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改良的6XXX铝合金及其制备方法
相关专利申请的交叉引用
本专利申请要求2014年3月7日提交的、名称为“IMPROVED 6XXX ALUMINUM ALLOYS,AND METHODS FOR PRODUCING THE SAME(改良的6XXX铝合金及其制备方法)”的美国临时专利申请No.61/608,092的优先权，将该专利申请以引用的方式全部并入本文。
本专利申请涉及(a)2012年3月7日提交的美国临时专利申请No.61/608,050和(b)2012年3月7日提交的美国临时专利申请No.61/608,075以及(c)2012年3月7日提交的美国临时专利申请No.61/608,034和(d)2012年3月7日提交的美国临时专利申请No.61/608,098。
背景技术
铝合金可用于多种应用。然而，改良铝合金的一种性能而不劣化另一性能是难以实现的。例如，难以在不降低合金的韧性的情况下增加合金的强度。有关铝合金的其他关注性能包括耐腐蚀性和抗疲劳裂纹扩展性(举两例)。
发明内容
广义地，本专利申请涉及改良的锻造、可热处理的铝合金及其制备方法。具体而言，本专利申请涉及改良的锻造6xxx铝合金产品及其制备方法。一般来讲，6xxx铝合金产品由于例如固溶后冷加工以及冷加工后热处理而实现改良的性能组合，如下文进一步描述的。
6xxx铝合金是含有硅和镁的铝合金，其中硅和镁中的至少一者为所述铝合金体中除了铝以外的主要合金元素。为了本专利申请的目的，6xxx铝合金为具有0.1-2.0重量％的硅和0.1-3.0重量％的镁的铝合金，其中硅和镁中的至少一者为所述铝合金体中除了铝以外的主要(predominate)合金元素。
用于制备轧制形式的6xxx铝合金产品的一种常规工艺在图1中示出。在常规工艺中，铸造6xxx铝合金体(10)，之后将其均质化(11)并然后热轧至中间规格(12)。接着，将该6xxx铝合金体冷轧(13)至最终规格，之后将其进行固溶热处理和淬火(14)。“固溶热处理和淬火”等(通常在本文中称为“固溶”)意指将铝合金体加热至通常高于溶线温度的合适温度，在该温度下保持足以容许可溶性元素进入固溶液的时长，并足够快速冷却以使该元素保持在固溶液中。可通过足够快速冷却以限制溶质原子沉淀为粗糙松散粒子来使在高温下形成的固溶体保持过饱和状态。固溶(14)之后，可任选少量(如1％-5％)拉伸该6xxx铝合金体以便其平整(15)、进行热处理(16)，以及任选经受最终的处理操作(17)。图1与用于制备呈T6态的铝合金的工艺路线一致(T6态在本专利申请中稍后定义)。
图2a示出了用于制备6xxx铝合金产品的新工艺的一个实施例。在该新工艺中，制备6xxx铝合金体以供固溶后冷加工(100)，之后将其冷加工(200)，接着进行热处理(300)。该新工艺也可包括任选的最终处理(400)，如下文更详细描述的。“固溶后冷加工”等意指在固溶之后对铝合金体进行冷加工。应用于6xxx铝合金体的固溶后冷加工的量一般为至少25％，如超过50％的冷加工。通过首先固溶，接着冷加工至少25％，然后适当地热处理该6xxx铝合金体，该6xxx铝合金体可实现改良的性能，如下文更详细描述的。例如，相对于T6态的常规铝合金产品，可实现5-25％或更高的强度增加，并且在将这些常规铝合金产品加工成T6态所需要的时间的一部分内(例如，比T6态加工的合金快10％-90％)实现这种强度增加。新6xxx铝合金体也可实现良好的延展性，一般实现超过4％的伸长率，如6％-15％或更高的伸长率。也可维持和/或改善其他性能(如断裂韧性、抗腐蚀性、抗疲劳裂纹扩展性、外观)。
A.制备以供固溶后冷加工
如图2a中所示，该新工艺包括制备铝合金体以供固溶后冷加工(100)。可以多种方式制备铝合金体以供固溶后冷加工(100)，包括使用常规半连续铸造方法(如铸锭的直接冷铸)和连续铸造方法(如双辊铸造)。如图3中所示，制备步骤(100)一般包括以适于冷加工的形式设置铝合金体(120)和使该铝合金体固溶(140)。设置步骤(120)和固溶步骤(140)可以依次或彼此伴随进行。图4-8中示出了各种制备步骤(100)的一些非限制性例子，这些例 子在下文中更详细地描述。制备铝合金体以供固溶后冷加工(100)的其他方法为本领域的技术人员已知，并且即使本文中未明确描述，这些其他方法也在本发明的制备步骤(100)的范围内。
在一种方法中，制备步骤(100)包括半连续铸造方法。在一个实施例中，并且现参考图4，设置步骤(120)包括铸造铝合金体(122)(如以铸锭或坯锭形式)、将该铝合金体均质化(124)、热加工该铝合金体(126)和任选冷加工该铝合金体(128)。在设置步骤(120)之后，完成固溶步骤(140)。可使用连续铸造操作完成类似步骤，但铝合金体在铸造(120)后将不会呈铸锭/坯锭形式。
在另一个实施例中，并且现参考图5，制备步骤(100)包括铸造铝合金体(122)、将该铝合金体均质化(124)和热加工该铝合金体(126)。在该实施例中，可完成热加工步骤(126)以便将可溶性元素置于固溶体中，此后将铝合金体淬火(未示出)，由此导致固溶步骤(140)。此为设置步骤(120)和固溶步骤(140)彼此相伴随着完成的一个例子。该实施例可适用于模压淬火产品(如挤压物)和热轧后淬火的热轧产品等等。
在另一方法中，制备步骤(100)包括连续铸造方法，如带式铸造、棒式铸造、双辊铸轧、双带铸造(如Hazelett铸造)、拖曳铸造(drag casting)和块铸等等。图6a中示出了采用连续铸造方法的制备步骤(100)的一个实施例。在该实施例中，铝合金体在大致同一时间(即彼此伴随地)被铸造和固溶(142)。铸造将铝合金体置于足以冷加工的形式。当铸造期间的凝固速率足够快时，铝合金体也被固溶。在该实施例中，铸造/固溶步骤(142)可包括在铸造后将铝合金体淬火(未示出)。该实施例可适用于双辊铸轧工艺和其他铸造工艺。一些能够完成图6a的工艺的双辊铸轧设备和工艺描述于美国专利No.7,182,825、美国专利No.7,125,612、美国专利No.7,503,378和美国专利No.6,672,368中，并针对以下图6b-1至6x加以描述。
在另一个实施例中，并且现参考图7，制备步骤(100)包括铸造铝合金体(122)和在铸造步骤(122)之后，接着使该铝合金体固溶(140)。在该实施例中，设置步骤(120)包括铸造(122)。该实施例适用于双辊铸轧工艺和其他铸造工艺。
在另一个实施例中，并且现参考图8，制备步骤(100)包括铸造铝合金体(122)、热加工该铝合金体(126)和任选地冷加工该铝合金体(128)。在该实 施例中，设置步骤(120)包括铸造步骤(122)、热加工步骤(126)和任选的冷加工步骤(128)。在设置步骤(120)之后，完成固溶步骤(140)。该实施例可适用于连续铸造工艺。
图2a、图3-6a和图7-8中所示的许多步骤可以分批或连续模式完成。在一个例子中，冷加工(200)和热处理步骤(300)连续完成。在该例子中，固溶的铝合金体可进入在环境条件下的冷加工操作。鉴于用本文所述的新工艺可实现相对较短的热处理时间，可在冷加工后即刻对经冷加工的铝合金体进行热处理(300)(如在线)(如伴随着冷加工步骤(200)完成热处理步骤(300))。可以想像，这些热处理可在最接近冷加工设备的出口处或在连接至冷加工设备的独立加热设备中发生。这可增加生产率。在另一个例子中，并且如以下冷加工部分(部分B)中所述，连续完成制备步骤(100)和冷加工步骤(200)(如当使用连续铸造设备时)，使得连续铸造的铝合金体可即刻且连续地进行冷加工步骤(200)，如图6a中所示。在该实施例中，铸造/固溶步骤(142)可包括将铝合金体淬火至合适的冷加工温度(如低于150℉)。在另一个实施例中，制备步骤(100)、冷加工步骤(200)和热处理步骤(300)三者全部是连续完成。
如上文所述，制备步骤(100)一般包括铝合金体的固溶。如上所述，“固溶”包括铝合金体的淬火(未示出)，该淬火可经由液体(如经由水溶液或有机溶液)、气体(如空气冷却)或甚至固体(如处于铝合金体的一个或多个侧面上的冷却固体)实现。在一个实施例中，淬火步骤包括使铝合金体与液体或气体接触。在这些实施例的一些中，淬火在不对铝合金体进行热加工和/或冷加工的情况下进行。例如，淬火可通过浸入、喷雾和/或喷射干燥等技术且在铝合金体不发生变形的情况下进行。如图2a、图3-6a、图7-9和图12中所示，固溶步骤一般为制备步骤的最后一个步骤并且在冷加工步骤之前即刻进行。
本领域的技术人员认识到，可使用其他制备步骤(100)来制备铝合金体以供固溶后冷加工(如粉末冶金法)，并且这些其他制备步骤处于制备步骤(100)的范围内，只要其以适于冷加工的形式设置铝合金体(120)并且使铝合金体固溶(140)即可，并且不管这些设置步骤(120)和固溶步骤(140)是伴随(例如同时)或是依次进行，也不管设置步骤(120)是在固溶步骤(140)之前发生，或反之亦然。
i.连续铸造实施例
a.双辊连续铸轧--连续铸造和固溶
在一个实施例中，可通过在水平双辊或双带式铸造机之间连续铸造来制备本发明的铝合金体以供固溶后冷加工，其中该固溶伴随着该连续铸造发生(例如，由于连续铸造方法)。在这些实施例中，可通过与一对内部冷却辊并置且连通来连续铸造铝合金体。现参考图6b-1至图6b-2，示出了水平双辊连续铸轧设备的一个实施例。该设备使用分别在箭头A₁和A₁的方向上旋转的一对反向旋转的冷却辊R₁和R₂。术语水平意指以水平取向或以自水平方向加或减30度的角度制备铸造条带(S)。如图6b-2中更详细展示的，可由陶瓷材料制备的进料顶端T可在箭头方向上分配熔融金属M。可维持进料顶端T与各辊R₁和R₂之间的间隙G₁和G₂尽可能小；然而，应避免顶端T与辊R₁和R₂之间的接触。不希望受理论束缚，据信维持小间隙有助于防止熔融的金属渗漏且将熔融金属沿R₁和R₂对大气的暴露减至最小。间隙G₁和G₂的适合尺寸可为0.01英寸(0.254mm)。通过辊R₁和R₂的中心线的平面L通过辊R₁与R₂之间的最小间隙区域(称为辊隙N)。
熔融金属M可分别在区域2-6和4-6处直接接触冷却辊R₁和R₂。在与辊R₁和R₂接触时，金属M开始冷却并凝固。冷却金属产生与辊R₁相邻的凝固金属上壳6-6和与辊R₂相邻的凝固金属下壳8-6。壳6-6和8-6的厚度随着金属M向辊隙N前移而增加。可能会在上壳6-6和下壳8-6各自与熔融金属M之间的界面处产生凝固金属的大枝晶10-6(未按比例展示)。大枝晶10-6可能会破碎并被拖曳至移动较慢的熔融金属M流体的中心部分12-6中，且可在箭头C₁和C₂的方向上载运。流体的拖曳作用可引起大枝晶10-6进一步破碎成较小枝晶14-6(未按比例展示)。在称为区域16-6的辊隙N上游的中心部分12-6中，金属M为半固体且可包括固体组分(凝固的小枝晶14-6)和熔融金属组分。区域16-6中的金属M部分地由于小枝晶14-6分散于其中而可能具有糊状稠度。在辊隙N的位置处，一些熔融金属可在与箭头C₁和C₂相反的方向上被向后挤压。辊R₁和R₂在辊隙N处向前旋转基本上仅使金属的固体部分(上壳6-6和下壳8-6，以及中心部分12-6中的小枝晶14-6)前移，同时迫使在中心部分12-6中的熔融金属离开辊隙N向上游而去，使得金属在其离开辊隙N点时可能完全为固体。在辊隙N下游，中心部分12-6可能为夹在上壳6-6和下壳8-6之间的含有小枝晶14- 6的固体中心层或区域18-6。在中心层或区域18-6中，小枝晶14-6的尺寸可为20微米至50微米，且具有大体上球形的形状。单一铸造金属片/层的三个层或区域，即上壳6-6和下壳8-6及凝固中心层18-6构成固体铸造条带20-6。因此，铝合金条带20-6包括铝合金的第一层或区域和铝合金的第二层或区域(对应于壳6-6和8-6)，第一层和第二层之间存在中间层或区域(凝固中心层18-6)。固体中心层或区域18-6可构成条带20-6的总厚度的20％至30％。条带20-6的固体中心层18-6中的小枝晶14-6的浓度可高于流体的半固体区域16-6或中心部分12-6中的浓度。熔融铝合金可具有初始浓度的合金元素，包括形成包晶的合金元素和形成共晶的合金元素，如以下组成部分(部分G)中所述的合金元素中的任一者。作为与铝的包晶形成物的合金元素的例子包括Ti、V、Zr和Cr。与铝的共晶形成物的例子包括Si、Fe、Ni、Zn、Mg、Cu、Li和Mn。
如上所述，该铝合金体包含0.1-2.0重量％的硅和0.1-3.0重量％的镁，其中硅和镁中的至少一者为所述铝合金体中除了铝以外的主要合金元素。在铝合金熔体凝固期间，与周围母熔体相比，枝晶通常具有较低浓度的共晶形成物和较高浓度的包晶形成物。在区域16-6中，在辊隙上游的中心区域中，小枝晶14-6因此部分耗竭共晶形成物，而小枝晶周围的熔融金属在一定程度上富含共晶形成物。因此，与上壳6-6和下壳8-6中的共晶形成物和包晶形成物的浓度相比，条带20-6的含大量枝晶的固体中心层或区域18-6耗竭共晶形成物且富含包晶形成物。换而言之，中心层或区域18-6中的形成共晶的合金元素的浓度一般小于第一层或区域6-6和第二层或区域8-6中的浓度。类似地，中心层或区域18-6中的形成包晶的合金元素的浓度一般大于第一层或区域6-6和第二层或区域8-6中的浓度。因此，在一些实施例中，与铝合金产品的中心线处的Si和/或Mg的量相比，合金在合金产品的上部区域或下部区域中包含较大量(该区域中整个厚度的平均浓度较高)的Si和Mg中的至少一者，其中这些区域中的浓度是使用下文所述的浓度分布程序确定。在一个实施例中，合金在合金产品的上部区域或下部区域中包含较高浓度的Si和Mg二者。在一个实施例中，合金在合金产品的上部区域和下部区域二者中包含较高浓度的Si和Mg中的至少一者。在一个实施例中，合金在合金产品的上部区域和下部区域二者中包含较高浓度的Si和Mg二者。在一个实施例中，合金包含相对于产品中心线处的 Si和/或Mg浓度高至少1％的Si和/或Mg浓度(上部或下部区域中的平均浓度，适用时)。在一个实施例中，合金包含相对于产品中心线处的Si和/或Mg浓度高至少3％的Si和/或Mg浓度(上部或下部区域中的平均浓度，适用时)。在一个实施例中，合金包含相对于产品中心线处的Si和/或Mg浓度高至少5％的Si和/或Mg浓度(上部或下部区域中的平均浓度，适用时)。在一个实施例中，合金包含相对于产品中心线处的Si和/或Mg浓度高至少7％的Si和/或Mg浓度(上部或下部区域中的平均浓度，适用时)。在一个实施例中，合金包含相对于产品中心线处的Si和/或Mg浓度高至少9％的Si和/或Mg浓度(上部或下部区域中的平均浓度，适用时)。
浓度分布程序-针对Si、Mg、Cu、Zn、Mn和Fe
1.样品制备
·将铝片样品安装在路赛特(Lucite)上，并使用标准金相制备程序(参考：ASTM E3-01(2007)，Standard Guide for Preparation of Metallographic Specimens(制备金相试样的标准指导))抛光纵向表面。使用市售碳涂布装置用碳涂布样品的抛光表面。碳涂层为数微米厚。
2.电子探针微量分析(EPMA)装置
·使用JEOL JXA8600超级探针获得所制备的铝片样品中贯穿整个厚度的组成分布。该超级探针具有4个波长色散谱仪(Wave Dispersive Spectrometer,WDS)检测器，其中两个为气体流量(P-10)计数器，其他为Xe气密封的计数器。元素的检测范围为铍(Be)至铀(U)。定量分析检测极限为0.02重量％。该仪器装备有Geller微量分析型Dspec/Dquant自动仪，其允许阶段控制和自动定量和定性分析。
3.电子探针微量分析(EPMA)分析程序
·将超级探针设定为以下条件：加速电压15kV，射束强度100nA，散焦电子束达到适当尺寸以使得可测量样品的最少13个不同部分(例如，对于0.060英寸厚样本，散焦至100μm)，并且各元素的暴露时间为10秒。在正背景和负背景上，以5秒的计数时间在3个随机位置对样品表面进行背景校正。
·一次EPMA线扫描定义为沿垂直于样品的轧制方向的直线在多个位置扫描片状样品的整个厚度。使用奇数个点，其中中间数目个点处于片状样品的中心线上。各点之间的间隙等于射束直径。在各点处，适当时可分析以下元素中的任一者：Mn、Cu、Mg、Zn、Si和Fe。通过PET衍射晶体用气体流量(P-10)计数器分析Si；通过LIF衍射晶体用Xe气密封的计数器分析Fe、Cu、Zn和Mn；通过TAP衍射晶体用气体流量(P-10)计数器分析Mg。各元素的计数时间为10秒。沿片状样品的长度重复此线扫描30次。在样品的任一个位置处，所报导的各元素组成应为在同一厚度位置处进行的30次测量的平均值。
·上部和下部区域中的浓度为这些区域中的每一者中的平均测量浓度，但不包括(i)上部区域和下部区域的边缘(表面)和(ii)中心区域与上部区域和下部区域中的每一者之间的过渡区。必须在上部和下部区域每一者中的至少四(4)个不同的位置测量元素的浓度以确定该元素在这些区域每一者中的平均浓度。
·使用DQuant分析包CITZAF v4.01，用ZAF/Phi(pz)校正模型Heinrich/Duncumb-Reed来校准所测量的元素。该技术来自NIST的Curt Heinrich博士，使用传统的Duncumb-Reed吸收校正。(参见Heinrich,Microbeam Analysis--1985,79；--1989,223)
浓度分布程序-针对Li(连续切片)
·对于含锂产品，使用连续切片，其中通过(i)机械加工厚度为0.030或0.030以上的样品，或(ii)经由适当化学蚀刻剂对厚度小于0.030的样品进行化学薄化来获得切面(贯穿整个厚度)。获得至少13个不同的贯穿整个厚度的样品，且使得始终产生中心线样品。接着通过原子吸收分析各样品的Li含量。
辊R₁和R₂可充当针对熔融金属M的热的散热体。在一个实施例中，热可以均匀方式自熔融金属M转移至辊R₁和R₂以确保铸造条带20-6的表面中的均一性。各辊R₁和R₂的表面D₁和D₂可由钢或铜制备，并且可纹理化且可包括表面不规则物(未示出)，这些表面不规则物可接触熔融金属M。表面不规则物可用于增加自表面D₁和D₂的热传递，并且通过在表面D₁和D₂中施加受控程度的不均匀度，可导致整个表面D₁和D₂的热传递均 匀。表面不规则物可呈凹槽、凹痕、隆起或其他结构形式，且可以20至120个表面不规则物/英寸或约60个不规则物/英寸的规则图案间隔开。表面不规则物可具有在5微米至50微米范围内或者约30微米的高度。辊R₁和R₂可由用于增强铸造条带与辊R₁和R₂的分离的材料(如铬或镍)涂布。
辊R₁和R₂的适当速度的控制、维持和选择可影响使用本发明的设备和方法连续铸造条带的能力。辊速度决定熔融金属M向辊隙N推进的速度。若该速度过慢，则大枝晶10-6将不会经受足以使其夹带于中心部分12-6中且破碎成小枝晶14-6的力。在一个实施例中，可选择辊速度以使得熔融金属M可在辊隙N处形成凝固前沿(freeze front)或完全凝固点。因此，本发明的铸造设备和方法可适于高速操作，如在25至400英尺/分钟、或者50至400英尺/分钟、或者100至400英尺/分钟以及或者150至300英尺/分钟范围内的操作。将熔融铝输送至辊R₁和R₂的每单位面积的线性速率可小于辊R₁和R₂的速度或为辊速度的约四分之一。可用本发明公开的设备和方法实现高速连续铸造，至少部分地因为纹理化表面D₁和D₂可确保自熔融金属M均匀的热传递。由于这种高的铸造速度和相关的快速凝固速率，可溶性组分可基本上保留于固溶体中，即固溶步骤可伴随着铸造步骤发生。
辊分离力可为使用本发明公开的铸造设备和方法中的参数。本发明公开的连续铸造设备和方法的一个有益效果可为在金属到达辊隙N之前不产生固体条带。厚度由辊R₁和R₂之间的辊隙N的尺寸决定。辊分离力可足够大以挤压熔融金属向上游而去并离开辊隙N。通过辊隙N的过量熔融金属可使得上壳6-6和下壳8-6及固体中心区域18-6各层彼此分开且变得不对齐。到达辊隙N的熔融金属不足可导致条带过早形成。辊R₁和R₂可使过早形成的条带变形且发生中心线分离。适合的辊分离力可在25至300磅/英寸铸造宽度或100磅/英寸铸造宽度范围内。一般而言，当铸造较厚规格条带时，可能需要较慢铸造速度以移除热。这些较慢铸造速度不会导致过度辊分离力，因为在辊隙上游不产生完全固态铝条带。铝合金条带20-6中的晶粒基本上未变形，因为辊所施加的力低(300磅/英寸宽度或更低)。此外，因为条带20-6在其到达辊隙N之前并非固体，因此其将不为“经热轧制的”。因此，条带20-6由于铸造工艺本身未接受热机械处理，并且当随后不进行热轧制时，条带20-6中的晶粒一般将基本上不变形，从而在进 行冷加工步骤(200)之前，保持其在凝固时所实现的初始结构，即等轴结构，如球状。
薄规格铝条带产品可使用本发明描述的连续铸造设备和方法来铸造。可以0.100英寸或更小的厚度以25至400英尺/分钟、或者50至400英尺/分钟以及或者100至400英尺/分钟范围内的铸造速度制备铝合金条带。也可使用本发明公开的方法，例如以0.249英寸或更小的厚度制备较厚规格的铝合金条带。因此，根据铝协会标准，连续铸造条带一般具有片状或箔状产品的厚度。
辊表面D₁和D₂在铸造期间可能变热，且在高温下可能容易氧化。在铸造期间辊表面的不均匀氧化会改变辊R₁和R₂的热传递性能。因此，可在使用前使辊表面D₁和D₂氧化以使其在铸造期间的变化减至最小。不时或连续刷擦辊表面D₁和D₂以移除可能在铸造铝和铝合金期间累积的碎屑可能是有益的。小片铸造条带可能脱离条带S并附着到辊表面D₁和D₂。这些小片铝合金条带可能容易氧化，这可能导致辊表面D₁和D₂的热传递性能不均匀。刷擦辊表面D₁和D₂可避免由可能集中于辊表面D₁和D₂上的碎屑所致的不均匀性问题。
本发明的铝合金的连续铸造可通过首先选择对应于条带S的所需规格的所需辊隙N尺寸来实现。辊R₁和R₂的速度可增加至所需的生产速度或至一速度，该速度小于引起辊分离力增加至指示辊R₁和R₂之间发生轧制的程度的速度。以本发明所设想的速率(即25至400英尺/分钟)进行铸造使铝合金条带凝固与铸锭形式的铝合金铸造体相比快约1000倍，且使条带的性能与铸锭形式的铝合金铸造体相比得到改善。可选择熔融金属冷却的速率以实现金属外部区域的快速凝固。实际上，金属外部区域的冷却可以至少1000摄氏度/秒的速率发生。
如上文所提及的，由于高的铸造速度和相关的快速凝固速率，可溶性成分可基本上保留于固溶体中，即固溶步骤可伴随着铸造步骤发生。保留于固溶体中的溶质的量与合金的电导率有关，其中较低电导率值反映为固溶体中的较多溶质。因此，在一个实施例中，通过上文公开的连续铸造工艺制备的铝合金体可实现低电导率值。在一个实施例中，由于铸造和固溶相伴随，根据这些方法加工的铝合金的电导率与该合金的理论最小电导率相差50％以内。如在该子部分((A)(i))中所用，当铝合金体“与合金的理论 最小电导率相差XX％以内”时，该合金所具有的测量电导率将该铝合金体置于最大理论电导率与最小理论电导率之差的XX％以内。换而言之，“与理论最小电导率相差XX％以内”＝((测量的EC-最小理论EC)/(最大理论EC-最小理论EC)*100％，其中该测量电导率是在已完成制备(100)、冷加工(200)和热处理(300)步骤之后且根据ASTME1004(2009)测量。例如，如果铝合金具有23.7％IACS的最小理论传导率且具有55.3％IACS的最大理论传导率，则最大理论值与最小理论值的差将为31.6％IACS。如果该同一铝合金的实际测量电导率为27.7％IACS，则其将与最小理论值相差约12.7％以内(12.6582％＝(测量EC-最小理论EC)/(最大理论EC-最小理论EC)或((27.7-23.7)/31.6)。可使用以下文献中所提供的常数计算最小电阻率值和最大电阻率值：Aluminum:Properties and Physical Metallurgy,J.E.Hatch编辑，American Society for Metals(美国金属协会),Metals Park,OH,1984，第205页，该文献描述了溶体中和溶体外的各种元素对电阻率的影响。接着可将电阻率值转化成电导率值(％IACS)(假定纯铝的基础电阻率为2.65微欧-厘米)。理论最小电导率与所有合金元素均处于固溶体中的情形有关。理论最大电导率与所有合金元素均在固溶体外的情形有关。
