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改進的6XXX鋁合金及其生產方法.pdf

摘要
申請專利號:

CN201510388741.6

申請日:

2011.09.08

公開號:

CN105063522A

公開日:

2015.11.18

當前法律狀態:

授權

有效性:

有權

法律詳情: 授權|||著錄事項變更IPC(主分類):C22F 1/043變更事項:申請人變更前:美鋁公司變更后:奧科寧克公司變更事項:地址變更前:美國賓夕法尼亞州變更后:美國賓夕法尼亞州|||實質審查的生效IPC(主分類):C22F 1/043申請日:20110908|||公開
IPC分類號: C22F1/043; C22F1/047; C22F1/05 主分類號: C22F1/043
申請人: 美鋁公司
發明人: 雷杰夫·G·卡邁特; 約翰·M·紐曼; 拉爾夫·R·索泰爾; J·C·林
地址: 美國賓夕法尼亞州
優先權: 61/381,040 2010.09.08 US; 61/391,461 2010.10.08 US; 61/425,024 2010.12.20 US; 61/437,515 2011.01.28 US
專利代理機構: 北京市聯德律師事務所11361 代理人: 劉永全
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法律狀態
申請(專利)號:

CN201510388741.6

授權公告號:

|||||||||

法律狀態公告日:

2018.09.28|||2017.09.15|||2015.12.16|||2015.11.18

法律狀態類型:

授權|||著錄事項變更|||實質審查的生效|||公開

摘要

本發明公開了新6xxx鋁合金體及其生產方法。所述新6xxx鋁合金體可以通過制備用于固溶后冷加工的鋁合金體、冷加工至少25%和隨后熱處理生產。所述新6xxx鋁合金體可以實現改進的強度和其他性能。

權利要求書

1.一種方法,包括:
(a)制備用于固溶后冷加工的鋁合金體,所述鋁合金體具有0.1-
2.0wt.%的硅和0.1-3.0wt.%的鎂;
(i)其中,所述制備步驟包括所述鋁合金體的固溶處理;
(ii)其中,所述硅和所述鎂的至少之一是除鋁之外在所述鋁合
金體中占優的合金元素;以及
(iii)其中,所述鋁合金體包含足夠的溶質促進應變硬化響應
和沉淀硬化響應其中至少之一,以實現至少60ksi的長橫向拉伸屈服
強度;以及
(b)在所述制備步驟(a)之后,冷加工所述鋁合金體至少50%;以

(c)在所述冷加工步驟(b)之后,熱處理所述鋁合金體;
其中,完成所述冷加工步驟和所述熱處理步驟,以實現至少60ksi
的長橫向拉伸屈服強度和至少大約6%的長橫向延伸率。
2.根據權利要求1所述的方法,其中,所述制備步驟(a)包括:通
過半連鑄法鑄造所述鋁合金體。
3.根據權利要求2所述的方法,其中,所述制備步驟(a)包括:
使所述鋁合金體均勻化;以及
熱加工所述鋁合金體;
其中,所述固溶處理步驟(a)(i)發生在所述熱加工步驟之后。
4.根據權利要求3所述的方法,其中,所述冷加工步驟(b)是第二
冷加工,并且其中,所述制備步驟包括:在所述固溶處理步驟(a)(i)
之前對所述鋁合金體進行第一冷加工。
5.根據權利要求1所述的方法,其中,所述制備步驟(a)包括:連
續地鑄造所述鋁合金體。
6.根據權利要求5所述的方法,其中,所述制備步驟(a)包括:伴
隨著所述連續鑄造步驟,完成所述固溶處理步驟(a)(i)。
7.根據權利要求5所述的方法,其中,所述制備步驟(a)包括:在
所述連續鑄造步驟之后,完成所述固溶處理步驟(a)(i)。
8.根據權利要求7所述的方法,其中,所述制備步驟(a)包括:在
所述固溶處理步驟(a)(i)之前,熱加工所述鋁合金體。
9.根據權利要求7或8所述的方法,其中,所述冷加工步驟(b)
是第二冷加工,并且其中,所述制備步驟(a)包括:在所述固溶處理步
驟(a)(i)之前,對所述鋁合金體進行第一冷加工。
10.根據權利要求1所述的方法,其中,所述固溶處理步驟(a)(i)
包括將所述鋁合金體淬火,并且其中,所述淬火在所述鋁合金體不存
在變形的情況下發生。
11.根據權利要求1所述的方法,包括在進行所述熱處理步驟(c)
期間使所述鋁合金體成形。
12.根據權利要求1所述的方法,其中,在所述固溶處理步驟(a)(i)
和所述冷加工步驟(b)之間不對所述鋁合金體采取有目的的熱處理。
13.根據權利要求1或12所述的方法,其中,在所述固溶處理步
驟(a)(i)完成和所述冷加工步驟(b)開始之間經過不超過60小時。
14.根據權利要求1所述的方法,其中,所述冷加工步驟(b)包括
在所述鋁合金體的溫度不超過250°F時開始進行所述冷加工。
15.根據權利要求1或14所述的方法,其中,所述冷加工步驟(b)
在不存在有目的的加熱所述鋁合金體的情況下發生。
16.根據權利要求1所述的方法,其中,所述冷加工步驟(b)是冷
軋。
17.根據權利要求1所述的方法,其中,所述冷加工步驟(b)包括
將所述鋁合金體軋制成其基本上最終的形狀。
18.根據權利要求17所述的方法,其中,所述冷加工步驟(b)包括
將所述鋁合金體冷軋至最終的厚度。
19.根據權利要求1所述的方法,其中,所述冷加工步驟(b)包括
在至少55%至90%的范圍內冷加工所述鋁合金體。
20.根據權利要求19所述的方法,其中,所述冷加工步驟(b)包括
在60%至85%的范圍內冷加工所述鋁合金體。
21.根據權利要求19所述的方法,其中,所述冷加工步驟(b)包括
在70%至80%的范圍內冷加工所述鋁合金體。
22.根據權利要求1所述的方法,其中,所述熱處理步驟(c)包括
將所述鋁合金體保持在它的再結晶溫度以下。
23.根據權利要求22所述的方法,其中,所述熱處理步驟(c)包括
在150-425°F的范圍內加熱所述鋁合金體。
24.根據權利要求1或22所述的方法,其中,執行所述冷軋步驟
(b)和所述熱處理步驟(c),以使得所述鋁合金體獲得未再結晶占優的
微結構。
25.根據權利要求1所述的方法,其中,所述鋁合金體獲得大于
4%的延伸率。
26.根據權利要求25所述的方法,其中,所述鋁合金體獲得至少
8%的延伸率。
27.根據權利要求1所述的方法,其中,所述鋁合金體包含以下
至少之一:
0.35至2.0wt.%的Cu;和
0.35至2.0wt.%的Zn。
28.根據權利要求27所述的方法,其中,所述鋁合金體包含0.5–
1.5wt.%的Cu。
29.根據權利要求27所述的方法,其中,所述鋁合金體包含0.5–
1.5wt.%的Zn。
30.根據權利要求27所述的方法,其中,所述鋁合金體包含0.5–
1.5wt.%的Cu和0.5–1.5wt.%的Zn。
31.一種方法,包括:
(a)制備用于固溶后冷加工的鋁合金體,所述鋁合金體具有0.1-
2.0wt.%的硅和0.1-3.0wt.%的鎂;
(i)其中,所述制備步驟包括所述鋁合金體的固溶處理;
(ii)其中,所述硅和所述鎂的至少之一是除鋁之外在所述鋁合
金體中占優的合金元素;以及
(iii)其中,所述鋁合金體包含以下至少之一:
(A)至少1.1wt.%的Mg;和
(B)從0.35wt.%至2.0wt.%的Cu;和
(C)從0.35wt.%至2.0wt.%的Zn;
(b)在所述制備步驟(a)之后,冷加工所述鋁合金體至少50%;
(c)在所述冷加工步驟(b)之后,熱處理所述鋁合金體;
其中,完成所述冷加工步驟和所述熱處理步驟,以與處于T6狀
態的鋁合金體相比獲得改進的長橫向拉伸屈服強度。
32.一種鋁合金體,包含0.1-2.0wt.%的硅和0.1-3.0wt.%的鎂,
其中,所述硅和所述鎂的至少之一是除鋁之外在所述鋁合金體中占優
的合金元素,并且其中,所述鋁合金體包含以下至少之一:
(A)至少1.1wt.%的Mg;和
(B)從0.35wt.%至2.0wt.%的Cu;和
(C)從0.35wt.%至2.0wt.%的Zn;
其中,所述鋁合金體是未再結晶占優的,并且其中,所述鋁合金
體獲得至少3.0的最大標準化R-值。
33.根據權利要求32所述的鋁合金體,其中,所述鋁合金體獲得
大于4%的延伸率。
34.根據權利要求33所述的鋁合金體,其中,所述鋁合金體獲得
至少6%的延伸率。
35.根據權利要求32所述的鋁合金體,其中,所述鋁合金體獲得
至少4.0的標準化R-值。
36.根據權利要求35所述的鋁合金體,其中,所述鋁合金體獲得
至少5.0的標準化R-值。
37.根據權利要求35所述的鋁合金體,其中,所述鋁合金體是至
少75%未再結晶的。
38.根據權利要求32所述的鋁合金體,其中,所述鋁合金體包含
以下至少之一:
0.35至2.0wt.%的Cu;和
0.35至2.0wt.%的Zn。
39.根據權利要求38所述的鋁合金體,其中,所述鋁合金體包含
0.5-1.5wt.%的Cu。
40.根據權利要求38所述的鋁合金體,其中,所述鋁合金體包含
0.5-1.5wt.%的Zn。
41.根據權利要求38所述的鋁合金體,其中,所述鋁合金體包含
0.5-1.5wt.%的Cu和0.5-1.5wt.%的Zn。
42.根據權利要求38-41任一項所述的鋁合金體,其中,所述鋁
合金體包含至少1.1wt.%的Mg。
43.根據權利要求32所述的鋁合金體,其中,所述鋁合金體包含
至少1.1wt.%的Mg。
44.根據權利要求43所述的鋁合金體,其中,所述鋁合金體包含
0.01-0.34wt.%的Cu和少于0.35wt.%的Zn。
45.根據權利要求32所述的鋁合金體,其中,與處于T6狀態的
參考鋁合金體相比,所述鋁合金體獲得至少高5%的鏡面反射率。
46.根據權利要求32所述的鋁合金體,其中,與處于T6狀態的
參考鋁合金體相比,所述鋁合金體獲得至少高10%的2度漫射。
47.根據權利要求32所述的鋁合金體,其中,與處于T6狀態的
參考鋁合金體相比,所述鋁合金體獲得至少高15%的圖像清晰度。
48.一種方法,包括:
(a)對鋁合金體進行固溶處理,所述鋁合金體具有0.1–2.0wt.%
的硅和0.1–3.0wt.%的鎂,其中,所述硅和所述鎂是除鋁之外在所述
鋁合金體中占優的合金元素;
(b)在所述固溶處理步驟(a)之后,冷加工所述鋁合金體50%以上;
以及
(c)在所述冷加工步驟(b)之后,熱處理所述鋁合金體;
其中,完成所述冷加工步驟和所述熱處理步驟,以實現與在冷加
工狀態下的鋁合金體的參考樣本相比長橫向拉伸屈服強度的增加。

說明書

改進的6XXX鋁合金及其生產方法

本申請是申請日為2011年9月8日、申請號為201180043288.5、
發明名稱為“改進的6XXX鋁合金及其生產方法”的發明專利申請的
分案申請。

相關申請的交叉參考

本專利申請要求2010年9月8日提交的美國臨時專利申請No.
61/381,040、2010年10月8日提交的美國臨時專利申請No.
61/391,461、2010年12月20日提交的美國臨時專利申請No.
61/425,024和2011年1月28日提交的美國臨時專利申請No.
61/437,515中的每一份的優先權。上述專利申請的每一份的全部內容
均通過引用結合在本文中。

本專利申請也與2011年9月8日提交的名稱為“改進的2XXX
鋁合金及其生產方法”的PCT專利申請No.PCT/US2011/050876、2011
年9月8日提交的名稱為“改進的7XXX鋁合金及其生產方法”的
PCT專利申請No.PCT/US2011/050868和2011年9月8日提交的名
稱為改進的鋁鋰合金及其生產方法的PCT專利申請No.
PCT/US2011/050884有關。

背景技術

鋁合金在多種應用中是有用的。然而,改進鋁合金的一種性能而
不損害另一種性能是難以實現的。例如,在不降低合金的韌性的情況
下增加合金的強度是困難的。鋁合金的令人感興趣的其他性能包括耐
蝕性和抗疲勞裂紋擴展速率,僅舉兩個例子。

發明內容

大體上講,本專利申請涉及改進的鍛造、可熱處理的鋁合金及其
生產方法。具體地,本專利申請涉及改進的鍛造6xxx鋁合金產品及
其生產方法。通常,6xxx鋁合金產品由于例如固溶后冷加工和冷加工
后熱處理等獲得改進的綜合性能,如下文進一步詳細地描述。

6xxx鋁合金是含有硅和鎂的鋁合金,其中硅和鎂的至少之一為除
鋁之外在鋁合金體中占優的合金元素。出于本申請的目的,6xxx鋁合
金是具有0.1–2.0wt.%的硅和0.1–0.3wt.%的鎂的鋁合金,其中,硅
和鎂的至少之一為除鋁之外在鋁合金體中占優的合金元素。

