CN104039996B

CN104039996B - 铝合金

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Publication number: CN104039996B
Application number: CN201280066890.5A
Authority: CN
Inventors: C.贝真孔; C.巴西; F.谢林格尔
Original assignee: Novelis Inc Canada
Current assignee: Novelis Inc Canada
Priority date: 2011-11-11
Filing date: 2012-11-09
Publication date: 2016-10-26
Anticipated expiration: 2032-11-09
Also published as: KR101572773B1; BR112014011160A2; MX354285B; RU2596509C2; JP5893749B2; BR112014011160B1; RU2014122491A; JP2015501877A; US20160289802A1; US20140329108A1; US9926619B2; MX2014005504A; CA2854838C; KR20140092901A; CN104039996A; CA2854838A1; WO2013068533A1

Abstract

在第一方面中，本发明提供铝合金，其包含下列组成，所有的值都以重量％计：Si0.25‑1.5，Cu0.3‑1.5，Fe最高达0.5，Mn最高达0.1，包括Mg的所有其它元素都是附带的，且(如果存在的话)，则以单独地小于或等于0.05且合计小于或等于0.15的量存在，余量为铝。在第二方面中，本发明提供包含芯层和至少一个包覆层的复合铝片材产品，其中所述至少一个包覆层为包含下列组成的铝合金，所有的值都以重量％计：Si0.25‑1.5，Cu0.3‑1.5，Fe最高达0.5，Mn最高达0.1，包括Mg的所有其它元素都是附带的，且(如果存在的话)，则以单独地小于或等于0.05且合计小于或等于0.15的量存在，余量为铝。在第三方面中，本发明提供制造钢部件和铝部件的结合结构体的方法，所述铝部件由本发明的合金和/或片材产品制造。

Description

铝合金

本发明涉及主要意图用于运输交通工具中的铝合金和片材合金产品。所述铝合金基于Al-Si-Cu体系且特别适合于用作在汽车的制造中有用的片材产品。所述铝合金还适合于用作复合片材上的包覆(clad)层。本发明还涉及包括钢部件和铝部件的结合结构体。

铝合金在汽车和其它运输交通工具的生产中的使用已建立了许多年。取决于具体部件的特殊要求，使用一系列不同的合金。在一些应用中，期望的是材料具有高的强度。还另外的应用要求较高的可成型性，且在这样的情况中，可认为强度不太重要。还期望有在冲击下，例如万一与行人碰撞，容易地变形的材料，且这样的材料可具有甚至更低的强度。用于这样的应用的铝合金产品以各种形式提供，从片材到锻件，从挤出件到铸件。

典型地，铝合金来自其主要成合金元素为Mg和Si的6XXX系列的合金，或来自其中主要成合金元素为Mg的5XXX系列的合金。偶尔使用其中主要成合金元素为Cu的2XXX系列合金。对于在命名和辨识铝及其合金时最通常使用的数字标记体系的理解，参见由铝业协会(The Aluminum Association)出版的2009年2月修订的“煅制铝和煅制铝合金的国际合金命名和化学组成极限值(International Alloy Designations and ChemicalComposition Limits for Wrought Aluminum and Wrought Aluminum Alloys)”。

还已知包覆片材或复合片材在汽车和其它应用中的使用。在这样的产品中，复合片材由至少两个具有不同化学组成的合金层组成。一层，典型地称为芯，提供本体机械性质，而另一层，典型地称作包覆层，提供特殊的表面特性。包覆层通常比芯层薄。一般地，一种组成的芯层介于另一组成的两个包覆层之间以形成三层片材，两个包覆层具有相同的组成。但情况并不总是这样，可提供多层的复合片材，各层具有不同的组成。

铝合金不是在运输交通工具的建造中使用的唯一材料；钢仍然是重要的结构材料。尽管主要涉及汽车结构体，但本文中描述的发明同样可应用于其他运输交通工具，包括但不限于航空器和陆地交通工具例如火车，公共汽车和卡车以及其中存在将铝部件结合到钢部件的需要的其它工业应用。使用汽车结构体的情况来说明本发明的背景和示范其好处。