在一个实施例中，通过上文所公开的连续铸造工艺制备的铝合金体与该合金的理论最小电导率相差40％以内。在另一个实施例中，根据这些方法加工的铝合金与该合金的理论最小电导率相差30％以内。在另一个实施例中，根据这些方法加工的铝合金与该合金的理论最小电导率相差20％以内。在另一个实施例中，根据这些方法加工的铝合金与该合金的理论最小电导率相差15％以内或更小。在以下子部分(C)和(D)中所描述的连续铸造实施例中可实现类似电导率值。
b.连续铸造和固溶的实例
将具有下表中所示的重量百分比的合金元素的熔融铝合金在散热体带式铸造机上连续铸造，其中上部带不接触辊隙下游的凝固金属。未在辊式铸造机上进行本文所报导的测试。然而，这些工艺经设计用于模拟铸造至一对辊上而不加工已凝固的金属。

合金合金元素(重量％)6-10.6Si-1.4Fe-1.7Ni-0.6Zn6-20.9Mg-0.9Mn-0.5Cu-0.45Fe-0.3Si6-31.4Mg-0.25Mn-0.15Cu-0.30Fe-0.4Si
图6c和图6d中分别以图解方式展示了各种间隙设定下的相对于辊速度施加至合金6-1和6-2的每单位宽度的力。在所有情况下，辊所施加的力小于200磅/英寸宽度。
分析合金6-1的条带(0.09英寸厚)中合金元素的偏析。图6e中针对共晶形成元素(Si、Fe、Ni和Zn)，而图6f中针对包晶形成元素(Ti、V和Zr)以图解方式给出了贯穿条带整个厚度的合金元素浓度。条带的中心部分中部分耗竭形成共晶的合金元素，而条带的中心部分中富含形成包晶的合金元素。
图6g为贯穿三个合金6-1条带的堆叠的横切面的25倍显微照片，这些合金条带是在188英尺/分种的铸造速度、0.094英寸的平均条带厚度、15.5英寸的条带宽度和103磅/英寸宽度的施加力下制备。图6g中的一对薄暗带之间可见一个条带的整个厚度。整个条带的中心较暗带对应于上述中心层18-6，其部分耗竭形成共晶的合金元素，而整个条带的外部较亮部分对应于上述上壳6-6和下壳8-6。图6h为图6g的中心条带放大100倍的显微照片。中心较暗带中的晶粒的球状性能表明未在铸造机中发生条带加工。
图6i为贯穿两个合金6-2条带的堆叠的横切面放大25倍的显微照片，这些合金条带是在231英尺/分钟的铸造速度、0.0925英寸的辊隙、15.5英寸的条带宽度和97磅/英寸宽度的施加力下制备。图6i示出了一个条带的整个厚度和另一条带的一部分。图6i的条带也展现了耗竭形成共晶的合金元素的中心较暗带。图6j为图6i的条带的中心部分放大100倍的显微照片。中心较暗带中的晶粒的球状性能也指示未在铸造机中发生条带加工。
分析了合金6-2条带(0.1英寸厚)中合金元素的偏析。图6k针对共晶形成元素(Mg、Mn、Cu、Fe和Si)，而图6l中针对包晶形成元素(Ti 和V)以图解方式给出了贯穿条带整个厚度的合金元素浓度。条带的中心部分中部分耗竭形成共晶的合金元素，而条带的中心部分中富含形成包晶的合金元素。
图6m为贯穿阳极化合金6-3条带的横切面放大50倍的显微照片，该合金条带是在196英尺/分钟的铸造速度、约0.098英寸的平均条带厚度、15.6英寸的条带宽度和70磅/英寸宽度的施加力下制备。该显微照片示出了条带夹在上部与下部之间的中心部分，而未示出条带的顶表面和底表面。条带中的中心较亮带对应于上述中心层18-6，其部分耗竭形成共晶的合金元素，而整个条带的外部较暗部分对应于上述上壳6-6和下壳8-6。条带中示出的晶粒为球状，表明未对其进行加工。
支承离开辊R₁和R₂的热条带S直至条带S冷却至足以自行支承为止可能是有益的。图6n中示出了一种支承机构，且其包括位于离开辊R₁和R₂的条带S下方的连续传送带B。传送带B围绕带轮P行进且支承条带S一预定距离(如约10英尺)。带轮P之间的传送带B的长度可由铸造工艺、条带S的离开温度和条带S的合金决定。适用于传送带B的材料包括玻璃纤维和呈固体形式或网状形式的金属(如钢)。或者，如图6o中所示，支承机构可包括固定支承表面H，如金属底托(metal shoe)，条带S在冷却的同时在其上行进。底托H可由热条带S不容易粘附的材料制成。在条带S在离开辊R₁和R₂时发生断裂的某些情况下，可在位置E处用诸如空气或水之类的流体冷却条带S。通常，条带S在约1100℉下离开辊R₁和R₂。可能需要在辊隙N的约8至10英寸内将条带温度降至约1000℉。一种适用于在位置E处冷却条带以实现该冷却量的机构描述于美国专利No.4,823,860中。可使用独立的淬火设备将条带进一步淬火并实现上述冷却速率。
在一个实施例中，方法包括将铸造状态片材淬火。在这些实施例中，固溶步骤包括固溶热处理和淬火，其中该固溶热处理由于连续铸造而得以完成。制备步骤还包括自连续铸造设备中移出铝合金片材，且在该移出步骤之后，但在铝合金片达到700℉的温度之前，将铝合金片材淬火，其中该淬火以至少100℉/秒的速率降低铝合金片材的温度，从而实现固溶。为了实现该固溶步骤，离开连续铸造设备的铝合金片材的温度高于该铝合金片材在淬火步骤期间的温度。
在一个实施例中，淬火步骤在铝合金片材达到800℉的温度之前起始。在另一个实施例中，淬火步骤在铝合金片材达到900℉的温度之前起始。在又一个实施例中，淬火步骤在铝合金片材达到1000℉的温度之前起始。在另一个实施例中，淬火步骤在铝合金片材达到1100℉的温度之前起始。
在一个实施例中，淬火步骤以至少200℉/秒的速率降低铝合金片材的温度。在另一个实施例中，淬火步骤以至少400℉/秒的速率降低铝合金片材的温度。在另一个实施例中，淬火步骤以至少800℉/秒的速率降低铝合金片材的温度。在另一个实施例中，淬火步骤以至少1600℉/秒的速率降低铝合金片材的温度。在另一个实施例中，淬火步骤以至少3200℉/秒的速率降低铝合金片材的温度。在另一个实施例中，淬火步骤以至少6400℉/秒的速率降低铝合金片材的温度。在另一个实施例中，淬火步骤以至少10,000℉/秒的速率降低铝合金片材的温度。
可完成该淬火步骤以使铝合金片材达到较低温度(如由于随后的冷加工步骤)。在一个实施例中，该淬火包括将铝合金片材冷却至不高于200℉的温度(即铝合金片材在完成淬火步骤时的温度不高于200℉)。在另一个实施例中，淬火包括将铝合金片材冷却至不高于150℉的温度。在另一个实施例中，淬火包括将铝合金片材冷却至不高于100℉的温度。在另一个实施例中，淬火包括将铝合金片材冷却至环境温度。
淬火步骤可经由任何适合的冷却介质来完成。在一个实施例中，淬火包括使铝合金片材与气体接触。在一个实施例中，该气体为空气。在一个实施例中，淬火包括使铝合金片材与液体接触。在一个实施例中，该液体是基于水的，如水或另一水基冷却溶液。在一个实施例中，该液体为油。在一个实施例中，该油是基于烃的。在另一个实施例中，该油是基于有机硅的。
在一些实施例中，淬火是经由连续铸造设备下游的淬火设备完成的。在其它实施例中，使用环境空气冷却。
c.双辊连续铸造--带有微粒物质的连续铸造
在一个实施例中，双辊铸造设备和工艺可制造其中具有微粒物质的铝合金产品。微粒物质可为任何非金属材料，如氧化铝、碳化硼、碳化硅和氮化硼，或铸造期间就地产生或添加至熔融铝合金的金属材料。出于本实 施例的目的，术语“上”、“下”、“右”、“左”、“垂直”、“水平”、“顶部”、“底部”以及它们的衍生词应与本公开内容有关，适用时如图6p至图6s中所取向。
现参考图6p，在该实施例中，铸造/固溶步骤142可包括连续铸造其中提供有微粒物质的条带。在步骤1006中，可将含有微粒物质的熔融铝合金输送至铸造设备，如上文关于图6b-1和图6b-2所述的铸造设备。在步骤1026中，铸造设备可快速冷却熔融金属的至少一部分以使熔融金属的外部区域(也称为区、壳和层)凝固，且内部区域(也称为区、壳和层)富含微粒物质。随着合金铸造进行，凝固的外部区域的厚度可增加。
离开铸造设备的产品可为单层产品，并且可包括步骤1026中形成的固体内部区域，该固体内部区域含有微粒物质且夹在外部固体区域内。可以各种形式制成单层产品，如但不限于片材、板材或箔片。在挤压铸造中，产品可呈线、棒、条或其他挤压物形式。
与图6b-2类似，但现参考图6q，可在辊式铸造机的辊R₁和R₂之间提供含有微粒物质100-6的熔融铝合金金属M。本领域的技术人员应理解，辊R₁和R₂为辊式铸造机的铸造表面。通常，使R₁和R₂冷却以帮助熔融金属M凝固，该熔融金属M分别在区域2-6和4-6中直接接触辊R₁和R₂。在与辊R₁和R₂接触时，金属M开始冷却并凝固。冷却金属凝固为与辊R₁相邻的凝固金属的第一区域或壳体6-6和与辊R₂相邻的凝固金属的第二区域或壳体8-6。区域或壳体8-6和6-6各自的厚度随着金属M向辊隙N前移而增加。最初，微粒物质100-6可位于第一区域8-6和第二区域6-6各自与熔融金属M之间的界面处。随着熔融金属M在冷却的辊R₁、R₂的相对表面之间行进，微粒物质100-6可能被拖曳进较慢移动的熔融金属M流体的中心区域(或部分)12-6(在该实施例中也称为“内部”)中，且可在箭头C₁和C₂的方向上载运。在辊隙N上游的中心区域12(称为区域16-6)中，金属M为半固体且包括微粒物质100-6组分和熔融金属M组分。区域16-6中的熔融金属M部分地由于微粒物质100-6分散于其中而可能具有糊状稠度。辊R₁和R₂在辊隙N处向前旋转基本上仅使金属的固体部分，即第一区域6-6和第二区域8-6，以及中心区域12-6中的微粒物质前移，同时迫使中心区域12-6的熔融金属M向上游而去离开辊隙N，使得金属在其离开辊隙N点时基本上为固体(以及或者完全为固体)。在辊隙N下游，中 心区域12-6为含有微粒物质100-6且夹在第一区域6-6与区域壳体8-6之间的固体中心区域(或层)18-6。为清楚起见，具有含高浓度微粒物质100-6且夹在第一区域6-6与第二区域8-6之间的中心层或区域18-6的上述单层单一连续铸造铝制品也应称为功能分级的MMC结构。中心层18-6中的微粒物质100-6的尺寸可为至少30微米。在条带产品中，固体内部区域(或部分)可构成条带总厚度的20％至30％。虽然图6q的铸造机显示为以大体上水平的取向制备条带20-6，但这无意于具限制性，因为条带20-6可以一定角度或垂直离开铸造机。
图6q描述的铸造工艺按照上面图6p中概述的方法步骤。步骤1006中输送至辊式铸造机的熔融金属在步骤1026中开始冷却并凝固。冷却金属在冷却的铸造表面R₁、R₂附近或相邻处形成凝固的金属外层，即第一区域6-6和第二区域8-6。如先前段落中所述，第一区域(或壳体)6-6和第二区域(或壳体)8-6的厚度随着金属前移穿过铸造设备而增加。根据步骤1026，微粒物质100-6可被拉引至中心部分12-6中，该中心部分部分地由凝固的外部区域6-6和8-6围绕。在图6q中，第一区域6-6和第二区域8-6基本上围绕中心区域18-6。换而言之，含有微粒物质100-6的中心区域18-6在单层产品内沿浓度梯度位于第一区域6-6与第二区域8-6之间。换而言之，中心区域18-6夹在第一壳体6-6与第二壳体8-6之间。在其他铸造设备中，第一壳体和/或第二壳体可完全围绕内部层。在步骤1026之后，可使中心区域18-6凝固以产生内部区域(或层)。在完全凝固之前，条带20-6的中心区域12-6为半固体且包括微粒物质组分和熔融金属组分。该阶段的金属部分地由于微粒物质分散于其中而具有糊状稠度。
在步骤1026之后的某个时间，产品完全凝固且包括含有微粒物质的内部区域(或层)和基本上围绕该内部区域(或层)的第一和第二壳体(即外部区域或层)。内部区域(或层)的厚度可为产品厚度的约10％至40％。在一个备选实施例中，内部区域(或层)可包含约70体积％的微粒物质100-6，而第一壳体和第二壳体各自独立地包含约15体积％的微粒物质100-6。在另一个实施例中，内部区域(或层)可包含至少70体积％的微粒物质100-6，而第一壳体和第二壳体各自独立地包含少于15体积％的微粒物质100-6。
在铸造期间，微粒物质100-6向内部区域中移动可能由熔融金属的内部区域与凝固的外部区域之间的速度差所致的剪切力引起。为了有利于向内部区域中移动，可在至少30fpm、或者至少40fpm以及或者至少50fpm(英尺/分钟)的速度下操作辊式铸造机。换而言之，在铸造期间，尺寸为至少30微米的微粒物质100-6自均匀分布状态移动至更集中状态，即在铸造期间移动至内部区域中。不希望受理论束缚，据信在小于10英尺/分钟的速度下操作的辊式铸造机不产生使微粒物质(其具有至少30微米的尺寸)向内部区域(或层)中移动所需的剪切力。
辊R₁和R₂的适当速度的控制、维持和选择可影响铸造设备的可操作性。辊速度决定熔融金属M向辊隙N推进的速度。若该速度过慢，则微粒物质100-6可能不会经受足以使其夹带于金属产品的中心部分18-6中的力。在一个实施例中，该设备在50至300英尺/分钟范围内的速度下操作。将熔融铝输送至辊R₁和R₂的线速度可能小于辊R₁和R₂的速度，或为辊速度的约四分之一
现参考图6r，其中示出的是根据本发明的功能分级的MMC铸造体的微观结构。所展示的条带400-6包含15重量％的氧化铝且为0.004英寸规格。可见微粒物质410-6分布在整个条带400-6中，其中，中心区域(或层或部分)401-06中集中较高浓度的微粒，而在外部区域(或层或壳体)402-06和403-06中分别可见较低浓度。据信，但不希望受其束缚，由于在铸造期间熔融体快速凝固，故微粒物质410-6与铝基体之间不发生反应。此外，微粒与金属基体之间的界面未受损坏，如图6s中可见。因为微粒物质未凸出于产品的表面上，因此其不会磨损或擦伤轧制机辊。
d.双辊连续铸造--不混溶金属的连续铸造
在另一个实施例中，双辊铸造设备和工艺可制成其中具有不混溶相的铝合金产品。合适的不混溶相元素包括Sn、Pb、Bi和Cd并且可以在下文组成部分(部分G)中所公开的量存在。出于本实施例的目的，术语“上”、“下”、“右”、“左”、“垂直”、“水平”、“顶部”、“底部”及其衍生词应与公开内容有关，在适用时如图6t至图6x中所取向。
现参考图6t，在该实施例中，铸造/固溶步骤142可包括连续铸造其中提供有至少一个不混溶相的条带。在步骤1046中，将熔融铝合金和至少一 种不混溶相元素引入合适的铸造设备中，如上文关于图6b-1和6b-2所述的铸造设备。在步骤1066中，该铸造设备在50至300英尺/分钟范围内的铸造速度下操作。
现在将就图6u至图6w中所示的设备说明该工艺，但该工艺也适用于图6b-1、6b-2、6n、6o、6q和7a-7b中所示的设备和其他类型的连续铸造设备。如图6u中所示，该设备包括由一对上带轮1467和1667和一对相应下带轮1867和2067载运且充当铸造模具的一对环状带1067和1267。各带轮可安装成分别围绕轴2167、2267、2467和2667旋转。这些带轮可为合适的耐热类型，且上带轮1467和1667中的任一者或二者由合适的马达装置(未示出)驱动。下带轮1867和2067同样如此。带1067和1267各自为环形带，且一般由具有低反应性或不与铸造金属反应的金属形成。使用钢和铜合金带已实现了好的结果，但也可使用其他带，如铝带。应该指出的是，在本发明的该实施例中，铸造模具实施为铸造带1067和1267。然而，铸造模具可包括例如单个模具、一个或多个辊或一组块。
如图6u和图6v中所示设置带轮，一个位于另一个上方，其间存在模制间隙(molding gap)。该间隙尺寸被设计为对应于所铸造的金属条带的所需厚度。因此，所铸造金属条带的厚度沿通过带轮1467和1867的轴且垂直于铸造带1067和1267的线由通过带轮1467和1867的带1067和1267之间的间隙的尺寸决定。可通过金属供应装置2867(如中间包)将欲铸造的熔融金属供应至模制区。中间包2867内部的宽度对应于欲铸造产品的宽度，且其宽度可至多为铸造带1067和1267中的较窄者的宽度。中间包28包括用于向带1067与1267之间的模制区输送水平熔融金属流的金属供应输送铸造尖端3067。
因此，如图6v中所示，尖端3067与紧邻尖端3067的带1067和1267一起限定模制区，水平熔融金属流流入该模制区中。因此，基本上水平地自该尖端流出的熔融金属流填充带1067和1267各自的曲面之间的模制区至带轮1467与1867的间隙。其开始凝固且在铸造条带到达带轮1467与1867的间隙的时间点基本上凝固。将水平流动的熔融金属流供应至模制区，在该模制区中该熔融金属流与围绕带轮1467和1867传递的带1067和1267的弯曲部分接触，由此用于限制扭曲，且由此维持熔融金属与各带之间的较好热接触以及改善铸造条带的顶表面和底表面的品质。
图6u-6w中所示的铸造设备可包括一对冷却设备3267和3467，这些冷却设备布置成与环形带的与铸造于带1067与1267之间的模制间隙中的金属接触的部分相对。冷却装置3267和3467因而用于在带1067和1267分别刚通过带轮1667和2067之后且在其与熔融金属接触之前使其冷却。如图6u和图6w中所示，冷却器3267和3467如所示分别设置于带1067和1267的返回段上。冷却器3267和3467可为常规冷却设备，如设置为直接在带1067和1267的内部和/或外部上喷洒冷却液从而使带贯穿其整个厚度冷却的流体冷却尖端。
因此，熔融金属自中间包穿过铸造尖端3067水平流入带1067与1267之间所限定的铸造或模制区中，在该铸造或模制区中带1067和1267通过自铸造条带向带1067和1267的热传递被加热。铸造金属条带保持在铸造带1067和1267之间且由铸造带1067和1267输送，直至其各自转过带轮1667段2067的中心线为止。此后，在返回段中，冷却设备3267和3467分别冷却带1067和1267，且自其中移除基本上所有在模制区中传递至带的热。图6w中更详细示出了自中间包穿过铸造尖端3067供应熔融金属，其中铸造尖端3067由上壁4067和下壁4267形成，该上壁和该下壁在其间限定中心开口4467，该中心开口的宽度可基本上在带1067和1267的宽度上延伸。
铸造尖端3067的壁4067和4267的远端分别最接近铸造带1067和1267的表面，且与带1067和1267一起限定铸造腔或模制区4667，熔融金属穿过中心开口4467流入该铸造腔或模制区中。随着铸造腔4667中的熔融金属在带1067与1267之间流动，其将其热传递至带1067和1267，同时冷却熔融金属，以形成维持在铸造带1067和1267之间的固体条带5067。提供足够的回置距离(setback)(定义为在熔融金属4667的第一接触点4767与定义为进入带轮(entry pulleys)1467和1867的最接近点的辊隙4867之间的距离)以允许在辊隙4867之前基本上完全凝固。
在操作中，包含在液体状态下不可混溶的相的熔融铝合金经由中间包2867引入，穿过铸造尖端3067，并进入带1067与1267之间所限定的铸造区中。在一个实施例中，通过带轮1467和1867的带1067与1267之间的间隙的尺寸在0.08至0.249英寸范围内，且铸造速度为50至300fpm。在这些条件下，不混溶液相的小滴可在凝固前沿之前成核，且可被快速移动的凝 固前沿吞噬于二次枝晶臂(“SDA”)间距之间的空间中。因此，所得铸造条带可含有均匀分布的不混溶相小滴。
现转向图6x，展示了根据本发明制备的Al-6Sn(具有6重量％锡的铝合金)条带40067的切面的显微照片。该条带展示了3微米或小于3微米的细小Sn粒子40167的均匀分布。该结果比由铸锭或通过铸轧制成的材料所产生的粒子(其尺寸通常为40微米至400微米)小若干倍。
B.冷加工
重新参考图2a且如上所述，该新工艺包括对铝合金体进行大量冷加工(200)。“冷加工”等意指在至少一个方向上且在低于热加工温度的温度(例如不高于400℉)下使铝含金体变形。冷加工可通过轧制、挤压、锻造、拉延、引缩、旋压、滚压成形以及它们的组合中的一者或多者和其他类型的冷加工法来赋予。这些冷加工法可至少部分地有助于制备各种6xxx铝合金产品(参见下文的产品应用)。
i.冷轧
在一个实施例中，并且现参考图9，冷加工步骤(200)包括冷轧(220)(且在一些情况下，由冷轧(220)与任选的为了平整的拉伸或矫直(240)组成)。在该实施例中，并且如上文所述，在固溶步骤(140)之后完成冷轧步骤(220)。冷轧(220)为一般经由辊施加的压力减小铝合金体厚度且其中铝合金体在低于热轧(124)所用的温度(例如不高于400℉)下进入轧制装置的制造技术。在一个实施例中，铝合金体在环境条件下进入轧制装置，即在该实施例中，在环境条件下起始冷轧步骤(220)。
冷轧步骤(220)使6xxx铝合金体的厚度减小至少25％。可以一遍或多遍轧制来完成冷轧步骤(220)。在一个实施例中，冷轧步骤(220)将铝合金体从中间规格轧制至最终规格。冷轧步骤(220)可制备片状、板状或箔状产品。箔状产品为厚度小于0.006英寸的轧制产品。片状产品为厚度为0.006英寸至0.249英寸的轧制产品。板状产品为厚度为0.250英寸或大于0.250英寸的轧制产品。
“冷轧XX％”等意指XX_CR％，其中XX_CR％为当通过冷轧使铝合金体自第一厚度T₁减小至第二厚度T₂时所实现的厚度减小量，其中T₁为冷轧步骤(200)之前(例如，在固溶之后)的厚度，而T₂为冷轧步骤(200)之后的厚度。换而言之，XX_CR％等于：
XX_CR％＝(1-T₂/T₁)*100％
例如，当将铝合金体自15.0mm的第一厚度(T₁)冷轧至3.0mm的第二厚度(T₂)时，XX_CR％为80％。诸如“冷轧80％”之类的短语等价于表述XX_CR％＝80％。
在一个实施例中，将铝合金体冷轧(220)至少30％(XX_CR％≥30％)，即使厚度减小至少30％。在其它实施例中，将铝合金体冷轧(220)至少35％(XX_CR％≥35％)、或至少40％(XX_CR％≥40％)、或至少45％(XX_CR％≥45％)、或至少50％(XX_CR％≥50％)、或至少55％(XX_CR％≥55％)、或至少60％(XX_CR％≥60％)、或至少65％(XX_CR％≥65％)、或至少70％(XX_CR％≥70％)、或至少75％(XX_CR％≥75％)或至少80％(XX_CR％≥80％)、或至少85％(XX_CR％≥85％)、或至少90％(XX_CR％≥90％)或更多。
在一些实施例中，冷轧(220)超过90％可能是不切实际或不理想的(XX_CR％≤90％)。在这些实施例中，可将铝合金体冷轧(220)不大于87％(XX_CR％≤87％)，如冷轧(220)不超过85％(XX_CR％≤85％)、或不大于83％(XX_CR％≤83％)或不大于80％(XX_CR％≤80％)。
在一个实施例中，在超过50％至不大于85％范围内(50％<XX_CR％≤85％)冷轧铝合金体。该冷轧量可制备具有优选性能的铝合金体。在一个相关实施例中，可在55％至85％范围内(55％≤XX_CR％≤85％)冷轧铝合金体。在另一个实施例中，可在60％至85％范围内(60％≤XX_CR％≤85％)冷轧铝合金体。在另一个实施例中，可在65％至85％范围内(65％≤XX_CR％≤85％)冷轧铝合金体。在另一个实施例中，可在70％至80％范围内冷轧铝合金体(70％≤XX_CR％≤80％)。
仍参考图9，在该工艺的该实施例中，可完成任选的预冷轧(128)。该预冷轧步骤(128)可在固溶(140)之前将铝合金体的中间规格(由于热轧制126)进一步降至第二中间规格。例如，任选的冷轧步骤(128)可用于产生有助于在冷轧步骤(220)期间产生最终冷轧规格的第二中间规格。
ii.其他冷加工技术
除了冷轧以外，并且重新参考图2a，冷加工可通过单独或与冷轧组合的挤压、锻造、拉延、引缩、旋压、滚压成形以及它们的组合中的一者或 多者和其他类型的冷加工方法来赋予。如上所述，在固溶之后，一般将铝合金体冷加工至少25％。在一个实施例中，冷加工将铝合金体加工成其基本上最终的形式(即获得该最终产品形式不需要额外的热加工和/或冷加工步骤)。
“冷加工XX％”(“XX_CW％”)等意指将铝合金体冷加工足以实现至少与将铝合金体冷轧XX％(XX_CR％)时将实现的等效塑性应变的量一样大的等效塑性应变(如下文所述)的量。例如，短语“冷加工68.2％”意指将铝合金体冷加工足以实现至少与将铝合金体冷轧68.2％时将实现的等效塑性应变的量一样大的等效塑性应变的量。因为XX_CW％和XX_CR％二者均是指如同将铝合金体冷轧XX％(或就实际冷轧而言，实际上冷轧XX％)一般在铝合金体中引入的等效塑性应变的量，因此这些术语在本文中可互换地用于指该等效塑性应变量。
等效塑性应变与真实应变有关。例如，冷轧XX％，即XX_CR％，可由真实应变值表示，其中真实应变(ε_真实)由下式得到：
ε_真实＝-ln(1-％CR/100）    （1）