圖1示出了用于生產軋制形式的6xxx鋁合金產品的常規方法。
在這種常規方法中,6xxx鋁合金體(10)被鑄造,此后將該鋁合金體均
勻化(11)并隨后熱軋至中等厚度(12)。接著,將6xxx將鋁合金體冷軋
(13)至最終厚度,此后對其進行固溶熱處理并淬火(14)。“固溶熱處
理和淬火”等等在本文中通稱作“固溶”,意指將鋁合金體加熱到合
適的溫度,通常在溶線溫度以上,在該溫度保持足夠長的時間以允許
可溶性元素進入到固溶體中,并且足夠快速地冷卻以將所述元素保持
在固溶體中。可以通過足夠快速的冷卻限制溶質原子沉積為粗糙的、
不相干的粒子的方式,將在高溫形成的固溶體保持在過飽和態。在固
溶后(14),可以任選地將6xxx鋁合金體少量(例如,1-5%)拉伸(15)以
實現平整,進行熱處理(16)以及任選地經過最后的處理操作(17)。圖1
與用于生產T6狀態的鋁合金的工藝路徑一致(T6狀態在本申請的下
文中定義)。

圖2示出了一個用于生產新6xxx鋁合金產品的新方法的實施方
案。在這種新方法中,制備6xxx鋁合金體(100)用于固溶后冷加工,
此后對該鋁合金體進行冷加工(200),并且隨后進行熱處理(300)。該
新方法也可以包括任選的最終處理(400),如下文進一步詳細地描述。
“固溶后冷加工”等等意指鋁合金體在固溶后的冷加工。應用至6xxx
鋁合金體的固溶后冷加工的量通常是至少25%,例如大于50%的冷加
工。通過第一固溶處理,和隨后至少25%的冷加工,和隨后將6xxx
鋁合金體適當地熱處理,6xxx鋁合金體可以實現改進的性能,如下文
進一步詳細地描述。例如,相對于T6狀態的常規鋁合金產品,可以
獲得5-25%或更高的強度增加,并且在將這些常規鋁合金產品加工成
T6狀態所需要的時間的一部分內(例如,比T6狀態加工的合金快
10%-90%)獲得這種強度增加。新6xxx鋁合金體也可以獲得良好的延
展性,通常獲得高于4%的延伸率,例如6-15%或更高的延伸率。也
可以保持和/或改進其他性能(例如,斷裂韌性、耐蝕性、抗疲勞裂紋
擴展性、外觀)。

A.制備用于固溶后冷加工

如圖2中所示,這種新方法包括制備用于固溶后冷加工(100)的鋁
合金體。可以以多種方式制備用于固溶后冷加工(100)的鋁合金體,包
括使用常規的半連鑄法(例如,鑄錠的直冷鑄造)和連鑄法(例如,雙輥
連鑄)。如圖3中所示,制備步驟(100)通常包括將鋁合金體設置成適
合冷加工的形式(120),并對該鋁合金體進行固溶處理(140)。設置步
驟(120)和固溶步驟(140)可以依次出現或伴隨彼此出現。多種制備步
驟(100)的一些非限制性實例在圖4至圖8中示出,這在下文中進一步
詳細地描述。制備用于固溶后冷加工(100)的鋁合金體的其他方法對于
本領域技術人員來說是熟知的,而且盡管本文中沒有明確地描述,這
些其他方法也在本發明的制備步驟(100)的范圍。

在一種方案中,制備步驟(100)包括半連鑄法。在一個實施例中,
并參照圖4,所述設置步驟(120)包括鑄造鋁合金體(122)(例如,以鑄
錠或坯錠的形式),將鋁合金體均勻化(124),熱加工鋁合金體(126)和
任選地冷加工鋁合金體(128)。在設置步驟(120)之后,完成固溶處理
步驟(140)。盡管鋁合金體在鑄造后(120)將不以鑄錠/坯錠的形式,但
可以使用連鑄操作完成類似步驟。

在另一個實施例中,并參照圖5,制備步驟(100)包括鑄造鋁合金
體(122),將該鋁合金體均勻化(124)并熱加工該鋁合金體(126)。在本
實施例中,可以完成熱加工步驟(126)以將可溶性元素置于固溶體中,
此后將該鋁合金體淬火(未示出),從而導致固溶處理步驟(140)。這是
設置步驟(120)和固溶處理步驟(140)伴隨彼此完成的一個實施例。本
實施例可適用于模壓淬火的產品(例如,型材)和熱軋后被淬火的熱軋
產品等等。

在另一個方案中,制備步驟(100)包括連鑄法,如帶式連鑄、桿材
澆鑄、雙輥連鑄、雙帶式連鑄(例如,黑茲利特(Hazelett)鑄造)、牽引
鑄造(dragcasting)和塊鑄等等。制備步驟(100)的一個實施方案使用圖
6所示的連鑄法。在這個實施例中,在大約相同的時間(即彼此伴隨地)
鑄造并固溶鋁合金體(142)。鑄造將鋁合金體設置成足以冷加工的形
式。當鑄造期間的固化速率足夠迅速時,鋁合金體也被固溶。在這個
實施例中,鑄造/固溶處理步驟(142)可以包括在鑄造后將鋁合金體淬
火(未顯示)。本實施例可適用于雙輥連鑄法以及其他鑄造法。能夠完
成圖6的方法的一些雙輥連鑄法在美國專利No.7,182,825和美國專利
No.6,672,368中被描述。

在另一個實施例中,并參照圖7,制備步驟(100)包括鑄造鋁合金
體(122),以及在鑄造步驟(122)后,再將鋁合金體固溶處理(140)。在
這個實施例中,設置步驟(120)包括鑄造(122)。本實施例適用于雙輥
連鑄法以及其他鑄造法。

在另一個實施例中,并參照圖8,制備步驟(100)包括鑄造鋁合金
體(122),熱加工鋁合金體(126),和任選地冷加工鋁合金體(128)。在
這個實施例中,設置步驟(120)包括鑄造步驟(122)、熱加工步驟(126)
和任選的冷加工(128)步驟。在設置步驟(120)之后,完成固溶處理步
驟(140)。本實施例可適用于連鑄法。

圖2至圖8中所示的許多步驟可以以批量方式或連續方式完成。
在一個實例中,冷加工步驟(200)和熱處理步驟(300)被連續地完成。
在這個實例中,被固溶的鋁合金體可以在環境條件下進入冷加工操
作。鑒于本文所述的新方法可獲得相對短的熱處理時間,可以在冷加
工后(例如,直列式)將冷加工的鋁合金立即進行熱處理(300)。可以想
到,這類熱處理可以在鄰近冷加工裝置的出口處發生,或者在與冷加
工裝置連接的單獨的加熱裝置中發生。這可以提高生產率。

如上所述,制備步驟(100)通常包括鋁合金體的固溶。如上所述,
“固溶”包括鋁合金體的淬火(未示出),所述淬火可以借助液體(例如,
借助水溶液或有機溶液)、氣體(例如,冷卻空氣)或甚至固體(例如,
鋁合金體一個或更多側面上冷卻的固體)完成。在一個實施例中,淬
火步驟包括使鋁合金體與液體或氣體接觸。在這些實施方案的一些
中,淬火在不存在鋁合金體的熱加工和/或冷加工的情況下發生。例如,
淬火可以在不存在鋁合金體的變形的情況下通過浸沒、噴霧和/或噴射
干燥等等技術發生。

本領域技術人員認識到可以使用其他制備步驟(100)制備用于固
溶后冷加工的鋁合金體(例如,粉末冶金方法),并且認識到這類其他
制備步驟落在制備步驟(100)的范圍內,只要它們將鋁合金體設置成適
合冷加工的形式(120)并將該鋁合金體固溶(140),并且無論這些設置
步驟(120)和固溶處理步驟(140)是否伴隨發生(例如,同時地)或依次發
生,并且無論設置步驟(120)是否在固溶處理步驟(140)之前發生,或
反之亦然。

B.冷加工

再次參照圖2,并且如上所述,這種新方法包括冷加工(200)大量
鋁合金體。“冷加工”等等意指在至少一個方向和低于熱加工溫度的
溫度使鋁合金體變形(例如,不高于400°F)。可以通過軋制、擠壓、
鍛造、牽拉、變薄拉伸(ironing)、旋壓、滾壓成型的一種或多種及其
組合以及其他類型的冷加工方法進行冷加工。這些冷加工方法至少可
以部分地有助于生產各種6xxx鋁合金產品(參見下文產品應用)。

i.冷軋

在一個實施例中,并參照圖9,冷加工步驟(200)包括冷軋步驟
(220)(并且在一些包括冷軋步驟(220)的實例中,通過任選的拉伸或矯
直以實現平整(240))。在這個實施例中,并且如上所述,冷軋步驟(220)
在固溶處理步驟(140)之后完成。冷軋步驟(220)是一種通常借助由輥
子施加的壓力使鋁合金體厚度減小,并且鋁合金體在低于熱軋(124)
所用的溫度(例如,不高于400°F)進入軋制設備的制造技術。在一個
實施例中,鋁合金體在環境條件下進入軋制設備,即,在本實施例中
冷軋步驟(220)在環境條件下開始。

冷軋步驟(220)將6xxx鋁合金體的厚度減少至少25%。冷軋步驟
(220)可以在一個或多個軋制道次中完成。在一個實施例中,冷軋步驟
(220)將鋁合金體從中等厚度軋制到最終厚度。冷軋步驟(220)可以生
產薄板、板材或箔產品。箔產品是具有小于0.006英寸的厚度的軋制
產品。薄板產品是具有0.006英寸至0.249英寸的厚度的軋制產品。
板材產品是具有0.250英寸或更大的厚度的軋制產品。

“冷軋XX%”等等意指XXCR%,其中XXCR%是通過冷軋將鋁合
金體從第一厚度T1減少到第一厚度T2時所實現的厚度減少量,其中
T1是冷軋步驟(200)前(例如,在固溶后)的厚度,T2是冷軋步驟(200)
后的厚度。換句話說,XXCR%等于:

XXCR%=(1–T2/T1)*100%

例如,當鋁合金體從第一厚度(T1)15.0mm減少到第二厚度
(T2)3.0mm時,XXCR%是80%。短語如“冷軋(coldrolling)80%”和“冷
軋(coldrolled)80%”與表達式XXCR%=80%等效。

在一個實施例中,將鋁合金體冷軋(220)至少30%(XXCR%≥30%),
即,厚度減少至少30%。在其他實施方案中,將鋁合金體冷軋(220)
至少35%(XXCR%≥35%),或至少40%(XXCR%≥40%),或至少
45%(XXCR%≥45%),或至少50%(XXCR%≥50%),或至少55%(XXCR%
≥55%),或至少60%(XXCR%≥60%),或至少65%(XXCR%≥65%),
或至少70%(XXCR%≥70%),或至少75%(XXCR%≥75%),或至少
80%(XXCR%≥80%),或至少85%(XXCR%≥85%),或至少90%(XXCR%
≥90%)或更多。

在一些實施例中,冷軋(220)90%以上(XXCR%≤90%)是不現實或不
理想的。在這些實施方案中,可以將鋁合金體冷軋(220)不高于
87%(XXCR%≤87%),如冷軋(220)不高于85%(XXCR%≤85%),或不
高于83%(XXCR%≤83%),或不高于80%(XXCR%≤80%)。

在一個實施例中,將鋁合金體冷軋高于50%至不高于85%(50%<
XXCR%≤85%)。這種冷軋量可以產生具有優選性能的鋁合金體。在
相關的實施例中,可以將鋁合金體冷軋55%至85%(55%≤XXCR%≤
85%)。在又一個實施例中,可以將鋁合金體冷軋60%至85%(60%≤
XXCR%≤85%)。在又一個實施例中,可以將鋁合金體冷軋65%至
85%(65%≤XXCR%≤85%)。在又一個實施例中,可以將鋁合金體冷
軋70%至80%(70%≤XXCR%≤80%)。

仍參照圖9,在這種方法的實施例中,可以完成任選的預冷軋
(128)。預冷軋步驟(128)可以在固溶處理(140)前進一步將鋁合金體的
中等厚度(由于熱軋步驟126)減少到次中等厚度。作為實例,任選的
冷軋步驟(128)可以用來產生有助于在冷軋步驟(220)期間產生最終冷
軋厚度的次中等厚度。

ii.其他冷加工技術

除冷軋以外,并再次參照圖2,可以通過軋制、擠壓、鍛造、牽
拉、變薄拉深、旋壓、滾壓成型中的一種或多種及其組合,以及單獨
的其他類型的冷加工方法或這些方法與冷軋的結合進行冷加工。如上
所述,通常在固溶后將鋁合金體冷加工至少25%。在一個實施例中,
冷加工將鋁合金體加工成其基本上最終的形式(即,不需要額外的熱
加工步驟和/或冷加工步驟來獲得最終的產品形式)。

“冷加工XX%”(“XXCW%”)等等意指將鋁合金體冷加工一個足
以實現等效塑性應變(下文描述)的量,所述等效塑性應變至少和如果
將鋁合金體冷軋XX%(XXCR%)所實現的等效塑性應變的量一樣大。例
如,短語“冷加工68.2%”意指將鋁合金體冷加工一個足以實現等效
塑性應變的量,所述等效塑性應變至少和如果將鋁合金體冷軋68.2%
所實現的等效塑性應變的量一樣大。由于XXCW%和XXCR%均指在鋁
合金體中產生的等效塑性應變的量,如同將鋁合金體冷軋XX%(或在
實際冷軋的情況下實際上冷軋XX%),因此這兩個術語在本文中可互
換地用來指這種等效塑性應變的量。