在汽车结构体内的各种位置处，铝合金必须得以接触和结合到钢合金产品。这产生问题，因为通过常规的焊接技术例如TIG、MIG、激光焊接、等离子体焊接等，铝和钢不能令人满意地结合，这是由于液相线温度和低的元素间溶解度之间的大的差异所致。实际上，经典定义的焊接，在两种熔化的金属的接合的意义上，不发生，因为所使用的温度通常不是高到足以使钢熔化。因此，使用各种术语来描述发生的热结合过程且这样的术语可包括但不限于激光焊接、钎接焊等。本质上，且对本发明来说，包括结合到钢部件的铝部件的结构体意指由导致铝部件的至少一部分熔化的热过程产生的结构体。

二元Al-Fe平衡相图表明多种平衡金属间化合物例如Fe₂Al₅、FeAl₃、FeAl₂和FeAl存在。已知这些金属间化合物是硬的且脆的。另外，常规焊接技术的高的热量输入和所得的钢和铝部件之间的反应和扩散可引起脆的金属间化合物的厚的层。这样的金属间化合物在钢/铝界面处的存在可导致差的机械性质和接缝的脆的断裂行为。铝和钢合金之间的接缝可因此变成关键结构弱点的位置。具有合理的断裂强度的接缝，即具有充足的延展性的接缝，是优选的。

已经进行了努力以改善这样的接缝的界面强度和延展性。一种途径是通过例如提高焊接速度、添加衬块以提取热量或干扰焊接过程来减少对结合过程的热量输入。这样的途径包括在已知的冷金属过渡钎接焊(CMT)技术中。该途径的缺点是，使用其，制造是更复杂且更昂贵的，存在减小的操作窗口，其不适合于工业规模的大量生产，且尽管存在界面强度的改善，但断裂模式仍是脆的。

用于改善焊接性的第二种途径是向焊接点添加Zn以促进Al-Zn低熔点、低共熔结构的形成。在该途径中，在焊接操作期间在空气气氛中在没有焊剂的情况下使用Zn填料材料，或者在钢部件上使用Zn包层。也可组合使用低的热量输入。关于使用Zn的问题是其趋向于在激光焊接中蒸发。此外，Zn使接缝区域的抗腐蚀性降低，因为其具有高度负的腐蚀电位。

JP04768487B2描述了用于获得用于机动车辆的铝和钢的复合结构体的方法，其涉及使用激光束在没有焊剂的情况下使在钢板上的AA5182合金的铝层熔化。

US-A-4,814,022描述了可焊接的铝合金，其包含由具有在Si0.5，Mg0.1；Si0.5Mg0.2；Si1.3，Mg0.5；Si1.3，Mg0.1处的坐标的梯形所定义的Si和Mg。所述合金进一步含有0.1至0.5的Cu。控制组成以限制在铸造之后在凝固期间Mg₂Si的沉淀，在合金中生长且对于强化是必需的Mg₂Si沉淀物由随后的热处理产生。尽管作为可焊接的合金描述，但是实例描述焊接到自身、而非焊接到钢部件的合金。

US-A-4,808,247描述了制造Al-Si-Cu-Mg合金的方法，其涉及施加最终的退火步骤，其中将所描述的合金加热至60-360℃，保持在该温度一段时间，并以受控制的方式冷却。描述了三种合金，其中的所有都含有Mg以促进Mg₂Si强化沉淀物的形成。

US-A-5,582,660描述了包含下列组成的用于汽车片材中的合金：Si>1.0至约1.3，Mg>0.25至约0.60，Cu约0.5至约1.8，Mn约0.01至约0.1，Fe约0.01至约0.2，余量基本上为铝以及附带的元素和杂质。与Si组合的Mg的存在对于Mg₂Si强化沉淀物的形成是必须的。

WO98/14626描述了具有以重量％计的下列组成的用于轧制产品的铝合金：Si0.8-1.5；Mg0.2-0.7；Fe0.2-0.7；Mn0.01-0.1；Cu最高达0.25；Cr最高达0.1；Zn最高达0.4；V最高达0.2m，余量为Al。添加硅和镁以用于强化Mg₂Si沉淀物的形成。采用Fe以形成充足体积分数的Al-Fe相，其在轧制期间破碎和分散之后可起到重结晶成核位点的作用。

研究者还考虑了使用Al-Si焊料合金，如Potesser等人在2006年的EPD会议中发表的文章“The Characterisation of the Intermetallic Fe-Al Layer of Steel-Aluminium Weldings”所证明的。