其中％CR为XX_CR％，真实应变值可转化成等效塑性应变值。在冷轧期间实现双轴应变的情况下，估计的等效塑性应变将为真实应变值的1.155倍(2除以√3等于1.155)。双轴应变为冷轧操作期间所赋予的塑性应变类型的代表。下表1中提供将冷轧XX％与真实应变值和等效塑性应变值相关联的表。
表1


这些等效塑性应变值假定：
A.无弹性应变；
B.真实塑性应变保持体积固定性；以及
C.加载是成比例的。
对于比例加载，可使用以上和/或其他原理来确定各种冷加工操作的等效塑性应变。对于非比例加载，可使用下式确定由冷加工所引起的等效塑性应变：

其中de_p为等效塑性应变增量，并且(i＝1，2，3)表示主要塑性应变分量的增量。参见，Plasticity(《塑性》)，A.Mendelson,Krieger Pub Co；2nd edition(第二版)(1983年8月)，ISBN-10:0898745829。
本领域的技术人员应了解，冷加工步骤(200)可包括以第一种方式(例如压缩)使铝合金体变形，接着以第二种方式(例如拉伸)使铝合金体变形，且本文所述的等效塑性应变是指由作为冷加工步骤(200)的一部分完成的所有变形操作所引起的累积应变。此外，本领域的技术人员应了解冷加工步骤(200)将会导致应变引入，但不一定使铝合金体的最终尺寸改变。例如，可以第一种方式(例如，压缩)使铝合金体冷变形，此后以第二种方式(例如，拉伸)使其冷变形，其累积结果提供与冷加工步骤(200)之前的铝合金体具有大约相同的最终尺寸，但由于冷加工步骤(200)的各种冷变形操作而具有增加的应变的铝合金体。类似地，可通过相继的弯曲和反向弯曲操作来实现高的累积应变。
可通过计算由这些冷加工操作所赋予的等效塑性应变，接着经由上文所示方法和本领域的技术人员已知的其他方法确定其相应XX_CR％值来确定任何给定冷加工操作或冷加工操作系列的累积等效塑性应变，并因而确定XX_CR％。例如，可冷拉铝合金体，并且本领域的技术人员可基于冷拉的操作参数来计算赋予铝合金体的等效塑性应变的量。若冷拉引入例如约0.9552的等效塑性应变，则此冷拉操作将等效于约56.3％的XX_CR％(0.9552/1.155等于真实应变值0.8270(ε_真实)；继而，使用上文的公式(1)，相应的XX_CR％为56.3％)。因此，在该例子中，即使冷加工为冷拉而非冷轧，XX_CR％＝56.3。此外，因为“冷加工XX％”(“XX_CW％”)被定义(上文)为将铝合金体冷加工足以实现至少与仅通过冷轧使铝合金体厚度减小XX％(“XX_CR％”)时所实现的等效塑性应变的量一样大的等效塑性应变的量，因而XX_CW也为56.3％。当采用一系列冷加工操作时可完成类似计算，且在这些情形下，将使用由该系列冷加工操作所引起的累积等效塑性应变来确定XX_CR％。
如先前所描述，完成冷加工(200)以使得铝合金体实现XX_CW％或XX_CR％≥25％，即≥0.3322等效塑性应变。“冷加工XX％”等意指XX_CW％。诸如“冷加工80％”之类的短语相当于表述XX_CW％＝80。对于定制的不均一冷加工操作，根据接受冷加工(200)的铝合金体部分来确定等效塑性应变的量，并因而确定XX_CW或XX_CR的量。
在一个实施例中，充分冷加工(200)铝合金体以完成并实现至少0.4119的等效塑性应变(“EPS”)(即XX_CW％≥30％)。在其它实施例中，充分冷加工(200)铝合金体以完成并实现以下EPS：至少0.4974(XX_CW％≥35％)、或至少0.5899(XX_CW％≥40％)、或至少0.6903(XX_CW％≥45％)、或至少0.8004(XX_CW％≥50％)、或至少0.9220(XX_CW％≥55％)、或至少1.0583(XX_CW％≥60％)、或至少1.2120(XX_CW％≥65％)、或至少1.3902(XX_CW％≥70％)、或至少1.6008(XX_CW％≥75％)、或至少1.8584(XX_CW％≥80％)、或至少2.1906(XX_CW％≥85％)、或至少2.6588(XX_CW％≥90％)或更大。
在一些实施例中，冷加工(200)超过90％可能是不切实际或不理想的(XX_CW％≤90％且EPS≤2.6588)。在这些实施例中，可将铝合金体冷加工(200)不超过87％(XX_CW％≤87％且EPS≤2.3564)，如冷加工(200)不超过 85％(XX_CW％≤85％且EPS≤2.1906)、或不超过83％(XX_CW％≤83％且EPS≤2.0466)、或不超过80％(XX_CW％≤80％且EPS≤1.8584)。
在一个实施例中，在超过50％至不大于85％的范围内(50％≤XX_CW％≤85％)冷加工(200)铝合金体。该冷加工(200)的量可产生具有优选的性能的铝合金体。在一个相关实施例中，在55％至85％的范围内(55％≤XX_CW％≤85％)冷加工(200)铝合金体。在另一个实施例中，在60％至85％的范围内(60％≤XX_CW％≤85％)冷加工(200)铝合金体。在另一个实施例中，在65％至85％的范围内(65％≤XX_CW％≤85％)冷加工(200)铝合金体。在另一个实施例中，在70％至80％的范围内(70％(XX_CW％≤80％)冷加工(200)铝合金体。
iii.梯度
冷加工步骤(200)可定制为使铝合金体以大体上均一的方式变形，如经由上文所述的轧制或常规挤压工艺等等。在其它实施例中，冷加工步骤可定制为使铝合金体以大体上不均一的方式变形。因此，在一些实施例中，该工艺可制备具有定制的冷加工梯度的铝合金体，即铝合金体的第一部分接受第一定制量的冷加工，铝合金体的第二部分接受第二定制量的冷加工，其中该第一定制量不同于该第二定制量。可单独或组合完成以实现定制的不均一冷加工的冷加工操作(200)的例子包括锻造、抛光、喷丸处理、滚压成形和旋压等等。这些冷加工操作也可与大体上均一的冷加工操作(如冷轧和/或挤压等等)组合使用。如上文所提及，对于定制的不均一冷加工操作，根据接受冷加工(200)的铝合金体部分来确定等效塑性应变的量。因此，在热处理步骤(300)之后，这些产品可具有第一强度的第一部分和第二强度的第二部分，其中该第一强度不同于该第二强度。
定制产品可适用于例如一部分材料需要较高强度而另一部分材料可能需要较低强度和/或较高延展性的情形。例如，汽车部件或航空部件可能围绕其周边具有成形需求(如急弯半径)和/或深拉需求，但可能也需要其以高强度连接于其它部件(例如经由螺栓连接、铆接或焊接)。通常，这两个特性彼此相对。然而，利用选择性加强，单一板可满足两种需求。
如下文中进一步详细描述，定制冷加工可用于制备具有第一部分和第二部分的整体式铝合金体(例如片材、板材或管材)，其中第一部分具有至少25％的冷加工，并且其中第二部分具有比第一部分少至少5％的冷加 工，即第一部分和第二部分具有不同量的引入冷加工(例如，参见下文所述的图2b-2m)。在此子部分(B)(iii)的语境下，“少至少XX％的冷加工”等意指自第一冷加工百分比值减去XX％值。例如，当第二部分具有比具有至少YY％冷加工的第一部分少至少XX％的冷加工时，第二部分将具有≤YY％-XX％的冷加工。
在一个实施例中，第二部分与第一部分相邻(例如，参见下文图2j)。出于此子部分(B)(iii)的目的，“相邻”意指在附近或接近，但不一定接触。在一个实施例中，相邻的第二部分接触第一部分。在另一个实施例中，第二部分不与第一部分相邻且远离第一部分，如当第一部分为整体式铝合金体的第一端，第二部分为整体式铝合金体的第二端时(例如，参见下文所述的图2b和2d)。
在一个实施例中，具有第一部分和第二部分的整体式铝合金体为片材或板材。在一个实施例中，该片材或板材具有均一厚度(例如，参见下文所述的图2d、2e、2g、2h、2j和2k)。在另一个实施例中，片材或板材具有不均一厚度，其中第一部分与该片材或板材的第一厚度相关，第二部分与该片材或板材的第二厚度相关(例如，参见下文所述的图2i和2l)。
在一个实施例中，整体式铝合金体的第一部分具有至少30％冷加工。在其它实施例中，第一部分具有至少35％冷加工，如至少40％冷加工、或至少45％冷加工、或至少50％冷加工、或至少55％冷加工、或至少60％冷加工、或至少65％冷加工、或至少70％冷加工、或至少75％冷加工、或至少80％冷加工、或至少85％冷加工、或至少90％冷加工或更多。在这些实施例的任一者中，第二部分可具有比第一部分少至少10％的冷加工。在这些实施例之一中，第二部分可具有比第一部分少至少15％的冷加工。在这些实施例的其他中，第二部分可具有比第一部分少至少20％的冷加工、或比第一部分少至少25％的冷加工、或少至少30％的冷加工、或少至少35％的冷加工、或少至少40％的冷如工、或少至少45％的冷加工、或少至少50％的冷加工、或少至少55％的冷加工、或少至少60％的冷加工、或少至少65％的冷加工、或少至少70％的冷加工、或少至少75％的冷加工、或少至少80％的冷加工、或少至少85％的冷加工、或少至少90％的冷加工。在一个实施例中，第二部分在冷加工操作期间未接受冷加工。
在一个实施例中，该整体式铝合金体的第一部分与第二部分相比具有高至少5％的强度(拉伸屈服强度和/或极限抗拉强度)。在其它实施例中，该整体式铝合金体的第一部分与第二部分相比具有高至少10％、或高至少20％、或高至少30％、或高至少40％、高至少50％、或高至少60％、或高至少70％、或高至少80％、高至少90％、或高至少100％(2x)或更高的强度。在一个实施例中，第一部分具有至少4％的伸长率。在其它实施例中，第一部分具有至少6％、或至少8％、或至少10％、或至少12％或更高的伸长率。在一个实施例中，第二部分具有比第一部分高的伸长率(与延展性/成形性有关)。
具有第一部分和第二部分的这些整体式铝合金体可成形为组件的部件。部件可成形为预定形状产品(在下文部分F中定义)。然而，不要求部件为预定形状产品，因为部件不一定需要成形。在一个实施例中，具有第一部分的部件为组件的部件，并且第一部分与该组件的连接点相关联，如运动设备(例如，运载工具)或静止设备(例如，建筑物)的连接点。
在一个实施例中，该部件为运载工具的部件。在一个实施例中，该部件包括整体式铝合金体的第一部分和第二部分，并且该第一部分的强度高于该第二部分。在一个实施例中，该运载工具为机动车辆，并且连接点与该运载工具的“点负荷位置”有关。“点负荷位置”为以点负荷状态为特征的位置且可能与运动体或静止体有关。“点负荷状态”为以集中在某一位置处的高负载转移为特征的结构(运动或静止)中的状态。该负载转移可发生在该结构的连接位置处，如在通常通过焊接、铆接、螺栓连接等接合的区域中。点负荷位置可能潜在地经受高应力(例如地面运载工具的碰撞事件；航空飞行器的翼部连接位置)。以下汽车部件可能与机动车辆的点负荷位置有关：座椅导轨连接点(前和后)、安全带连接点、附件连接点(例如，防火墙)、门护梁连接点(例如，铰链、锚定点、锁闭机构/门闩、门护梁连接点)、引擎架、车身托架、防震塔和悬架控制臂等等。这些部件中的许多在图2n-2o以及2p-1至2p-3中示出。在另一个实施例中，该运载工具可为另一地面运载工具，如公共汽车、厢式货车、牵引车、厢形拖车、平板拖车、休旅车(RV)、摩托车、全地形车(ATV)等等，并且可针对这些运载工具定制部件以使得所述第一部分与连接点相关联。在另一个实施例中，该运载工具可为航空飞行器，该部件为航空部件，并且该部件 的第一部分可与例如该航空飞行器的连接点相关联。在另一个实施例中，该运载工具可为航海船舶，该部件为航海船舶部件，并且该部件的第一部分可与例如该航海船舶的连接点相关联。在另一个实施例中，该运载工具可为轨道车或机车，该部件为轨道车或机车部件，并且该部件的第一部分可与例如该轨道车或机车的连接点相关联。这些部件可用于其它非运载工具组件中，如弹道组件中的护甲部件或用于海上平台的部件。
在另一个实施例中，具有第一部分和第二部分的整体式铝合金体可经处理以实现预定状态，如下文所述的热处理部分(部分C(i))中所述的预定状态中的任一者。在这些实施例中，第一部分和第二部分中的至少一者实现该预定状态(322)，以便有利于制备具有定制性能的整体式铝合金体。例如，第一部分可经处理以实现第一预定状态(例如，第一预定强度和/或伸长率)，第二部分可经处理以实现第二预定状态(例如，第二预定强度和/或伸长率)，其中该第二预定状态不同于该第一预定状态。在一个实施例中，可将第一部分处理至第一预定强度(例如预定拉伸屈服强度和/或预定极限抗拉强度)，将第二部分处理至第二预定强度，其中第一预定强度高于第二预定强度。在一个实施例中，第一预定强度比第二预定强度高至少5％，如上文所述的第一部分与第二部分之间的强度差中的任一者。在这些实施例中的任一者中，第二部分可实现比第一部分高的伸长率。这些铝合金体可用于例如提供可能与定制增强性能组合的定制能量吸收性能。例如，可设计并制造由具有第一部分和第二部分的整体式铝合金体制成的部件，使得第二部分与能量吸收区相关联(例如，具有较高延展性，任选具有较低强度)，使得第一部分与加强区相关联(例如，具有较高强度，任选具有较低延展性)。这些部件可用于例如机动车和护甲应用等等。在一个实施例中，这类部件为设计用于轻量碰撞管理的机动车部件。这些机动车部件的例子包括：前侧防撞壳、立柱(例如，A柱、B柱)、门下围板或门槛板、前上横梁(副驾驶座)、下纵梁、风窗玻璃横梁、上边梁、座椅导轨、门护梁、后纵梁和门板等等。这些部件中的许多部件在图2n-2o以及2p-1至2p-3中图示。
如上文所述，第二部分可与第一部分相邻。在其它实施例中，第二部分远离第一部分。在后一种实施例的一些实施例中，第一部分为整体式铝合金体的第一端，第二部分为整体式铝合金体的第二端，其中第一端具有 至少25％冷加工，并且其中第二端与第一端相比具有少至少5％的冷加工。在另一个实施例中，这些铝合金体可具有不均一厚度，其中第一端具有第一厚度，第二端具有第二厚度，并且第一厚度比第二厚度薄至少10％。这些铝合金体或者可具有均一厚度，其中第一端具有第一厚度，第二端具有第二厚度，并且其中第一厚度与第二厚度相差3％以内(例如与第二厚度相差1％以内，或与第二厚度相差0.5％以内，或与第二厚度相差0.1％以内或更小)。在任一实施例中，该铝合金体可具有分隔第一端与第二端的中间部分。在一个实施例中，该中间部分中的冷加工量从第一端至第二端递减，或从第二端向第一端递减(例如，参见下文所述的图2b、2d和2i)。在一个实施例中，该中间部分从第一端至第二端大体上均匀递减(例如，参见图2b和2d)。在另一个实施例中，冷加工量从第一端至第二端不均匀地变化(例如，参见下文所述的图2c、2e和2f)。在一个实施例中，第一端和第二端与整体式铝合金体的纵向方向相关，并因而可相对于产品的“L”方向定制性能。在另一个实施例中，第一端和第二端与片材或板材的横向方向相关，并因而可相对于产品的“LT”或横向方向定制性能。
第一部分和/或第二部分可实现改善的性能，如以下性能部分(部分H)中所列出的性能中的任一者。在一个实施例中，第一部分和第二部分二者与(a)呈冷加工状态的铝合金体和(b)呈T6态的铝合金体参考形式中的一者或多者相比均实现强度改善，如以下性能部分(部分H)中所列出的改善的强度性能/值中的任一者。术语“冷加工状态”和“呈T6态的参考铝合金体”在下文部分D中定义。在一个实施例中，第一部分和第二部分二者与(a)呈冷加工状态的铝合金体和(b)呈T6态的铝合金体参考形式中的一者或多者相比均实现强度和伸长率方面的改善，如下文性能部分(部分H)中所列出的改善的强度性能/值中的任一者。
图2b-2l中示出了铝合金体、用于在具有定制量冷加工的铝合金体内产生定制量冷加工的设备和方法的一些实施例。在一种方法中，使用在冷加工步骤(200)之前具有不均一轮廓(profile)的整体式铝合金体。图2b和图2c中示出了具有不均一轮廓的铝合金体的例子。在图2b中，铝合金体210b呈梯形固体形式(楔形)，具有与第一端210b-E1相关的第一高度H1和与第二端210b-E2相关的第二高度H2，该第二高度H2不同于该第一高度H1，在此情况下为比笫一高度短。可在固溶步骤(140)之前或伴随着固溶步 骤(140)经由挤压(或其他成形工艺)或通过对铝合金体进行机械加工来制备具有此种轮廓的铝合金体。
现参考图2d，当对铝合金体进行冷加工步骤(在此情况下，经由辊210r进行冷轧)时，铝合金体210b以单一规格(例如，最终规格)离开冷加工设备210r，但由于高度差异，第二端210b-E2将接受比第一端210-E1少的冷加工，且冷加工量将由于梯形固体的斜率而在整个铝合金体210b上在这两个末端210b-E1与210b-E2之间变化。在第一端210b-E1处引入的冷加工量为至少25％，并且可为上文于部分(B)(i)或(B)(ii)中所述的冷加工程度中的任一者。因此，在冷加工之后，铝合金体210b可具有与第一端210b-E1相关的第一冷加工程度和与第二端210b-E2相关的第二冷加工程度，并且其中冷加工量在第一端210b-E1与第二端210b-E2之间大体上均匀地降低。也就是说，在铝合金体中在轧制方向(L方向)上引入的冷加工量将在第一端210b-E1与第二端210b-E2之间大体上均匀地降低。然而，对于任何给定长横向(LT)平面，LT方向上的冷加工量将大体上相同。这些产品可用作例如一个位置需要高强度而另一位置需要高延展性以供成形的机动车面板，或一个位置需要高强度而另一位置需要高损坏容忍度的航空结构，如翼梁或翼部蒙皮(wing skin)。例如，翼部蒙皮可具有内侧端(与机身相邻)和外侧端，其中外侧端接受较多冷加工(即与第一端相关)，并因而具有较高强度(可能具有较高刚度)，并且其中内侧端接受较少冷加工(即与第二端相关)并因而具有改善的损坏容忍度(韧性和/或抗疲劳裂纹扩展性)。
尽管图2b和2d示出了铝合金体的厚度由于线性斜率而从一端至另一端大体上均匀递减的情形，但可使用非线性铝合金体以便引入不均匀冷加工。在一个实施例中，待轧制的铝合金体包括至少一个曲面，其可为凹入型或凸出型，视应用而定。当使用多个曲面时，将存在多个不同的曲线，各曲线可为凹入型或凸出型，视应用而定。
在另一个实施例中，铝合金体210b可旋转约90°，使得第一端210b-E1和第二端210b-E2大约同时进入辊210r。在第一端210b-E1处引入的冷加工量为至少25％，并且可为上文于部分(B)(i)或(B)(ii)中所述的冷加工程度中的任一者。然而，在该实施例中，在铝合金体中在横向方向上引入的冷加工量将在第一端210b-E1与第二端210b-E2之间大体上均一地降低。然 而，对于任何给定L方向平面，L方向上的冷加工量将大体上相同。这些实施例可用于例如制备翼梁，其中第一翼梁缘条(spar cap)具有第一性能(例如，较高强度)且第二翼梁缘条具有第二性能(例如，较低强度，较高损坏容忍度(韧性和/或抗疲劳裂纹扩展性))，其中该轧制产品的第一端与第一冀梁缘条相关(接受较多加工)且该轧制产品的第二端与第二冀梁缘条相关(接受较少加工)。
在另一个实施例中，并且现参考图2c，铝合金体210c在冷加工步骤(200)之前可具有多个不同轮廓210p1-210p9，以便在冷加工步骤(200)之后在整个铝合金体上引入可变冷加工。具体而言，铝合金体210c包括多个大体上平坦的轮廓210p1、210p3、210p5、210p7和210p9，以及将该多个平坦轮廓分隔开的多个阶梯状锥形轮廓210p2、210p4、210p6、210p8。这些轮廓可通过例如在固溶步骤(140)之前挤压或机械加工铝合金体来制备。
现参考图2e，当冷加工(在此情况下，经由辊210r冷轧)铝合金体210时，铝合金体210c以单个均一规格(例如，最终规格、中间规格)离开冷加工设备210r，但铝合金体210c的各个部分具有定制冷加工量(210CW1-210CW9)。在所示出的实施例中，轧制铝合金体210d在部分210CW1和210CW9中接受第一冷加工量，在部分210CW2和210CW8中接受笫二冷加工量，在部分210CW3和210CW7中接受第三冷加工量，在部分210CW4和210CW6中接受第四冷加工量，并且在部分210CW5中接受第五冷加工量，其中第五冷加工量高于第四冷加工量，第四冷加工量高于第三冷加工量，第三冷加工量高于第二冷加工量，第二冷加工量高于第一冷加工量。这些冷加工部分中的至少一者接受至少25％的冷加工。在一个实施例中，这些部分中的至少二者接受至少25％的冷加工。在另一个实施例中，这些部分中的至少三者接受至少25％的冷加工。在另一个实施例中，这些部分中的至少四者接受至少25％的冷加工。在另一个实施例中，所有部分均接受至少25％的冷加工。在一个实施例中，这些部分中的至少一者未接受冷加工(例如，在冷加工之前即为最终规格)。虽然图2e示出了若干个不同的部分，但图2e的原理可应用于具有至少两个不同部分(各部分具有不同高度)以便在轧制后存在冷加工差异的任何铝合金体。
在一个实施例中，铝合金体的一个部分与铝合金体的至少一个其他部分之间的冷加工差异为至少10％，即第一部分具有比至少一个其他部分多 或少至少10％的冷加工，视情况而定。在另一个实施例中，第一部分具有比至少一个其他部分多或少至少15％的冷加工，视情况而定。在另一个实施例中，第一部分具有比至少一个其他部分多或少至少20％的冷加工，视情况而定。在另一个实施例中，第一部分具有比至少一个其他部分多或少至少25％的冷加工，视情况而定。在另一个实施例中，第一部分具有比至少一个其他部分多或少至少30％的冷加工，视情况而定。在另一个实施例中，第一部分具有比至少一个其他部分多或少至少35％的冷加工，视情况而定。在另一个实施例中，第一部分具有比至少一个其他部分多或少至少40％的冷加工，视情况而定。在另一个实施例中，第一部分具有比至少一个其他部分多或少至少45％的冷加工，视情况而定。在另一个实施例中，第一部分具有比至少一个其他部分多或少至少50％的冷加工，视情况而定。在另一个实施例中，第一部分具有比至少一个其他部分多或少至少55％的冷加工，视情况而定。在另一个实施例中，第一部分具有比至少一个其他部分多或少至少60％的冷加工，视情况而定。在另一个实施例中，第一部分具有比至少一个其他部分多或少至少65％的冷加工，视情况而定。在另一个实施例中，第一部分具有比至少一个其他部分多或少至少70％的冷加工，视情况而定。在另一个实施例中，第一部分具有比至少一个其他部分多或少至少75％的冷加工，视情况而定。在另一个实施例中，第一部分具有比至少一个其他部分多或少至少80％的冷加工，视情况而定。在另一个实施例中，第一部分具有比至少一个其他部分多或少至少85％的冷加工，视情况而定。在另一个实施例中，第一部分具有比至少一个其他部分多或少至少90％的冷加工，视情况而定。上述定制冷加工差异适用于图2b-2m中所示的定制冷加工实施例中的任一者，并且也适用于可引入定制冷加工的任何其他实施例。
在图2d中所示出的实施例中，在铝合金体中在轧制方向(L方向)上引入的冷加工量将根据轮廓210p1至210p9和相应冷加工部分210CW1至210CW9而变化。然而，对于任何给定长横向(LT)平面，LT方向上的冷加工量将大体上相同。这些产品可用作例如一端需要高成形性而另一端需要高强度的部件或零件，如用于航空部件、公共汽车、卡车、轨道车、压力容器和海洋船舶部件的加强件。
在另一个实施例中，且如图2f中所示，铝合金体210c可旋转约90°，以使得第一端210c-E1和第二端210c-E2大约同时进入辊210r。在该实施例中，在铝合金体中在LT方向上引入的冷加工量将根据轮廓210p1至210p9和相应冷加工部分210CW1至210CW9而变化。然而，对于任何给定L方向平面，L方向上的冷加工量将大体上相同。该实施例可用作例如末端处需要高成形性而中心处需要高强度等等的车门的门下围板，和汽车立柱(A柱、B柱、C柱)或其他白车身(body-in-white)部件。
在另一个实施例中，并且现参考图2g，可将具有可变轮廓的铝合金体210g冷加工成大体上均一规格的最终产品210gfp，如加工成圆柱形，如图所示。在该实施例中，该冷加工可通过例如冷锻步骤210g-1和210g-2来实现。可采用较少或较多冷锻步骤。与以上图2d至2f类似，最终产品210gfp可由于铝合金体在冷加工之前的可变轮廓而具有可变冷加工部分。在图示实施例中，最终产品210gfp一般将在圆柱体中间部分(MP)中含有第一冷加工量、在圆柱体边缘(E)附近含有第二冷加工部分，且自该中间部分(MP)至该边缘(E)延伸含有大体上均匀降低的冷加工量，其中至少中间部分(MP)接受至少25％的冷加工，如上文于部分(B)(i)或(B)(ii)中所述的冷加工程度中的任一者。