等效塑性應變與真應變相關。例如,冷軋XX%,即,XXCR%,
可以由真應變值表示,其中真應變(εtrue)由下式給出:

ξtrue=-ln(1-%CR/100)(1)

其中%CR是XXCR%,真應變值可以換算成等效塑性應變值。在
冷軋期間實現雙軸應變的情況下,估計的等效塑性應變將比真應變值
大1.155倍(2除以√3等于1.155)。雙軸應變代表在冷軋操作期間產生
的塑性應變的類型。下表1提供將冷軋XX%與真應變值和等效塑性
應變值相關聯的表格。

表1

冷軋厚度減少(XXCR%)
冷軋真應變值
估計的等效塑性應變
25%
0.2877
0.3322
30%
0.3567
0.4119
35%
0.4308
0.4974
40%
0.5108
0.5899
45%
0.5978
0.6903
50%
0.6931
0.8004
55%
0.7985
0.9220
60%
0.9163
1.0583
65%
1.0498
1.2120
70%
1.2040
1.3902
75%
1.3863
1.6008
80%
1.6094
1.8584
85%
1.8971
2.1906
90%
2.3026
2.6588

這些等效塑性應變假定:

A.無彈性應變;

B.真塑性應變保持體積不變;和

C.載荷是成比例的。

對于成比例的載荷,上述和/或其他原則可以用來測定多種冷加工
操作的等效塑性應變。對于不成比例的載荷,冷加工引起的等效塑性
應變可以采用下式確定:

p = 2 3 [ ( 1 p - 2 p ) 2 + ( 1 p - 3 p ) 2 + ( 3 p - 2 p ) ] - - - ( 2 ) ]]>

其中dεp是等效塑性應變增量,代表主要塑性應變分量
的增量。參見,塑性(Plasticity),A.Mendelson,KriegerPubCo;第
二版(1983年8月),ISBN-10:0898745829。

本領域技術人員理解冷加工步驟(200)可以包括以第一方式使鋁
合金體變形(例如,壓縮),并隨后以第二方式使鋁合金體變形(例如,
拉伸),并且理解本文所述的等效塑性應變指由作為冷加工步驟(200)
一部分而完成全部變形操所引起的累積應變。另外,本領域技術人員
理解冷加工步驟(200)將導致應變誘因,但不必然導致鋁合金體最終尺
寸的變化。例如,可以以第一方式(例如,壓縮)冷變形鋁合金體,隨
后再以第二方式冷變形(例如,拉伸)該鋁合金體,冷變形的累積結果
提供具有大約與冷加工步驟(200)前的鋁合金體相同的最終尺寸的鋁
合金體,但是由于冷加工步驟(200)的多種冷變形操作而具有增加的應
變。類似地,高的累積應變可以通過順序彎曲操作和反向彎曲操作實
現。

借助于上文所示的方法和本領域技術人員已知的其他方法,通過
計算由那些冷加工操作產生的等效塑性應變,以及隨后確定其相應的
XXCR%值,可以確定任何特定冷加工操作或系列冷加工操作的累積等
效塑性應變并從而確定XXCR%。例如,可以將鋁合金體冷拉,基于
冷拉的操作參數,本領域技術人員可以計算賦予鋁合金體的等效塑性
應變量。如果冷拉引起例如大約0.9552的等效塑性應變,那么這種冷
拉操作將等效于大約56.3%的XXCR%(0.9552/1.155等于0.8270的真
應變值(εtrue);進而,使用上述等式(1)時,相應的XXCR%是56.3%)。
因此,在這個實施例中,XXCR%=56.3%,盡管冷加工是冷拉而不是
冷軋。另外,由于“冷加工XX%”(“XXCW%”)被定義(如上)為將鋁
合金體冷加工以足以實現等效塑性應變的量,所述等效塑性應變至少
和如果僅通過冷軋(“XXCR%”)將鋁合金體厚度減少XX%所實現的等
效塑性應變量一樣大,則XXCW%也是56.3%。當使用一系列冷加工
操作時,可以完成類似的計算,并且在這些情況下,將使用由所述一
系列冷加工操作產生的累積等效塑性應變來確定XXCR%。

如上所述,完成冷加工步驟(200)以使鋁合金體實現XXCW%或
XXCR%≥25%,即,≥0.3322的等效塑性應變。“冷加工XX%”等
等意指XXCW%。短語如“冷加工(coldworking)80%”和“冷加工(cold
worked)80%”與表達式XXCW%=80等效。對于定制的非均勻性冷加
工操作,基于接受冷加工(200)的鋁合金體的部分確定等效塑性應變量
并從而確定XXCW或XXCR的量。

在一個實施例中,將鋁合金體充分地冷加工(200)以實現并達到至
少0.4119的等效塑性應變(“EPS”)(即,XXCW%≥30%)。在其他實
施例中,將鋁合金體充分地冷加工(200)以以實現并達到至少
0.4974(XXCW%≥35%),或至少0.5899(XXCW%≥40%),或至少
0.6903(XXCW%≥45%),或至少0.8004(XXCW%≥50%),或至少
0.9220(XXCW%≥55%),或至少1.0583(XXCW%≥60%),或至少
1.2120(XXCW%≥65%),或至少1.3902(XXCW%≥70%),或至少
1.6008(XXCW%≥75%),或至少1.8584(XXCW%≥80%),或至少
2.1906(XXCW%≥85%),或至少2.6588(XXCW%≥90%),或更高的EPS。

在一些實施例中,冷加工(200)高于90%(XXCW%≤90%且EPS≤
2.6588)是不現實或不理想的。在這些實施例中,可以將鋁合金體冷加
工(200)不高于87%(XXCW%≤87%且EPS≤2.3564),如冷加工(200)
不高于85%(XXCW%≤85%且EPS≤2.1906),或不高于83%(XXCW%≤
83%且EPS≤2.0466),或不高于80%(XXCW%≤80%且EPS≤1.8584)。

在一個實施例中,可以在大于等于50%且小于等于85%的范圍內
(50%≤XXCW%≤85%)冷加工(200)鋁合金體。這種冷加工(200)的量可
以產生具有優選性能的鋁合金體。在相關的實施例中,在55%至85%
的范圍內(55%≤XXCW%≤85%)冷加工(200)鋁合金體。在又一個實施
例中,在60%至85%的范圍內(60%≤XXCW%≤85%)冷加工(200)鋁合
金體。在又一個實施例中,在65%至85%的范圍內(65%≤XXCW%≤
85%)冷加工(200)鋁合金體。在又一個實施例中,在70%至80%的范
圍內(70%≤XXCW%≤80%)冷加工(200)鋁合金體。

iii.梯度

冷加工步驟(200)可以定制成以大體均勻的方式使鋁合金體變形,
如通過上文所述的軋制或常規擠壓法等等。在其他實施例中,冷加工
步驟可以定制成以大體非均勻的方式使鋁合金體變形。因此,在一些
實施例中,這種方法可以產生具有定制冷加工梯度的鋁合金體,即,
鋁合金體的第一部分接受第一定制量的冷加工,鋁合金體的第二部分
接第二定制量的冷加工,其中第一定制量與第二定制量不同。可單獨
或組合地完成以實現定制的非均勻冷加工的冷加工操作(200)的實例
包括鍛造、拋光、噴丸硬化處理、滾壓成型和旋壓等等。這類冷加工
操作也可以與大體均勻的冷加工操作如冷軋和/或擠壓等等組合使用。
如上所述,對于定制的非均勻冷加工操作,基于接受冷加工(200)的鋁
合金體的部分確定等效塑性應變的量。

iv.冷加工溫度

冷加工步驟(200)可以在低于熱加工溫度的溫度開始(例如,不高
于400°F)。在一個方法中,當鋁合金體在固溶(140)后到達到足夠低的
溫度時,開始冷加工步驟(200)。在一個實施例中,可以在鋁合金體的
溫度不高于250°F時開始冷加工步驟(200)。在其他實施例中,可以在
鋁合金體的溫度不高于200°F,或不高于175°F,或不高于150°F,或
不高于125°F,或更低時開始冷加工步驟(200)。在一個實施例中,可
以在鋁合金體的溫度為周圍環境溫度時開始冷加工步驟(200)。在其他
實施例中,可以在更高的溫度開始冷加工步驟(200),例如在鋁合金體
的溫度在250°F至低于熱加工溫度(例如,低于500°F)的范圍內時。

在一個實施例中,在不存在任何有目的/有意義的加熱(例如,引
起鋁合金體的微結構和/或性能中實質性變化的有目的的加熱)的情況
下開始和/或完成冷加工步驟(200)。本領域技術人員理解鋁合金體可
以實現由冷加工步驟(200)引起的溫度增加,但是這類冷加工步驟(200)
仍被認為是冷加工(200),因為所述加工操作在低于被認為是熱加工溫
度的溫度開始。當使用多個冷加工操作完成冷加工步驟(200)時,這些
操作中的每一個可以采用任何上述的溫度,所述溫度可以與在前或在
后的冷加工操作使用的溫度相同或不同。

如上所述,通常當鋁合金體在固溶之后(140)達到足夠低的溫度時
開始冷加工(200)。通常,在固溶處理步驟(140)結束和冷加工步驟(200)
開始之間沒有對鋁合金體應用有目的/有意義的熱處理,即,所述方法
可以在固溶處理步驟(140)完成和冷加工步驟(200)開始之間不存在熱
處理。在一些情況下,在固溶處理步驟(140)結束不久之后開始冷加工
步驟(200)(例如,為了有助于促進冷加工)。在一個實施例中,在固溶
處理步驟(140)完成后不超過72小時開始冷加工步驟(200)。在其他實
施例中,在固溶處理步驟(140)完成后不超過60小時,或不超過48
小時,或不超過36小時,或不超過24小時,或不超過20小時,或
不超過16小時,或不超過12小時,或更短的時間開始冷加工步驟
(200)。在一個實施例中,在固溶處理步驟(140)完成后幾分鐘或更短
的時間內開始冷加工步驟(200)(例如,對于連鑄法)。在另一個實施例
中,伴隨著固溶處理步驟(140)的完成開始冷加工步驟(200)(例如,對
于連鑄法)。

在其他情況下,相對于固溶處理步驟(140)的完成經過較長的時間
后開始冷加工(200)可以是足夠的。在這些情況下,可以在固溶處理步
驟(140)完成后一周或數周或一個月或數月完成冷加工步驟(200)。

C.熱處理

仍參照圖2,可以在冷加工步驟(200)之后完成熱處理步驟(300)。
“熱處理”等等意指有目的地加熱鋁合金體以使鋁合金體達到一個升
高的溫度。熱處理步驟(300)可以包括將鋁合金體加熱一段時間以及在
一個足以實現一定狀態或性能(例如,選擇的強度、選擇的延展性等
等)的溫度下加熱。

在固溶處理后,大部分可熱處理的合金,例如6xxx鋁合金,在
室溫表現出性能變化。這被稱作“自然時效”,可以在固溶后立即地
開始,或在一段孕育期后開始。不同合金在自然時效期間性能改變的
速率在寬的范圍內變化,因此達到穩定狀態的途徑可以需要僅數天或
數年。由于自然時效在不存在有目的的加熱的情況下發生,自然時效
不是熱處理步驟(300)。然而,自然時效可以在熱處理步驟(300)之前
和/或之后發生。自然時效可以在熱處理步驟(300)之前發生一預定的
時間段(例如,從數分鐘或數小時到數周或更長的時間)。自然時效可
以在固溶處理步驟(140)、冷加工步驟(200)和熱處理步驟(300)之間或
這些步驟的任何一個之后發生。

熱處理步驟(300)將鋁合金體加熱到所選擇的溫度范圍內的一個
溫度。出于熱處理步驟(300)的目的,該溫度指在熱處理步驟(300)期
間鋁合金體的平均溫度。熱處理步驟(300)可以包括多個處理步驟,例
如在第一溫度處理第一時間段,以及在第二溫度處理第二時間段。第
一溫度可以比第二溫度高或低,并且第一時間段可以比第二時間段短
或長。

通常完成熱處理步驟(300)以使鋁合金體實現/維持未再結晶占優
的微結構,如下文所定義。如下文進一步詳細地描述,未再結晶占優
的微結構可以實現改進的性能。在這一點,熱處理步驟(300)通常包括
將鋁合金體加熱到一個升高的溫度,但是該溫度在鋁合金體的再結晶
溫度以下,即,在該溫度下鋁合金體將不會實現未再結晶占優的微結
構。例如,熱處理步驟(300)可以包括將6xxx鋁合金體加熱到在150°F
至425°F(或者更高)范圍內、但低于鋁合金體的再結晶溫度的溫度。

可以以將鋁合金體維持在一個或多個選擇的溫度下持續一個或
多個選擇的時間段的任何合適方式完成熱處理步驟(300)(例如,為了
實現期望/選擇的性能或性能組合)。在一個實施例中,在時效爐或諸
如此類的裝置中完成熱處理步驟(300)。在另一個實施例中,在烤漆周
期內完成熱處理步驟(300)。烤漆周期用在汽車業和其他產業中以通過
烘烤一個短的時間段(例如,5-30分鐘)使涂覆的漆固化。鑒于本文所
述的方法能夠在短的時間段內生產具有高強度的鋁合金體,如下文所
述,可以使用烤漆周期等等來完成熱處理步驟(300),從而消除對單獨
熱處理步驟和烤漆步驟的需要。類似地,在另一個實施例中,可以在
涂層固化步驟或諸如此類的步驟中完成熱處理步驟(300)。

