650℃的温度。该温度低于纯铝的固相线温度(660℃)，但铝/镁固溶体的固相线温度低得多(仅约550℃)。合金组合物只是部分熔融的，并且基于相图，包含一定量的未溶解的Al₃V金属间相。

部分熔融的合金组合物在腔室11中通过另一加热器7进一步加热，然后通过熔融纺丝在水冷的铜冷却辊9上快速凝固。所生产的条带10的厚度为约50μm，并且宽度为约3mm。合金在腔室11中的停留时间等于约30s。

图2示出了未通过加热器7额外加热的快速凝固合金组合物的微观结构。能够观察到大量的最大直径不高于20μm的初生Al₃V金属间相。

图3和图4示出了通过加热器7将快速凝固合金组合物分别加热至750℃和850℃的微观结构。在图3的结构中，由Al₃V金属间相形成的颗粒要少得多(只有一个)，而在图4中，不再有大于1μm的金属间化合物颗粒。事实上，合金被加热至高于其液相线温度的温度，使得熔融的合金不包含任何初生金属间相。此外，合金被快速凝固，使得在结晶化阶段期间(即，从其液相线温度冷却到其固相线温度时)，不能形成初生金属间相。

在最后的实验中，用照相机确定了液体合金组合物施加到辊9上的位置与凝固前沿之间的距离。合金达到凝固前沿需要约0.00025秒。在这段时间中，辊9上的合金组合物的温度从约850℃降至约550℃，因此，平均冷却速率估计为约1 200 000℃/s。

合金组合物与机械性能的实施例

已经制备了根据本发明的许多不同的合金和许多比较性的合金。合金的组成和机械强度如表1所示。

表1a和b：快速凝固和塑性固结合金的组成(wt.％)和机械强度(HV：维氏硬度，YS，R_0.2：真屈服强度，以MPa为单位)，包括根据本发明的合金和比较性合金。

合金编号20和21也可以通过用类似量的Mo或Nb替换全部或部分Co来生产。这使得合金的硬度和屈服强度与编号20和21的合金类似。

所有组分都以重量百分比给出，铝平衡到100％。“总量”行表示分散(胶)体形成元素的总量，即，所有不同于Al、Mg和Mn的元素的总量。用所示组成制备的合金被加热到高于其液相线温度，并且通过在铜辊上铸造而快速凝固，并且然后在400℃的温度下挤出，面积缩减比为16。改变组成以示出固溶强化元素以及分散(胶)体形成元素对以材料硬度(由压缩确定)和屈服强度(通过伸长率测试测量)表示的机械性能的影响。

首先，发现不同合金的屈服强度与硬度值呈线性相关，更具体地是根据以下等式：

YS＝4.0876HV-175.65,

其中，R²等于0.98。

因此，维氏硬度值很好地指示了合金的拉伸强度。

表1示出，通过同时添加固溶强化元素和分散形成元素获得了最高强度。表中的数据允许分析特定元素对材料机械性能的影响。

例如，保持其他元素的量不变，Mg含量增加5wt.％、6wt.％和7wt.％(参见第4、6、11号合金)，分别得到184HV、192HV和200HV的硬度值。因此，Mg含量的增加在材料强度方面具有明显的优势。同样重要的是，还发现增加Mg含量可以防止热成形工艺期间的晶粒生长，从而导致形成更小的晶粒度。

对于Mn含量的增加，能够观察到类似的效果。例如，在包含7wt.％Mg和1wt.％V的合金中添加2wt.％的Mn，硬度从132HV提高到183HV(参见第8和10号合金)，同时将Mn含量从2增加到3.5wt.％，硬度从200HV增加到223HV(参见第11和18号合金)。除固溶强化作用外，Mn还产生小分散(胶)体，导致强度的额外增加。

不是所有的元素都对固溶强化有积极的影响。对比合金4和5，能够看出添加大量的Zn对最终的力学性能有负面影响。这种作用能够归因于包含Mg和Zn的各种相的形成，这些相在其他合金中可以提供合金的固溶强化和沉淀硬化，但在根据本发明的合金中，它们有效地耗尽了固溶体中的Mg含量。通常添加到铝合金中的其他元素(诸如，例如铜)没有经过测试，因为它们对合金的耐腐蚀性有负面影响。

能够对分散(胶)体形成元素进行类似的分析。很明显，它们浓度的增加导致硬度的显著提高。基于包含7wt.％Mg和2wt.％Mn的不同合金(第10-17号和第19-21号合金)的数据，发现不同分散(胶)体形成元素(V、Cr、Zr、Ti和Co)的“总量(sum)”与合金的硬度之间存在以下线性关系：