在另一个实施例中且如图2h中所示，可将具有可变轮廓的铝合金体210h冷加工成大体上均一规格的最终产品210hfp，如冷加工成圆柱形，如图所示。在该实施例中，该冷加工可通过例如冷锻步骤210h-1和210h-2来实现。可采用较少或较多冷锻步骤。与以上图2d-2g类似，最终产品210hfp可由于铝合金体在冷加工之前的可变轮廓而具有可变冷加工部分。在图示实施例中，最终产品210hfp一般将在圆柱体中间部分(MP)中含有第一冷加工量、在圆柱体边缘(E)附近含有第二冷加工部分，且自该中间部分(MP)至该边缘(E)延伸含有大体上均一增加的冷加工量，其中至少边缘(E)接受至少25％的冷加工，如上文于部分(B)(i)或(B)(ii)中所述的冷加工程度中的任一者。
在另一方法中，改变冷加工设备以在铝合金体中引入可变冷加工。例如且现参考图2i，可经由辊210r轧制中间规格产品210i，其中在轧制期间，这些辊逐渐分开以便产生在L方向上具有可变冷加工的梯形固体(楔形件)210ts。铝合金体210ts将具有自第一端至第二瑞可变的冷加工，且在此 情况下，该可变冷加工将自第一端向第二端大体上均匀递减，其中至少一个末端接受至少25％的冷加工，如上文于部分(B)(i)或(B)(ii)中所游的冷加工程度中的任一者。辊210r也可非均匀地变化以制备任何适当造型化最终产品。
在另一个实施例中，设备可在固溶步骤(140)之前在铝合金体中产生预定图案。例如且现参考图2j和2m，可将铝合金体211送入一或多个成形/压花辊212，这些辊可将铝合金体211轧制至第一规格(例如，中间规格)且也可经由其凹入部分213产生多个凸起部分214。接下来，可将铝合金体固溶140，此后可经由冷轧辊210r将其冷轧至第二规格。第二规格可为最终规格，且可与第一规格相同或不同。经冷轧铝合金体211cr可因此包括具有第一冷加工量的多个分开的第一部分215和具有第二冷加工量的多个第二部分216，其中至少一些第一部分215接受至少25％冷加工，如上文于部分(B)(i)或(B)(ii)中所述的冷加工程度中的任一者。因此，可制备具有定制三维冷加工量的整体式铝合金体，且其中第一部分确切地设置于轧制产品的纵向方向和长横向方向中的一者或多者中(即X-Y座标平面中的任一处，其中x是关于纵向方向，且Y是关于横向方向)。如可能了解，可使用任意数目的辊来制备具有定制冷加工程度的产品。此外，虽然已针对轧制产品的顶部图示所述特征，但应理解，这些特征可实施于轧制产品的底部上或轧制产品的顶部和底部二者上。此外，各轧制设备可包括多个辊支架，和/或可使用多次通过来实现轧制。
在图示实施例中，第一部分215接受比第二部分216高的量的冷加工，且第二部分216大体上围绕第一部分215。在一个实施例中，至少一些第一部分接受比第二部分多至少5％的冷加工(例如上文所述的冷加工差异中的任一者)。在一个实施例中，第二部分接受至少一些冷加工。在一个实施例中，第二部分也接受至少25％的冷加工。在另一个实施例中，第二部分接受极少或未接受冷加工(即第一规格大体上等于第二规格)。
在一些实施例中，可在铝合金体上采用抓持部分219，以使得该铝合金体可被迫穿过一或多个辊，例如在铝合金体边缘处采用，如图2j中所示。虽然这些抓持部分219图示为处于铝合金体边缘上，但适当时其可能也或替代地位于铝合金体的一个或多个中间部分中以便铝合金体移动穿过轧制设备。
在一些实施例中，第一部分215可各自接受大体上相同量的冷加工，如当辊212的凹痕213具有大体上相同的尺寸以便产生具有大体上相同的尺寸的凸起部分214时。在其它实施例中，至少一个第一部分接受第一量的冷加工且至少另一个第一部分接受第二量的冷加工，如当辊212的凹痕213具有至少两个不同尺寸且因此产生具有不同尺寸的凸起部分214时。在这些实施例中，至少一些第一部分接受至少25％的冷加工，而其他第一部分可接受少于25％的冷加工。这些产品可用作例如门板，其中加强区域位于例如连接点处，但非加强区域位于铝合金体需要成形性的位置。
第一部分215可包括一个或多个识别符。在一个实施例中，可由压花辊212赋予视觉识别符217a且贯穿冷轧操作得以保留。此种识别符217a可用于识别第一部分215的图案位于何处，以便可适当地分离材料。在其它实施例中，第一部分215可由第一部分自身上的刻花标记视觉上识别。这些指示物217a可用于例如识别高强度区域，和/或使得材料的接收者可验证该材料中实际上产生了这些区域。在另一个实施例中，视觉识别符217b可用于识别在冷加工步骤之后在何处分离材料，如对齐标记和其类似物(例如，用于设定材料坯料的开始/结束)。
除了汽车部件以外，如图2j中所示制备的整体式铝合金体可用于例如制备具有定制高强度部分的航空部件。例如，此种整体式铝合金体可用作翼部蒙皮或机身壁板。高强度部分(例如，第一部分)可相对于连接点使用，或适当时可位于纵梁、肋状物或框架与翼部蒙皮或机身壁板连接处。
在一个实施例中且继续参考图2j，可在铝合金体中赋予多个凹入部分218，其中在冷轧210r之前，这些凹入部分218与一或多个凸起部分214相邻。在冷加工过程中，这些凹入部分218可容纳凸起部分214的材料。可例如通过使用适当轧制轮(例如，具有至少一个凸起表面以便产生槽/凹入部分者)或通过例如机械加工来赋予凹入部分218。可将凹入部分218适当地成形以用于冷加工工艺。例如，当使用垂直压模来冷加工材料时，可使用大体上对称的凹入部分218，其中这些凹入部分大体上围绕凸起部分214。当冷轧铝合金体时，可使用不对称凹入部分218来容纳凸起部分214的流，如通过使凹入部分218位于与各凸起部分218的背面和/或侧面相邻处，或其他构型。这些凹入部分218可被适当地设定尺寸和/或成形以有助于适当水平的残余应力。
在另一个实施例中，并且现参考图2k，辊212可包括凹痕213，其制备具有延伸凸起部分214的铝合金体。在图示实施例中，凸起部分214沿铝合金体的长度延伸直至其到达冷轧辊210r为止。为了有助于产生均一规格，凹入部分218(未示出)可位于与延伸凸起部分214之一侧(或两侧)相邻处。可将此铝合金体固溶，且在固溶140之后，冷轧210r压平并加工凸起部分214，且可产生具有大体上均一的规格(例如，最终规格)但第一冷加工部分215沿铝合金体的长度延伸的铝合金体。一个或多个第二部分216可在与高冷加工部分215相邻处延伸，这些第二部分可能接受或可能不接受冷加工。在图示实施例中，第一部分215在L方向上延伸铝合金体的长度，且由也在L方向上延伸铝合金体的长度的两个第二部分216围绕并与其相邻。这些铝合金体可用作例如汽车门下围板。
如可能了解，可反转图2k的实施例(未示出)，其中辊212包括处于辊212的任一边缘上的两个凹痕213，因此产生位于轧制产品边缘上的第一部分215。在该实施例中，第二部分216分隔开第一部分215，且位于轧制产品的中间部分中。在该实施例中，第一部分和第二部分可具有大体上类似的厚度，但其中边缘215具有较高冷加工且其中中部216具有较低冷加工或无冷加工。这些铝合金体可用作例如在产品边缘上形成连接且产品中部可能需要例如较高延展性的部件。虽然未在图2k中示出，但铝合金体可包括适于任何特定应用尽可能多的大体上平行的第一部分215和第二部分214。
在另一个实施例中，且现参考图2I，向冷轧辊210r供应中间规格的大体上均一的轧制产品。冷轧辊210r包括凹痕213，其产生在离开冷轧辊210r之后沿铝合金体的长度延伸的第二部分216。冷轧辊210r也产生第一部分215，其中至少一个第一部分具有至少25％的冷加工。第二部分216可能接受或可能不接受冷加工。在图示实施例中，两个第一部分215在L方向上延伸铝合金体的长度，且由也在L方向上延伸铝合金体的长度但具有与第一部分215不同(较大)厚度的第二部分216分隔开。这类铝合金体可用于例如需要额外厚度以提供刚度的产品应用(例如航空翼部蒙皮、轨道车)。在另一类似的实施例(未图示)中，相对于LT方向，冷轧辊可具有变化直径，因此产生多个部分，各部分具有不同的冷加工量，但所述部分的至少一者接受至少25％的冷加工。虽然图2I中未图示，但铝合金体可 包括适于任何特定应用尽可能多的大体上平行的第一部分215和第二部分214。
在另一个实施例(未图示)中，冷加工设备可包括仅选择性移除一部分铝合金体(如经由机械加工)的装置，其也可制造与图2l中所图示的材料类似的材料。在一个实施例中，该装置对铝合金体的一部分穿孔，例如，以有利于移除应力，使得铝合金体不扭歪、翘曲或以其他方式扭曲。在另一个实施例中，该装置移除铝合金体厚度的一部分。在一个实施例中，该装置分离所制造的材料，以使得铝合金体不扭歪、翘曲或以其他方式扭曲。
在另一个实施例(未图示)中，可通过型锻、滚压成形、剪切成形、冷锻或冷扩张(列举数例)中的一者或多者沿管产品的长度赋予可变量的冷加工。如上文关于轧制产品所述，可在固溶步骤之后且在热处理步骤之前赋予可变程度的冷加工，或可通过在固溶步骤之前赋予，在此情况下也可使用机械加工来产生初始几何形状。在这种情况下，冷加工步骤可提供最终横截面均一或具有可变最终几何形状的铝合金产品。这些方法可用于例如产生在一个或两个末端与中心部分相比具有不同性能的导管或管子。在一个实施例中，提供整体式铝合金管状产品，该管状产品具有第一部分和与该第一部分相邻的第二部分，其中该第一部分包括至少25％的冷加工，且其中第二部分与第一部分相比具有少至少5％的冷加工，如上述冷加工差异中的任一者。在一个实施例中，该整体式铝合金管状产品具有均一内径。在一个实施例中，该整体式铝合金管状产品具有均一外径。在一个实施例中，该整体式铝合金管状产品具有均一内径和外径。
虽然已关于冷轧和/或冷锻大体上描述了图2b-2m的特征，但也可采用其他冷加工机制来制备具有定制冷加工的铝合金体。此外，可用多种已知的方式(包括上文所述者)和经由挤压、锻造和机械加工制备具有可变轮廓的铝合金体。接着可用上述方式中的任一者来冷加工这些异形化(profiled)铝合金体，以制备具有定制冷加工的铝合金体。
iv.冷加工温度
冷加工步骤(200)可在低于热加工温度的温度(例如，不高于400℉)下起始。在一种方法中，冷加工步骤(200)在固溶(140)之后铝合金体达到足够低的温度时起始。在一个实施例中，冷加工步骤(200)可在铝合金体的温度 不高于250℉时起始。在其它实施例中，冷加工步骤(200)可在铝合金体的温度不高于200℉、或不高于175℉、或不高于150℉、或不高于125℉或更低时起始。在一个实施例中，冷加工步骤(200)可在铝合金体的温度在环境温度左右时起始。在其它实施例中，冷加工步骤(200)可在较高温度下起始，如当铝合金体的温度在250℉至低于热加工温度(例如低于400℉)的范围内时。
在一个实施例中，冷加工步骤(200)是在不存在任何有目的/有意义的加热(例如，在铝合金体的微观结构和/或性能方面产生实质变化的有目的的加热)的情况下起始和/或完成。本领域的技术人员应了解，铝合金体可由于冷加工步骤(200)而实现温度上升，但这些冷加工步骤(200)仍被视为冷加工(200)，因为该加工操作在低于被视为热加工温度者的温度下开始。当使用多个冷加工操作来完成冷加工步骤(200)时，这些操作中的每一者均可采用上述温度中的任一者，其可与先前或随后的冷加工操作所采用的温度相同或不同。
如上所述，冷加工(200)一般在固溶(140)之后铝合金体达到足够低的温度时起始。一般而言，在固溶步骤(140)结束与冷加工步骤(200)开始之间不对铝合金体施以有目的/有意义的热处理，即该工艺在固溶步骤(140)完成与冷加工步骤(200)起始之间可不存在热处理。在一些情况下，冷加工步骤(200)在固溶步骤(140)结束后不久即起始(例如，以有利于冷加工)。在一个实施例中，在固溶步骤(140)完成之后不超过72小时起始冷加工步骤(200)。在其它实施例中，冷加工步骤(200)在固溶步骤(140)完成之后不超过60小时、或不超过48小时、或不超过36小时、或不超过24小时、或不超过20小时、或不超过16小时、或不过12小时、或更短时间内起始。在一个实施例中，冷加工步骤(200)在固溶步骤(140)完成后数分钟或更短时间内起始(例如，对于连续铸造工艺而言)。在另一个实施例中，冷加工步骤(200)伴随着固溶步骤(140)的完成而起始(例如，对于连续铸造工艺而言)。
在其他情况下，在相对于固溶步骤(140)的完成经过较长时间之后开始冷加工(200)可能足够。在这些情况下，可在固溶步骤(140)完成之后一周或多周或者一个月或多个月完成冷加工步骤(200)。
C.热处理
仍参考图2a，在冷加工步骤(200)之后完成热处理步骤(300)。“热处理”等意指对铝合金体的有目的的加热以使得铝合金体达到升高的温度。热处理步骤(300)可包括在足以实现某种状态或性能(例如选定强度、选定延展性等等)的时间和温度下加热铝合金体。
在固溶之后，大部分可热处理合金(如6xxx铝合金)在室温下展现出性能变化。这称为“自然老化”，且可在固溶之后或在保温期之后即刻开始。自然老化期间的性能变化速率在不同合金之间在较宽范围内变化，使得达到稳定状态可能需要仅数天或若干年。因为自然老化在不存在有目的的加热的情况下发生，故自然老化并非热处理步骤(300)。然而，自然老化可在热处理步骤(300)之前和/或之后发生。自然老化可在热处理步骤(300)之前进行一预定时间段(例如，数分钟或数小时至数周或更长时间)。自然老化可在固溶(140)、冷加工(200)和热处理步骤(300)中的任两者之间或任一者之后发生。
热处理步骤(300)将铝合金体加热至选定温度范围内的温度。出于热处理步骤(300)的目的，此温度是指铝合金体在热处理步骤(300)期间的平均温度。热处理步骤(300)可包括多个处理步骤，如在第一温度下处理第一时间段且在第二温度下处理第二时间段。第一温度可比第二温度高或低，且第一时间段可比第二时间段短或长。
通常，完成热处理步骤(300)以使得铝合金体达到/维持如下文所定义的主要地为未再结晶的微观结构。如下文更详细描述的，主要地为未再结晶的微观结构可实现改善的性能。就此而言，热处理步骤(300)一般包括将铝合金体加热至升高的温度，但低于铝合金体的再结晶温度，即在该再结晶温度下铝合金体将不会实现主要地为未再结晶的微观结构。例如，热处理步骤(300)可包括将6xxx铝合金体加热至150℉至425℉(或更高)范围内但低于铝合金体的再结晶温度的温度。当热处理时，尤其超过425℉时，可能有必要限制暴露时间以使得所产生的铝合金体实现改良的性能。如可能了解，当使用较高热处理温度时，可能需要较短热暴露时段以实现主要地为未再结晶的微观结构和/或其他所需性能(例如不存在由于高温暴露而位错移除的过度软化)。
热处理步骤(300)可用维持铝合金体处于一个或多个选定温度下持续一个或多个选定时间段的任何适合方式来完成(例如，以便实现所需/选定性 能或性能组合)。在一个实施例中，在老化炉等中完成热处理步骤(300)。在另一个实施例中，在油漆烘烤循环期间完成热处理步骤(300)。油漆烘烤循环于汽车和其他行业中用以通过将所涂覆的油漆烘烤较短时间段(例如，5-30分钟)来使其固化。鉴于本发明描述的工艺能够在较短时间段内制备具有高强度的铝合金体，如下文所述，可使用油漆烘烤循环或类似工序来完成热处理步骤(300)，由此避免分开热处理与油漆烘烤步骤的必要。类似地，在另一个实施例中，可在涂料固化步骤或其类似步骤期间完成热处理步骤(300)。
在一个实施例中，方法包括(i)接收经固溶的铝合金体，和(ii)接着冷加工该铝合金体，和(iii)接着热处理该铝合金体，其中完成该冷加工和该热处理步骤以便实现与(a)呈冷加工状态的铝合金体和(b)呈T6状态的铝合金体参考形式中的一或多者相比改善的性能，如实现以上性能部分(部分H)中所列出的性能中的任一者。此种方法可适用于以下产品应用部分(部分I)中所述的铝合金产品中的任一者，且因此为其所采用。
在另一个实施例中，方法包括(i)接收已固溶接着冷加工至少25％的铝合金体，和(ii)接着热处理该铝合金体，其中完成该冷加工和该热处理步骤以实现与(a)呈冷加工状态的铝合金体和(b)呈T6态的铝合金体参考形式中的一或多者相比改善的性能，如实现以上性能部分(部分H)中所列出的性能中的任一者。此种方法可适用于以下产品应用部分(部分I)中所述的铝合金产品中的任一者，且因此为其所采用。
i.完成冷加工和/或热处理步骤以实现一或多种预选前体状态
在一种方法中，处理铝合金体以使其在冷加工步骤(200)和热处理步骤(300)中的至少一者期间实现预选前体状态。预选前体状态为在制备铝合金体之前选择的状态，且为另一状态(通常为另一已知状态，如铝合金产品的所需最终状态或性能)的前体。例如，且如下文中更详细说明，已完成冷加工步骤(200)的铝合金供应商可通过对铝合金体进行作为热处理步骤(300)的一部分的预选加热操作来供应处于预选老化不足状态下的铝合金体(例如，片材)。铝合金供应商的消费者可接收此铝合金体，且可进一步热处理此铝合金体，如通过将该铝合金体温成形为预定形状产品，由此完成热处理步骤(300)的其余部分，且在该工艺中，进一步增加铝合金体的强度。因此，铝合金供应商可定制其第一加热步骤以使得其第一加热步骤与 消费者的随后的第二加热步骤的组合产生具有预定性能(例如接近峰值强度、强度与延展性的预定组合等等)的铝合金体。存在许多其他变化，其中许多变化于下文中进一步详细说明。
A.多个热处理步骤
在一个实施例中，并且现参考图2q-1，热处理步骤(300)包括第一加热步骤(320)和第二加热步骤(340)。可进行第一加热步骤(320)以实现预选状态(322)(例如，第一选定状态)。类似地，可进行第二加热步骤(340)以实现另一预选状态(342)(例如，第二选定状态)。
现参考图2q-2，可选择第一选定状态(322)，例如以实现预定强度、预定伸长率或强度与伸长率的预定组合和其他性能(330)。因此，选定状态(322)可为预定老化不足状态(324)、峰值老化状态(326)或预定过度老化状态(328)。在一个实施例中，在第一选定温度下进行第一加热步骤(320)持续第一选定时间以实现第一选定状态(322)。
类似地且现参考图2q-3，可选择第二加热步骤(340)以实现预定强度、预定伸长率、或强度与伸长率的预定组合和其他性能(350)。因此，可进行第二加热步骤(340)以实现第二选定状态(342)，如预定老化下足状态(344)、峰值老化状态(346)或预定过度老化状态(348)中的任一者。在一些实施例中，在第二选定温度下进行第二加热步骤(340)持续第二选定时间以实现第二选定状态(342)。
鉴于可定制第一加热步骤(320)以实现一个或多个预选状态，可在第一加热步骤(320)中且在第一位置处制备定制铝合金体以便经由第二加热步骤(340)进行随后处理。例如，铝合金供应商可在第一位置处进行第一加热步骤以实现选定状态(322)。接着，铝合金供应商可向客户(或其他实体)提供此种铝合金体，而客户可随后在远离第一位置的第二位置进行第二加热步骤(340)(例如，以实现第二选定状态(342))。因此，可获得具有预定性能的定制铝合金体。
例如，且现参考图2q-4，第一加热步骤(320)可实现预定老化不足状态(324)。此预定老化不足状态可与铝合金体的峰值强度相差预定量以内，如与铝合金体的极限抗拉强度和/或拉伸屈服强度相差预定量以内。在一个实施例中，预定老化不足状态(324)与铝合金体的峰值强度相差30％以内。在其它实施例中，预定老化不足状态(324)与铝合金体的峰值强度相差20％以 内、或10％以内、或5％以内或更小。在一个实施例中，预定老化不足状态(324)与铝合金体的峰值强度相差20ksi以内。在其它实施例中，预定老化不足状态(324)与铝合金体的峰值强度相差15ksi以内、或10ksi以内、或5ksi以内或更小。因此，可由供应商向客户供应已经历第一加热步骤(320)的铝合金体，且处于预定老化不足状态(324)下。继而可由客户完成第二加热步骤(340)以相对于先前预定老化不足状态(324)实现预定较高强度状态(372)。此预定较高强度状态(372)可与铝合金体的峰值强度(如铝合金体的峰值极限抗拉强度和/或峰值拉伸屈服强度)相差预定量以内。在一个实施例中，该预定较高强度状态(372)与铝合金体的峰值强度相差15％似内。在其它实施例中，该预定较高强度状态(372)与铝合金体的峰值强度相差10％以内、或8％以内、或6％以内、或4％以内、或2％以内、或1％以内或更小。类似地，该预定较高强度状态(372)可与铝合金体的峰值强度相差15ksi以内。在其它实施例中，该预定较高强度状态(372)可与铝合金体的峰值强度状态相差10ksi以内、或8ksi以内、或6ksi以内、或4ksi以内、或2ksi以内、或1ksi以内或更小。
例如，客户在接收已经历制备步骤(100)、冷加工步骤(200)和第一加热步骤(320)且因此处于预定老化不足状态(324)下的铝合金体后可随后进行第二加热步骤(340)以实现第二预定较高强度状态(372)。例如，且现参考图2q-5，第二加热步骤(340)可为温成形工艺、油漆烘烤工艺、干燥工艺和/或于老化炉中进行的定制老化工艺等等中的一者或多者。可按适合于特定铝合金体和其相应最终形式的任何顺序进行该第二加热步骤(340)的工艺。
在一个非限制性实例中且如下文更详细描述的，铝合金片材可在完成第一加热步骤(320)之后供应至汽车制造商。因此，汽车供应商可接收处于预定选定状态(322)下的铝合金片材以便随后处理。汽车制造商接着可在第二加热步骤(340)的至少一部分期间将此部分成形为预定形状产品(“温成形”，其于以下部分F中定义)。在温成形步骤之后，汽车制造商可对此预定形状产品进行油漆烘烤和/或干燥，由此对铝合金体进行作为第二加热步骤(340)的一部分的额外热处理，以实现第二选定状态(342)。类似地，汽车制造商可在其他加热操作中的任一者前后使预定形状产品经历老化炉或其类似处理，以定制预定形状产品的性能。
鉴于对于任何合金，将根据老化曲线获知峰值强度，汽车制造商或许能够接收处于第一选定状态(322)下的铝合金体，以使得汽车制造商的随后热处理实现第二选定状态，如较高强度状态。在一些实施例中，汽车制造商可进行第二加热步骤(340)，以便实现峰值强度或接近峰值强度状态(346)，如上文所述。在其它实施例中，汽车制造商可选择预定过度老化(348)和/或老化不足状态(344)以实现预定性能组合(350)。例如，在过度老化状态(348)下，汽车制造商可在相对于峰值强度状态稍微较低的强度下实现较高延展性，因此有助于实现相对于峰值强度状态(346)不同的性能组合。类似地，老化不足性能(344)可提供可能适用于汽车制造商的不同机械性能组合。因此，可获得具有预定性能的定制铝合金体，如以下性能部分(部分H)中所述的性能中的任一者。
现参考图2q-6，示出了热处理操作的一个特定实施例。在该实施例中，铝合金体可在冷加工状态或T3态下供应至客户(即客户可接收在冷加工步骤(200)之后且铝合金供应商不施加任何热处理的铝合金)。在该实施例中，客户可完成热处理步骤(300)和任选的最终处理步骤(400)。如图示的实施例中所展示，任选的最终处理可包括在热处理步骤(300)期间形成预定形状产品(500)。也就是说，客户完成所有热处理步骤，这些热处理步骤可包括温成形步骤(320')。客户可采用其他或替代的热处理，如图2q-5中所示的热处理中的任一者等等。
重新参考图2q-1，因为可在第一位置处进行第一加热步骤(320)，并且可在第二位置处进行第二加热步骤(340)，因此在第一加热步骤(320)之前的步骤也可在第一位置处完成。也就是说，制备铝合金体以供固溶后冷加工步骤(100)可在第一位置处完成，以及/或者冷加工铝合金体步骤(200)可在第一位置处完成。然而，这些处理步骤并非必须在第一位置处完成。类似地，有可能所有步骤均可在单个位置处完成。此外，虽然关于汽车产品说明以上实例，但这些方法适用于许多铝应用，如下文产品应用部分(部分I)中所述的产品中的任一者。
另外，虽然已关于实现两个预选状态(322)、(342)描述了图2q-1至2q-5，但并非必须采用两个选定状态。例如，铝供应商可基于对客户工艺的认识采用第一选定状态(322)以便于客户的铝合金产品改善，并且无需客户定义第二选定状态。因此，在一些实施例中，仅采用单一预选状态(例如选 定状态(322))。此外，如上文关于图2a所述，当热处理步骤(300)在单个位置处完成时，其可包括多个处理步骤，如在第一温度下处理第一时间段，在第二温度下处理第二时间段，且该第一温度可比该第二温度高或低，该第一时间段可比该第二时间段短或长。类似地，加热步骤(320)和(340)各自也可包括多个处理步骤，如在第一温度下处理第一时间段，在第二温度下处理第二时间段，且该第一温度可比该第二温度高或低，该第一时间段可比该第二时间段短或长。此外，虽然已示出并描述了仅两个独立的加热步骤(320)、(340)，但应了解，可采用任何数目的独立加热步骤且在任何合适数目的位置处进行以实现热处理步骤(300)，并且可关于这些独立加热步骤中的一者或多者使用预选状态/性能。