US-B2-7,943,883描述了用于结合铁部件和铝部件的方法，其中铁部件包括至少在结合侧上的镀敷层，且铝层由铝芯和具有比铝芯材料的熔点低的熔点的铝包层形成，其提供在铁部件的结合侧上。铝包覆层的合金为Al-Si合金，其具有4.0-11.6重量％Si，余量为Al；或Al-Cu合金，其具有5.7-33.2重量％Cu，余量为Al。

进一步的建议是减小当将铝结合到钢时所产生的界面带(zone)的厚度，但这要求在焊接期间的非常紧凑的工艺窗口控制且极难以生产规模实现。

这些提议在铝合金产品与钢合金产品之间的接缝的质量方面仍留下一些待改进之处。

本发明的目标是提供铝合金，其可在不使用填料合金的情况下被焊接至钢合金，且其提供拥有合理的强度和韧性断裂机理的界面，这是丰富强度与延展性之间的可得到的折衷的范围的有用方式。

根据本发明的第一方面，提供铝合金，其包含下列组成，所有的值都以重量％计：

包括Mg的所有其它元素都是附带的且(如果存在的话)，则以单独地小于或等于0.05且合计小于或等于0.15的量存在，

余量为铝。

在实施例中，Mn的量是附带的，即，不超过0.05重量％。在实践中，设计对于Mn的0.08重量％的量，但是这是为了方便和商业实用性，而不是为了提升在满足技术目标方面的性能。

与所述技术问题的现有技术解决方案相反，本发明人调整了铝合金组成以改善铝合金的焊接性能，以降低所述合金对热开裂脆性的敏感性，以调节Fe从钢到铝合金产品中的扩散和以使在钢附近形成的金属间化合物的类型产生偏向以使FeAl型相对于FeAl₃-型占上风。对于根据本发明的合金，界面的特征在于包含两种金属间化合物类型，即FeAl和Fe₂Al₅的致密金属间化合物层，其中FeAl在邻近钢合金的带中。另外，用本发明的合金产生的界面区域是相对大的，包含3个不同的带。该较厚的界面带容许使用较宽的加工参数，给出较大的工艺灵活性且因此使所述新的合金适合用于大规模工业生产。

向合金添加Si以降低固相线温度和改善可润湿性。出于这些原因，将Si的下限设置在0.25。此外，Si的添加帮助降低在焊接之后热裂纹形成的敏感性且Si的优选下限为0.5。将Si的上限设置成1.5，因为更高的Si水平有利于Al(Fe3,St)-型金属间化合物的形成并对延展性具有负面影响，且Si的优选的上限为1.25。

还向合金添加Cu以降低固相线温度和改善可润湿性，但是还添加其以调节Al-Fe金属间化合物类型。出于这些原因，将Cu含量的下限设置在0.3。然而，Cu的量不应太高，因为较高的Cu含量使热开裂的风险增大。此外，较高的Cu含量还降低接缝延展性。出于这些原因，将Cu的上限设置在1.5，尽管在一些情况下设定1.25的Cu的上限可为期望的。

同时，与Si组合的Mg将导致强化Mg₂Si沉淀物的形成，其不是有用的，因为Mg不有助于改善接缝质量。当Mg含量增加时，存在在接缝的延展性方面、在合金的可成型性方面以及在焊缝的质量、孔隙率和开裂方面的下降。可容忍少量的Mg，(以允许废料再循环)，但是Mg含量不应超过单独的杂质元素的含量。

Mn也对热开裂敏感性或可成型性没有显著影响，但其可存在于来自其它来源的再循环金属中。这里，可以比对于其它没有严重不利影响的元素的情况高的量容忍Mn。因此，出于商业原因(更多的再循环)，在Mn的情况下允许比对于其它附带的杂质元素所允许的量更高的量。

其它元素例如，但不限于，Zn，Ni，Ti，B，Cr和V，可以痕量元素或不可避免的杂质的形式存在，或者在Ti和B的情况下，通过添加晶粒细化剂存在。每种这样的痕量元素或不可避免的杂质或晶粒细化元素以各自小于0.05且总计小于0.15的量存在。合金的余量为铝。