D.冷加工和熱處理組合

冷加工步驟(200)和熱處理步驟(300)的組合能夠產生具有改進性
能的鋁合金體。冷加工步驟(200)的高度變形與適當熱處理條件的組合
產生獨特的微結構,所述微結構能夠達到迄今未實現的強度和延展性
的組合(參見下文微結構(Microstructure))。冷加工步驟(200)有助于嚴
重變形的微結構的產生,而熱處理步驟(300)有助于沉淀硬化。當冷加
工(200)為至少25%時,優選多于50%,并且當應用適當的熱處理步
驟(300)時,可以實現改進的性能。

在一個方法中,完成冷加工步驟(200)和熱處理步驟(300),以便使
鋁合金體實現強度(例如,拉伸屈服強度(R0.2)或極限抗拉強度(Rm))增
加。可以在L、LT或ST方向中的一個或多個實現強度增加。

在一個實施例中,完成冷加工步驟(200)和熱處理步驟(300),以使
該鋁合金體與在“冷加工狀態”下該鋁合金體的參考樣本
(reference-version)相比獲得強度增加。在另一個實施例中,完成冷加
工步驟(200)和熱處理步驟(300),以使該鋁合金體與在T6狀態下該鋁
合金體的參考樣本相比獲得強度增加。在另一個實施例中,完成冷加
工步驟(200)和熱處理步驟(300),以使該鋁合金體與在T4狀態下該鋁
合金體的參考樣本相比獲得更高的R-值增加。這些和其他性能在下文
的性能部分進行描述。

“冷加工狀態”(ACWC)意指:(i)制備用于固溶后冷加工的鋁合
金體;(ii)將鋁合金體冷加工,(iii)在固溶處理步驟(140)的完成和冷加
工步驟(200)的開始之間經過不超過4小時,和(iv)不對鋁合金體進行
熱處理。應當在完成冷加工步驟(200)的4-14天內測量冷加工狀態的
鋁合金體的機械性能。為了得到“冷加工狀態”下鋁合金體的參考樣
本,本領域技術人員通常將會制備用于固溶后冷加工的鋁合金體
(100),隨后根據本文所述的操作冷加工(200)該鋁合金體,按照上述
要求,取出一部分鋁合金體測定其在冷加工狀態下的性能。而另一部
分鋁合金體按照本文所述的新方法加工,然后測定該部分鋁合金體的
性能,因此有助于比較冷加工狀態下鋁合金體的參考樣本和按照本文
所述的新方法加工的鋁合金體的性能(例如,比較強度、延展性、斷
裂韌性)。由于鋁合金體的參考樣本是由該鋁合金體的一部分獲得的,
故該一部分鋁合金體與該鋁合金體具有相同的組成。

“T6狀態”等等意指已被固溶并隨后被熱處理到最大強度狀態
(與最大強度相差不超過1ksi)的鋁合金體;適用于這樣的合金體,所
述合金體在固溶后未經冷加工,或所述合金體在整平或矯直方面的冷
加工效果在機械性能限值內不可能被識別。如下文進一步詳細地描
述,與T6狀態的鋁合金體相比,依照本文的新方法生產的鋁合金體
可以實現優異的性能。為了得到T6狀態下的鋁合金體的參考樣本,
本領域技術人員將制備用于固溶后冷加工的鋁合金體(100),隨后該鋁
合金體的一部分將被處理到T6狀態(即,T6狀態下的參考鋁合金體)。
依照本文所述的新方法加工該鋁合金體的另一部分,因此有助于比較
T6狀態下的鋁合金體的參考樣本和依照本文所述的新方法加工的鋁
合金體的性能(例如,比較強度、延展性、斷裂韌性)。由于該鋁合金
體的參考樣本是從該鋁合金體的一部分而獲得的,故它具有與該鋁合
金體相同的組成。該鋁合金體的參考樣本在固溶處理步驟(140)之前可
能需要加工(熱加工和/或冷加工)以將該鋁合金體的參考樣本制成與
該新鋁合金體可比較的產品形式(例如,為軋制產品設定相同的最終
厚度)。

“T4狀態”等等意指已固溶并隨后自然時效處理到基本上穩定的
狀態的鋁合金體;適用于這樣的合金體,所述合金體在固溶后未經冷
加工,或所述合金體在整平或矯直方面的冷加工效果在機械性能限值
內不可能被識別。為了得到T4狀態下的鋁合金體的參考樣本,本領
域技術人員將制備用于固溶后冷加工的鋁合金體(100),隨后使該鋁合
金體的一部分自然時效處理到T4狀態(即,T4狀態下的鋁合金體的
參考樣本)。依照本文所述的新方法加工該鋁合金體的另一部分,因
此有助于比較T4狀態下的鋁合金體的參考樣本和依照本文所述的新
方法加工的鋁合金體的性能(例如,比較強度、延展性、斷裂韌性)。
由于鋁合金體的參考樣本從該鋁合金體的一部分獲得,故它將具有與
該鋁合金體相同的組成。鋁合金體的參考樣本在固溶處理步驟(140)
之前可能需要加工(熱加工和/或冷加工)以將該鋁合金體的參考樣本
制成與該新鋁合金體可比較的產品形式(例如,為軋制產品設定相同
的最終厚度)。

E.微結構

i.再結晶

可以完成冷加工步驟(200)和熱處理步驟(300),以使鋁合金體實現
/維持未再結晶占優的微結構。未再結晶占優的微結構意指鋁合金體含
有小于50%的第一類型晶粒(以體積分數計),如下文所定義。

鋁合金體具有結晶的微結構。“結晶的微結構”是多晶材料結構。
結晶的微結構具有晶體,在本文中稱作晶粒。“晶粒”是指多晶材料
的晶體。

“第一類型晶粒”意指那些符合“第一晶粒標準”的結晶的微結
構的晶粒,在下文中定義,并采用OIM(取向成像顯微術)采樣步驟測
定,在下文中描述。由于鋁合金體獨特的微結構,本申請不使用傳統
術語“再結晶晶粒”或“未再結晶晶粒”,這些術語在某些情況下是
不清楚的并且是爭議的對象。而采用術語“第一類型晶粒”和“第二
類型晶粒”,這些類型的晶粒的量可以通過OIM采樣步驟中詳述的
計算方法正確且精確地測定。因此,術語“第一類型晶粒”包括符合
第一晶粒標準的所有晶粒,而不論本領域技術人員是否將會認為這類
晶粒是未再結晶的或再結晶的。

從T/4(1/4平面)位置到L-ST平面的表面完成OIM分析。待分析
試樣的尺寸一般將在厚度上變化。在測量前,通過標準金相試樣制備
方法制備OIM試樣。例如,通常用BuehlerSi-C砂紙將OIM試樣手
工拋光3分鐘,再用具有大約3微米平均粒徑的Buehler金剛石液體
拋光劑手工拋光。將試樣在氟-硼水溶液中陽極化處理30-45秒。使用
含有三氧化鉻的磷酸水溶液剝光試樣,隨后沖洗并干燥。

“OIM采樣步驟”如下:

·使用的軟件是5.31版本TexSEMLabOIM數據采集軟件(美國
新澤西州EDAX公司),該軟件通過FIREWIRE(美國加利福尼亞州蘋
果公司)連接到DigiView1612CCD照相機(美國猶他州TSL/EDAX)。
SEM是JEOLJSM6510(日本東京JEOL有限公司)。

·OIM運行條件是70°傾斜,工作距離18mm,加速電壓20kV,
動態聚焦和光斑尺寸1×10-7amp。采集模式是格網。通過進行選擇,
從而在分析中采集取向(即,不采集Hough峰信息)。按3微米步幅在
80X時,對于2mm厚度的試樣,每次掃描的面積(即,幀)的大小是
2.0mm×0.5mm,并且對于5mm厚度的試樣,是2.0mm×1.2mm。
可以根據厚度使用不同的幀大小。采集的數據以*.osc文件輸出。這
種數據可以用來計算第一類型晶粒的體積分數,如下文所述。

·第一類型晶粒的體積分數的計算:采用*.osc文件的數據和5.31
版本TexSEMLabOIM分析軟件計算第一類型晶粒的體積分數。在計
算之前,可以用15°的公差角、最小晶粒尺寸=3個數據點、和單迭代
凈化(singleiterationcleanup)進行數據凈化。隨后,使用第一晶粒標準
(下文),通過該軟件計算第一類型晶粒的量。

·第一晶粒標準:通過具有5°晶粒公差角的晶粒取向離散(GOS)
計算,最小晶粒尺寸是三(3)個數據點,并且置信指數是零(0)。“計
算之前采用分區(applypartition)”、“包括邊緣晶粒(edgegrain)”和
“忽略雙晶間界定義”都是必要的,而且應當使用“晶粒平均取向”
完成計算。GOS≤3°的任何晶粒為第一類型晶粒。如果使用多幀,
那么將GOS數據取平均值。

“第一晶粒體積”(FGV)意指結晶材料的第一類型晶粒的體積分
數。

“未再結晶百分比”等等通過下式確定:

URX%=(1-FGV)*100%

如上所述,這種鋁合金體通常包括未再結晶占優的微結構,即,
FGV<0.50且URX%≥50%。在一個實施方案中,這種鋁合金體含有(以
體積分數計)不高于0.45的第一類型晶粒(即,根據上文中所提供的定
義,這種鋁合金體至少55%是未再結晶的(URX%≥55%))。在其他實
施方案中,這種鋁合金體可以含有(以體積分數計)不高于0.40的第一
類型晶粒(URX%≥60%),或不高于0.35的第一類型晶粒(URX%≥
65%),或不高于0.30的第一類型晶粒(URX%≥70%),或不高于0.25
的第一類型晶粒(URX%≥75%),或不高于0.20的第一類型晶粒(URX%
≥80%),或不高于0.15第一類型晶粒(URX%≥85%),或不高于0.10
的第一類型晶粒(URX%≥90%),或更低。

ii.織構

這種鋁合金體可以獲得獨特的微結構。這種獨特的微結構可以通
過從晶體結構數據得到的鋁合金體的R-值說明。鋁合金體的微結構與
其性能(例如,強度、延展性、韌性、耐蝕性等等)相關。

出于本申請的目的,根據R-值生成步驟生成R-值,在下文進行
描述。

R-值生成步驟:

儀器:使用具有計算機控制的極圖單元和用于處理極圖數據的數
據采集軟件和ODF軟件(例如,Rigaku衍射儀所包括的Rigaku軟件)
的X射線發生器(例如,RigakuUltimaIII衍射儀(美國Rigaku,德克
薩斯伍德蘭茲(TheWoodlands))。依照B.D.Cullity所著的“X線衍射
基礎”(ElementsofX-rayDiffraction),第二版,1978年(Addison-Wesley
冶金和材料系列叢書)以及Rigaku關于UltimaIII衍射儀和多用途裝
置的用戶手冊(或其他合適的類似衍射儀設備手冊)獲取反射極圖。

試樣制備:從T/4位置至表面測量極圖。因此,用于生成R-值的
試樣(優選地)是7/8英寸(LT)乘11/4英寸(L)。試樣尺寸可以基于測量
設備而改變。在測量R-值之前,可以通過以下方式制備試樣:

1.從一側加工軋制平面至比T/4平面厚0.01”(如果厚度是合理
的);和

2.化學蝕刻至T/4位置。

極圖的X射線測量:極圖的反射(基于Schulz反射法)

1.將試樣裝在帶有試樣軋制方向指示的試樣環形托架上

2.將試樣托架單元插入極圖單元中

3.將試樣的方向定位到相同于極圖單元的水平面(β=0°)的位置

4.使用標準發散狹縫(DS)、具有NiKβ濾光片的標準極圖接收狹
縫(RS)和標準散射狹縫(SS)(狹縫的確定將取決于所用的輻射、峰的2θ
和峰寬度)。RigakuUltimaIII衍射儀采用2/3degDS、5mmRS和6mm
SS。

5.將電源設定成推薦的工作電壓和電流(對于Cu輻射默認為40
KV44mA,并采用UltimaIII上的Ni濾光片)

6.以5°步幅從Al(111)、Al(200)和Al(220)峰的α=15°、β=0°至α=90°、
β=355°測量背景強度并且在每個步幅計數1秒(3個極圖對于精確的
ODF通常是足夠的)

7.以5°步幅從Al(111)、Al(200)、Al(220)和Al(311)峰的α=15°、β=0°
至α=90、β=355°測量峰強度并且在每個步幅計數1秒

8.在測量期間,試樣以每秒2cm被振蕩以獲得較大的采樣面積
從而改進采樣統計

9.從峰強度減去背景強度(這通常由用戶專用軟件完成)

10.對吸收進行校正(通常由用戶專用軟件完成)

通常將輸出數據轉化成用于輸入ODF軟件的格式。ODF軟件將
數據標準化,計算ODF,并重新計算標準化的極圖。利用該信息,采
用Taylor-Bishop-Hill模型(參見Kuroda,M.等人,Textureoptimization
ofrolledaluminumalloysheetsusingageneticalgorithm,Materials
ScienceandEngineeringA385(2004)235-244和Man,Chi-Sing,Onthe
r-valueoftexturedsheetmetals,InternationalJournalofPlasticity
18(2002)1683-1706)計算R-值。