B.多个冷加工步骤
与上文所述的多个热处理步骤实施例类似，也可采用多个冷加工步骤。在一个实施例中，并且现参考图2q-7，冷加工步骤(200)包括第一冷加工步骤(220)和第二冷加工步骤(240)，其中该第一冷加工步骤(220)与该第二冷加工步骤(240)的组合在铝合金体中引入至少25％的冷加工。在一个实施例中，单独第一冷加工步骤在铝合金体中引入至少25％的冷加工。因此，可进行第一冷加工步骤(220)以实现预选状态(222)(例如，第一选定状态)。类似地，可进行第二冷加工步骤(240)以实现另一预选状态(242)(例如，第二选定状态)。
现参考图2q-8，例如，可选择第一选定状态(222)，以实现预定强度、预定伸长率、或强度与伸长率的预定组合以及其他性能(230)。类似地，例如，可选择第二选定状态(232)以实现预定强度、预定伸长率、或强度与伸长率的预定组合以及其他性能(250)。
鉴于可定制第一冷加工步骤(220)以实现一个或多个预选状态，可在第一冷加工步骤(220)中且在第一位置处制备定制铝合金体以供经由第二冷加工步骤(240)和热处理步骤(300)进行随后处理。例如，铝合金供应商可在第一位置处进行第一冷加工步骤以实现选定状态(222)。铝合金供应商接着可给客户(或其他实体)提供此种铝合金体，该客户可随后在远离第一位置的第二位置(或更多位置)处进行第二冷加工步骤(240)和热处理步骤(300)(例如，以实现第二选定状态(342))。因此，可获得具有预定性能的定制铝合金体，如以下性能部分(部分H)中所述的性能中的任一者。
此外，虽然已关于实现两个预选状态(222)、(242)描述了图2q-7至2q-8，但并非必须采用两个选定状态。例如，铝供应商可基于对客户工艺的认识采用第一选定状态(222)以便于客户的铝合金产品改善，且无需客户定义第二选定状态。因此，在一些实施例中，仅采用单一预选状态(例如选定状态(222))。此外，虽然已示出并描述了仅两个冷加工步骤(220)、(240)，但应了解，可采用任何数目的独立冷加工步骤且在任何合适数目的位置处进行以实现冷加工步骤(200)，并且可关于这些独立冷加工步骤中的一者或多者使用预选状态/性能。
C.在不同位置处冷加工并热处理多次
在另一个实施例中，第一冷加工步骤和第一热处理步骤可在第一位置处完成，第二冷加工步骤和第二热处理步骤可在第二位置处完成以实现一种或多种预定性能。例如，并且现参考图2q-9，为了完成冷加工步骤(200)和热处理步骤(300)，第一冷加工步骤(220)和第一热处理步骤(320)可在第一位置处完成，第二冷加工步骤(240)和第二热处理步骤(340)可在第二位置处完成，其中第一冷加工步骤(220)与第二冷加工步骤(240)的组合在铝合金体中引入至少25％的冷加工。在一个实施例中，单独第一冷加工步骤在铝合金体中引入至少25％的冷加工。
例如，且现参考图2q-1、2q-2和2q-9，例如，铝合金供应商可完成第一冷加工步骤(220)和第一加热步骤(320)，以实现预选状态(322)，如预定强度、预定伸长率或强度与伸长率的预定组合(330)等等。客户可接收制备以供固溶后冷加工(100)、经第一冷加工(220)且经第一加热(320)的铝合金体。接着，该客户可完成第二冷加工步骤(240)和第二热处理步骤(340)以完成冷加工步骤(200)和热处理步骤(300)，任选采用最终处理(400)，且任选实现另一预选状态(242)(例如，第二选定状态)。因此，可获得具有预定性能的定制铝合金体，如以下性能部分(部分H)中所述的性能中的任一者。这些实施例可用于例如汽车、航空和容器应用等等。
虽然已关于实现两个预选状态(322)、(342)描述了图2q-9，但并非必须采用两个选定状态。例如，铝供应商可基于对客户工艺的认识采用第一选定状态(322)以便于客户的铝合金产品改善，并且无需客户定义第二选定状态。因此，在一些实施例中，仅采用单一预选状态(例如选定状态(322))。此外，虽然仅示出并描述了两个冷加工步骤(220)、(240)和两个加 热步骤(320)、(340)，但应了解，可使用任何数目的独立冷加工步骤在任何数目的合适位置处完成冷加工步骤(200)，且可采用任何数目的独立加热步骤且在任何合适数目的位置处完成热处理步骤(300)，并且可关于这些独立冷加工和/或独立加热步骤中的一者或多者使用预选状态/性能。
D.冷加工与热处理组合
冷加工步骤(200)与热处理步骤(300)的组合能够制备具有改善性能的铝合金体。据信，冷加工步骤(200)的高度变形与适当热处理条件(300)的组合产生能够实现迄今尚未实现的强度与延展性组合的独特微观结构(参见下文微观结构)。冷加工步骤(200)有助于产生严重变形的微观结构，而热处理步骤(300)有助于析出硬化。当冷加工(200)为至少25％且优选超过50％时，并且当实施适当的热处理步骤(300)时，可实现改善的性能。
在一种方法中，完成冷加工(200)和热处理(300)步骤，以使得铝合金体实现强度(例如，拉伸屈服强度(R_0.2)或极限抗拉强度(R_m))的增加。可在L、LT或ST方向中的一者或多者中实现强度增加。“完成以使得”、“完成以实现”等意指所提及的性能是在所提及的步骤结束之后测定(例如，在热处理步骤中间不测量性能，而是在热处理步骤结束后测量)。
在一个实施例中，实现冷加工步骤(200)和热处理步骤(300)，以使得铝合金体与“冷加工状态”下的铝合金体参考形式相比实现强度增加。在另一个实施例中，完成冷加工(200)和热处理(300)步骤以使得铝合金体与呈T6状态的铝合金体参考形式相比实现强度增加。在另一个实施例中，实现冷加工(200)和热处理(300)步骤以使得铝合金体与呈T4态的铝合金体参考形式相比实现较高R值增加。这些和其他性能描述于下文性能部分中。
“冷加工状态”(ACWC)意指：(i)制备铝合金体以供固溶后冷加工，(ii)冷加工该铝合金体，(iii)在完成固溶步骤(140)与起始冷加工步骤(200)之间经过不超过4小时，以及(iv)未热处理铝合金体。应在完成冷加工步骤(200)后4-14天内测量呈冷加工状态的铝合金体的机械性能。为了制备呈“冷加工状态”的铝合金体参考形式，一般将制备铝合金体以供固溶后冷加工(100)，接着根据本文所述的操作冷加工该铝合金体(200)，之后移出该铝合金体的一部分以根据上文所述的要求测定其在冷加工状态下的性能。将根据本文所述的新工艺处理该铝合金体的另一部分，之后将测量其性能，因而有助于比较呈冷加工状态的铝合金体参考形式的性能与根据本文 所述的新工艺处理的铝合金体的性能(例如比较强度、延展性、断裂韧性)。因为铝合金体参考形式由铝合金体的一部分产生，因此其将与铝合金体具有相同组成。
“T6态”等意指已经过固溶，接着热处理至最大强度状态(与峰值强度相差1ksi以内)的铝合金体；适用于在固溶之后未经冷加工，或在机械性能限度中可能不能辨识冷加工在平整化或矫直方面的作用的铝合金体。如下文中更详细描述的，根据本文所述的新工艺制备的铝合金体可实现优于呈T6态的铝合金体的性能。为了制备呈T6态的铝合金体参考形式，将制备铝合金体以供固溶后冷加工(100)，之后将铝合金体的一部分处理至T6态(即呈T6态的参考铝合金体)。将根据本文所述的新工艺处理该铝合金体的另一部分，因而有助于比较呈T6态的铝合金体参考形式的性能与根据本文所述的新工艺处理的铝合金体的性能(例如比较强度、延展性、断裂韧性)。因为铝合金体参考形式由铝合金体的一部分产生，因此其将与铝合金体具有相同组成。铝合金体参考形式在固溶步骤(140)之前可能需要加工(热和/或冷)以使铝合金体参考形式呈与新铝合金体可比的产品形式(例如，对于轧制产品，实现相同最终厚度)。
“T4态”等意指已经过固溶，接着自然老化至基本上稳定的状态的铝合金体；适用于在固溶之后未经冷加工，或在机械性能限度中可能不能辨识冷加工在平整化或矫直方面的作用的铝合金体。为了制备呈T4态的铝合金体参考形式，将制备铝合金体以供固溶后冷加工(100)，之后将使铝合金体的一部分自然老化至T4态(即呈T4态的参考铝合金体)。将根据本文所述的新工艺处理该铝合金体的另一部分，因而有助于比较呈T4态的铝合金体参考形式的性能与根据本文所述的新工艺处理的铝合金体的性能(例如比较强度、延展性、断裂韧性)。因为铝合金体参考形式由铝合金体的一部分产生，因此其将与铝合金体具有相同组成。铝合金体参考形式在固溶步骤(140)之前可能需要加工(热和/或冷)以使铝合金体参考形式呈与新铝合金体可比的产品形式(例如，对于轧制产品，实现相同厚度)。
“T3态”等意指已经过固溶、冷加工、接着自然老化(即在测量性能时未施加热处理)的铝合金体。为了制备呈T3态的铝合金体参考形式，将制备铝合金体以供固溶后冷加工(100)，之后使铝合金体自然老化(室温老化)直至强度稳定为止，通常在数天或数周之后。接着将根据本文所述的 新工艺热处理该铝合金体的另一部分，因而有助于比较呈T3态的铝合金体参考形式的性能与根据本文所述的新工艺处理的铝合金体的性能(例如比较强度、延展性、断裂韧性)。因为铝合金体参考形式由铝合金体的一部分产生，因此其将与铝合金体具有相同组成。
“T87态”等意指已经过固溶、冷加工10％(轧制或拉伸)、接着热处理至最大强度状态(与峰值强度相差1ksi以内)的铝合金体。如下文中更详细描述，根据本文所述的新工艺制备的铝合金体可实现优于呈T87态的可比铝合金体的性能。为了制备呈T87态的铝合金体参考形式，将制备铝合金体以供固溶后冷加工(100)，之后将铝合金体的一部分处理至T87态(即呈T87态的参考铝合金体)。将根据本文所述的新工艺处理该铝合金体的另一部分，因而有助于比较呈T87态的铝合金体参考形式的性能与根据本文所述的新工艺处理的铝合金体的性能(例如比较强度、延展性、断裂韧性)。因为铝合金体参考形式由铝合金体的一部分产生，因此其将与铝合金体具有相同组成。铝合金体参考形式在固溶步骤(140)之前可能需要加工(热和/或冷)以使铝合金体参考形式呈与新铝合金体可比的产品形式(例如，对于轧制产品，实现相同厚度)。
在一个实施例中，冷加工步骤在不高于400°的温度下(例如，在不高于250℉的温度下)起始，并且热处理步骤(300)在至少150℉的温度下进行。在这些实施例中，热处理步骤(300)与冷加工步骤(200)可重叠(部分或完全)，只要其得以进行从而制备本文所述的新铝合金体即可。在这些实施例中，热处理步骤(300)可伴随着冷加工步骤(200)完成。
E.微观结构
i.再结晶
可实现热冷加工步骤(200)和热处理步骤(300)以使得铝合金体实现/维持主要地为未再结晶的微观结构。主要地为未再结晶的微观结构意指铝合金体含有少于50％的第一类型晶粒(以体积分数计)，如下文所定义的。
铝合金体具有结晶微观结构。“结晶微观结构”为多晶材料的结构。结晶微观结构具有晶体，本文中称为晶粒。“晶粒”为多晶材料的晶体。
“第一类型晶粒”意指满足下文所定义的“第一晶粒标准”，并且如使用下文所述的OIM(取向成像显微术)采样程序所测量的结晶微观结构的那些晶粒。由于铝合金体的独特微观结构，本申请不使用传统术语“再 结晶晶粒”或“未再结晶晶粒”，这些术语在某些情形下可能含糊不清且为有争议的主题。取而代之，使用术语“第一类型晶粒”和“第二类型晶粒”，其中通过使用OIM采样程序中详细描述的计算机化方法准确且精确地确定这些晶粒类型的量。因此，术语“第一类型晶粒”包括满足第一晶粒标准的任何晶粒，而不管本领域的技术人员将会认为这些晶粒为未再结晶型还是为再结晶型。
OIM分析将从T/4(四分之一平面)位置至L-ST平面的表面完成。待分析样品的尺寸一般将因规格而异。在测量之前，通过标准金相样品制备法来制备OIM样品。例如，一般用Buehler Si--C纸将OIM样品手动抛光3分钟，随后用平均粒度为约3微米的Buehler金刚石液体抛光剂手动抛光。使样品在氟-硼酸水溶液中阳极化30-45秒。接着使用含有三氧化铬的磷酸水溶液将样品脱膜(stripped)，接着冲洗并干燥。
“OIM样品程序”如下：
·所用软件为TexSEM Lab OIM Data Collection Software version 5.31(数据收集软件5.31版)(美国新泽西州EDAX公司(EDAX Inc.,New Jersey,U.S.A.))，其经由FIREWIRE(美国加利福尼亚州苹果公司(Apple,Inc.,California,U.S.A.))连接至DigiView 1612 CCD照相机(美国犹他州TSL/EDAX公司(TSL/EDAX,Utah,U.S.A.))。SEM为JEOL JSM6510(日本东京的日本电子株式会社(JEOL Ltd.Tokyo,Japan))。
·OIM运行条件为70°倾角，其中工作距离为18mm，加速电压为20kV，动态聚焦和束斑尺寸为1×10^-7安培。收集模式为方格网。进行选择以便在分析中收集取向(即不收集Hough峰信息)。在80X下，以3微米步长每次扫描的区域尺寸(即帧)为2.0mm×0.5mm(对于2mm规格样品)和2.0mm×1.2mm(对于5mm规格样品)。可视规格而定使用不同的帧尺寸。所收集的数据在*.osc文件中输出。该数据可用于计算第一类型晶粒的体积分数，如下文所述。
·第一类型晶粒的体积分数的计算：使用*.osc文件的数据和TexSEM Lab OIM分析软件5.31版计算第一类型晶粒的体积分数。在计算之前，可以15°容差角(tolerance angle)、最小晶粒尺寸 ＝3个数据点以及单次迭代清理来进行数据清理。接着，由软件使用第一晶粒标准(下文)计算第一类型晶粒的量。
·第一晶粒标准：经由晶粒取向差(GOS)在5°晶粒容差角下计算，最小晶粒尺寸是三(3)个数据点，并且置信指数为零(0)。应需要所有“在计算之前应用分区”、“包括边缘晶粒”和“忽略孪晶间界定义”，并且应使用“晶粒平均取向”完成计算。GOS≤3°的任何晶粒为第一类型晶粒。若使用多个帧，则将GOS数据取平均值。
“第一晶粒体积”(FGV)意指结晶材料的第一类型晶粒的体积分数。
“未再结晶百分比”等经由下式确定：
U_RX％＝(1-FGV)*100％
如上文所提及的，铝合金体一般包括主要地为未再结晶的微观结构，即FGV<0.50且U_RX％≥50％。在一个实施例中，铝合金体含有(以体积分数计)不大于0.45的第一类型晶粒(即根据上文所提供的定义，铝合金体为至少55％未再结晶(U_RX％≥55％))。在其它实施例中，铝合金体可含有(以体积分数计)不大于0.40的第一类型晶粒(U_RX％≥60％)、或不大于0.35的第一类型晶粒(U_RX％≥65％)、或不大于0.30的第一类型晶粒(U_RX％≥70％)、或不大于0.25的第一类型晶粒(U_RX％≥75％)、或不大于0.20的第一类型晶粒(U_RX％≥80％)、或不大于0.15的第一类型晶粒(U_RX％≥85％)、或不大于0.10的第一类型晶粒(U_RX％≥90％)、或更少的第一类型晶粒。
ii.纹理
铝合金体可实现独特微观结构。可通过自结晶学纹理数据得到的铝合金体的R值来说明该独特微观结构。铝合金体的微观结构与其性能(如，强度、延展性、韧性、抗腐蚀性等等)有关。
出于本申请的目的，根据下文所述的R值产生程序产生R值。
R值产生程序：
仪器：使用具有电脑控制极图单元(如，Rigaku Ultima III衍射仪(德克萨斯州伍德兰兹的Rigaku USA公司(Rigaku USA,The Woodlands,TX))和用于处理极图数据的数据收集软件和ODF软件(如，Rigaku衍射仪所包 括的Rigaku软件)的x-射线产生器。根据B.D.Cullity的“Elements of X-ray Diffraction(X-射线衍射基础)”第2版(1978)(Addison-Wesley Series in Metallurgy and Materials)(Addison-ffesley冶金和材料系列丛书))和Rigaku User Manual for the Ultima III Diffractometer and Multipurpose Attachment(Rigaku的Ultima III衍射仪和多用途附件用户手册)(或其他相当衍射仪装置的其他适合手册)来捕获反射极图。
样品制备：极图将从T/4位置至表面测量。因此，用于R值产生的样品(优选)为7/8英寸(LT)×1¹/₄英寸(L)。样品尺寸可根据测量装置而改变。在测量R值之前，可通过以下步骤制备样品：
1.从一侧起机械加工轧制平面直至比T/4平面厚0.01”(若厚度合理的话)；以及
2.化学蚀刻至T/4位置。
极图的X射线测量：极图的反射(基于Schulz反射法)
1.将样品安装在带有样品轧制方向指示的样品环固定器上
2.将样品固定器单元插入极图单元中
3.将样品的方向取向至与极图单元的水平面相同(β＝0°)
4.使用正常发散狭缝(DS)、具有Ni K_β滤光器的标准极图接收狭缝(RS)和标准散射狭缝(SS)(狭缝确定将取决于所使用的辐射、各峰的2θ和峰宽度)。Rigaku Ultima III衍射仪使用2/3度DS、5mm RS和6mm SS。
5.将功率设定为推荐操作电压和电流(对于在Ultima III上使用Ni滤光器的Cu辐射，默认40KV 44mA)
6.自α＝15°、β＝0°至α＝90°、β＝355°，以5°的步长且在各步长下计数1秒来测量Al₍₁₁₁₎、Al₍₂₀₀₎和Al₍₂₂₀₎峰的背景强度(三个极图通常足以获得准确ODF)
7.自α＝15°、β＝0°至α＝90°、β＝355°以5°步长且在各步长下计数1秒来测量Al₍₁₁₁₎、Al₍₂₀₀₎、Al₍₂₂₀₎和Al₍₃₁₁₎的峰的峰强度
8.在测量期间，应将样品每秒振荡2cm，以获得较大采样面积来改善采样统计
9.从峰强度减去背景强度(这通常由用户专用软件来进行)
10.对吸收进行校正(通常由用户专用软件来进行)
通常将输出数据转化成用于输入ODF软件中的格式。ODF软件将该数据标准化，计算ODF，并重新计算标准化的极图。利用该信息，使用Taylor-Bishop-Hill模型(参见Kuroda,M.等人，Texture optimization of rolled aluminum alloy sheets using a genetic algorithm,Materials Science and Engineering A 385(2004)235–244以及Man,Chi-Sing,On the r-value of textured sheet metals,International Journal of Plasticity 18(2002)1683–1706)计算R值。
与以常规方式制备的材料相比，根据本发明描述的方法制备的铝合金体可实现较高的标准化R值。“标准化R值”等意指由RV对照样品在相对于轧制方向成0°角下的R值标准化的R值。例如，若RV对照样品在相对于轧制方向成0°角下的R值为0.300，则该R值和所有其他R值将通过除以0.300来标准化。
“RV对照样品”等意指取自呈T4态(如上文所定义)的参考形式铝合金体的对照样品。
“轧制方向”等意指轧制产品的L方向(参见图13)。对于非轧制产品，并且在R值的语境中，“轧制方向”等意指主延伸方向(例如，挤压方向)。出于本申请的目的，材料的各种R值是相对于轧制方向从0°角至90°角且以5°的增量计算。出于简洁的目的，“取向角”有时用于指短语“相对于轧制方向的角度”。
“最大标准化R值”等意指在相对于轧制方向的任何角度下实现的最大标准化R值。
“最大RV角”等意指实现最大标准化R值的角度。
作为一个非限制性例子，下表2中提供了含有RV对照样品和根据本文所述的新工艺处理的铝合金体的R值(非标准化的和标准化的)的图表。
表2


图10中将对照样品和85％冷加工样品的标准化R值绘制为取向角的函数。图10也含有具有11％、35％和60％冷加工的铝合金体的标准化R值。
如图10中所示，高度冷加工铝合金体与RV对照样品相比实现较高R值，尤其是在相对于轧制方向的20°取向角与70°取向角之间。对于85％冷加工铝合金体，在50°的最大RV角下实现5.196的最大标准化R值。RV对照样品在5°的最大RV角下实现1.030的最大标准化R值。这些R值可指示新铝合金体与以常规方式制备的铝合金体相比的纹理(并因而指示微观结构)。
在一种方法中，根据本文所述的新方法处理的铝合金体可实现至少2.0的最大标准化R值。在一个实施例中，新铝合金体可实现至少2.5的最大标准化R值。在其它实施例中，新铝合金体可实现至少3.0、或至少3.5、或至少4.0、或至少4.5、或至少5.0或更高的最大标准化R值。该最大标准化R值可在20°至70°的取向角下实现。在一些实施例中，该最大标准化R值可在30°至70°的取向角下实现。在其它实施例中，该最大标准化R值可在35°至65°的取向角下实现。在其它实施例中，该最大标准化R值可在 40°至65°的取向角下实现。在其它实施例中，该最大标准化R值可在45°至60°的取向角下实现。在其它实施例中，该最大标准化R值可在45°至55°的取向角下实现。
在另一方法中，根据本文所述的新方法处理的铝合金体在新铝合金体的最大RV角下可实现比RV对照样品高至少200％的最大标准化R值。在该方法中，在新铝合金体出现最大RV角的角度下将新铝合金体的标准化R值与RV对照样品的标准化R值相比较。例如，如图10和上表2中所示，经85％冷加工的铝合金体在其最大RV角50°下的标准化R值与RV对照样品在同一角度50°下的标准化R值相比实现717％增加(5.196/0.725*100％＝717％)。在一个实施例中，铝合金体在新铝合金体的最大RV角下可实现比RV对照样品高至少250％的最大标准化R值。在其它实施例中，该铝合金体可在该铝合金体的最大RV角下实现与RV对照样品相比高至少300％、或高至少350％、或高至少400％、或高至少450％、或高至少500％、或高至少550％、或高至少600％、或高至少650％、或高至少700％、或更高的最大标准化R值。
在另一方法中，根据本文所述的新方法处理的铝合金体可实现比RV对照样品的最大标准化R值高至少200％的最大标准化R值。在该方法中，将新铝合金体的最大标准化R值与RV对照样品的最大标准化R值相比较，而不管出现最大标准化R值的角度如何。例如，如图10和上表2中所示，经85％冷加工的铝合金体合金在50°取向角下实现5.196的最大标准化R值。RV对照样品在5°取向角下的最大标准化R值为1.030。因此，经85％冷加工的铝合金体的最大标准化R值与RV对照样品的相比实现505％增加(5.196/1.030*100％＝505％)。在一个实施例中，铝合金体可实现比RV对照样品的最大标准化R值高至少250％的最大标准化R值。在其它实施例中，该铝合金体可实现比RV对照样品的最大标准化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％、或更高的最大标准化R值。
iii.显微照片
图11b-11e中示出了根据本文所述的新工艺制备的一些6xxx铝合金体的光学显微照片。图11a为呈T6态的铝合金体参考形式的微观结构。图11b-11e分别为具有11％、35％、60％和85％的冷加工的新铝合金体的微观 结构。这些显微照片示出了使用本文所述的新工艺可获得的独特微观结构的一些方面。如所示出的，新铝合金体的晶粒看起来为非等轴(细长)的晶粒。对于经60％和85％冷加工的铝合金体，晶粒结构呈纤维/绳索状，并且具有多个剪切带。这些独特微观结构可有助于新铝合金体的改善的性能。
F.任选的热处理后处理
在热处理步骤(300)之后，可对6xxx铝合金体进行各种任选的最终处理(400)。例如，伴随着热处理步骤(300)或在热处理步骤(300)之后，可对6xxx铝合金体进行各种额外的加工或精整(finishing)操作(例如，(i)成形操作，(ii)基本上不影响机械性能的平整化或矫直操作，如拉伸，和/或(iii)其他操作，如机械加工、阳极化、涂漆、抛光、打磨)。任选的最终处理步骤(400)可能不存在将实质地影响铝合金体的微观结构的任何有目的/有意义的热处理(例如，不存在任何退火步骤)。因此，可保持通过冷加工步骤(200)与热处理步骤(300)的组合所实现的微观结构。