根据本发明的第二方面，提供复合铝片材，所述复合铝合金片材包含芯和至少一个包覆层，其中所述包覆层包含下列组成，所有的值都以重量％计：

包括Mg的所有其它元素都是附带的且(如果存在的话)，则以各自小于或等于0.05且合计小于或等于0.15的量存在，

余量为铝。

在复合片材的情况下，术语“芯”层用于表示对所述复合片材的本体性质作出最大贡献的合金，且术语“包层”用于表示为所述复合片材提供表面性质的在表面处的合金。复合片材可包含在单一芯层上的单一包覆层，尽管更通常它们包含在单一芯层的任一侧上的两个包覆层。典型地，包覆层独自或者作为联合的总体比芯层薄。

当合金用作复合片材上的包覆层时，芯层可为通过参考铝业协会Teal片材(Aluminum Association Teal Sheets)所理解的6XXX系列合金或5XXX系列合金。如果芯层为6XXX系列合金，则其可选自AA6016、AA6016A、AA6014、AA6011、AA6111、AA6009、AA6010、AA6022和AA6451。如果芯合金为5XXX系列合金，则其可选自AA5005、AA5152、AA5052、AA5018、AA5454、AA5754、AA5056、AA5456、AA5182、AA5186、AA5059、AA5083和AA5383。在复合片材中使用其中芯为高强度合金的所述新的合金的优点是整个片材对于在车身的进一步加工期间，例如在烤漆的热处理期间的变形远不太敏感。

根据本发明的第三方面，提供结合结构体，其中所述结合结构体包含钢部件和结合到其上的铝合金部件，且其中所述铝合金部件由包含下列组成的铝合金制成，所有的值都以重量％计：

余量为铝。

根据本发明的第四方面，提供结合结构体，其中所述结合结构体包含钢部件和结合到其上的铝合金部件，且其中所述铝合金部件由包含芯和至少一个包覆层的复合铝合金片材制造，其中所述包覆层包含下列组成，所有的值都以重量％计：

余量为铝。

对本发明来说，词语“结合(的)”意图表示得自在导致本发明合金部件的至少一部分熔化的温度下操作的热过程的接缝。所使用的热过程不导致钢部件的熔化。因此，不发生在两种或更多种熔化的金属的接合的经典意义上的“焊接”。由于焊剂的使用是不必要的(尽管可使用焊剂)，因此该过程不是经典的钎焊，尽管可将该过程描述为无焊剂钎焊。其他人已使用术语“钎接焊”。在充分的热量(其除了可想到地来自其它来源之外，最方便地来自激光)的施加下，铝部件的合金熔化并与钢部件的表面层反应，所述钢部件的表面层包括锌涂层，如果这样的涂层存在的话。温度足够高，使得来自钢部件的Fe向熔化的铝中的扩散发生，且当熔化的铝冷却和凝固时，形成一系列富含金属间化合物的层，其中随着与钢部件的距离增加，Al/Fe比增加。钢部件上的Zn涂层改善本发明的铝合金的可润湿性并且优选钢部件提供有这样的Zn层。

根据本发明的第五方面，提供制造结合结构体的方法，其中所述结合结构体包含钢部件和铝合金部件，且其中所述钢和铝合金部件通过导致所述铝部件的至少一部分熔化的热过程结合，且其中所述铝合金部件由具有下列组成的合金制造：

余量为铝。

与现有技术相比，钢部件与所述铝合金的热结合产生接缝的改善的抗热开裂性、延展性和强度。

在钢片材和铝片材之间的界面区域处，相对于其它Fe/Al金属间化合物物质朝向FeAl颗粒的偏向帮助使所述界面不太脆且更有韧性而没有任何不可接受的强度损失。

根据本发明的铝合金意图主要以片材形式使用，但本发明的范围不限于该形式。本领域技术人员将理解，本发明的合金可以其它产品形式例如挤出件提供，且仍可焊接至钢部件。尽管主要焦点在汽车结构体上，但熟练阅读者将认识到，本发明的合金及其在引入了钢的结合结构体中的使用可应用于运输部门中的许多不同的应用(航海、铁路、航空和航天)、以及许多其它的工业应用(建筑，厂房机器等)。

在下面，通过参考实例和附图更详细地描述本发明，所述附图显示对所要求保护的发明的实施例所进行的试验的结果。详细描述和附图都不意图限制由所附权利要求所限定的保护范围。