HV＝13.965sum+171.53,

其中，R²等于0.89。

基于该关系，最少0.5wt.％的分散(胶)体形成的过渡元素将能够达到约180HV的硬度，或相应的屈服强度为约560Mpa。

对硬度值的影响(以及因此也是对合金拉伸强度的影响)不仅取决于分散(胶)体形成元素的量，而且还取决于元素本身及其特定的组合(这是为什么线性方程的R²值略小)。例如，在第2号和第3号合金以及第8号和第9号合金中，Cr的强化效果似乎比V略高。

重要的是要强调，分散(胶)体形成元素不仅对合金的强度有影响，而且它们还提供了所需的晶粒稳定作用。这也是重要的发现，能够同时使用几种分散(胶)体形成元素，每种元素的含量较小，从而可以降低合金所需的铸造温度(即，液相线温度)。其中分散(胶)体形成元素的总和至少等于2wt.％的组合物获得最高的强化效果。根据Al-Cr和Al-V二元相图，2wt.％的Cr会使合金的液相线温度为780℃，而1.7wt.％的V会使合金的液相线温度约为约950℃。通过使用2％的Cr和V的组合，能够降低液相线温度，从而降低所需的铸造温度。

通过使用三种或更多种分散(胶)体形成元素，诸如例如在第14-17号和第19-20号合金中，能够进一步降低液相线温度。通过减少钒的量，尤其能够降低液相线温度。使用更多不同的分散(胶)体形成元素似乎对屈服强度产生了一些协同效应。将第11号合金与第10号合金、第14号合金与第13号合金进行比较时能够看出这一点。

第11号合金：Al-7Mg-2Mn-1V-1Cr的微观结构

这种合金的微观结构如图5至图8所示。该合金在400℃的温度下通过挤出快速凝固和塑性固结。透射电子显微镜(TEM)显微照片示出了大量的分散(胶)体，并且晶粒度低于1um。分散(胶)体主要位于晶界区域，但在具有化学成分的合金过饱和度较高的位置，也可以在晶界区域内看到分散(胶)体(图6)。合金微观结构的高放大倍率示出，分散(胶)体的尺寸在低于50nm的范围(图7)。高数量和小尺寸的分散(胶)体在成形工艺期间都促进了晶粒的稳定。在TEM显微照片中，由于相邻晶粒之间的衍射对比度较低，无法清楚地看到小晶粒度。为了提取关于晶粒度的更详细的信息，使用了透射菊池衍射(Transmission Kikuchidiffraction，TKD)方法。

TKD技术的特征是具有亚微米材料所需的高空间分辨率，并提供关于微观结构特征的正确统计信息。图8中示出了用TKD获得的Al-7Mg-2Mn-1V-1C合金的典型微观结构。按照ASTM E2627-13(2019)标准计算的平均晶粒度为510nm。

展示低成形应力的实施例

根据本发明的合金在室温下的高强度与在热成形条件下的低流动应力相结合。表2中提供了RS合金的示例性结果，并将其与最常见的中等强度EN-AW 6082T6合金(已通过T6温度处理进行沉淀硬化)和工业纯铝EN-AW1050的结果进行了比较。数据由变形速度为10^- ²s^-1进行的压缩测试获得。流动应力是在指定温度下将合金样品压实到其初始高度的50％时的最大流动应力。

表2：高温变形的各种合金在室温下的真屈服强度(YS，R_0.2，以MPa为单位)和高温下的流动应力(FS，以MPa为单位)

室温下具有高强度的合金在热成形条件下表现出非常低的流动应力。取决于变形温度，流动应力的范围为10至1.5MPa。在525℃时，流动应力仅为合金在20℃时屈服强度的约1％或甚至更低，而最常见的EN-AW 6082T6合金的流动应力约为其室温屈服强度的5％。此外，在沉淀硬化后测量该合金的屈服强度，同时在沉淀硬化之前测量流动应力，即，当合金具有低得多的屈服强度时(数量级为110Mpa)。因此，在没有T6热处理的情况下，流动应力等于其屈服强度的约15％。

在高温成形条件下也存在固溶强化是已知的。对于分散(胶)体形成元素浓度较高的RS合金的相反的效果是晶界滑动现象的结果，对于亚微米级的材料来说，晶界滑动现象是活跃的。在上述T.Tokarski等人(2012)的文章中，合金的细晶粒度也降低了流动强度。在450℃时的流动应力可以从48MPa降低至19MPa，但合金强度较低，即，室温下的屈服强度仅为320MPa。相反，高强铝合金Al-7Mg-2Mn-1V-1Cr在450℃时的流变应力仅为约16MPa，屈服强度高达624MPa。此外，根据本发明的高强度铝合金具有更高的热稳定性，并且可以仅失去其强度的小部分，使得能够在更高的温度下热变形，因此能够实现低得多的热成形应力。