與常規地生產的材料相比,根據本文所述的方法生產的鋁合金體
可以獲得高的標準化R-值。“標準化R-值”等等意指在相對于軋制
方向0°角由RV-對照試樣的R-值標準化的R-值。例如,如果RV-對
照試樣在相對于軋制方向0°角獲得0.300的R-值,這一R-值和所有
其他R-值可以通過除以0.300標準化。

“RV-對照試樣”等等意指取自T4狀態下參考樣本鋁合金體(在
上文定義)的對照試樣。

“軋制方向”等等意指軋制產品的L-方向(參見圖13)。對于非軋
制產品,并且在提到R-值的上下文中,“軋制方向”等等意指延伸的
主要方向(例如,擠壓方向)。出于本申請的目的,在相對于軋制方向
0°至90°角并以5°的增加量計算材料的多個R-值。出于簡單的目的,
“取向角”有時用來指短語“相對于軋制方向的角”。

“最大標準化R-值”等等意指在相對于軋制方向的任何角度獲得
的最大標準化R-值。

“最大RV角度”等等意指獲得最大標準化R-值的角度。

作為非限制性的例子,表2提供了含有RV-對照試樣的R-值(非
標準化和標準化)和根據本文所述的新方法加工的鋁合金體的R-值
(非標準化和標準化)的表格。

表2



圖10是對照物的標準化R-值和85%冷加工試樣的標準化R-值與
取向角成函數關系的曲線圖。圖10還包括11%、35%和60%冷加工
的鋁合金體的標準化R-值。

如圖10所示,高冷加工的鋁合金體獲得比RV-對照試樣高得多的
R-值,特別是在相對于軋制方向20°和70°的取向角之間。對于85%
冷加工的合金體,在50°的最大RV角度獲得5.196的最大標準化R-
值。RV-對照試樣在5°的最大RV角度獲得1.030的最大標準化R-值。
這些R-值可以表明在與常規地生產的鋁合金體相比下的新鋁合金體
的織構(并且因此表明微結構)。

在一個方案中,根據本文所述的新方法加工的鋁合金體可以獲得
至少2.0的最大標準化R-值。在一個實施例中,新鋁合金體可以獲得
至少2.5的最大標準化R-值。在其他實施例中,新鋁合金體可以獲得
至少3.0,或者至少3.5,或者至少4.0,或者至少4.5,或者至少5.0,
或更高的最大標準化R-值。可以在20°至70°的取向角獲得最大標準
化R-值。在一些實施例中,可以在30°至70°的取向角獲得最大標準
化R-值。在其他實施例中,可以在35°至65°的取向角獲得最大標準
化R-值。在又一實施例中,可以在40°至65°的取向角獲得最大標準
化R-值。在又一實施例中,可以在45°至60°的取向角獲得最大標準
化R-值。在其他實施例中,可以在45°至55°的取向角獲得最大標準
化R-值。

在另一個方案中,根據本文所述的新方法加工的鋁合金體在新鋁
合金體的最大RV角可以獲得比RV-對照試樣至少高200%的最大標
準化R-值。在該方案中,新鋁合金體的標準化R-值與在新鋁合金體
的最大RV角出現的角度上RV-對照試樣的標準化R-值相比。例如,
如上圖10和表2所示,與RV-對照試樣在相同50°角的標準化R-值
相比,85%冷加工的鋁合金體在其50°的最大RV角實現717%的標準
化R-值增加(5.196/0.725*100%=717%)。在一個實施例中,在新鋁
合金體的最大RV角,鋁合金體可以實現比RV-對照試樣高至少250%
的最大標準化R-值。在其他實施例中,在新鋁合金體的最大RV角,
該鋁合金體可以實現比RV-對照試樣高至少300%,高至少350%,高
至少400%,高至少450%,高至少500%,高至少550%,高至少600%,
至少高650%,至少高700%,或更高的最大標準化R-值。

在另一個方案中,根據本文所述的新方法加工的鋁合金體可以獲
得比RV-對照試樣的最大標準化R-值高至少200%的最大標準化R-
值。在這一方案中,不考慮最大標準化R-值出現的角度,新鋁合金體
的最大標準化R-值與RV-對照試樣的最大標準化R-值相比。例如,
如上圖10和表2所示,85%冷加工的鋁合金體在50°的取向角時獲得
的最大標準化R-值為5.196。RV-對照試樣在5°的取向角時最大標準
化R-值為1.030。因此,85%冷加工的鋁合金體在最大標準化R-值上
相對于RV-對照試樣獲得505%的增加(5.196/1.030*100%=505%)。
在一個實施例中,鋁合金體可以獲得比RV-對照試樣的最大標準化
R-值高至少250%的最大標準化R-值。在其他實施例中,該鋁合金體
可以獲得比RV-對照試樣的最大標準化R-值高至少300%,或高至少
350%,或高至少400%,或高至少450%,或高至少500%,或更高的
最大標準化R-值。

iii.顯微照片

根據本文所述的新方法生產的一些6xxx鋁合金體的顯微照片在
圖11b-圖11e中示出。圖11a是T6狀態下鋁合金體的參照樣本的微
結構。圖11b-圖11e分別是具有11%、35%、60%和85%冷加工的新
鋁合金體的微結構。這些顯微照片展示了使用本文所述新方法所獲得
的獨特微結構的一些方面。如圖所示,新鋁合金體的晶粒呈現為非等
軸的(伸長的)晶粒。對于60%和85%冷加工的鋁合金體,晶粒結構呈
現為纖維狀/繩狀,并具有多個剪切帶。這些獨特的微結構可對新鋁合
金體的性能改進作出貢獻。

F.任選的熱處理后進行的步驟

在熱處理步驟(300)之后,6xxx鋁合金體可以經過多種任選的最終
處理(400)。例如,伴隨熱處理步驟(300)或在熱處理步驟之后,6xxx
鋁合金體可以經過多種額外加工或拋光操作(例如,基本上不影響機
械性能的成型操作、整平或矯直操作,如拉伸和/或其他操作,如切削、
陽極化處理、涂漆、拋光、打磨)。任選的最終處理步驟(400)不能是
任何會實質性影響鋁合金體微結構的有目的的/有意義的熱處理(例
如,不能是任何退火步驟)。因此,可以保持由冷加工步驟(200)和熱
處理步驟(300)的組合所獲得的微結構。

在一個方案中,一個或多個任選的最終處理步驟(400)可以伴隨熱
處理步驟(300)完成。在一個實施例中,任選的最終處理步驟(400)可
以包括成型,并且可以伴隨(例如,同時地)熱處理步驟(300)完成這個
成型步驟。在一個實施例中,由于伴隨的成型操作和熱處理操作,該
鋁合金體可以是基本上最終的形式(例如,在熱處理步驟期間成型汽
車門外板和/或內板)。

G.組成

如上所述,6xxx鋁合金體是由6xxx鋁合金制成。6xxx鋁合金是
含有硅和鎂的鋁合金,硅和鎂的至少之一作為占優的合金成分。出于
本申請的目的,6xxx鋁合金是具有0.1-2.0wt.%的硅和0.1–3.0wt.%
的鎂的鋁合金,其中,所述硅和所述鎂的至少之一是除鋁之外在鋁合
金體中占優的合金元素。在一個實施例中,6xxx鋁合金包含至少
0.25wt.%的Mg。在一個實施例中,6xxx鋁合金包含不高于2.0wt.%
的Mg。在一個實施例中,6xxx鋁合金包含至少大約0.25wt.%的Si。
在一個實施例中,6xxx鋁合金包含不高于大約1.5wt.%的Si。6xxx
鋁合金還可以包含如下所定義的次級元素、第三元素和/或其他元素。

6xxx鋁合金可以包含次級元素。次級元素從由銅、鋅及其組合構
成的組中選擇。在一個實施例中,6xxx鋁合金包含銅。在另一個實施
例中,6xxx鋁合金包含鋅。在又一個實施例中,6xxx鋁合金包含銅
和鋅。當以足夠的量存在時,這些次級元素,與硅和鎂主元素組合,
可以促進應變硬化響應和沉淀硬化響應之一或兩者。因此,當結合本
文所述的新方法使用時,6xxx鋁合金可以實現改進的綜合性能,如改
進的強度(例如,與處于T6狀態的6xxx鋁合金體相比)

當使用銅時,6xxx鋁合金通常包括至少0.35wt.%的Cu。在一個
實施例中,6xxx鋁合金包含至少0.5wt.%的Cu。6xxx鋁合金通常包
含不高于2.0wt.%的Cu,如不高于1.5wt.%的Cu。在其他實施例中,
銅可以以低的水平存在,并且在這些實施例中以0.01wt.%至0.34wt.%
的水平存在。在其他實施例中,銅作為雜質包含在合金中,并且在這
些實施例中以小于0.01wt.%的水平存在。

當使用鋅時,6xxx鋁合金通常包含至少0.35wt.%的Zn。在一個
實施例中,6xxx鋁合金包含0.5wt.%的Zn。6xxx鋁合金通常包含不
高于2.5wt.%的Zn。在一個實施例中,6xxx鋁合金包含不高于2.0wt.%
的Zn。在另一個實施例中,6xxx鋁合金包含不高于1.5wt.%的Zn。
在其他實施例中,鋅可以以低水平存在,并且在這些實施例中以
0.05wt.%至0.34wt.%的水平存在。在其他實施例中,鋅作為雜質包含
在合金中,并且在這些實施例中以0.04wt.%或更低的水平存在。

出于多種目的,6xxx鋁合金可以包括多種第三元素,例如增強機
械性能、物理性能或腐蝕性能(即,強度、韌性、抗疲勞性、耐蝕性),
以增強在升溫下的性能,以有助于鑄造,以控制鑄造或鍛造晶粒結構,
和/或以增強機械加工性,等等。當存在上述目的時,這些第三元素可
以包括以下的一種或多種:(i)至多3.0wt.%的Ag,(ii)各自至多為
2.0wt.%的Li、Mn、Sn、Bi和Pb中的一種或多種,(iii)各自至多為
1.0wt.%的Fe、Sr、Sb和Cr中的一種或多種,和(iv)各自至多為0.5wt.%
的Ni、V、Zr、Sc、Ti、Hf、Mo、Co和稀土元素中的一種或多種。
當存在上述目的時,第三元素通常以至少0.01wt.%的量含于合金中。

6xxx鋁合金可以包括鐵作為第三元素或雜質。當鐵不作為第三元
素包含于合金中時,鐵可以作為雜質包含于6xxx鋁合金中。在這些
實施例中,6xxx鋁合金通常包含不高于0.50wt.%的鐵。在一個實施
例中,6xxx鋁合金包含不高于0.25wt.%的鐵。在另一個實施例中,
6xxx鋁合金包含不高于0.15wt.%的鐵。在又一個實施例中,6xxx鋁
合金包含不高于0.10wt.%的鐵。在另一個實施例中,6xxx鋁合金包
含不高于0.05wt.%的鐵。

6xxx鋁合金通常含有低量的“其他元素”(例如,鑄造助劑和非
鐵雜質)。其他元素意指,除上述的鋁、鎂、硅、次級元素(當包含時)、
第三元素(當包含時)以及鐵(當包含時)之外,可以包含在6xxx鋁合金
中的元素周期表中的任何其他元素。除鐵之外,當任何次級元素和/
或第三元素作為雜質包含在合金中時,這些元素落入“其他元素”的
范圍內。例如,如果6xxx合金包含作為雜質并且不作為合金添加劑
的銅(例如,出于本發明的目的低于0.01wt.%的銅),則銅將落入“其
他元素”的范圍內。同樣地,如果6xxx合金包含作為雜質并且不作
為合金添加劑的鋅(例如,出于本發明的目的低于0.04wt.%的鋅),則
鋅將落入“其他元素”的范圍內。作為另一個例子,如果Mn、Ag和
Zr作為合金添加劑包含在6xxx合金中,則這些第三元素將不落入“其
他元素”的范圍內,但是其他第三元素由于作為雜質包含在合金中,
它們將落入其他元素的范圍內。然而,如上所述,如果鐵作為雜質包
含在6xxx合金中,由于它具有自身的限定的雜質限值,將不會落入
“其他元素”的范圍內。

通常,這種鋁合金體含有其他元素的任一種元素不超過0.25wt.%,
這些其他元素的總組合量不超過0.50wt.%。在一個實施例中,這些其
他元素的每一種在6xxx鋁合金中各自不超過0.10wt.%,并且這些其
他元素的總組合量在6xxx鋁合金中不超過0.35wt.%。在另一個實施
例中,這些其他元素的每一種在6xxx鋁合金中各自不超過0.05wt.%,
并且這些其他元素的總組合量在6xxx鋁合金中不超過0.15wt.%。在
另一個實施例中,這些其他元素的每一種在6xxx鋁合金中各自不超
過0.03wt.%,并且這些其他元素的總組合量在6xxx鋁合金中不超過
0.1wt.%。

在一個方案中,6xxx鋁合金包含:

0.1–2.0wt.%的硅;

0.1–3.0wt.%的鎂;

其中,所述硅和所述鎂的至少之一是除鋁之外在鋁合金體中占優
的合金元素;

任選地一種或多種以下次級元素:

0.35至2.0wt.%的Cu,

0.35至2.5wt.%的Zn,

任選地一種或多種以下第三元素:

(i)至多3.0wt.%的Ag,

(ii)各自至多為2.0wt.%的Li、Mn、Sn、Bi和Pb中的一種或多
種;