图1为根据本发明的合金的应力-位移曲线的图。

图2为Cu对平衡固相线和液相线温度的影响的图。

图3为Cu对计算的热开裂敏感性的影响的图。

图4为Cu对接缝延展性的影响的图。

图5为Cu对接缝强度的影响的图。

图6为Si对平衡固相线和液相线温度的影响的图。

图7为Si对接缝延展性的影响的图。

图8为Si对接缝强度的影响的图。

图9为Mg对弯曲和伸长率的影响的图。

图10为Mg对焊缝质量的影响的图。

图11为Mg对接缝延展性的影响的图。

图12显示包括相分析的当将AlSi10合金焊接到钢片材时产生的界面的两个图像。

图13显示包括相分析的当将根据本发明的合金焊接到钢片材时产生的界面的两个图像。

图14为两个复合片材(一个是根据本发明的且另一个是根据现有技术的)在结合到钢之后的应力-位移曲线的图。

实例1

表1列出了以小锭的形式铸造的合金的组成，各锭的尺度为20×150×200mm。

表1：

样品	Si	Fe	Cu	Mn	Mg
						1	0.50	0.30	0.46	<0.01	<0.01
2	0.51	0.19	1.02	<0.01	<0.01
						3	0.51	0.31	1.48	<0.01	<0.01
4	0.005	0.20	0.99	<0.01	<0.01
						5	0.98	0.20	1.02	<0.01	<0.01
6	1.48	0.20	0.98	<0.01	<0.01
						7	2.97	0.20	1.00	<0.01	<0.01
8	0.51	0.20	0.98	<0.01	1.26
						9	0.51	0.20	0.99	<0.01	1.50
10	0.51	0.21	1.02	<0.01	2.00

所有合金都含有单独地小于0.05且总计小于0.15的其它元素，余量为铝。样品8、9和10是比较性的，且不在下面的权利要求的范围内。

将所述锭在鼓风炉中在550℃下均化6小时，热轧到10mm并冷轧到1mm。将片材样品在430℃下退火1小时以导致重结晶。向1mm片材施加最终的变平操作。

然后使用具有3kW的恒定功率的Nd-YAG激光通过无焊剂激光焊接过程将片材样品结合到覆盖有7μm锌层(热浸镀锌)的低合金化的钢的1mm片材。结合几何形状为卷边焊接(Kehlnaht)，其中激光角度为60°且在两个片材之间没有间隙。对于所有的合金组合，激光速度都为4m/分钟。

使用与自用数据库结合的来自JMatPro的商业热力学软件计算不同元素对平衡固相线和液相线温度的组成影响。还在贯穿凝固区间的固体分数发展的热力学计算的基础上计算热开裂敏感性。在两种情况下都使用标称合金组成。

使所有结合片材的样品经历染料渗透检查(DPI)以评估接缝的视觉完整性。根据DPI的接缝的质量是基于从1到4的简单的分级体系，其中1为良好，4为差(含有很多热裂纹或/和粗孔隙)。

通过常规的SEM和EDX分析评价在界面带中产生的金属间化合物的性质和分布。

还使结合样品经历搭接剪切拉伸测试以评估接缝断裂强度和延展性。在这样的图中使用常规的应力-应变曲线是不合适的，因为试验配置意味着拉伸应力和因此的塑性形变在整个试样中不是恒定的。对搭接剪切接缝的拉伸试验的结果作为铝截面中的等效应力对在所述试验中的夹具到夹具的距离(在本文中作为标准行程(travel)描述)提供。结合样品的铝部件内的等效应力是标称力除以铝截面的横截面积。标准行程为接缝的延展性的指示。

使一些样品经历3点弯曲试验以评价可成型性。使用基于DIN50111，但对该程序有稍微调节的弯曲试验测量样品的可成型性。在该试验中，将一片具有在前的10％(单轴伸展)的预应变的60mm×60mm的片材置于两个圆柱形辊上，所述辊以等于片材厚度的两倍的距离隔开。各辊直径为30mm。在负载下，宽度100mm的锥形冲杆将所述片材推到所述辊之间的间隙中。测量冲击力(punch force)以及位移。在塑性变形点(即，开裂的开始)处，使片材变形所需的负载降落，冲击力减小且试验自动停止。由此测试的片材变形成V形且测量V的内角。在该试验中，较低的角度转化为片材的更好的可成型性。该试验(在下文中称作“经调节的DIN50111试验”)对于其它可成型性试验是优选的，因为结果不那样多地依赖于操作者判断，就算真的有的话。