在一种方法中，任选的最终处理(400)中的一者或多者可伴随着热处理步骤(300)完成。在一个实施例中，任选的最终处理步骤(400)可包括成形，并且该成形步骤可与热处理步骤(300)相伴随(例如同时)完成。在一个实施例中，铝合金体可由于相伴随的成形操作和热处理操作而呈基本上最终的形式(例如，在热处理步骤期间形成汽车门外板和/或内板、白车身部件、引擎罩、行李厢盖和类似部件，以及下文产品应用部分(部分I)中所列出的其他产品)。在一个实施例中，铝合金体在成形操作之后呈预定形状产品形式。在一个实施例中，并且重新参考图2q-6，热处理步骤(300)可由温成形步骤(320')组成，并且可制备预定形状产品。
因为任选的最终处理(400)可包括成形操作(例如，用于形成预定形状产品的室温或温成形操作)，所以可由于这些成形操作而在铝合金体中引入一些加工(温加工或冷加工)，但当这些成形操作(i)在实现(完成)热处理步骤(300)之后发生；或(ii)在热处理步骤(300)之前、在热处理步骤(300)期间或伴随着热处理步骤(300)(即在实现(完成)热处理步骤之前)发生，但引入小于0.3322的等效塑性应变(即小于25％CW，根据上表1)时，这些成形操作不包括在与步骤(200)相关的“冷加工”的定义内。反之，根据上述，在冷加工温度(如上文所定义)下发生并且在固溶之后且 在完成热处理步骤之前引入至少0.3322的等效塑性应变的任何成形操作均为“冷加工”，并因而包括在冷加工步骤(200)的定义内，而不在任选的最终处理步骤(400)的定义内。
如本文所用，“预定形状产品”等意指经由成形操作(例如拉延、引缩、温成形、滚压成形、剪切成形、旋压成形、形成穹凸、颈缩加工、凸缘加工、车螺纹、卷边、弯曲、接缝、压印、液压成形和卷曲等等)形成为一形状并且该形状在成形操作(步骤)之前确定的产品。预定形状产品的例子包括汽车部件(例如引擎罩、挡泥板、车门、车顶和行李厢盖等等)和容器(例如食物罐、瓶等等)、消费电子部件(例如笔记本电脑、手机、摄像机、移动音乐播放器、手持设备、电脑、电视机等等)和下文产品应用部分(部分I)中描述的许多其他铝合金产品。出于本专利申请的目的，“预定形状产品”并不包括在冷轧后制备的仅仅片状或板状产品，因为轧制并非本文所定义的“成形操作”，并且轧制产品因而并非“通过成形操作形成为一形状”。相反，随后由客户将轧制产品成型(成形)为最终产品形式。在一个实施例中，预定形状产品在成形操作之后呈其最终产品形式。用于制备“预定形状产品”的成形操作可在热处理步骤(300)之前、之后或伴随着热处理步骤(300)发生，如热处理(部分C，子部分i)中所述。
在一个实施例中，预定形状产品为通过滚压成形制备的产品。滚压成形为增量金属成形技术，其中通过一个或多个辊使用压力在心轴上形成金属盘或管，其中该辊使得工件变形，迫使其与心轴相抵，通常使该工件轴向伸长同时使该工件径向变薄。例如，可经由滚压成形制备的铝合金体包括航空部件、底座(例如平台、旗杆、盥洗室)、盆、轴承套、碗、子弹头灯形状、离合器壳、锥体、容器、罩、盖、帽、军用部件、盘碟、穹凸、引擎部件、进料器、漏斗、半球、高压贮气瓶/筒、料斗、喇叭(声投射)、外壳、安装环、乐器(例如喇叭、铙钹)、鼻锥体、喷嘴、油封部件、导管/管端、壶、盘、杯、罐、桶、铲斗、罐筒、滑轮、反射器、环、碟形卫星/天线、分隔部件、球体、槽端/槽头/槽底、文丘里管形状、污物桶、轮毂、辊、撑条、扭矩管、驱动轴、引擎和马达轴、军火和轮子(汽车、卡车、摩托车等)等等。
如上所述，可在热处理步骤(300)之前、期间或之后完成该成形操作。在一个实施例中，该成形操作伴随着热处理步骤(300)完成，并因而可在150℉至低于轧制铝合金产品的再结晶温度的温度下发生。这些成形操作在本文中称为“温成形”操作。在一个实施例中，温成形操作在200℉至550℉的温度下发生。在另一个实施例中，温成形操作在250℉至450℉的温度下发生。因为这些成形操作是作为热处理步骤(300)的一部分而完成，所以其可与上文热处理部分(部分C)中所述的实施例中的任一者组合使用，包括上文所述的图2a、3-5、6a、7-9、2q-1至2q-9等等中所示的实施例中的任一者。因此，在一些实施例中，温成形可用于制备如上文热处理部分(部分C)中所述处于预定状态下的预定形状产品，包括上文所述的图2q-1至2q-9中所示的实施例等中的任一者，这些温成形部件与(i)其在接收状态下的强度和(ii)呈T6态的预定形状产品参考形式中的一者或多者相比可具有较高强度。“接收状态”等包括部分冷加工状态(根据步骤220)，冷加工状态(完全完成步骤200，并且根据下文的冷加工状态的定义)、T3态(完全完成步骤200，并且根据下文的T3态的定义)或部分热处理态(根据步骤320)以及它们的组合。改善的性能可为下文性能部分(部分H)中所述的改善的性能中的任一者。温成形可有助于制备无缺陷的预定形状产品。无缺陷意指这些部件适用作商业产品，并因而可具有极少(无实质的)或无裂缝、皱褶、吕德现象(Ludering)、变薄和橘皮皱(列举数例)。在其它实施例中，可使用室温成形来制备无缺陷预定形状产品。
在其它实施例中，成形操作可在低于150℉的温度下发生，如在环境条件下(“室温成形”)，并因而并非热处理步骤(300)的一部分。
上述成形操作通常向铝合金体施加应变(例如，向诸如铝合金片材或铝合金板材之类的轧制铝合金产品施加应变)以将该铝合金体成形为预定形状产品。应变量在成形操作期间可变化，但成形操作期间所施加的最大应变量通常为至少0.01EPS(等效塑性应变)。在一个实施例中，成形操作期间所施加的最大应变量为至少0.05EPS。在另一个实施例中，成形操作期间所施加的最大应变量为至少0.07EPS。在又一个实施例中，成形操作期间所施加的最大应变量为至少0.10EPS。在另一个实施例中，成形操作期间所施加的最大应变量为至少0.15EPS。在另一个实施例中，成形操作期间所施加的最大应变量为至少0.20EPS。在另一个实施例中，成形操作期间所施加 的最大应变量为至少0.25EPS。在另一个实施例中，成形操作期间所施加的最大应变量为至少0.30EPS。在这些实施例中的任一者中，成形操作期间所施加的最大应变量可小于0.3322EPS。
在成形步骤之后，预定形状产品可由成形步骤的使用者分销和/或以其他方式使用。例如，汽车制造商可成形汽车部件，接着使用该汽车部件组装运载工具。航空运载工具制造商可成形航空部件，接着使用该航空部件组装航空运载工具。容器制造商可成形容器，接着将该容器提供给食物或饮料分销商以进行充装并分销以供消费。存在许多其他变化，并且下文产品应用部分(部分I)中所列出的许多铝合金产品可由制造商成形，然后以其他方式用于组件中和/或分销。
G.组成
如上所述，6xxx铝合金体由6xxx铝合金制成。6xxx铝合金是含有硅和镁二者的铝合金，其中硅和镁中的至少一者为主要合金元素。为了本专利申请的目的，6xxx铝合金为具有0.1-2.0重量％的硅和0.1-3.0重量％的镁的铝合金，其中硅和镁中的至少一者为所述铝合金体中除了铝以外的主要合金元素。在一个实施例中，6xxx铝合金包含至少0.25重量％的Mg。在一个实施例中，6xxx铝合金包含不大于2.0重量％的Mg。在一个实施例中，6xxx铝合金包含至少0.25重量％的Si。在一个实施例中，6xxx铝合金包含不大于1.5重量％的Si。6xxx铝合金也可包括如下文所定义的第二元素、第三元素和/或其他元素。
6xxx铝合金可包含第二元素。第二元素选自铜、锌以及它们的组合。在一个实施例中，6xxx铝合金包含铜。在另一个实施例中，6xxx铝合金包含锌。在又一个实施方案中，6xxx铝合金包含铜和锌二者。当以足量存在时，这些第二元素与第一元素硅和镁组合可促进应变硬化响应和析出硬化响应中的一者或二者。因而，当与本文所述的新工艺组合使用时，6xxx铝合金可实现改良的性能组合，如改良的强度(例如，与呈T6态的6xxx铝合金体相比)。
当使用铜时，6xxx铝合金通常包含至少0.35重量％的Cu。在一个实施例中，6xxx铝合金包含至少0.5重量％的Cu。6xxx铝合金一般包含不大于2.0重量％的Cu，如不大于1.5重量％的Cu。在其它实施例中，铜可以低水平存在，并且在这些实施例中以0.01重量％至0.34重量％的水平存在。在 其它实施例中，铜作为杂质包含在合金中，并且在这些实施例中存在小于0.01重量％含量的Cu。
当使用锌时，6xxx铝合金通常包含至少0.35重量％的Zn。在一个实施例中，6xxx铝合金包含至少0.5重量％的Zn。6xxx铝合金通常包含不大于2.5重量％的Zn。在一个实施例中，6xxx铝合金包含不大于2.0重量％的Zn。在另一个实施例中，6xxx铝合金包含不大于1.5重量％的Zn。在其它实施例中，锌可以低水平存在，并且在这些实施例中以0.05重量％至0.34重量％的Zn的水平存在。在其它实施例中，锌作为杂质包含在合金中，并且在这些实施例中存在0.04重量％或更低水平的Zn。
6xxx铝合金可包含多种第三元素以用于各种目的，如用于增强机械性能、物理性能或腐蚀性能(即强度、韧性、抗疲劳性、抗腐蚀性)、用于增强在高温下的性能、用于促进铸造、用于控制铸造或锻造晶粒结构和/或用于增强机械加工性以及其他目的。这些第三元素当存在时可包括以下中的一者或多者：(i)至多3.0重量％的Ag、(ii)各至多2.0重量％的Li、Mn、Sn、Bi、Cd和Pb中的一者或多者、(iii)各至多1.0重量％的Fe、Sr、Sb和Cr中的一者或多者以及(iv)各至多0.5重量％的Ni、V、Zr、Sc、Ti、Hf、Mo、Co和稀土元素中的一者或多者。第三元素当存在时通常以至少0.01重量％的量含于合金中。
6xxx铝合金可包含作为第三元素或作为杂质的铁。当铁不作为第三元素包含在合金中时，铁可作为杂质包含于6xxx铝合金中。在这些实施例中，6xxx铝合金通常包含不大于0.50重量％的铁。在一个实施例中，6xxx铝合金包含不大于0.25重量％的铁。在另一个实施例中，6xxx铝合金包含不大于0.15重量％的铁。在又一个实施例中，6xxx铝合金包含不大于0.10重量％的铁。在另一个实施例中，6xxx铝合金包含不大于0.05重量％的铁。
6xxx铝合金一般含有较低量的“其他元素”(例如，铸造助剂和非Fe杂质)。其他元素意指除铝、镁、硅、所述第二元素(当包含时)、所述第三元素(当包含时)和铁(当包含时)以外可包含于6xxx铝合金中的周期表中的任何其他元素。当合金内含有第二元素和/或第三元素中的任一元素仅作为杂质时，除铁以外，这些元素属于“其他元素”的范围。例如，若6xxx铝合金包含铜作为杂质(即出于本专利申请的目的，低于0.01重 量％的Cu)并且并非作为合金添加剂，则铜将属于“其他元素”的范围。同样，若6xxx合金包含锌作为杂质(即出于本专利申请的目的，等于或低于0.04重量％的Zn)并且并非作为合金添加剂，则锌将属于“其他元素”的范围。又如，若Mn、Ag和Zr包含在6xxx合金中作为合金添加剂，则那些第三元素将不属于“其他元素”的范围，但其他第三元素将包含在其他元素的范围内，因为它们将仅作为杂质包含在合金中。然而，若铁作为杂质包含在6xxx合金中，则其将不属于“其他元素”的范围，因为其具有其自己的限定杂质限值，如上所述。
一般而言，铝合金体含有每种不超过0.25重量％的其他元素中的任一元素，其中这些其他元素的总组合量不超过0.50重量％。在一个实施例中，在6xxx铝合金中，这些其他元素中的每一者单独地不超过0.10重量％，并且在6xxx铝合金中，这些其他元素的总组合量不超过0.35重量％。在另一个实施例中，在6xxx铝合金中，这些其他元素中的每一者单独地不超过0.05重量％，并且在6xxx铝合金中，这些其他元素的总组合量不超过0.15重量％。在另一个实施例中，在6xxx铝合金中，这些其他元素中的每一者单独地不超过0.03重量％，并且在6xxx铝合金中，这些其他元素的总组合量不超过0.1重量％。
在一种方法中，6xxx铝合金包含：
0.1-2.0重量％的硅；
0.1-3.0重量％的镁；
其中硅和镁中的至少一者为铝合金体中除铝以外的主要合金元素；
任选的以下第二元素中的一者或多者：
0.35至2.0重量％的Cu，
0.35至2.5重量％的Zn，
任选含以下第三元素中的一者或多者：
(i)至多3.0重量％的Ag，
(ii)各至多2.0重量％的Li、Mn、Sn、Bi和Pb中的一者或多者；
(iii)各至多1.0重量％的Fe、Sr、Sb和Cr中的一者或多者；以及
(iv)各至多0.5重量％的Ni、V、Zr、Sc、Ti、Hf、Mo、Co和稀土元素中的一者或多者，
若不作为第三元素包含在6xxx铝合金中，则：
作为杂质的至多0.5重量％的Fe；
余量为铝和其他元素，其中其他元素限于每一者不超过0.25重量％，并且总计不超过0.5重量％。
在另一方法中，6xxx铝合金由以下组成：
0.6-1.2重量％的硅；
0.7-1.1重量％的镁；
其中硅和镁中的至少一者为铝合金体中除铝以外的主要合金元素；
0.5至1.0重量％的Cu；
0.55至0.9重量％的Zn；
至多1.0重量％的Mn；
至多0.50重量％的Fe；
至多0.30重量％的Cr；
至多0.10重量％的Ti；
余量为铝和其他元素，其中其他元素限于每一者不超过0.05重量％，并且总计不超过0.15重量％。
在又一方法中，6xxx铝合金由以下组成：
0.7-1.05重量％的硅；
0.8-1.0重量％的镁；
其中硅和镁中的至少一者为铝合金体中除铝以外的主要合金元素；
0.65至0.85重量％的Cu；
0.60至0.80重量％的Zn；
至多1.0重量％的Mn；
至多0.25重量％的Fe；
至多0.30重量％的Cr；
至多0.05重量％的Ti；
余量为铝和其他元素，其中其他元素限于每一者不超过0.05重量％，并且总计不超过0.15重量％。
在又一方法中，6xxx铝合金由以下组成：
0.6-1.0重量％的硅；
1.2-1.6重量％的镁；
其中硅和镁中的至少一者为铝合金体中除铝以外的主要合金元素；
0.4-0.8重量％的Mn；
至多0.25重量％的Zn；
至多0.25重量％的Cu；
至多0.50重量％的Fe；
至多0.30重量％的Cr；
至多0.10重量％的Ni；
至多0.10重量％的Ti；
余量为铝和其他元素，其中其他元素限于每一者不超过0.05重量％，并且总计不超过0.15重量％。
在又一方法中，6xxx铝合金由以下组成：
07-0.9重量％的硅；
1.3-1.5重量％的镁；
其中硅和镁中的至少一者为铝合金体中除铝以外的主要合金元
素；
0.5-0.7重量％的Mn；
至多0.20重量％的Zn；
至多0.20重量％的Cu；
至多0.30重量％的Fe；
至多0.20重量％的Cr；
至多0.05重量％的Ni；
至多0.05重量％的Ti；
余量为铝和其他元素，其中其他元素限于每一者不超过0.05重量％，并且总计不超过0.15重量％。
应选择第一、第二和第三合金元素的总量以使得铝合金体可适当地固溶(例如，用于促进硬化，而同时限制构成粒子的量)。
在一种方法中，6xxx铝合金含有足够溶质以促进应变硬化响应和析出硬化响应中的至少一者以实现至少60ksi的长横向拉伸屈服强度或其他适当的较低或较高的强度，这取决于应用。在这些实施例中的一些中，可将铜和/或锌用于至少部分地促进应变硬化响应和/或析出硬化响应，并因而可以上述量包含在合金中。
在另一方法中，6xxx铝合金含有足以促进硬化响应的镁。在该方法中，6xxx铝合金一般含有至少1.1重量％的Mg，如至少1.2重量％的Mg、或至少1.3重量％的Mg、或至少1.4重量％或更多的Mg。在这些实施例中的一些中，6xxx铝合金还含有0.35-2.0重量％的铜和/或0.35-2.5重量％的锌中的至少一者以至少部分地促进应变硬化响应和/或析出硬化响应。在其他这些实施例中，6xxx铝合金包含低水平和/或杂质水平的铜和/或锌，如上文所定义的。在这些实施例中的一些中，6xxx铝合金实现高的拉伸屈服强度，如下文所述强度水平中的任一者。在一具体的实施例中，6xxx含有至少1.1重量％的Mg、少于0.35重量％的Cu、少于0.35重量％的Zn，并且实现至少35ksi，如至少45ksi或甚至至少55ksi的拉伸屈服强度。
在一个实施例中，6xxx铝合金是以下如铝协会(Aluminum Association)所定义的锻造6xxx铝合金中的一者：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，或者经改性以含有足够溶质以促进应变硬化响应和/或析出硬化响应中的至少一者，如上文所描述的。
在一个实施例中，6xxx铝合金包含一定量的合金元素，该量使得6xxx铝合金在固溶之后不含或基本上不含可溶构成粒子。在一个实施例中，6xxx铝合金包含一定量的合金元素，该量使铝合金在固溶之后具有较低量(例如，有限/最少)的不溶构成粒子。在其它实施例中，6xxx铝合金可受益于控制量的不溶构成粒子。
i.箔
在一个实施例中，使用本文所述的新工艺将铝合金体制成铝合金箔产品。在这些实施例中，铝合金箔产品可具有小于600微米的厚度，并且可包含：
0.2-1.0重量％的Si；
0.2-1.5重量％的Mg；
至多1.5重量％的Mn；
至多1.0重量％的Zn；
至多1.0重量％的Fe；
至多0.4重量％的Cu；
至多0.15重量％的Ti；
余量为铝和其他元素，其中该铝合金含有不超过0.25重量％的所述其他元素中的任一者，总计不超过0.50重量％的所述其他元素。
在一个实施例中，箔产品具有至少0.5重量％的Si。在一个实施例中，该箔具有至少0.5重量％的Mg。在一个实施例中，该箔具有不大于1.0重量％的Mn。在一个实施例中，该箔产品具有不大于0.75重量％的Mn。在一个实施例中，该箔具有不大于0.50重量％的Mn。在一个实施例中，该箔具有至少0.25重量％的Mn。在一个实施例中，该箔具有至少0.30重量％的Mn。在一个实施例中，该箔含有不大于0.25重量％的Cu。在一个实施例中，该箔含有不大于0.10重量％的Cu。在一个实施例中，该箔含有不大于0.05重量％的Ti。在一个实施例中，该箔含有不大于0.03重量％的Ti。
通过使用上述组成和本文公开的新工艺，可制备改良的铝合金箔产品。在一个实施例中，新铝合金箔产品实现至少200MPa的纵向(L)极限抗拉强度。在另一个实施例中，新铝合金箔产品实现至少220MPa的纵向(L)极限抗拉强度。在又一个实施例中，新铝合金箔产品实现至少240MPa的 纵向(L)极限抗拉强度。在另一个实施例中，新铝合金箔产品实现至少260MPa的纵向(L)极限抗拉强度。在又一个实施例中，新铝合金箔产品实现至少280MPa的纵向(L)极限抗拉强度。在一个实施例中，新铝合金箔产品实现至少300MPa的纵向(L)极限抗拉强度。在这些实施例中的任一者中，该箔可实现至少15％的纵向(L)伸长率。
可将该箔制成任何合适的厚度。在一个实施例中，该箔具有不大于200微米的厚度。在一个实施例中，该箔具有不大于150微米的厚度。在一个实施例中，该箔具有至少50微米的厚度。该箔可具有主要地为未再结晶的微观结构，如上文微观结构部分(部分E)中所定义的。
在一个实施例中，通过这样来制备铝合金箔产品：(a)制备铝合金体供固溶后冷加工，其中该铝合金体包含一铝合金，所述铝合金包含：
0.2-1.0重量％的Si；
0.2-1.5重量％的Mg；
至多1.5重量％的Mn；
至多1.0重量％的Zn；
至多1.0重量％的Fe；
至多0.4重量％的Cu；
至多0.15重量％的Ti；
余量为铝和其他元素，其中该铝合金含有不超过0.25重量％的所述其他元素中的任一者，总计不超过0.50重量％的所述其他元素；
其中制备步骤包括使铝合金体固溶，(b)在该制备步骤后，将该铝合金体冷轧成具有小于600微米的厚度的铝合金箔，以及，(c)在该冷轧步骤后，热处理该铝合金片材。可完成该冷轧和热处理步骤以实现上面段落中所述的改良的强度性能，或以实现上文性能部分(部分H)中所列的其他性能的任一者。
在一个实施例中，制备铝合金箔产品的方法包括连续铸造铝合金箔，如经由上文关于图6a、6b-1和6b-2所述的方法。在这类实施例中，制备步骤包括连续铸造铝合金体使得与固溶相伴随完成该铸造。在这些实施例中，铝合金箔产品可包括位于上部区域与下部区域之间的中心区域，其中上部区域中的Si和Mg的平均浓度高于中心区域的中心线处的Si和Mg的 浓度，并且其中下部区域中的Si和Mg的平均浓度大于中心区域的中心线处的Si和Mg的浓度。
可根据上文的热处理部分(部分C)完成热处理步骤。在一个实施例中，热处理步骤包括从铝合金箔的至少一个表面移除润滑剂。在一个实施例中，热处理步骤包括使铝合金箔干燥。
H.性能
通过本文所述的新工艺制备的新6xxx铝合金体可获得(实现)改良的性能组合。
i.强度
如上文所提及的，可完成冷加工步骤(200)和热处理步骤(300)以便与呈冷加工状态和/或呈T6态(如上文所定义)的铝合金体参考形式相比实现强度增加。一般根据ASTM E8和B557测量强度性能，但可根据适用于产品形式的其他适用标准(例如，使用针对紧固件的NASM 1312-8和/或NASM 1312-13)进行测量。
在一种方法中，铝合金体相对于呈T6状态的铝合金体参考形式实现至少5％的强度(TYS和/或UTS)增加。在一个实施例中，铝合金体相对于呈T6态的铝合金体参考形式实现至少6％的拉伸屈服强度增加。在其它实施例中，铝合金体相对于呈T6态的铝合金体参考形式实现至少7％的拉伸屈服强度增加、或至少8％的拉伸屈服强度增加、或至少9％的拉伸屈服强度增加、或至少10％的拉伸屈服强度增加、或至少11％的拉伸屈服强度增加、或至少12％的拉伸屈服强度增加、或至少13％的拉伸屈服强度增加、或至少14％的拉伸屈服强度增加、或至少15％的拉伸屈服强度增加、或至少16％的拉伸屈服强度增加、或至少17％的拉伸屈服强度增加、或至少18％的拉伸屈服强度增加、或至少19％的拉伸屈服强度增加、或至少20％的拉伸屈服强度增加、或至少21％的拉伸屈服强度增加、或至少22％的拉伸屈服强度增加、或至少23％的拉伸屈服强度增加、或至少24％的拉伸屈服强度增加，或至少25％的拉伸屈服强度增加、或至少26％的拉伸屈服强度增加或更高的拉伸屈服强度增加。这些增加可在L和/或LT方向上实现。当铝合金体为紧固件时，可根据NASM 1312-8测试其拉伸屈服强度，并且可实现上文或下文所述的关于拉伸屈服强度改良中的任一者。
在一个相关实施例中，铝合金体相对于呈T6态的铝合金体可实现至少6％的极限抗拉强度增加。在其它实施例中，铝合金体相对于呈T6态的铝合金体参考形式可实现至少7％的极限抗拉强度增加、或至少8％的极限抗拉强度增加、或至少9％的极限抗拉强度增加、或至少10％的极限抗拉强度增加、或至少11％的极限抗拉强度增加、或至少12％的极限抗拉强度增加、或至少13％的极限抗拉强度增加、或至少14％的极限抗拉强度增加、或至少15％的极限抗拉强度增加、或至少16％的极限抗拉强度增加、或至少17％的极限抗拉强度增加、或至少18％的极限抗拉强度增加、或至少19％的极限抗拉强度增加、或至少20％的极限抗拉强度增加、或至少21％的极限抗拉强度增加、或至少22％的极限抗拉强度增加、或至少23％的极限抗拉强度增加、或至少24％的极限抗拉强度增加、或至少25％的极限抗拉强度增加或更高的极限抗拉强度增加。这些增加可在L和/或LT方向上实现。
在一个相关实施例中，铝合金紧固件相对于铝合金紧固件参考形式可实现至少2％的剪切强度增加，其中该铝合金紧固件参考形式呈T6态和T87态之一，其中剪切强度是根据NASM 1312-13测试。在其它实施例中，铝合金紧固件相对于铝合金体紧固件参考形式可实现至少4％的剪切强度增加、或至少6％的剪切强度增加、或至少8％的剪切强度增加、或至少10％的剪切强度增加、或至少12％的剪切强度增加、或至少14％的剪切强度增加、或16％的剪切强度增加、或至少18％的剪切强度增加、或至少20％的剪切强度增加、或至少22％的剪切强度增加、或至少24％的剪切强度增加、或至少25％的剪切强度增加或更高的剪切强度增加，其中该铝合金体紧固件参考形式呈T6态和T87态之一。