延展性高强度合金的实施例

根据本发明的合金不仅可以在室温下具有高强度，而且还可以具有与仍然很高的强度相结合的高伸长率。表3示出了根据本发明的六种快速凝固和塑性固结合金的组成和机械性能，包括两种伸长率高于15％的合金(第22号和第23号合金)和四种伸长率较小但屈服强度较高的合金(第24号至第27号合金)。

表3：快速凝固和塑性固结合金以及两种固溶和人工老化的(T6处理)标准合金组合物的组成(wt.％)、机械强度(YS，R_0.2：真屈服强度，以MPa为单位和UTS：极限拉伸强度(ultimate tensile strength)，以MPa为单位)和断裂伸长百分比(El，％)。

第22号至第27号合金都具有满足等式(1)和甚至等式(2)的屈服强度，即，屈服强度(MPa)高于525或530减去断裂伸长百分比的十倍。

热处理标准合金EN-AW 082和EN-AW 061具有与第22号和第23号合金类似的屈服强度，但伸长率低得多。

因此，根据本发明的合金不仅提供高到非常高的屈服强度，而且甚至能够提供高伸长率和高屈服强度的组合，从而在诸如汽车应用的应用中提供了新的机会，其中必须将低重量与高强度和高延展性相结合。

展示改进的热稳定性的实施例

根据本发明的合金的独特特征之一是可以承受较高的成形温度而不会显著损失其机械性能。它允许在硬化状态下生产即用型组件(ready to use component)。表3中呈现了热成形工艺后的合金硬度的实施例。通过压缩测试模拟了热成形工艺，其中合金在400℃塑性固结(挤出)，变形到其初始高度的50％。热稳定性测试是在450℃至550℃的温度范围内、变形速度为10^-2s^-1下进行的。将成形温度增加到高于挤出温度50℃会导致初始硬度损失约5％。随着温度增加，硬度损失较大，然而在最极端的550℃的情况下(550℃是略低于被测合金固相线温度的温度)，硬度损失不超过约20％。根据所需的热成形组件的最终强度，能够选择合适的温度，考虑到温度的增加将导致成形工艺期间的力降低。

表3：不同温度下热成形工艺后合金的维氏硬度。

	Al-7Mg-2Mn-1V-0.5Cr	Al-7Mg-2Mn-0.5V-0.5Cr
			在400℃下挤出	190	186
压缩450℃	181	178
			压缩500℃	170	164
压缩525℃	168	156
			压缩550℃	150	143

Claims

1.一种快速凝固且塑性固结的铝合金，并且所述铝合金包括铝(Al)以及：

-介于3.00wt.％与10.00wt.％之间的镁(Mg)；

-大于1.00且小于6.00wt.％的锰(Mn)；以及

-一种或多种过渡元素，所述过渡元素选自由以下项构成的组：铬(Cr)、钒(V)、钛(Ti)、锆(Zr)、钼(Mo)、钴(Co)和铌(Nb)，所述一种或多种过渡元素的总量至少等于0.50wt.％，并且所述过渡元素的最大量为：Cr为1.50wt.％，V为1.50wt.％，Ti为1.00wt.％，Zr为1.00wt.％，Mo为1.50wt.％，Co为1.50wt.％且Nb为1.00wt.％，

其中，所述铝合金包括：

-不含或小于2.00wt.％、优选小于1.00wt.％的锌(Zn)；不含或小于2.00wt.％、优选小于1.00wt.％的硅(Si)；不含或小于1.00wt.％的钪(Sc)；以及不含或小于1.00wt.％的钨(W)；

-不含不同于Al、Mg、Mn、Cr、V、Ti、Zr、Mo、Co、Nb、Zn、Si、Sc和W的其他元素，或者所述其他元素的总量小于4.00wt.％、优选小于2.0wt.％且更优选小于1.00wt.％；以及

-铝作为余量。

2.根据权利要求1所述的铝合金，所述铝合金包括至多1.20wt.％、优选至多1.00wt.％且更优选至多0.75wt.％的V。

3.根据权利要求1或2所述的铝合金，所述铝合金包括至多1.40wt.％、优选至多1.30wt.％且更优选至多1.20wt.％的Cr。

4.根据权利要求1至3中任一项所述的铝合金，所述铝合金包括至少0.10wt.％、优选至少0.20wt.％、更优选至少0.30wt.％且最优选至少0.40wt.％的Cr。