样品1-3说明Cu对合金的性能的影响。对于5-7的样品2说明Si对性能的影响。对于8-10的样品2说明Mg对性能的影响。

图1显示在结合之后样品2的应力-位移曲线。与伸长率成比例的试样的标准行程非常高，表明韧性断裂模式，其在断裂表面中也是明显的。

Cu的影响。图2显示增加Cu含量对在合金的固相线上的Al0.5Si的基础组成的影响。添加Cu使固相线温度降低并改善可润湿性。图3显示Cu对热开裂敏感性的影响，其中当Cu含量增加直至1.5％时，热开裂更有可能。图4显示Cu对接缝延展性的影响。图5显示Cu对接缝断裂强度的影响。使Cu从0.5％增加至1.0％使断裂强度增加，但是如果Cu含量增加朝向1.5％，则其再次轻微地下降。由图3、4和5，我们可以看到Cu含量不应>1.5％且优选最高达1.25％。

Si的影响。图6显示增加Si含量对在合金的固相线上的Al1.0Cu的基础组成的影响。添加Si使固相线温度降低并改善可润湿性。图7显示Si对接缝延展性的影响。使Si含量增加直至1.0％改善接头延展性，但随着Si含量增加至1.5％并超出，存在接头延展性的快速降低。图8显示使Si含量增加导致接缝断裂强度的增加，最高达1％的增加，但当添加更多的Si时，断裂强度降低。由图7和8，我们可以看到Si应限制为不超过1.5％且优选不超过1.25％以保持在延展性和断裂强度方面的良好的接缝质量。

Mg的影响。图9显示使用经调节的DIN50111试验测量的Mg含量对可弯曲性的影响。对伸长率的影响是最小的。随着Mg含量增加，预应变10％的样品的可弯曲性朝向0.5的Mg含量减小，但随着Mg含量进一步上升至2％，则再次改善。图10显示Mg含量对在DPI之后的视觉焊缝质量的影响。从基本上没有Mg到添加Mg至0.5Mg导致更差的焊缝质量(粗的孔隙和焊缝裂纹的存在)，但当添加2％Mg时，焊缝质量再次改善。Mg对焊缝延展性的影响示于图11中并且增加的Mg含量使焊缝延展性降低。出于这些原因，Mg含量限于附带的元素或杂质的量。

图12、a)和b)显示对于结合到钢的AlSi10合金(样品0)所看到的界面的SEM图像。在用AlSi10合金产生的界面中，界面的宽度为约10μm且仅接着钢合金的区域包含由FeAl₃主导的金属间化合物带(高的Al/Fe比，以原子％计)。该脆的结构体通过所述层中的大量的微裂纹证实。图13、a)和b)显示当样品2结合到钢时所产生的界面的SEM图像和EDX光谱。界面的宽度为约20μm且图像揭示致密的且无裂纹的金属间化合物层。EDX分析清楚地显示，在界面处的连续的金属间化合物层由两种具有不同Al/Fe比的相构成。在所述层的顶部上的第三区域是存在的，其具有针状的金属间化合物和更高的Al/Fe比。前两种金属间化合物类型接近于FeAl和Fe₂Al₅化学计量，而第三种类型接近于更脆的FeAl₃。当将钢部件结合到本发明的合金时，在包括邻近钢部件的FeAl-型层的存在的界面之间存在基本的差异。

实例2

制造两个复合片材产品，其中“芯”层为AA6016合金且施加为现有技术的典型的Al-Si合金(样品11)或本发明的Al-Cu-Si合金(样品12)的单一“包覆”层。

各样品中的包覆层占总的片材厚度的10％(+/-1％)。各层的合金组成示于表2中。

表2：

样品	Si	Fe	Cu	Mn	Mg
						芯合金	0.61	0.18	0.15	0.05	0.67
11包层	9.91	0.11	<0.01	<0.01	<0.01
						12包层	0.51	0.17	0.98	1.06	<0.01

将锭在鼓风炉中在550℃下均化6小时，热轧到10mm并冷轧到1mm。将片材样品在540℃下溶液热处理40秒，通过风扇迅速冷却，并通过将样品在100℃下保持1小时而预熟化。