在一种方法中，铝合金体与呈冷加工状态的铝合金体参考形式相比实现至少相当的拉伸屈服强度。在一个实施例中，铝合金体与呈冷加工状态的铝合金体参考形式相比实现至少2％的拉伸屈服强度增加。在其它实施例中，铝合金体与呈冷加工状态的铝合金体参考形式相比实现至少4％的拉伸屈服强度增加、或至少6％的拉伸屈服强度增加、或至少8％的拉伸屈服强度增加、或至少10％的拉伸屈服强度增加、或至少12％的拉伸屈服强度增加、或至少14％的拉伸屈服强度增加、或至少16％的拉伸屈服强度增加或 更高的拉伸屈服强度增加。关于极限抗拉强度，可获得类似结果。这些增加可在L和/或LT方向上实现。
在一个实施例中，新6xxx铝合金体在LT方向上实现至少35ksi的典型拉伸屈服强度。在其它实施例中，新6xxx铝合金体在LT方向上实现至少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或更高的典型拉伸屈服强度。在纵向(L)方向上可实现类似结果。
在一个相关实施例中，新6xxx铝合金体在LT方向上实现至少40ksi的典型极限抗拉强度。在其它实施例中，新6xxx铝合金体在LT方向上实现至少45ksi、或至少50ksi、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或更高的典型极限抗拉强度。在纵向(L)方向上可实现类似结果。在纵向(L)方向上可实现类似结果。
新6xxx铝合金体相对于呈T6态的6xxx铝合金体参考形式可在短时间内实现高强度。在一个实施例中，新6xxx铝合金体实现其峰值强度比呈T6态的铝合金体参考形式快至少10％。作为加工过程快10％的实例，若T6形式的6xxx铝合金体在35小时加工过程内实现其峰值强度，则新6xxx铝合金体将在31.5小时或更短时间内实现其峰值强度。在其它实施例中，新6xxx铝合金体实现其峰值强度与呈T6态的铝6xxx铝合金体参考形式相比快至少20％、或快至少25％、或快至少30％、或快至少35％、或快至少40％、或快至少45％、或快至少50％、或快至少55％、或快至少60％、或快至少65％、或快至少70％、或快至少75％、或快至少80％、或快至少85％、或快至少90、或快更多。
在一个实施例中，新6xxx铝合金体在不到10小时的热处理时间内实现其峰值强度。在其它实施例中，新6xxx铝合金体在不到9小时、或不到8小时、或不到7小时、或不到6小时、或不到5小时、或不到4小时、或不到3小时、或不到2小时、或不到1小时、或不到50分钟、或不到40分钟、或不到30分钟、或不到20分钟、或不到15分钟、或不到10分钟或更短的热处理时间内实现其峰值强度。由于热处理时间短，使用油漆烘烤循环或涂层固化来热处理新6xxx铝合金体是可能的。
ii.延展性
铝合金体可实现良好延展性并且与上述强度组合。在一种方法中，铝合金体实现超过4％的伸长率(L和/或LT)。在一个实施例中，铝合金体实现至少5％的伸长率(L和/或LT)。在其它实施例中，铝合金体可实现至少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％或更高的伸长率(L和/或LT)。
iii.断裂韧性
新6xxx铝合金体可实现良好的断裂韧性。韧性一般根据针对平面-应变断裂韧性(例如，K_IC和K_Q)的ASTM E399和ASTM B645以及根据针对平面-应力断裂韧性(例如，K_app和K_R25)的ASTM E561和B646测量。
在一个实施例中，新6xxx铝合金体相对于呈T6态的铝合金体参考形式实现不大于10％的韧性降低。在其它实施例中，新6xxx铝合金体相对于呈T6态的6xxx铝合金体参考形式实现不大于9％、或不大于8％、或不大于7％、或不大于6％、或不大于5％、或不大于4％、或不大于3％、或不大于2％、或不大于1％的韧性降低。在一个实施例中，新6xxx铝合金体实现至少相当于呈T6态的6xxx铝合金体参考形式的韧性。
iv.应力腐蚀开裂
新6xxx铝合金体可实现良好的抗应力腐蚀开裂性。抗应力腐蚀开裂(SCC)性一般根据ASTM G47测量。例如，新6xxx铝合金体可实现良好的强度和/或韧性，并且具有良好的抗SCC腐蚀性。在一个实施例中，新6xxx铝合金体实现1级抗腐蚀性。在另一个实施例中，新6xxx铝合金体实现2级抗腐蚀性。在又一个实施例中，新6xxx铝合金体实现3级抗腐蚀性。在又一个实施例中，新6xxx铝合金体实现4级抗腐蚀性。

v.抗剥落性
新6xxx铝合金体可抗剥落。抗剥落性一般根据ASTM G34测量。在一个实施例中，铝合金体实现EB或更佳的EXCO等级。在另一个实施例中，铝合金体实现EA或更佳的EXCO等级。在另一个实施例中，铝合金体实现P或更佳的EXCO等级。
vi.外观
根据本文所公开的新工艺处理的铝合金体可实现改善的外观。以下外观标准可用Hunterlab Dorigon II(弗吉尼亚州雷斯顿的Hunter Associates实验室公司(Hunter Associates Laboratory INC,Reston,VA))或相当的仪器测量。
根据本文所公开的新工艺处理的铝合金体与呈T6态的参考铝合金体相比可实现高至少5％的镜面反射率。在一个实施例中，新铝合金体与呈T6态的参考铝合金体相比实现高至少6％的镜面反射率。在其它实施例中，新铝合金体与呈T6态的参考铝合金体相比实现高至少7％的镜面反射率、或高至少8％的镜面反射率、或高至少9％的镜面反射率、或高至少10％的镜面反射率、或高至少11％的镜面反射率、或高至少12％的镜面反射率、或高至少13％、或高更多的镜面反射率。
根据本文所公开的新工艺处理的铝合金体与呈T6态的参考铝合金体相比可实现高至少10％的2度漫射。在一个实施例中，新铝合金体与呈T6态的参考铝合金体相比实现高至少12％的2度漫射。在其它实施例中，新铝合金体与呈T6态的参考铝合金体相比实现高至少14％的2度漫射、或高至少16％的2度漫射、或高至少18％的2度漫射、或高至少20％的2度漫射、或高至少22％的2度漫射、或高更多的2度漫射。
根据本文所公开的新工艺处理的铝合金体与呈T6态的参考铝合金体相比可实现高至少15％的2图像清晰度。在一个实施例中，新铝合金体与呈 T6态的参考铝合金体相比实现高至少18％的2图像清晰度。在其它实施例中，新铝合金体与呈T6态的参考铝合金体相比实现高至少21％的2图像清晰度、或高至少24％的2图像清晰度、或高至少27％的2图像清晰度、或高至少30％的2图像清晰度、或更高的2图像清晰度。
根据本文所公开的新工艺处理的铝合金体可实现改善的光泽度性能。在一个实施例中，根据所公开的新工艺处理的铝合金体的预定观察表面与呈T6态的铝合金体参考形式的预定观察表面相比实现至少相等的60°光泽度值。在一个实施例中，该新铝合金体与呈T6态的铝合金体参考形式的预定观察表面相比实现高至少2％的60°光泽度值。在其它实施例中，该新铝合金体的预定观察表面与呈T6态的铝合金体参考形式的预定观察表面相比实现高至少4％的60°光泽度值、或高至少6％的60°光泽度值、或高至少8％的60°光泽度值、或更高的60°光泽度值。“60°光泽度值”等意指由使用60°光泽度角和根据制造商推荐的标准操作的BYK Gardner浊度-光泽度反射计(或相当的光泽度计)测量铝合金体的预定观察表面而获得的60°光泽度值。
vi.表面粗糙度
根据本文所公开的新工艺处理的铝合金体可具有低表面粗糙度(例如低吕德现象或无吕德现象、低橘皮皱或无橘皮皱等等)。在一个实施例中，铝合金体实现不大于100微英寸(Ra)的在LT方向上所测量的表面粗糙度(Ra)。在另一个实施例中，铝合金体实现不大于90微英寸(Ra)的在LT方向上所测量的表面粗糙度(Ra)。在另一个实施例中，铝合金体实现不大于80微英寸(Ra)的在LT方向上所测量的表面粗糙度(Ra)。在另一个实施例中，铝合金体实现不大于70微英寸(Ra)的在LT方向上所测量的表面粗糙度(Ra)。在另一个实施例中，铝合金体实现不大于60微英寸(Ra)的在LT方向上所测量的表面粗糙度(Ra)。在另一个实施例中，铝合金体实现不大于50微英寸(Ra)的在LT方向上所测量的表面粗糙度(Ra)，或更小。出于此子部分(H)(vi)的目的，表面粗糙度将经由根据ASTM E8和B557进行的拉伸测试对已拉至断裂的样本进行测量。
I.产品应用
本文所述的新工艺可适用于多种产品应用。在一个实施例中，通过本文所述的新工艺制备的产品用于航空应用，如翼部蒙皮(上和下)或桁条/ 加强件、机身蒙皮或桁条、翼肋、框架、翼梁、座椅导轨、隔板、周围隔框、尾翼(如水平和垂直稳定器)、地板梁、座椅导轨、门和控制表面部件(例如方向舵、副翼)等等。可通过使用这些产品在这些部件中实现许多潜在益处，包括更高的强度、优异的抗腐蚀性、改善的抗疲劳裂纹萌生和扩展性以及增大的韧性(列举数例)。这些性能的改善的组合可导致重量减轻或减少的检查间隔或这二者。
在另一个实施例中，通过本文所述的新工艺制备的产品用于弹药/弹道/军事应用，如用于弹药筒和护甲等中。弹药筒可包括用于轻武器和加农炮或用于火炮炮弹或坦克炮弹的那些。其他可能的弹药部件将包括弹底板和尾翼。火炮、引信部件为另外的可能应用，用于精确制导炸弹和导弹的尾翼和控制表面也是。装甲部件可包括用于军事车辆的护甲板或结构部件。在这些应用中，这类产品可以提供减轻的重量或改善的可靠性或精确性。
在另一个实施例中，通过本文所述的新工艺制备的产品用于紧固件应用，如可以用于工业工程和/或航天工业中的螺栓、铆钉、螺钉、双头螺栓、嵌入件、螺母和锁紧螺栓等等。在这些应用中，这类产品可用于替代其他较重的材料，如钛合金或钢，以减轻重量。在其他情况下，这类产品可以提供优异的耐久性。
在另一个实施例中，通过本文所述的新工艺制备的产品用于汽车应用，如闭合面板(例如引擎罩、挡泥板、车门、车顶和行李厢盖等等)、车轮和关键的强度应用，如用于白车身(例如立柱、加强件)应用中等等。在这些应用中的一些中，这些产品可使得能下调部件的规格和减轻重量。
在另一个实施例中，通过本文所述的新工艺制备的产品用于海运应用，如用于船舶和小船(例如船体、甲板、桅杆和上部结构等等)。在这些应用的一些中，这些产品可以用于使得能够降低规格和减轻重量。在一些其他的情况下，这些产品可以用于代替耐蚀性低劣的产品，从而获得增强的可靠性和寿命。
在另一个实施例中，通过本文所述的新工艺制备的产品用于轨道应用，如底卸式车、槽罐车和厢式车。在底卸式车或槽罐车的情况下，这些产品可用于料斗和槽罐本身或用于支承结构。在这些情况下，这些产品可减轻重量(通过下调规格)或增强与输送产品的相容性。
在另一个实施例中，通过本文所述的新工艺制备的产品用于地面运输应用，如用于牵引车、厢形拖车、平板拖车、公共汽车、封闭厢式货车、休旅车(RV)、全地形车(ATV)等等。对于牵引车、公共汽车、封闭厢式货车和RV，这些产品可用于闭合面板或框架、保险杠或燃料箱，从而允许下调规格和减轻重量。相应地，这些铝合金体也可用于车轮以增强耐久性或减轻重量或改善外观。
在另一个实施例中，通过本文所述的新工艺制备的产品用于油气应用，如用于升管、辅助管线、钻杆、节流和压井管线、生产管道和水落管等等。在这些应用中，该产品可允许减小壁厚和减轻重量。其他用途可包括替换备选材料以改善腐蚀性能或替换备选材料以改善与钻井流体或采出液的相容性。这些产品也可用于勘探中所采用的辅助装置，如居住模块和直升机停机坪等等。
在另一个实施例中，通过本文所述的新工艺所制备的产品用于包装应用，如用于盖子和拉环、食物罐、瓶、托盘和帽盖等等。在这些应用中，益处可包括有机会下调规格和降低包装重量或成本。在其他情况下，该产品将提高与包装内容物的相容性或改善抗腐蚀性。
在另一个实施例中，通过本文所述的新工艺制备的产品用于反射器，如用于照明、镜子和集中式太阳能发电等等。在这些应用中，这些产品可在给定强度水平下在裸露、带涂层或经阳极化处理的状态下提供较佳的反射品质。
在另一个实施例中，通过本文所述的新工艺制备的产品用于建筑应用，如用于建筑物面板/立面、入口、框架系统和幕墙系统等等。在这些应用中，该产品可提供优异外观或耐久性或与下调规格相关的重量减轻。
在另一个实施例中，通过本文所述的新工艺制备的产品用于电气应用，如用于连接器、端子、电缆、母线、棒材和电线等等。在一些情况下，对于给定的载流能力，这种产品可以提供减少的下垂趋势。由该产品制备的连接器可具有增强的随时间推移维持高完整性连接的能力。在其他电线或电缆中，该产品可在给定载流能力水平下提供改善的疲劳性能。
在另一个实施例中，通过本文所述的新工艺制备的产品用于纤维金属层合材料应用中，如用于制备层合材料中所用的高强度片材产品等等，它们可导致下调规格和减轻重量。
在另一个实施例中，通过本文所述的新工艺制备的产品用于工业工程应用，如用于脚踏板、工具箱、螺栓连接板(bolting deck)、桥面板和坡面等等,其中增强的性能可允许下调规格和减少重量或材料使用。
在具体涉及脚踏片或脚踏板时，本文所公开的新方法可获得改善的脚踏片或脚踏板产品(“轧制脚踏产品”)。轧制脚踏产品为在片状或板状产品的外表面上具有凸起扣状物(raised buttons)的预定图案的产品。脚踏片具有0.040英寸至0.249英寸的厚度，而脚踏板具有0.250英寸至0.750英寸的厚度。该预定图案可在使用其中具有对应于预定图案的多个凹痕的辊冷轧铝合金体期间引入进轧制脚踏产品中，其中该冷轧实现至少25％的冷加工。预定图案的各扣状物一般具有预定高度，如在0.197至0.984英寸范围内的高度。在冷轧步骤(200)之后，对轧制脚踏产品进行热处理(300)，完成冷轧步骤(200)与热处理步骤(300)的组合以使得轧制脚踏产品与呈冷加工状态的脚踏片或脚踏板相比实现改善的长横向拉伸屈服强度。在一个实施例中，轧制脚踏产品与参考轧制脚踏产品相比实现高至少5％的LT拉伸屈服强度，其中该参考脚踏片或脚踏板与轧制脚踏产品具有相同组成，但参考轧制脚踏产品被处理至T6态(即冷轧至最终规格，然后固溶，然后老化至与其峰值拉伸屈服强度相差1ksi以内)，如上文在性能部分(部分H(i))中相对于呈T6态的参考形式所述的LT屈服强度百分比改善中的任一者。在一个实施例中，所制备的脚踏产品无EN 1386:1996所定义的缺陷。
在另一个实施例中，通过本文所述的新工艺制备的产品用于流体容器(箱)，如用于环、穹凸和桶等等。在一些情况下，这些箱可用于静态储存。在其他情况下，这些箱可为运载火箭或飞机的部件。这些应用中的益处可包括下调规格或提高与待容纳产品的相容性。
在另一个实施例中，通过本文所述的新工艺制备的产品用于消费品应用，如笔记本电脑、手机、照相机、移动音乐播放器、手持设备、电脑、电视机、微波炉、炊具、洗衣机/烘干机、冰箱，体育用品或任何其他需要耐久性或合乎需要的外观的消费型电子产品。在另一个实施例中，通过本文所述的新工艺制备的产品用于医疗设备、安全系统和办公用品等等。
在另一个实施例中，该新工艺应用于冷孔扩张工艺，如用于处理孔以改善抗疲劳性等等，这可导致如上文所述的冷加工梯度和定制性能。该冷孔扩张工艺可适用于锻造轮和飞机结构等等。
在另一个实施例中，新工艺应用于冷间接挤压工艺，如用于制备罐、瓶、气溶胶罐和气瓶等等。在这些情况下，产品可提供较高强度，由此可减少材料使用。在其他情况下，与内含物的相容性改善可使储存寿命更长。
在另一个实施例中，通过本文所述的新工艺制备的产品用于热交换器应用，如用于管道和散热片等等，其中较高强度可转化为减少材料使用。也可实现改善的耐久性和较长寿命。
在另一个实施例中，该新工艺应用于保形工艺(conforming process)，如用于制备热交换器部件，例如管材，其中较高强度可转化为减少材料使用。也可实现改善的耐久性和较长寿命。
以下子部分中描述一些这些产品应用的一些特定实施例。
(i)弹药筒/匣
在一个途径中，本文所公开的新方法可产生改善的铝弹药筒(也称为弹匣或弹壳)。图2r中示出了用于根据本文所述的新方法制备铝合金弹药筒的新工艺的一个实施例。在该方法中，铝合金体(2r-1)，如片材、板材或挤压杆材或棒材，可用作起始材料。可然后将该材料挤压或拉延为构件2r-2，该构件具有中间厚度T1的基部。接着可将构件2r-2固溶，此后可将该基部冷加工至最终厚度T2(例如，经由冷镦、冷锻、冷滚压成形等等)，其中选择T2以便由于冷成形操作而在该基部中引入至少25％的冷加工(2r-3)。在一个实施例中，选择T2以便由于冷成形操作而在该基部中引入至少35％冷加工，如在该基部中引入至少50％或更多的冷加工。冷加工量可为上文在冷加工部分(部分B)中所述的冷加工量中的任一者。由于基部中的加工量和随后的热处理(300)，这些药筒可具有坚固基部，这可用于例如限制发射过程中的变形和/或有助于药筒抽壳。经由这些方法制备的铝合金药筒可具有均一侧壁(2r-3和2r-4)，如用于猎枪弹壳和大直径弹壳，如50-150mm弹壳等等。在一个实施例中，也用大量冷加工来制备侧壁，如通过拉延、引缩或滚压成形等等。在这些实施例中，侧壁和基部可同时接受冷加工(例如，经由滚压成形)，或基部和侧壁可在单独步骤中经由单独冷加工操作而接受冷加工。因此，用本文所公开的新工艺制备的铝合金药筒可在基部、侧壁或这二者中实现改善的性能，如以上性能部分(部分H)中所述的改善的性能中的任一者。在一个实施例中，并且如热处理部分 (部分C，子部分i)中所述，可将铝合金体(2r-1)固溶，或固溶并部分冷加工，接着成形为弹药筒。
经由图2r所述的方法制备的铝合金药筒可具有颈部(2r-5)。该颈部可在冷加工步骤之后通过常规操作来制备。可能需要在颈部进行局部软化以有利于射弹插入和夹压，而将射弹固定到位。
(ii)护甲部件
本文所公开的新方法也可用于制备改善的护甲产品、主体和部件。在一个实施例中，一种方法包括接收铝合金护甲产品、主体或部件，以及附接该铝合金护甲产品、主体或部件作为一组件的护甲部件。在该实施例中，可已通过本文所述的方法制备接收状态的铝合金护甲产品、主体或部件，即通过固溶，接着冷加工，接着热处理，如经由以上部分(A)-(C)中所述的方法中的任一者。在一个实施例中，该组件为运载工具。在一个实施例中，该运载工具为军用车辆。在另一个实施例中，该运载工具为商用车辆，如汽车、厢式货车、公共汽车、牵引式挂车等等。在另一个实施例中，该组件为人体护甲组件。
护甲部件为设计用于一组件中且主要目的在于阻挡一或多种射弹(如穿甲弹、冲击波和/或碎片)的部件。护甲部件通常用于若不加以阻止则这些射弹可能会伤害一名或多名人员的应用。在一个实施例中，与呈T6态的铝合金护甲部件参考形式相比，铝合金护甲部件具有高至少1％的V50弹道极限(ballistics limit)，其中V50弹道极限是根据MIL-STD-662F(1997)测试(有50％可能性穿透给定合金的冲击速度)。V50弹道极限可能是针对穿甲弹(AP)和/或碎片模拟弹(FSP)。
在一个实施例中，V50弹道极限为穿甲抵抗性，并且该铝合金护甲部件与呈T6态的铝合金护甲部件参考形式相比具有高至少5％的V50AP抵抗性。在其它实施例中，该铝合金护甲部件具有与呈T6态的铝合金护甲部件参考形式相比高至少6％、或高至少7％、或高至少8％、或高至少9％、或高至少10％或更高的V50AP抵抗性。
在另一个实施例中，该V50弹道极限为碎片模拟弹(fragment simulating projectile)抵抗性，并且该铝合金产品与呈T6态的铝合金护甲部件参考形式相比具有高至少2％的V50FSP抵抗性。在其它实施例中，该铝合金护甲部 件具有与呈T6态的铝合金产品参考形式相比高至少3％、或高至少4％、或高至少5％或更高的V50FSP抵抗性。
在一个实施例中，新铝合金护甲部件具有0.025英寸至4.0英寸的厚度，并且与呈T6态的铝合金护甲部件参考形式相比实现高至少5％的V50穿甲抵抗性。在一个实施例中，该铝合金护甲部件具有主要地为未再结晶的微观结构。在一个实施例中，该护甲部件为厚度在0.250英寸至4.0英寸范围内的板材或锻件。在另一个实施例中，该护甲部件为厚度在1.0英寸至2.5英寸范围内的板材或锻件。在另一个实施例中，该护甲部件为厚度为0.025至0.249英寸的片材(例如，用于人体护甲)。
(iii)消费型电子产品
本文所公开的新方法也可用于制备用于消费型电子产品的改善铝合金产品。在一个实施例中，一种方法包括冷加工经固溶的铝合金体，接着热处理该铝合金体。该方法可包括将该铝合金成形为呈用于消费型电子产品的外部部件形式的预定形状产品。该成形步骤可在热处理步骤(300)之前、之后或期间完成，如上文热处理部分(部分C，子部分i)和/或任选的热处理后处理部分(部分F)中所述。
“用于消费型电子产品的外部部件”等意指消费型电子产品的客户在正常使用过程中一般可见的产品。例如，外部部件可为消费型电子产品的外壳(例如正面)，或消费型电子产品的支架或其他非正面部分。该外部部件可具有0.015英寸至0.50英寸的厚度。在一个实施例中，该外部部件为用于消费型电子产品的外壳且具有0.015英寸至0.063英寸的厚度。
在一个实施例中，一种方法包括接收轧制或锻造的铝合金体，其中该铝合金体是通过固溶，接着冷加工至最终规格来制备，其中该冷加工在该铝合金体中引入至少25％的冷加工，其中该冷加工为冷轧和冷锻中的一者，接着将轧制的铝合金体成形为用于消费型电子产品的外部部件。在一个实施例中，该方法包括热处理该铝合金。在一个实施例中，该热处理步骤是在接收步骤之后发生。在一个实施例中，热处理步骤伴随着成形步骤发生。在一个实施例中，在成形步骤期间，根据上文热处理部分(部分C)，使该铝合金体经受在至少150℉至低于该铝合金体的再结晶温度范围内的温度。
在另一个实施例中，热处理步骤是在接收步骤之前发生，即在接收时对铝合金体进行过至少部分热处理。在一个实施例中，在低于150℉下完成成形步骤。在一个实施例，在环境条件下完成成形步骤。
在以上实施例中的任一者中，成形步骤可包括向该铝合金体的至少一部分施加应变以获得该外部部件，其中该施加步骤的最大应变量等于至少0.01等效塑性应变，如上文任选的热处理后处理部分(部分F)中所列出的成形等效塑性应变值中的任一者。应完成冷加工、热处理和成形步骤以使得外部部件具有主要地为未再结晶的微观结构。
本文所述的新方法可用于制备多种用于消费型电子产品的外部部件，包括上文所列出的消费型电子产品中的任一者。在一个实施例中，该消费型电子产品为下列产品之一：笔记本电脑、手机、照相机、移动音乐播放器、手持设备、桌上型电脑、电视机、微波炉、洗衣机、烘干机、冰箱以及它们的组合。在另一个实施例中，该消费型电子产品为下列产品之一：笔记本电脑、手机、移动音乐播放器以及它们的组合，并且该外部部件为具有0.015至0.063英寸的厚度的外壳。
本文所述的新方法可制备具有改善性能的外部部件。在一个实施例中，该外部部件实现与呈T6态的铝合金外部部件参考形式相比高至少5％的标准化耐冲击性。“标准化耐冲击性”意指通过将凹痕量(DA)的倒数除以铝合金体的厚度来进行标准化的铝合金体耐冲击性(即(1/DA)/厚度)。例如，若凹痕量为0.0250英寸并且产品具有0.0325英寸的厚度，则其标准化耐冲击性将为94.67/英寸²。“凹痕量”意指由下文所述的凹痕测试程序产生的凹痕的凹痕尺寸。在其它实施例中，由根据本文所述的新方法处理的新铝合金制备的消费型电子产品的外部部件与该外部部件的呈T6态的参考形式相比实现高至少10％、或高至少15％、或高至少20％、或高至少25％、或高至少30％或更高的标准化耐冲击性。
在一个实施例中，由根据本文所述的新方法处理的新铝合金制备的消费型电子产品的外部部件与由合金6061制备且处理至T6态的相同外部部件相比实现高至少5％的标准化耐冲击性。在其它实施例中，由根据本文所述的新方法处理的新铝合金制备的消费型电子产品的外部部件与由合金6061制备且处理至T6态的相同外部部件相比实现高至少10％、或高至少15％或更高的标准化耐冲击性。
在一个实施例中，由根据本文所述的新方法处理的新铝合金制备的消费型电子产品的外部部件与由合金5052制备且处理至H32态的相同外部部件相比实现高至少10％的标准化耐冲击性。在其它实施例中，由根据本文所述的新方法处理的新铝合金制备的消费型电子产品的外部部件与由合金5052制备且处理至H32态的相同外部部件相比实现高至少30％、或高至少50％或更高的标准化耐冲击性。