(iii)各自至多為1.0wt.%的由Fe、Sr、Sb和Cr中的一種或多種;
以及

(iv)各自至多為0.5wt.%的Ni、V、Zr、Sc、Ti、Hf、Mo、Co和
稀土元素中的一種或多種;

如果不包含在6xxx鋁合金中作為第三元素:

至多0.5wt.%的作為雜質的Fe;

余量是鋁和其他元素,其中,所述其他元素限于各自不超過
0.25wt.%,并且總計不超過0.5wt.%。

主合金元素、次級合金元素和第三合金元素的總量應當被選擇以
使鋁合金體可以適當固溶(例如,當限制組成粒子的量時促進硬化)。

在一個方案中,6xxx鋁合金包含足夠的溶質促進應變硬化響應和
沉淀硬化響應其中至少之一,以實現至少60ksi的長橫向拉伸屈服強
度。在這些實施例的一些中,銅和/或鋅用于至少部分地促進應變硬化
響應和/或沉淀硬化響應,因此上述的量可以包含在合金中。

在另一個方案中,6xxx鋁合金包含足夠的鎂促進硬化響應。在這
個方案中,6xxx鋁合金通常包含至少1.1wt.%的Mg,如至少1.2wt.%
的Mg,或至少1.3wt.%的Mg,或至少1.4wt.%的Mg,或更多的Mg。
在這些實施例的一些中,6xxx鋁合金還包含至少0.35–2.0wt.%的銅
和/或0.35–2.0wt.%的鋅中至少之一,以至少部分地促進應變硬化響
應和/或沉淀硬化響應。在這些實施例的其他中,6xxx鋁合金包含如
上所限定的低水平和/或雜質水平的銅和/或鋅。在這些實施例的一些
中,6xxx鋁合金實現高的拉伸屈服強度,如下述的任何強度水平。在
一個具體的實施例中,6xxx鋁合金包含至少1.1wt.%的Mg、少于
0.35wt.%的Cu、少于0.35wt.%的Zn、并且實現至少大約35ksi的拉
伸屈服強度,如至少大約45ksi,或甚至至少大約55ksi。在一個實
施例中,6xxx鋁合金是以下鍛造6xxx鋁合金中的一種:由美國鋁業
協會定義的6101、6101A、6101B、6201、6201A、6401、6501、6002、
600315、6103、6005、6005A、6005B、6005C、6105、6205、6006、
6106、6206、6306、6008、6009、6010、6110、6110A、6011、6111、
6012、6012A、6013、6113、6014、6015、6016、6016A、6116、6018、
6019、6020、6021、6022、6023、6024、6025、6026、6028、6033、
6040、6041、6042、6043、6151、6351、6351A、6451、6951、6053、
6056、6156、6060、6160、6260、6360、6460、6560、6061、6061A、
6261、6162、6262、6262A、6063、6063A、6463、6463A、6763、6963、
6064、6064A、6065、6066、6069、6070、6081、6181、6181A、6082、
6182、6082A、6091和6092,或被改變以包含足夠的溶質,從而促進
應變硬化響應和沉淀硬化響應其中至少之一的上述合金。

在一個實施例中,6xxx鋁合金包含使6xxx鋁合金在固溶后不含
或基本上不含可溶性組成粒子的合金元素的量。在一個實施例中,
6xxx鋁合金包含使6xxx鋁合金在固溶后包含低量(例如,有限的/最
少的)可溶性組成粒子的合金元素的量。在其他實施例中,可控的不
可溶組成粒子的量對6xxx鋁合金是有益的。

H.性能

用本文所述的新方法生產的新的6xxx鋁合金體可以獲得改進的
綜合性能。

i.強度

如上所述,可以完成冷加工步驟(200)和熱處理步驟(300),從而實
現與在冷加工狀態和/或T6狀態(如上文所定義的)下的鋁合金體參考
樣本相比在強度上有所增加。強度性能通常依照ASTME8和B557
進行測量。

在一種方案中,相對于處于T6狀態的鋁合金體的參考樣本,本
發明的鋁合金體在強度(TYS和/或UTS)方面實現了至少5%的增加。
在一個實施例中,相對于處于T6狀態的鋁合金體的參考樣本,本發
明的鋁合金體的拉伸屈服強度獲得了至少6%的增加。在其他實施例
中,相對于T6狀態下的鋁合金體的參考樣本,本發明的鋁合金體的
拉伸屈服強度增加了至少7%,或者拉伸屈服強度增加了至少8%,或
者拉伸屈服強度增加了至少9%,或者拉伸屈服強度增加了至少10%,
或者拉伸屈服強度增加了至少11%,或者拉伸屈服強度增加了至少
12%,或者拉伸屈服強度增加了至少13%,或者拉伸屈服強度增加了
至少14%,或者拉伸屈服強度增加了至少15%,或者拉伸屈服強度增
加了至少16%,或者拉伸屈服強度增加了至少17%,或者拉伸屈服強
度增加了至少18%,或者拉伸屈服強度增加了至少19%,或者拉伸屈
服強度增加了至少20%,或者拉伸屈服強度增加了至少21%,或者拉
伸屈服強度增加了至少22%,或者拉伸屈服強度增加了至少23%,或
者拉伸屈服強度增加了至少24%,或者拉伸屈服強度增加了至少
25%,或者拉伸屈服強度增加了至少26%,或者增加更多。這些增加
可以在L和/或LT方向上實現。

在一個相關的實施例中,相對于處于T6狀態的鋁合金體,本發
明的鋁合金體可以在極限抗拉強度方面實現至少6%的增加。在其他
實施例中,相對于處于T6狀態的鋁合金體的參考樣本,本發明的鋁
合金體的極限抗拉強度可以實現至少7%的增加,或者極限抗拉強度
增加至少8%,或者極限抗拉強度增加至少9%,或者極限抗拉強度增
加至少10%,或者極限抗拉強度增加至少11%,或者極限抗拉強度增
加至少12%,或者極限抗拉強度增加至少13%,或者極限抗拉強度增
加至少14%,或者極限抗拉強度增加至少15%,或者極限抗拉強度增
加至少16%,或者極限抗拉強度增加至少17%,或者極限抗拉強度增
加至少18%,或者極限抗拉強度增加至少19%,或者極限抗拉強度增
加至少20%,或者極限抗拉強度增加至少21%,或者極限抗拉強度增
加至少22%,或者極限抗拉強度增加至少23%,或者極限抗拉強度增
加至少24%,或者極限抗拉強度增加至少25%,或者增加更多。這些
增加可以在L和/或LT方向上實現。

在一個方案中,與在冷加工狀態下的鋁合金體的參考樣本相比,
本發明的鋁合金體獲得了至少相同的拉伸屈服強度。在一個實施例
中,與在冷加工狀態下的鋁合金體的參考樣本相比,該鋁合金體的拉
伸屈服強度實現了至少2%的增加。在其他實施例中,與在冷加工狀
態下的鋁合金體的參考樣本相比,該鋁合金體的拉伸屈服強度增加了
至少4%,或者拉伸屈服強度增加了至少6%,或者拉伸屈服強度增加
了至少8%,或者拉伸屈服強度增加了至少10%,或者拉伸屈服強度
增加了至少12%,或者拉伸屈服強度增加了至少14%,或者拉伸屈服
強度增加了至少16%,或者增加了更多。關于極限抗拉強度,可以獲
得類似的結果。這些增加可以在L和/或LT方向上實現。

在一個實施例中,新的6xxx鋁合金體在LT方向上達到至少35ksi
的典型拉伸屈服強度。在其他實施例中,新的6xxx鋁合金體在LT方
向上可達到的典型拉伸屈服強度分別為:至少40ksi,或至少45ksi,
或至少50ksi,或至少51ksi,或至少52ksi,或至少53ksi,或至少
54ksi,或至少55ksi,或至少56ksi,或至少57ksi,或至少58ksi,
或至少59ksi,或至少60ksi,或至少61ksi,或至少62ksi,或至少
63ksi,或至少64ksi,或至少65ksi,或至少66ksi,或至少67ksi,
或至少68ksi,或至少69ksi,或至少70ksi,或至少71ksi,或至少
72ksi,或至少73ksi,或至少74ksi,或至少75ksi,或更高。在縱向
(L)上可以獲得類似結果。

在一個相關的實施例中,新的6xxx鋁合金體在LT方向上達到至
少40ksi的典型極限抗拉強度。在其他實施例中,新的6xxx鋁合金
體在LT方向上可達到的典型極限抗拉強度分別為:至少45ksi,或
至少50ksi,或至少51ksi,或至少52ksi,或至少53ksi,或至少54
ksi,或至少55ksi,或至少56ksi,或至少57ksi,或至少58ksi,或
至少59ksi,或至少60ksi,或至少61ksi,或至少62ksi,或至少63
ksi,或至少64ksi,或至少65ksi,或至少66ksi,或至少67ksi,或
至少68ksi,或至少69ksi,或至少70ksi,或至少71ksi,或至少72ksi,
或至少73ksi,或至少74ksi,或至少75ksi,或更高。在縱向(L)上
可以獲得類似結果。

相對于處于T6狀態的6xxx鋁合金體的參考樣本,新的6xxx鋁
合金體可以在較短的時間段內獲得高的強度。在一個實施例中,新的
6xxx鋁合金體實現其最大強度的時間比處于T6狀態的鋁合金體的參
考樣本快至少10%。作為加工過程快10%的一個例子,如果6xxx鋁
合金體的T6樣本在35小時的加工過程中達到其最大強度,那么新的
6xxx鋁合金體將在31.5小時或更短的時間內達到其最大強度。在其
他實施例中,與處于T6狀態的6xxx鋁合金體的參考樣本相比,新的
6xxx鋁合金體達到其最大強度的時間至少快20%,或至少快25%,
或至少快30%,或至少快35%,或至少快40%,或至少快45%,或至
少快50%,或至少快55%,或至少快60%,或至少快65%,或至少快
70%,或至少快75%,或至少快80%,或至少快85%,或至少快90%,
或者更快。

在一個實施例中,新的6xxx鋁合金體在小于10小時的熱處理時
間內達到其最大強度。在其他實施例中,新的6xxx鋁合金體在小于9
小時、或小于8小時、或小于7小時、或小于6小時、或小于5小時、
或小于4小時、或小于3小時、或小于2小時、或小于1小時、或小
于50分鐘、或小于40分鐘、或小于30分鐘、或小于20分鐘、或小
于15分鐘、或小于10分鐘或更少的熱處理時間內達到其最大強度。
由于熱處理時間較短,使得用烤漆周期或涂層固化來熱處理新的6xxx
鋁合金體成為可能。

ii.延展性

本發明的鋁合金體可以實現良好的延展性并和上述強度相結合。
在一種方案中,該鋁合金體達到超過4%的延伸率(L和/或LT)。在一
個實施例中,該鋁合金體獲得至少5%的延伸率(L和/或LT)。在其他
實施例中,該鋁合金體可以達到的延伸率(L和/或LT)分別為:至少
6%,或至少7%,或至少8%,或至少9%,或至少10%,或至少11%,
或至少12%,或至少13%,或至少14%,或至少15%,或至少16%,
或更高。

iii.斷裂韌性

新的6xxx鋁合金體可以實現良好的斷裂韌性性能。韌性性能通
常依照用于平面應變斷裂韌性(例如,KIC和KQ)的ASTME399和
ASTMB645以及依照用于平面應力斷裂韌性(例如,Kapp和KR25)的
ASTME561和B646來進行測量。

在一個實施例中,相對于處于T6狀態的鋁合金體的參考樣本,
新的6xxx鋁合金體的韌性降低不超過10%。在其他實施例中,相對
于處于T6狀態的6xxx鋁合金體的參考樣本,新的6xxx鋁合金體的
韌性降低不超過9%,或不超過8%,或不超過7%,或不超過6%,或
不超過5%,或不超過4%,或不超過3%,或不超過2%,或不超過
1%。在一個實施例中,新的6xxx鋁合金體實現了韌性至少與處于T6
狀態的6xxx鋁合金體的參考樣本的韌性相同。

iv.應力腐蝕裂紋

新的6xxx鋁合金體可以實現良好的抗應力腐蝕裂紋性。抗應力
腐蝕裂紋(SCC)性通常依照ASTMG47進行測量。例如,新的6xxx
鋁合金體可以獲得良好的強度和/或韌性,并具有良好的SCC耐蝕性。
在一個實施例中,新的6xxx鋁合金體達到1級耐蝕性。在另一個實
施例中,新的6xxx鋁合金體達到2級耐蝕性。在又一個實施例中,
新的6xxx鋁合金體達到3級耐蝕性。在另外一個實施例中,新的6xxx
鋁合金體達到4級耐蝕性。


v.耐剝蝕性

新的6xxx鋁合金體可以是耐剝蝕的。耐剝蝕性通常依照ASTM
G34進行測量。在一個實施例中,鋁合金體達到EB或更好的EXCO
等級。在另一個實施例中,鋁合金體達到EA或更好的EXCO等級。
在又一個實施例中,鋁合金體達到P或更好的EXCO等級。

vi.外觀

依照本文中所記載的新方法加工的鋁合金體可以獲得改進的外
觀。以下的外觀標準可以用HunterlabDorigonII(HunterAssociates
LaboratoryINC,Reston,VA)或類似儀器測量。