5.根据权利要求1至4中任一项所述的铝合金，所述铝合金包括至少0.10wt.％、优选至少0.20wt.％、更优选至少0.30wt.％且最优选至少0.40wt.％的V。

6.根据权利要求1至5中任一项所述的铝合金，所述铝合金包括两种或更多种、优选三种或更多种所述过渡元素。

7.根据权利要求1至6中任一项所述的铝合金，所述铝合金包括总量为至少为0.50wt.％、优选至少0.70wt.％且更优选至少0.90wt.％的Cr和V。

8.根据权利要求1至7中任一项所述的铝合金，所述铝合金包括Cr和/或V，并且额外地包括：至少0.15wt.％、优选至少0.20wt.％的Ti；至少0.15wt.％、优选至少0.20wt.％的Zr；至少0.15wt.％、优选至少0.20wt.％的Mo；至少0.15wt.％、优选至少0.20wt.％的Co；和/或，至少0.15wt.％、优选至少0.20wt.％的Nb。

9.根据权利要求1至8中任一项所述的铝合金，其中，所述一种或多种过渡元素的总量大于0.70wt.％、优选大于0.80wt.％、更优选大于0.90wt.％且最优选大于1.00wt.％。

10.根据权利要求1至9中任一项所述的铝合金，其中，所述一种或多种过渡元素的总量小于3.00wt.％、优选小于2.75wt.％、更优选小于2.50wt.％且最优选小于2.25wt.％。

11.根据权利要求1至10中任一项所述的铝合金，所述铝合金包括至少1.10wt.％、优选至少1.20wt.％、更优选至少1.30wt.％且最优选至少1.40wt.％的Mn。

12.根据权利要求1至11中任一项所述的铝合金，所述铝合金包括小于5.00wt.％、优选小于4.50wt.％且更优选小于4.00wt.％的Mn。

13.根据权利要求1至12中任一项所述的铝合金，所述铝合金包括至少4.00wt.％、优选至少4.50wt.％、更优选至少5.00wt.％、最优选至少5.50wt.％且甚至更优选至少6.00wt.％的Mg。

14.根据权利要求1至13中任一项所述的铝合金，所述铝合金包括小于9.00wt.％、优选小于8.00wt.％且更优选小于7.00wt.％的Mg。

15.根据权利要求1至14中任一项所述的铝合金，所述铝合金具有根据ASTM E8/E8M–13a在20℃下测量的真屈服强度(YS，R_0.2)至少为400Mpa、优选至少450MPa、更优选至少500MPa且最优选至少550MPa。

16.根据权利要求1至15中任一项所述的铝合金，所述铝合金在以每秒10^-2的真应变率进行压缩测试的塑性变形期间具有最大真应力，在450℃时小于25Mpa、优选小于21MPa且更优选小于18MPa，和/或在500℃时小于20Mpa、优选小于17MPa且更优选小于14MPa，和/或在550℃时小于17MPa、优选小于14MPa且更优选小于8MPa。

17.根据权利要求1至16中任一项所述的铝合金，所述铝合金具有根据ASTM E8/E8M-13a在20℃下测量的真屈服强度(YS，R_0.2)，以及在525℃的温度和以每秒10^-2的真应变率下、在压缩试验中塑性变形至初始高度的50％时的最大真应力，以MPa表示的所述最大真应力小于以MPa表示的所述真屈服强度的3.0％、优选小于2.0％且更优选小于1.5％。

18.根据权利要求1所述的铝合金，所述铝合金包括介于1.50wt.％与3.50wt.％之间、优选介于2.00wt.％与3.00wt.％之间的Mn，以及介于3.00wt.％与5.00wt.％之间、优选介于3.00wt.％与4.50wt.％之间的Mg，所述一种或多种过渡元素的总量小于1.00wt.％，并且Cr优选不存在或以至多0.3wt.％、或优选至多0.2wt.％的量存在。

19.根据权利要求18所述的铝合金，所述铝合金的断裂伸长百分比(el)至少为15％、优选至少为18％，并且真屈服强度(YS，R_0.2)至少为320MPa、优选至少为340MPa，所述断裂伸长百分比和所述真屈服强度均根据ASTM E8/E8M-13a、在20℃下测量，所述真屈服强度优选由以下等式进一步限定：

YS>525-10.el(等式1)