在使一些样品经历10％的预应变(典型的成型操作的模拟)之后，使其自然熟化至T4PX状态。通过使其它样品经历2％的预应变且随后在185℃下熟化20分钟而将其进一步熟化至T8X(烤漆)状态，并通过如下以T62回火制备更多的样品：使它们在205℃下经历热处理30分钟。在三种不同的回火状态中的样品12的机械性质总结于表3中。

表3：

然后在与实例1中所描述的相同的激光焊接条件下将它们结合到钢片材。对结合部件进行机械试验以评价接缝的强度和延展性。

图14的应力-应变曲线显示样品11和12两者的结果。在样品12的情况下，曲线是对于在T8X状态中的产品的。根据本发明的产品的实现的强度和延展性与不是根据下面的权利要求的样品的这些性质相比存在显著的改善。

Claims

1.一种结合结构体，其中所述结合结构体包含钢部件和结合到其上的铝合金部件，且所述铝合金部件由包含下列组成的铝合金制造，所有的值都以重量%计：

Si 0.25-1.5

Cu 0.3-1.5

Fe 最高达0.5

Mn 最高达0.1

包括Mg的所有其它元素都是附带的，且如果存在的话，则以单独地小于或等于0.05且合计小于或等于0.15的量存在，

余量为铝。

2.根据权利要求1所述的结合结构体，所述铝合金中Si含量为0.5-1.25。

3.根据权利要求1所述的结合结构体，所述铝合金中Cu含量为0.3-1.25。

4.根据权利要求1所述的结合结构体，所述铝合金含有不超过0.08重量%Mn。

5.根据权利要求1-4中任一项所述的结合结构体，其中在所述钢部件和所述铝合金部件之间的界面带的特征在于邻近所述钢部件的FeAl层。

6.一种结合结构体，其中所述结合结构体包含钢部件和结合到其上的铝合金部件，且其中所述铝合金部件由复合铝片材产品制造，所述复合铝片材产品包含芯层和至少一个包覆层，其中所述至少一个包覆层为包含下列组成的铝合金，所有的值都以重量%计：

Si 0.25-1.5

Cu 0.3-1.5

Fe 最高达0.5

Mn 最高达0.1

余量为铝。

7.根据权利要求6所述的结合结构体，其中所述芯层由选自5XXX和6XXX系列合金的合金制造。

8.根据权利要求6所述的结合结构体，其中所述芯层由选自AA6016、AA6016A、AA6014、AA6011、AA6111、AA6009、AA6010、AA6022和AA6451的合金制造。

9.根据权利要求6所述的结合结构体，其中所述芯层由选自AA5005、AA5152、AA5052、AA5018、AA5454、AA5754、AA5056、AA 5456、AA5182、AA5186、AA5059、AA5083和AA5383的合金制造。

10.权利要求6所述的结合结构体，其中所述复合铝片材产品在T4PX条件下具有15°的DC弯曲角。

11.权利要求6-10中任一项所述的结合结构体，其中所述钢部件用锌涂覆。

12.一种制造结合结构体的方法，其中所述结合结构体包含钢部件和铝部件，且其中所述钢和铝部件通过导致所述铝部件的至少一部分熔化的热过程结合，其中所述铝部件由包含下列组成的铝合金制造，所有的值都以重量%计：

Si 0.25-1.5

Cu 0.3-1.5

Fe 最高达0.5

Mn 最高达0.1

余量为铝。

13.根据权利要求12所述的方法，其中所述热过程为激光焊接。

14.根据权利要求12或13所述的方法，其包括将Fe和Mn作为杂质处理，减少它们的存在至可实践的程度的步骤。

15.一种制造结合结构体的方法，其中所述结合结构体包含钢部件和铝部件，且其中所述钢和铝部件通过导致所述铝部件的至少一部分熔化的热过程结合，且其中所述铝部件由复合铝片材产品制造，所述复合铝片材产品包含芯层和至少一个包覆层，其中所述至少一个包覆层为包含下列组成的铝合金，所有的值都以重量%计：

Si 0.25-1.5

Cu 0.3-1.5

Fe 最高达0.5

Mn 最高达0.1

余量为铝。

16.根据权利要求15所述的方法，其中所述热过程为激光焊接。

17.根据权利要求15或16所述的方法，其包括将Fe和Mn作为杂质处理，减少它们的存在至可实践的程度的步骤。