與處于T6狀態的參考鋁合金體相比,依照本文所記載的新方法
加工的鋁合金體可以實現至少高5%的鏡面反射率。在一個實施例中,
與處于T6狀態的參考鋁合金體相比,新的鋁合金體獲得至少高6%的
鏡面反射率。在其他實施例中,與處于T6狀態的參考鋁合金體相比,
新的鋁合金體獲得至少高7%的鏡面反射率,或至少高8%的鏡面反射
率,或至少9%的鏡面反射率,或至少高10%的鏡面反射率,或至少
高11%的鏡面反射率,或至少高12%的鏡面反射率,或至少高13%
的鏡面反射率,或者更高的鏡面反射率。

與處于T6狀態的參考鋁合金體相比,依照本文所記載的新方法
加工的鋁合金體可以實現至少高10%的2度漫射(2degree
diffuseness)。在一個實施例中,與處于T6狀態的參照鋁合金體相比,
新的鋁合金體獲得至少高12%的2度漫射。在其他實施例中,與處于
T6狀態的參考鋁合金體相比,新的鋁合金體獲得至少高14%的2度
漫射,或至少高16%的2度漫射,或至少高18%的2度漫射,或至少
高20%的2度漫射,或至少高22%的2度漫射,或更高程度的2度漫
射。

與處于T6狀態的參考鋁合金體相比,依照本文所記載的新方法
加工的鋁合金體可以實現至少高15%的2圖像清晰度(2image
clarity)。在一個實施例中,與處于T6狀態的參照鋁合金體相比,新
的鋁合金體獲得至少高18%的2圖像清晰度。在其他實施例中,與處
于T6狀態的參考鋁合金體相比,新的鋁合金體獲得至少高21%的2
圖像清晰度,或至少高24%的2圖像清晰度,或至少高27%的2圖像
清晰度,或至少高30%的2圖像清晰度,或更高的2圖像清晰度。

I.產品應用

本文所述的新方法可以在多種產品應用中具有適用性。在一個實
施例中,通過本文所述的新方法制成的產品用于航天應用中,其中包
括諸如機翼蒙皮(上部和下部)或桁條/加強件、機身蒙皮或桁條、翼肋、
框架、翼梁、座椅導軌、隔板、周圍隔框、尾翼(如水平穩定器和垂
直穩定器)、地板梁、座椅導軌、艙門和操縱面部件(例如,方向舵、
副翼)等等。通過使用該產品,可在這些部件中獲得許多潛在的益處,
例如包括更高的強度、優異的耐蝕性、改進的抗疲勞裂紋萌生和擴展
性以及增強的韌性等。這些性能的改進的組合可以導致重量減輕或縮
短檢查間隔或同時導致兩者。

在另一個實施例中,通過本文所述的新方法制成的產品用于軍需
品/彈道學/軍事應用中,其中包括例如用于彈藥筒和護甲中。彈藥筒
可以包括那些用于小型武器和加農炮或用于火炮炮彈或坦克炮彈的
彈藥筒。其他可能的彈藥部件可包括彈底板和彈尾。火炮引信部件是
另外的可能應用,就像用于精確制導炸彈和導彈的尾翼和控制面。裝
甲構件可以包括用于軍事車輛的裝甲板或結構部件。在這些應用中,
這類產品可以提供減輕的重量或改進的可靠性或精確性。

在另一個實施例中,通過本文所述的新方法制成的產品用于緊固
件應用,其中包括例如可以用于工業工程和/或航天工業中的螺栓、鉚
釘、螺釘、雙頭螺栓、嵌入件、螺母和鎖緊螺栓。在這些應用中,這
類產品可以用來替代其他較重的材料如鈦合金或鈦鋼,以減輕重量。
在其他情況下,這類產品可以提供優異的耐久性。

在另一個實施例中,通過本文所述的新方法制成的產品用于汽車
應用中,其中包括諸如覆蓋面板(其中包括例如,引擎罩、擋泥板、
車門、車頂和行李箱艙蓋等等)、車輪和臨界強度應用,如用在裸車
應用中(例如,車柱、加強件)。在這些應用的一些中,這類產品可以
允許降低部件的規格并減輕重量。

在另外的實施例中,通過本文所述的新方法制成的產品用于海洋
應用中,例如用于船舶和小船(其中包括例如船體、甲板、桅桿和上
部結構)。在這些應用的一些中,所述產品可以用來實現規格降低和
重量減小。在一些其他的情況下,所述產品可以用來代替耐蝕性低劣
的產品,從而導致可靠性增強且壽命增加。

在另外的實施例中,通過本文所述的新方法制成的產品用于軌道
應用中,其中包括例如用于底卸式貨車、油罐車和箱式車。在底卸式
貨車或油罐車的情況下,這類產品可以用于漏斗和油罐本身或用于支
撐結構。在這些情況下,這類產品能夠提供減輕的重量(通過降低規
格尺寸)或使與所運輸的產品的相容性增強。

在另外的實施例中,通過本文所述的新方法制成的產品用于地面
運輸應用,例如用于半掛車牽引車、箱式掛車、平板掛車、公共汽車、
封閉廂式貨車、休閑車(RV)、越野車輛(ATV),等等。對于半掛車牽
引車、公共汽車、封閉廂式貨車和休閑車,所述產品可以用作覆蓋面
板或框架、緩沖器或油箱,允許降低規格和減輕重量。相應地,所述
合金體也可用在車輪中,以提供增強的耐久性或減輕重量或改進外
觀。

在另外的實施例中,通過本文所述的新方法制成的產品用于油氣
應用中,其中包括例如用于隔水導管、輔助管線、鉆桿、節流和壓井
管線、生產管道和落水管。在這些應用中,所述產品能夠允許減小壁
厚且重量較低。其他用途可包括替換代用材料以改進腐蝕性能,或替
換代用材料以改進與鉆井流體或生產流體的相容性。這類所述產品也
可以用于勘探中使用的輔助設備,其中例如居住模塊和直升飛機停機
坪。

在另一個實施例中,通過本文所述的新方法制成的產品用于包裝
應用當中,其中包括例如用于蓋子和標簽、食品罐、瓶、托盤和蓋帽。
在這些應用中,益處可以包括提供了減少規格且降低包裝重量或減少
成本的機會。在其他情況下,這種產品將具有增強的與包裝內容物的
相容性或改進的耐蝕性。

在另一個實施例中,通過本文所述的新方法制成的產品用于反射
體中,例如用于照明設備、鏡子和集中式太陽能發電技術,等等。在
這些應用中,這類產品能夠在給定的強度水平下、在裸、涂覆或陽極
氧化處理的條件下提供更高的反射量。

在另一個實施例中,通過本文所述的新方法制成的產品用于建筑
應用中,其中包括例如用于建筑物的覆板/立面、入口、框架系統和幕
墻系統。在這類應用中,這種產品能夠提供優異的外觀或耐久性或與
厚底降低有關的重量減少。

在另一個實施例中,通過本文所述的新方法制成的產品用于電氣
應用中,例如用于連接器、終端、電纜、母線和電線,等等。在一些
情況下,對于給定的載流能力,這種產品可以提供減少的下垂趨勢。
由這種產品制成的連接器會具有增強的能力以隨時間而維持高完整
性連接的。在其他電線或電纜中,這種產品會在給定載流能力水平上
提供改進的疲勞性能。

在另一個實施例中,通過本文所述的新方法制成的產品用于纖維
金屬層壓板應用,例如用于生產可以用于層壓板中高強度薄板產品,
或其他會使厚度降低和重量減輕的產品。

在另一個實施例中,通過本文所述的新方法制成的產品用于工業
工程應用,例如花紋板、工具箱、螺栓連接板(boltingdeck)、橋板和
斜道,或其他具有增強性能以降低厚度和減少重量或材料使用的產
品。

在另一個實施例中,通過本文所述的新方法制成的產品用于流體
容器(罐),例如環形存儲器、圓頂容器和桶,等等。在一些情況下,
所述的罐能夠用于靜態儲存。在其他情況下,所述的罐可以作為運載
火箭或航空器的部件。這些應用的益處可以包括厚度減少或與所容納
產品的相容性增強。

在另一個實施例中,通過本文所述的新方法制成的產品用于消費
產品應用,如筆記本電腦、手機、照相機、移動音樂播放器、手持設
備、計算機、電視、微波爐、炊具、洗衣機/干衣機、電冰箱、體育用
品或任何其他需要耐久性或合乎需要的外觀的消費電子產品。在另一
個實施例中,由本文所述的新方法制成的產品用于醫療裝置、安全系
統和辦公用品,等等。

在另一個實施例中,所述新方法用于冷擴孔工藝,例如用于處理
孔以改善抗疲勞性等,可能導致如上所述的冷加工梯度和定制的性
能,等等。這種冷擴孔工藝可適用于鍛造輪和航空器結構,等等。

在另一個實施例中,所述新方法用于間接冷擠壓工藝,例如,用
于生產罐、瓶、氣霧罐和氣瓶,等等。在這些情況下,所述產品可以
提供較高的強度,這可以減少材料使用。在其他情況下,內容物相容
性的改進能夠導致更長的保存期。

在另一個實施例中,由本文所述的新方法制成的產品用于換熱器
應用,例如用于管和散熱片,等等,其中較高的強度可以被解釋為材
料使用的減少。也可以實現改進的耐久性和較長的壽命。

在另一個實施例中,所述新方法用于整形工藝,如用于生產散熱
器部件(例如熱管),其中較高的強度被解釋為材料使用的減少。也可
以實現改進的耐久性和較長的壽命。

新6xxx鋁合金產品可以用于多層應用。例如,使用6xxx鋁合金
體作為第一層以及1xxx-8xxx合金作為第二層形成多層產品是可能
的。圖12示出了用于生產多層產品的方法的一個實施例。在所示實
施例中,可以生產多層產品(107),隨后將其均質化(122),熱軋(126),
固溶,然后冷軋(220),如上述關于圖9所述。可以通過多元合金鑄造、
軋制復合和冶金復合等方法生產該多層產品。多元合金鑄造技術包括
Kilmer等人在美國專利申請公開No.20030079856,Anderson等人在
美國專利申請No.20050011630,Chu等人在美國專利申請No.
20080182122,和Novelis在W02007/098583(所謂的FUSIONTM鑄造
法)中描述的那些內容。

本專利申請所提出的新技術的各個方面、優點和新特征將在下面
的描述中被部分地闡明,并且在本領域技術人員閱讀說明書和附圖后
將變得顯而易見,或者可以通過實踐本專利申請所提供的該技術的一
個或更多實施例獲知。

附圖說明

圖1是用于說明生產鋁合金產品的常規方法的流程圖。

圖2是用于說明生產鋁合金產品的新方法的流程圖。

圖3-8是用于說明制備用于固溶后冷加工的鋁合金體的多個實施
方案的流程圖。

圖9是用于說明生產軋制鋁合金體的方法的一個實施方案的流程
圖。

圖10是用于說明多種鋁合金體的與取向角成函數關系的R-值的
曲線圖。

圖11a-11e是用于說明鋁合金體的微結構的光學顯微照片;所述
光學顯微照片通過陽極氧化處理試樣并在偏振光中觀察它們而獲得。

圖12是用于說明一種生產多層鋁合金產品的方法的流程圖。

圖13是用于說明軋制產品的L、LT和ST方向的示意圖。

圖14-22是用于說明多種6xxx鋁合金體的熱處理響應的曲線圖。

圖23是用于說明當在350°F下處理時多種6xxx鋁合金體的延展
性作為時間的函數的曲線圖。

圖24是用于說明多種6xxx鋁合金體的疲勞響應的曲線圖。

圖25是用于說明基于圖24的數據,多種6xxx鋁合金體的疲勞
響應的趨勢線的曲線圖。

圖26是用于說明多種6xxx鋁合金體的強度和斷裂韌性性能的曲
線圖。

圖27-35是用于說明按常規方法加工和依照本文所述的新方法加
工的多種6013合金體的多種性能的曲線圖。

圖36是用于說明按常規方法加工的和依照本文所述的新方法加
工的多種6061合金體的多種性能的曲線圖。

圖37是用于說明按常規方法加工的和依照本文所述的新工藝加
工的多種6022合金體的多種性能的曲線圖。

圖38-39是用于說明多種6022鋁合金體和6061鋁合金體的R-值
作為取向角的函數的曲線圖。

圖40-51是用于說明按常規方法加工的和依照本文所述的新工藝
加工的高鎂6xxx鋁合金體的多種性能的曲線圖。

具體實施方式

實施例1-具有銅和鋅的6xxx鋁合金的測試

將具有銅和鋅的6xxx鋁合金(6xxx+Cu+Zn合金)直冷鑄造成鑄錠
。這種合金與美國專利No.6,537,392披露的合金類似。該6xxx+Cu+Zn
合金具有下面表3中提供的組成。

表3-6xxx+Cu+Zn鋁合金的組成(所有數值以wt.%表示)


在鑄造后,將鑄錠均勻化并隨后熱軋至2.0英寸的中等厚度。將
這種2.0英寸的合金體分成五個部分:合金體A-E。

通過將2.0英寸的板材熱軋至0.505英寸的次中等厚度對合金體A
進行常規加工,隨后冷軋成具有0.194英寸最終厚度的薄板,此后對
其進行固溶處理(薄板A),拉伸大約1%以實現平整性。