20.根据权利要求1至19中任一项所述的铝合金，所述铝合金不含或包括小于3.00wt.％的Fe、优选不含或小于2.00wt.％的Fe且更优选不含或小于1.00wt.％的Fe，以及不含或小于2.00wt.％的Cu、不含或小于1.00wt.％的Cu，以及不含或小于0.40wt.％的Ni、优选不含或小于0.30wt.％的Ni，以及不含或小于0.40wt.％的Bi、优选不含或小于0.30wt.％的Bi，以及不含或小于0.40wt.％的Sn、优选不含或小于0.30wt.％的Sn，以及不含或小于0.40wt.％的Pb、优选不含或小于0.30wt.％的Pb。

21.根据权利要求1至20中任一项所述的铝合金，所述铝合金具有低于950℃、优选低于900℃且更优选低于850℃的液相线温度。

22.根据权利要求1至21中任一项所述的铝合金，所述铝合金具有的根据标准ASTME2627-13(2019)测量的在塑性固结时的平均晶粒度小于2000nm、优选小于1000nm、更优选小于800nm且最优选小于600nm。

23.根据权利要求1至22中任一项所述的铝合金，所述铝合金是热锻的、特别是模锻的，并且所述铝合金根据标准ASTM E2627-13(2019)测量的平均晶粒度小于4000nm、优选小于2000nm、更优选小于1500nm且最优选小于1200nm。

24.根据权利要求1至23中任一项所述的铝合金，所述铝合金基本上不含初生金属间相，并且优选地也不含枝晶。

25.一种用于生产根据权利要求1至24中任一项所述的铝合金的方法，所述铝合金具有液相线和固相线温度、以及所述液相线温度与所述固相线温度之间的预定差，在该方法中，制备具有根据权利要求1至24中任一项所定义的组成的熔融的铝合金组合物，其中，所述熔融的铝合金组合物以快速凝固材料片的形式快速凝固，并且其中，所述快速凝固材料片被塑性固结以生产塑性固结的铝合金。

26.根据权利要求25所述的方法，其中，所述液相线温度低于950℃、优选低于900℃且更优选低于850℃。

27.根据权利要求25或26所述的方法，其中，所述熔融的铝合金组合物从至少一个喷嘴喷出以快速凝固，离开所述至少一个喷嘴的所述熔融的铝合金组合物在离开所述至少一个喷嘴时具有预定温度，并且通过在预定时间段内以平均冷却速率冷却到所述铝合金的所述固相线温度而快速凝固，所述平均冷却速率确定为跨所述预定时间段所述预定温度与所述固相线温度之间的差的比率，并且所述平均冷却速率高于10 000℃/sec。

28.根据权利要求27所述的方法，其中，所述预定温度比所述固相线温度高出所述液相线/固相线温度差的至少75％，所述预定温度优选等于或高于所述液相线温度，并且更优选地高于所述液相线温度至少10℃。

29.根据权利要求27或28所述的方法，其中，所述熔融的铝合金组合物通过管道供应到所述至少一个喷嘴，并且在从所述喷嘴喷出之前在所述管道中进行额外加热，所述管道优选基本上完全用所述铝合金组合物填充。

30.根据权利要求25至29中任一项所述的方法，其中，所述快速凝固材料片通过在至少300℃、优选至少400℃且更优选至少450℃的温度在压力下塑性变形来塑性固结。

31.根据权利要求25至30中任一项所述的方法，其中，所述快速凝固材料片在以下温度下进行塑性固结：所述温度低于所述合金的所述固相线温度、优选低于所述固相线温至少10℃，但高于350℃、优选高于375℃且更优选高于400℃，所述温度最优选介于400℃与550℃之间。

32.根据权利要求25至31中任一项所述的方法，其中，所述快速凝固材料片通过塑性变形被固结、以将根据标准ASTM E2627-13(2019)测量的所述固结铝合金的平均晶粒度减小到小于2000nm、优选小于1000nm、更优选小于800nm且最优选小于600nm的值。

33.根据权利要求25至32中任一项所述的方法，其中，通过以至少3、优选至少6、更优选至少8且最优选至少10的截面缩减λ挤出所述快速凝固材料片来固结。

34.根据权利要求25至33中任一项所述的方法，其中，所述固结铝合金是热锻的、特别是模锻的。

35.根据权利要求34所述的方法，其中，所述固结铝合金在以下温度下进行热锻造：所述温度高于400℃、优选高于450℃且更优选高于475℃或高于500℃，但低于所述合金的所述固相线温度、优选低于所述固相线温度至少10℃。