通過熱軋至1.270英寸(合金體E)、0.499英寸(合金體D)、0.315
英寸(合金體C)和0.225英寸(合金體B)的次中等厚度,采用新工藝將
合金體B-E加工成薄板,隨后進行固溶處理,再將這些合金體冷軋至
0.200英寸的最終板厚。薄板B接受大約11%CW,薄板C接受大約
35%CW,薄板D接受60%CW,以及薄板E接受大約85%CW。

測試1試樣

在350°F下對薄板A的試樣進行熱處理。由于薄板A已經固溶并
隨后經過熱處理,即,在固溶處理步驟和熱處理步驟之間沒有采取冷
加工,認為薄板A被處理到T6狀態。薄板A的試樣的機械性能作為
時間的函數,在不同的時間間隔被測量。

對薄板B-E的多個試樣進行熱處理。將第一組在300°F下熱處理,
將第二組在325°F下熱處理,將第三組在350°F下熱處理,將第四組在
375°F下熱處理,將第五組在400°F下熱處理。薄板B-E的各個試樣的
機械性能作為時間的函數,在不同的時間間隔被測量。

圖14-23顯示了薄板A-E的熱處理響應。相對于常規薄板產品(薄板
A),采用新工藝制成的薄板(薄板B-E)在較短的時間段內獲得了更高
的強度。下面的表4顯示了采用350°F熱處理狀態的一些拉伸性能,所
有數值以ksi表示并且是在LT(長橫向)方向。

表4-在不同熱處理時間6xxx+Cu+Zn合金的強度(350°F)


如上面表4和圖16中所示,由新工藝制備的并且具有至少25%冷加
工的薄板C-E相對于薄板A在強度方面實現了增加。確實地,具有
85%CW且在350°F下熱處理的薄板E實現大約70.9ksi的強度,并且熱
處理僅2小時(由于這么快地實現了高的強度,它的最大強度可能更高
)。按常規加工的T6狀態的薄板(薄板A)在大約16小時的熱處理達到其
測量的最高強度,并且隨后僅實現大約55.3ksi的強度。換句話說,新
的薄板E相對于按常規手段制備的材料在拉伸屈服強度方面實現了大
約28%的增加,并且熱處理僅2小時(即,更加快了87.5%;(1–2/16)*
100%=87.5%)。換言之,新的薄板E在強度方面相對于常規薄板A實
現了大約28%的增加,并且為此所花費的時間為常規薄板A材料達到
其55.3ksi的最大強度所需時間的大約1/10。

具有高于25%冷加工的薄板C、D和E獲得超過60ksi的拉伸屈
服強度。具有60%冷加工的薄板D和具有85%冷加工的薄板E分別
獲得超過65ksi的拉伸屈服強度,表明對于這種特定的合金,可能需
要高于35%的冷加工,如高于50%的冷加工,以有規律地獲得超過
60ksi的拉伸屈服強度。

圖19-圖21顯示了在不同的熱處理溫度下薄板B-E的屈服強度。
如圖所示,在較高的熱處理溫度下達到給定的屈服強度所需要的時間
逐步變得更短。由于這種短的熱處理時間,使用烤漆周期或涂層固化
對新6xxx合金體進行熱處理成為可能,這使得此類鋁合金體特別地
適用于汽車應用和剛性容器包裝應用,等等。

如果這些強度顯著增加,預期薄板B-E的延展性將顯著下降。然
而,如下面的表5和圖23中所示,6xxx+Cu+Zn鋁合金體實現了良好
的延伸率值。所有延伸率值以百分比表示。對于在300°F、325°F、375°F
和400°F下熱處理的試樣測量到類似的延伸率值。

表5-在不同熱處理時間下6xxx+Cu+Zn合金的延伸率(%)(350°F)


測試2試樣-機械性能

熱處理來自薄板A-E的試樣,這些試樣的狀態(“測試2試樣”)
在下面表6中提供。對機械性能進行測試,下面表6中提供了機械性
能的平均值。新工藝制備的且具有高于25%冷加工的薄板C-E實現比
由舊工藝制備的薄板A產品更高的強度,并且是在全部方向上,而具
有少于25%冷加工的薄板B獲得了與薄板A類似的性能。

表6-6xxx+Cu+Zn合金的機械性能


測試2試樣-疲勞

依照ASTME606使來自薄板A-E的測試2試樣經過應變疲勞測
試,測試結果在圖24-25中顯示。如圖所示,相對于常規加工的材料
(即,T6狀態的薄板A),由新方法制成的并且具有高于25%的冷加工
的薄板獲得高周疲勞性能。在低周(高應變)狀態,這些薄板類似或優
于薄板A。

測試2試樣-斷裂韌性

依照ASTME561和B646使來自薄板A-E的測試2試樣經過斷裂
韌性測試。使用寬度為大約6.3英寸、厚度為大約0.2英寸、初始裂
紋長度為大約1.5至大約1.6英寸(2a0)的M(T)試樣測量斷裂韌性。下
面表7中提供了所測量的來自斷裂韌性測試的Kapp值。為了方便起見,
上述的強度值被再次重現。

表7:薄板A-E的Kapp值((M)T,T-L,W=6.3英寸)


盡管薄板D-E具有高得多的強度,薄板D-E僅獲得比薄板A稍
低的斷裂韌性。所有這些結果是在~57至63ksi√in的相對窄的范圍內。
R-曲線數據(未示出)表明,盡管上述范圍在材料強度內,所有的薄板
A-E具有類似的R-曲線。圖26顯示了采用表7的Kapp值和表6的LT
強度值的強度和斷裂韌性。總體上,相對于按常規工藝生產的T6產
品,由新工藝生產的并且具有高于25%的冷加工的新合金體獲得了類
似的或更好的強度和斷裂韌性的結合。例如,采用新工藝生產的且具
有85%CW的薄板E獲得了大約37%的強度增加,同時與T6狀態的
薄板A相比斷裂韌性僅降低大約1.6%。

測試2試樣-耐蝕性

依照ASTMG110測試來自薄板A-E的測試2試樣的耐蝕性。在
下面表8中總結出了測試結果。提供了薄板A-E中的每一個的平均和
最大腐蝕深度(來自10個讀數)。

表8-6xxx+Cu+Zn合金的腐蝕性能

薄板
CW%
平均深度(μm)
最小深度(μm)
最大深度(μm)
薄板A
N/A-
64
5
130


T6






薄板B
11
97
67
152
薄板C
35
92
43
154
薄板D
60
56
3
87
薄板E
85
39
33
51

大體上,這些結果表明新的加工方法不顯著影響合金的腐蝕性
能。事實上,增加冷加工看起來降低平均和最大腐蝕深度。

按照上述OIM步驟還測試了6xxx+Cu+Zn合金體的晶粒結構。結
果提供在下表9中。

表9-6xxx+Cu+Zn合金的微結構(OIM)性能


在所有情況下,高于25%冷加工的新6xxx+Cu+Zn合金體具有占
優的未再結晶微結構,所述微結構具有體積分數不高于0.12的第一類
型晶粒(即,88%未再結晶)。相反,對照物幾乎全部再結晶,具有體
積分數為0.98的第一類型晶粒(即,2%未再結晶)。

按照上述R-值生成步驟還測試了6xxx+Cu+Zn合金體的R-值。結
果顯示在上述的圖10和表2中。60%和85%冷加工的新6xxx+Cu+Zn
合金體具有高的標準化R-值,均實現了高于3.0的最大R-值,并在
50°的取向角上實現這一最大標準化R-值。這些高的R-值可以表明本
文所述的新6xxx+Cu+Zn合金體具有獨特的織構并因此具有獨特的微
結構。與對照物的R-值相比(出于測量R-值的目的,該對照物處于T4
狀態而不是在T6狀態),60%和85%冷加工的新6xxx+Cu+Zn合金體
也獲得了大約高369%至717%的最大R-值。

實施例2-罐體料形式的多層產品的測試

與上述圖12的方法類似地生產了幾種多層產品,所述產品包括
作為覆層的AA3104和作為中心層的AA6013并且是在H狀態。以2
層(3014-6013)和3層(3104-6013-3104)形式生產這種多層產品。在H1x
狀態并在涂層固化后測試多層產品的機械性能。結果提供在下面表10
中。

表10–多層產品的機械性能


相對于標準3104合金產品,所有多層產品都獲得改進的強度和
延展性的結合,獲得了大約17ksi至30ksi的TYS增加(固化后),并
具有類似或更好的延展性。3104覆層可以在制罐期間用來限制沾著鋁
和氧化物在變薄拉伸模上。可以在涂層固化期間對6013中心層進行
熱處理,這可以增加它的強度。

實施例3-6013合金的測試

以與實施例1類似的方式生產美國鋁業協會的6013合金,并對
其機械性能進行測量。6013合金是不含鋅而含有銅的6xxx合金。所
測試的6013合金的組成在下面表11中提供。機械性能在圖27-圖35
中顯示。

表11-6013合金的組成(所有數值以表示wt.%)


75%冷加工的6013合金實現大約64-65ksi的LT拉伸屈服強度,
55%冷加工的6013合金實現大約60-61ksi的LT拉伸屈服強度,這
比對照合金體(T6)的最大強度高8-13ksi。75%和55%冷加工的合金比
對照(T6)合金體更快地實現這些強度。

采用HunterlabDorigonII(HunterAssociatesLaboratoryINC,
Reston,VA)評估了對照物、55%冷加工的6013薄板和75%冷加工的
6013薄板的光學性能。首先將這些薄板機械拋光成鏡面光潔度,清洗
并化學拋光,陽極氧化處理至氧化物厚度為0.3密耳(mil)并密封。對
鏡面反射率、圖像清晰度和2度漫射進行測試以量化陽極氧化處理的
表面外觀。較高的鏡面反射率和圖像清晰度值表明更明亮且更均勻的
外觀。較低的2度漫射表明反射圖像中模糊程度的降低。高的鏡面反
射率和圖像清晰度以及低的2度漫射對于用作反射體的產品的應用
(用于照明應用)以及其他要求明亮、均勻表面的消費電子產品應用是
有價值的。獲得具有明亮表面和高強度的鋁合金產品在這些(和其他)
應用中是有利的。

測量出的這些6013薄板的光學性能在表15中顯示。如表所示,
55%和75%冷加工的6013薄板的光學性能相對于對照物是改進的。
如上所示,55%和75%冷加工的6013薄板還具有改進的強度。

表15-6013合金的光學性能


實施例4-6022和6061合金的測試

以與實施例1類似的方式生產美國鋁業協會6022和6061合金,
并對它們的機械性能進行測試。6022合金是低銅且不含鋅的合金,具
有0.05wt.%的Cu。6061合金是另一種低銅且不含鋅的合金,具有0.25
wt.%的Cu。在下面表12和表13中提供了所測試的6022和6061合
金組成。它們的機械性能在圖36-圖37中顯示。

表12-6022合金的組成(所有數值以表示wt.%)


表13-6061合金的組成(所有數值以表示wt.%)


6022合金或6013合金都不能獲得高于60ksi的LT拉伸屈服強
度。實施例1-4的結果表明涉及本文所披露的新方法的合金的強度響
應可以取決于所使用的合金元素的類型和量。可以相信,促進應變硬
化和/或沉淀硬化的合金元素提供改進的性能。還可以相信,合金需要
足夠的溶質以獲得改進的性能。可以相信,6xxx+Cu+Zn合金和6013
合金能夠獲得高于60ksi的強度,因為它們包含足夠的溶質(例如,額
外的銅和/或鋅)以有助于高度的硬化響應(應變和/或沉淀)。可以相
信,6061和6022合金沒有獲得60ksi的強度水平,因為它們看上去
不具有足夠的溶質以在采取高的冷加工和適當的熱處理時有助于高
度的硬化響應。

按照上述的R-值生成步驟還測試了6061和6022合金的R-值,
測試結果在圖38-圖39中示出。上述結果表明這些合金與較高溶質的
6xxx+Cu+Zn合金和6013合金相比具有不同的微結構。6022合金合
金(圖38)在20°至70°的取向角不具有最大R-值,而6xxx+Cu+Zn合
金實現了這一點。確實地,R-曲線的形狀差不多反映出對照試樣在90°
的取向角獲得其最大R-值。如圖39所示,6061合金在45°的取向角
獲得最大R-值,但獲得小于3.0的R-值。

實施例5-高Mg-6xxx合金的測試

以與實施例1類似的方式生產薄板和板材形式的高Mg-6xxx合金
(6xxx-high-Mgalloy)。薄板的最終厚度是0.08英寸,板材的最終厚度
是0.375英寸。下面表14中提供了高Mg-6xxx合金的組成。高Mg-6xxx
合金為低銅并且不含鋅(例如,包含僅作為雜質的鋅)的合金,銅的含
量為0.14wt.%。高Mg-6xxx合金的機械性能在圖40-圖51中提供。

表14-高Mg-6xxx合金的組成(所有數值以表示wt.%)


當冷加工時薄板形式的高Mg-6xxx合金獲得高于60ksi的LT拉
伸屈服強度并具有良好的延伸率。實施例4和5的結果表明,這類具
有低銅水平并且不含鋅(即,鋅僅作為雜質存在)的高Mg-6xxx合金可
以獲得至少60ksi的LT屈服強度。高的鎂可以促進應變響應和/或沉
淀硬化響應。其他的高鎂合金體可以獲得低于60ksi的強度水平,但
仍可以適用于多種產品應用。

盡管已經詳細地描述了本發明的多個實施方案,但這些實施方案
的修改和更改對本領域技術人員來說是顯而易見。然而,可以清楚地
理解這類修改和更改都落入本發明公開內容的精神和范圍內。

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