该外部部件可具有预定观察表面，并且该预定观察表面可能无视觉上明显的表面缺陷。“预定观察表面”等意指意欲在产品正常使用期间由用户观察的表面。在产品正常使用期间一般不希望观察内表面(例如，外壳内部)。例如，在移动电子设备正常使用期间(例如，当用于发送文本讯息时和/或当用于电话交谈时)通常不观察该产品外壳的内表面，但在非正常使用期间可能偶尔观察这些内表面，如当更换电池时，因而，这些内表面不是预定的观察表面。“无视觉上明显的表面缺陷”等意指当外壳位于与观察外壳的人眼相距至少18英寸处时，如由人类视力(具有20/20视力)所观察，外壳的预定观察表面基本上无表面缺陷。视觉上明显的表面缺陷的例子包括由于成形工艺和/或合金微观结构等等而可被观察到的那些外观缺陷。一般在阳极化之后(例如，在阳极化之后或在涂覆涂料或其他染料/着色剂之后即刻)确定视觉上明显的表面缺陷的存在。在一个实施例中，外部部件实现维持或改善的外观性能，如上文性能部分(部分H)中所列出的外观性能中的任一者。在一个实施例中，外部部件的预定观察表面与该铝合金外部部件的呈T6态的参考形式的预定观察表面相比实现至少相当的60°光泽度值。“60°光泽度值”等意指由使用60°光泽度角和根据制造商推荐的标准操作的BYK Gardner浊度-光泽度反射计(或相当的光泽度计)测量铝合金体的预定观察表面而获得的60°光泽度值。
(iv)容器
本文所公开的新方法也可用于制备具有改善性能的新铝合金容器。图2s-1中示出了一种制备容器的方法，并且该方法包括将经固溶的铝合金体冷加工成容器(200-C)，接着热处理该容器(300-C)，任选进行最终处理(400-C)。下文更详细描述了可用于获得新铝合金容器的冷加工步骤(200-C)、热处理步骤(300-C)和任选的最终处理(400-C)的例子。
以下定义适用于该子部分(I)(iv)：
·术语“顶部”、“底部”、“以下”、“以上”、“下方”、“上方”等是相对于铝合金容器成品于平坦表面上的位置，不考虑铝合金容器在冷加工或成形工艺期间的取向。在一些实施例中，容器的顶部具有开口。
·“容器”为可由铝合金制备的任何类型容器，包括但不限于饮料罐、瓶、食物罐、气溶胶罐、一片罐、两片罐和三片罐。
·“铝合金容器成品”为在其为最终用户使用之前不进行额外冷加工步骤或成形步骤的铝合金容器。
·“拉延”意指拉伸呈杯形式的铝合金，并且可包括初始拉延、再拉延和深拉延。
·“引缩”意指经由冲头推动杯侧壁与引缩环相抵靠来伸展杯壁且使其变薄。
·“形成穹凸”意指制备容器的基部。容器基部的形状可类似于穹凸，可为平坦的，或可具有交替几何形状。
·“颈缩加工”意指使容器的一部分的直径变窄。
·“凸缘加工”意指在容器上形成凸缘。
·“螺纹加工”意指在容器上形成螺纹。
·“卷边”意指在容器侧壁上形成周边突缘。
·“接缝”为将封盖连接至容器的方法，如机械接合等等。
·“卷曲”意指形成容器的顶部边缘以接纳闭合件，如封盖、末端、凸耳、螺纹闭合件、拱冠、轧制式(roll-on)防盗闭合件等。
·“呈冷加工状态的容器参考形式”意指与受权利要求书保护的容器相同地进行制备但在完成冷加工步骤之后且在热处理步骤之前测量机械性能的铝合金容器形式。优选在完成冷加工步骤4-14天内测量呈成形状态的容器参考形式的机械性能。为了制备呈冷加工状态的容器参考形式，根据本文所述的操作将铝合金体冷加工成容器，此后移除铝合金容器的一部分以便根据上文所述的要求测定其在冷加工状态下的性能。将根据本文所述的新工艺热处理该铝合金容器的另一部分，此后将测量其性能，因而有助于比较呈冷加工状态的容器参考形式的性能与根据本文所述的新工艺处理的容器的性能(例如，用于比较穹凸反转压力、真空强度、强 度和/或伸长率等等)。因为新容器和呈冷加工状态的容器参考形式均由同一铝合金容器制备，因此其应具有相同组成。因此，容器参考形式包括与新容器相同的合金、规格和几何形状。
·“穹凸反转压力”意指阈压力，高于该阈压力罐基部可能“鼓出”且变得凸起而非凹入的。在一些实施例中，铝合金可能足够坚固，从而使得容器基部为平坦的而非凹入的。在这种情况下，穹凸反转压力意指阈压力，高于该阈压力罐基部可能“鼓出”并且变得凸起而非平坦的。可使用奥泰克公司(Altek Company)9009C5型饮料罐和封盖测试仪来测量穹凸反转压力。
·“侧壁”为容器侧面的壁。
·“呈T6态的容器参考形式的侧壁”等意指已固溶，接着经热处理至最大强度状态(与峰值强度相差1ksi以内)的容器侧壁。如下文中更详细描述，根据本文所述的新工艺制备的铝合金容器与呈T6态的铝合金体相比可实现优异性能。为了制备呈T6态的铝合金容器参考形式的侧壁，将获得铝合金容器的侧壁，其后将该侧壁的一部分处理至T6态(即固溶，接着热处理至最大强度状态，与峰值强度相差1ksi以内)。侧壁的另一部分将根据本文所述的新工艺处理(或可能已处理)，因而有助于比较呈T6态的铝合金容器参考形式的侧壁的性能与根据本文所述的新工艺处理的铝合金容器的性能(例如，用于比较穹凸反转压力、真空强度、强度和/或伸长率等等)。因为两种侧壁均获自同一铝合金容器，因此其应具有相同组成、规格和几何形状。
·“真空强度”意指阈真空压力，高于该阈真空压力时容器的侧壁向内塌陷。可通过奥泰克公司食物用面板强度(侧壁抗塌强度)测试仪(型号9025)来测量真空强度。
如上文所提及的，可通过冷加工(200-C)，接着热处理(300-C)来制备新铝合金容器。在一个实施例中，将铝合金体，如片材或毛坯(slug)，冷加工至少25％(例如通过拉延、引缩和冲击挤压中的一者或多者)，并且该冷加工步骤在容器的至少一部分中引入至少25％的冷加工，如达上文冷加工部分(部分B)中所公开的冷加工量中的任一者。在一个实施例中，在侧壁的一部分(或整个)中引入至少25％的冷加工。在一个实施例中，在基 部的一部分(或整个)中引入至少25％的冷加工。在一些实施例中，冷加工步骤(200-C)包括将铝合金体的至少一部分冷加工成容器。在一些实施例中，冷加工步骤(200-C)包括将铝合金体的至少一部分冷加工成容器，并且该冷加工在容器的至少一部分中引入至少35％的冷加工、或至少50％的冷加工、或至少75％或更多的冷加工。在一个实施例中，冷加工操作在低于150℉的温度下起始。
在一个实施例中，铝合金体在冷加工之前呈片材形式。在任何这些实施例中，铝合金片材可具有适合于容器的厚度。在一些实施例中，因为基部和/或侧壁的穹凸反转压力、真空强度和/或拉伸屈服强度可大于具有相同规格和几何形状的现有技术容器，因此与具有相同几何形状的现有技术容器相比，可降低该容器的规格，同时可维持容器的最低性能要求。该下调规格的能力可降低容器重量和成本。例如，就制备饮料容器而言，片材可具有小于0.0108英寸、或小于0.0100英寸、或小于0.0098英寸、或小于0.0095英寸或小于0.0094英寸或小于0.0605英寸的厚度。就食物罐而言，片材可具有小于0.0084英寸、或小于0.0080英寸、或小于0.0076英寸、或小于0.0074英寸的厚度。就气溶胶罐而言，片材可具有小于0.008英寸的厚度。在一些实施例中，铝合金片材经预先涂布，即铝合金片材在冷加工步骤(200-C)之前涂覆有涂料。
在冷加工步骤(200-C)之后，可热处理(300-C)该容器。可根据上文的热处理部分(部分C)完成热处理步骤(300-C)。在一些实施例中，热处理步骤(300-C)包括在150℉至低于铝合金体的再结晶温度的范围内加热铝合金容器。在一个实施例中，在150℉至600°的温度下完成热处理步骤(300-C)。在一个实施例中，在不高于550℉，如不高于500℉、或不高于450°、或不高于425℉的温度下完成热处理步骤(300-C)。在一些实施例中，进行冷加工步骤(200-C)和热处理步骤(300-C)以使得铝合金容器保持或实现主要地为未再结晶的微观结构(如上文微观结构部分(部分E)中所定义的)。如可了解的，当使用较高热处理温度时，可能要求较短的暴露时间来实现主要地为未再结晶的微观结构和/或其他所需性能。在一个实施例中，接收状态的铝合金体可具有主要地为未再结晶的微观结构，如接收状态的铝合金片材为固溶后冷轧至少25％时。可完成冷加工步骤(200-C)和热处理步骤(300-C)以实现或保持主要地为未再结晶的微观结构(虽然容器与 铝合金体的微观结构可能不同，但根据部分E的定义，其具有主要地为未再结晶的微观结构)。在一个实施例中，并且现参考图2s-2，热处理步骤(300-C)可包括在标准容器制备工艺中已发生的步骤，如将容器插入烘箱中(320-C)。例如，在已经由冷加工(例如，通过拉延(220-C)和(任选的)引缩(240-C)或冲击挤压(未示出))制备容器之后，热处理步骤(300-C)可包括将该容器插入烘箱(或其他加热设备)中(320-C)，以便例如在洗涤后干燥容器，使涂覆于容器内侧的涂料固化和/或使涂覆于容器外侧的油漆干燥。
如图2s-1中所示，任选的最终处理步骤(400-C)可用于制备容器。在一些情况下，并且如图2s-1中所示，任选的最终处理(400)中的至少一些可在热处理步骤(300-C)之后发生。在一些其他情况下，并且现参考图2s-3，一些最终处理(400-C’)在热处理(300-C)之前或期间发生。例如，并且如下文更详细描述的，可在冷加工步骤(200-C)之后涂覆油漆和/或涂料，之后可使这些油漆和/或涂料固化。在一个实施例中，并且如上面段落中所述，热处理步骤(300-C)可用于使这些油漆和/或涂料固化，并因而最终处理步骤(400-C)的至少一部分可伴随着热处理步骤(300-C)的至少一部分发生。
在其它实施例中，可在较低温度下使油漆和/或涂料固化以避免引发热处理(300-C)和潜在容器硬化。也就是说，在容器呈其最终形式之前可能要避免用于加热容器的烘箱(或其他加热设备)。因为热处理后强度可能增加，避免加热可使得铝合金容器能够保持相对柔软直至容器已经最终成形(例如，经由颈缩加工、凸缘加工、卷曲、螺纹加工和/或卷边或以其他方式成形为其最终形状)之后。例如，并且现参考图2s-4和2s-5，至少一些精整和/或成形操作(400-C')可在热处理步骤(300-C)之前进行。在所示出的实施例中，可经由辐射(如UV光)，并且在不对容器进行有目的的传导加热和/或对流加热的情况下使油漆和/或涂料(若涂覆的话)固化。在该实施例中，固化将不会对容器进行热处理(300-C)，因为该辐射步骤将不会实质地加热铝合金体。在一个实例中，如图2s-4中所示，将固溶的铝合金片材冷加工成容器的步骤(200-C)可包括拉延该容器(220-C)以及任选引缩该容器(240-C)。在冷加工步骤(200-C)之后，可对该容器进行涂漆(410-C)，接着经由辐射进行固化(420-C)，接着颈缩加工和/或卷边(430-C)，之后对其进行热处理(300-C)。类似地，并且现参考图2s-5，将经固溶的铝合金片材冷加工 成容器的步骤(200-C)可包括拉延容器(220-C)以及任选引缩容器(240-C)。在冷加工步骤(200-C)之后，可涂布(410-C)该容器的内侧，接着经由辐射进行固化(420-C)，接着颈缩加工和/或卷边(430-C)。因此，任选的最终处理(400-C和/或400-C')步骤可在热处理步骤(300-C)之前、期间或之后包括“成形操作”(如上文在部分F中所定义的)，该成形操作可包括颈缩加工、凸缘加工、卷边、卷曲和/或车螺纹，或以其他方式将容器成形为其最终形状。
在一些实施例中，因为铝合金在容器制备工艺中可能变得更坚固，所以有可能用较柔软且较易成形的铝合金体开始该工艺。因此，与通过现有技术工艺制备的相同容器相比，这些铝合金体可能更易于成形为复杂形状，和/或可以较少步骤制备。
由于独特的处理技术，可实现改善的性能，如柱屈曲强度、穹凸反转压力和真空强度等的改善中的一者或多者。在一个实施例中，新铝合金容器与呈冷加工状态的铝合金容器参考形式相比实现改善的性能。在另一个实施例中，新铝合金容器与呈T6态的铝合金容器参考形式相比实现改善的性能。
在一个实施例中，完成冷加工和热处理步骤以便与呈冷加工状态的容器参考形式相比实现至少5％的穹凸反转压力增加。在这些实施例的一些中，完成冷加工和热处理步骤以使得容器具有至少90磅/平方英寸的穹凸反转强度。
在一种方法中，冷加工步骤在容器侧壁的至少一部分中引入至少25％的冷加工。在一个实施例中，可完成冷加工和热处理步骤以使该具有至少25％的冷加工的侧壁部分与呈T6态的容器参考形式的相同侧壁部分的拉伸屈服强度相比实现至少5％的拉伸屈服强度增加，如上文性能部分(部分H)中所述的拉伸屈服强度改善中的任一者。在另一个实施例中，完成冷加工和热处理步骤以使该具有至少25％的冷加工的侧壁部分与呈冷加工状态的容器的相同侧壁部分的拉伸屈服强度相比实现至少5％的拉伸屈服强度增加，如上文性能部分(部分H)中所述的拉伸屈服强度改善中的任一者。在另一个实施例中，完成冷加工和热处理步骤以便与呈冷加工状态的容器相比实现至少5％的真空强度改善。在一些实施例中，完成冷加工和热处理步骤以使得容器具有至少24psi、至少28psi、或至少30psi或更高的真空强 度。在一些实施例中，容器侧壁与(i)相同规格和几何形状的现有技术容器、(ii)呈冷加工状态的容器和/或(iii)呈T6态的容器参考形式相比具有更大抗穿刺性。
即使一些实施例产生具有强度增强的容器，但可维持或甚至改善容器的成形性。例如，在一些实施例中，铝合金容器的适用部分(或整体)可实现至少4％、或至少5％、或至少6％、或至少7％、或至少8％或更高的伸长率。
在上述实施例的任一者中，铝合金体可含有足以促进应变硬化响应和析出硬化响应中的至少一者以实现改善的性能的溶质。通过本公开所述的方法制备的容器所实现的潜在改善的强度也可有助于制备具有平坦基部或较大穹凸窗口的容器。
在制备容器的方法的所有以上实施例中，根据冷加工部分(部分B)和/或热处理部分(部分C)，片材在冷加工成容器之前可能已经过冷加工，例如经冷轧。
参考图2s-6，在一些实施例中，容器(800-C)具有侧壁(820-C)和底部(840-C)，也称为基部或穹凸。包括侧壁(820-C)和底部(840-C)的铝合金容器(800-C)可为单一连续铝合金片材。在其它实施例中，并且现参考图2s-7，容器为闭合件(900-C)。在一些实施例中，该闭合件为封盖。
(v)紧固件
在一个途径中，本文所公开的新方法可产生改善的紧固件产品。“紧固件”为由经轧制、挤压或拉延的原料制备且主要目的为连接两个或两个以上部件的产品。可制备根据本文所述的新工艺制备的紧固件以供固溶后冷加工(100)，接着冷加工超过25％(200)，接着热处理(300)。在一个实施例中，冷加工步骤(200)包括通过冷锻、冷型锻和冷轧之一将铝合金体冷加工成紧固件。在一个实施例中，冷加工步骤的第一部分制备紧固件原料(例如，经冷加工的杆(包括线)或棒)，且冷加工步骤的第二部分制备紧固件(例如，经由冷锻或冷型锻)。可如热处理部分(部分C，子部分i)中所述完成该部分冷加工和类似方法。
紧固件可为单件式或组合式系统。单件式紧固件可具有主体和头部。紧固系统具有至少两个部件，如具有主体和头部的第一部件和设计用于连接至该第一部件的第二部件(锁定构件)，如螺帽或卡箍(collar)。具有主 体和头部的紧固件的例子包括铆钉、螺钉、钉子和螺栓(例如锁紧螺栓)。紧固件的部分可具有一个或多个螺纹。紧固件具有至少两种主要破坏模式，第一种为张力，其中主要负载方向平行于紧固件的中心线；和剪切，其中主要负载垂直于紧固件的中心线。紧固件主体的纵向极限抗拉强度为确定其张力破坏负载的主要因素，而剪切强度为确定其剪切破坏负载的主要因素。在一种方法中，新铝合金紧固件实现比呈冷加工状态和/或T6态的铝合金紧固件参考形式高至少2％的拉伸屈服强度和/或极限抗拉强度，如上文性能(部分H(i))中所述的拉伸屈服强度和/或极限抗拉强度值中的任一者。在一个实施例中，新铝合金紧固件实现比紧固件参考形式大至少2％的剪切强度，如上文性能(部分H(i))中所述的剪切强度值中的任一者，其中该紧固件参考形式呈T6态。改善的强度性能可能与紧固件的销轴、头部或锁定机构中的一者或多者有关。在一个实施例中，改善的强度与紧固件的销轴有关。在另一个实施例中，改善的强度与紧固件的头部有关。在另一个实施例中，改善的强度与紧固件的锁定机构有关。在一种方法中，新铝合金紧固件具有主要地为未再结晶的微观结构，如上文微结构部分(部分E(i))中所述。
在一个实施例中，一种方法包括对铝合金体进行第一冷加工以形成紧固件原料。该方法可还包括对该紧固件原料进行第二冷加工以形成紧固件。该第二冷加工步骤可制备头部、销轴和/或锁定构件。可任选采用第三冷加工步骤，其中在该紧固件中(例如，在销轴和/或锁定构件中)产生至少一个螺纹(“螺纹部分”)。第一冷加工步骤、第二冷加工步骤和任选的第三冷加工步骤的组合可产生具有至少25％的冷加工的紧固件。接着可热处理铝合金紧固件，如上文所提供的。在一个实施例中，第一冷加工步骤在紧固件原料中引入至少25％的冷加工。在一个实施例中，第二冷加工步骤在紧固件中引入至少25％的冷加工。在一个实施例中，第三冷加工步骤在螺纹部分中引入至少25％的冷加工。因此，紧固件的一个或多个部分可具有超过25％的冷加工，如上文冷加工(部分B)中所述的冷加工量中的任一者，这取决于加工情况。
(vi)棒材
在一种方法中，本文所公开的新方法可产生改善的棒材产品。棒材产品为棒状或线状产品，如铝协会(Aluminum Association)所定义的。在一个 实施例中，一种方法包括如上文所述制备铝合金棒材以供固溶后冷加工，在该制备步骤之后，将铝合金棒材冷加工至最终规格，其中该冷加工在该棒材中引入至少25％的冷加工，并且在该冷加工步骤之后，热处理该铝合金棒材，其中完成该冷加工和该热处理步骤以便与呈冷加工状态和/或T6态和/或T87态的铝合金棒材参考形式相比实现纵向极限抗拉强度增加，或上文性能部分(部分H)中所述的任何其他改善的性能。这些改善的性能可在较短时间段内实现，如上文性能部分(部分H)中所述。在一个实施例中，冷加工步骤可包括冷拉、冷棒材轧制和冷型锻中的一者。在一个实施例中，在冷加工之后，该棒材为线材规格。在一种方法中，新铝合金棒实现高于铝合金棒参考形式的极限抗拉强度，其中该参考形式为呈T6态和T87态中的一者，如上文性能(部分H)中所述的极限抗拉强度值中的任一者。在一种方法中，新铝合金棒具有主要地为未再结晶的微观结构，如上文微观结构部分(部分E(i))中所述。
(vii)车轮
本文所述的新方法也可用于制备改善的车轮产品。现参考图2t-1和2t-2，示出了可经由本文所述的新方法制备的车轮(110-W)的一个实施例。所示出的车轮(110-W)包括盘面(112-W)、轮辋(114-W)、凹部(drop well)(116-W)、胎圈座(118-W)和安装法兰(120-W)。轮辋(112-W)为可在上面安装轮胎的车轮的外部零件。安装法兰(120-W)为车轮与车辆直接连接(例如，接触)的位置。盘面(112-W)位于轮辋与安装接盘之间。图2t-1和2t-2中所示的车轮为汽车轮。然而，应了解，本文所述的新方法可适用于商用车轮，或可通过冷加工至少25％而形成的任何其他类型车轮。此外，本领域的技术人员已知车轮可具有较多或较少零件。
在一个实施例中，可如上文冷加工部分(部分B)中所述对经固溶的铝合金体(例如，经固溶的铝合金原料，如铸锭)进行冷加工(200)，其中该冷加工在该车轮的至少一部分中引入至少25％的冷加工。例如，在制备车轮(110-W)期间，该冷加工步骤可在盘面(112-W)、轮辋(114-W)、凹部(116-W)、胎圈座(118-W)和安装法兰(120-W)的至少一者中引入至少25％的冷加工。在一个实施例中，该冷加工在盘面(112-W)中引入至少25％的冷加工。在一个实施例中，该冷加工在轮辋(114-W)中引入至少25％的冷加工。在一个实施例中，该冷加工在凹部(116-W)中引入至少25％的冷加工。在一 个实施例中，该冷加工在胎圈座(118-W)中引入至少25％的冷加工。在一个实施例中，该冷加工在安装法兰(120-W)中引入至少25％的冷加工。可引入更高程度的冷加工，如上文冷加工部分(部分B)中所述的冷加工量中的任一者。在一个实施例中，该冷加工步骤在车轮的至少一部分中引入至少35％的冷加工，该部分可为上述车轮零件中的任一者的一部分(或整体)。在另一个实施例中，该冷加工步骤在车轮的至少一部分中引入至少50％的冷加工、或至少75％的冷加工、或至少90％的冷加工，该部分可为上述车轮零件中的任一者的一部分(或整体)。在另一个实施例中，该冷加工步骤在车轮的至少一部分中引入至少90％的冷加工，该部分可为上述车轮零件中的任一者的一部分(或整体)。
该冷加工步骤可利用以下操作中的一者或多者来冷加工和制备车轮：旋压、轧制、抛光、滚压成形、剪切成形、皮尔格式轧管(pilgering)、型锻、径向锻造、开坯(cogging)、锻造、挤压、形成级面凸缘(nosing)、静液压成形以及它们的组合。在一个实施例中，该冷加工包括滚压成形。
在一个实施例中，该冷加工步骤(200)使用一种或多种成形技术形成车轮。所需冷成形输出形状(例如，车轮)的几何复杂性具有两个主要成形工艺考虑因素：(1)总体形状可再分成可更便利加工的子区域：和(2)变形特征将为冗余加工和高形变压力之一。
中间制备的几何形状可再分成两个区域。第一区域为自该几何形状的中心线向外部径向部分延伸的盘面(也称为轮面、轮头或轮毂区域)。第二为与短厚壁圆筒相似的轮辋区域(也称为管井(tube well)或裙部区域(skirt region))。在该实施例中，将盘面和轮辋区域在一体式车轮设计中视为是连接的。虽然连接，但这些区域可被视为独立区域，其中独立的变形处理可形成两个连接区域的最终输出形状。在这两个区域为组合式车轮设计的独立零件的实施例中，可使用独立的变形处理来形成各零件，接着接合。在一些实施例中，组合式车轮的各零件可包括不同的铝合金，其中合金中的至少一者为可热处理的铝合金。
在一些实施例中，几何转化为所需冷成形输出形状需要使用具有固有冗余变形(inherent redundant deformation)的成形工艺。这些工艺所赋予的有效应变大于通过仅考虑初始和最终截面尺寸而计算的应变。这导致相应较高的流动应力。材料的固溶后冷流动应力显著高于其固溶前冷流动应力对 应值。因此，就设备载荷而言，与形成中间制备的几何形状的任何固溶前变形相比，赋予最小必须冷加工以便由中间制备的几何形状形成输出几何形状是一个显著更大的挑战。
存在三种可用于形成盘面和轮辋区域的一般变形类别。这些操作中的一些操作可组合或完成多次以产生所需几何形状的局部厚度和轮廓。
·增量成形–这些变形选项为将成形载荷集中于部件上的小局部区域中以实现可使部件变形的高成形压力的选项。赋予轮辋区域尺寸和轮廓的选项包括：滚压成形、剪切成形、旋压、轧制、皮尔格式轧管、型锻、冷锻和径向锻造。赋予盘面区域尺寸和轮廓的选项包括：滚压成形、旋压、剪切成形、径向锻造和开坯(径向和/或周向)。
·体积成形–这些变形选项将部件置于开放或闭合的模具腔中，并且经由工具运动施加力以使部件变形并成型。赋予轮辋区域尺寸和轮廓的选项包括：锻造、挤压、型锻和皮尔格式轧管。赋予盘面区域尺寸和轮廓的选项包括：锻造、形成级面凸缘、通道转角挤压(channeled angular extrusion)、径向和/或周向开坯。
·静液压成形–这些变形选项将部件置于由流体加压的闭合腔中，但该部件的一些表面不暴露于引起变形的加压流体。需要比冷固溶材料的流动应力大若干倍的静液压流体压力来引起变形。流动应力取决于起始固溶预成形几何形状。
滚压成形为增量金属成形技术，其中通过一个或多个辊使用压力在心轴上形成金属盘或管，其中该辊使得工件变形，迫使其与心轴相抵，通常使该工件轴向伸长同时使该工件径向变薄。滚压成形使该工件经历摩擦和变形。这两个因素可加热工件，因而在一些情况下可能需要冷却流体。滚压成形通常用于制备汽车轮和其他轴对称形状产品，并且可用于将车轮自机械加工的坯料拉延至净宽。在滚压成形期间，冷加工该工件，从而改变其机械性能，因此其强度变得与锻造金属的强度相似。
在一个实施例中，以直径小于轮辋但厚度足以变形至少25％以形成最终面部厚度的平坦圆柱体为起始物，逐渐成形车轮。首先，可与心轴的面部表面相抵对面部进行滚压成形以实现最终盘厚度和轮廓。该滚压成形操作也可将足够金属沿径向向外移置超过最终轮辋外径以制备轮辋。或者， 起始平坦圆柱体可通过将板材交叉轧制至所需面部厚度来形成。所需的轮辋材料可通过具有适当尺寸的较大起始直径来获得。第二，可将裙部滚压成形为轮辋，并且与心轴的轮辋面部相抵而产生轮廓。当对组合式车轮进行滚压成形时，可使用类似增量成形工艺独立地形成诸如盘面和轮辋之类的零件。
在一个涉及体积成形的实施例中，固溶材料的起始圆柱体经锻造而形成盘面区域并且挤压出连续的轮辋。接着可将轮辋滚压成形至最终厚度和轮廓。另一选项为将轮辋型锻至最终形状。或者，可将经固溶的厚壁圆柱体锻造成盲面腔，在此情况下，通过成槽有角反向挤压(channeled angular indirect extrusion)，其沿径向向内转弯形成面部区域。
在一个涉及静液压成形的实施例中，固溶预成型件具有：(1)经盘形化(dished)以使得在具有最小高度的外径上具有较多材料以便实现最小冷压缩的顶侧；和(2)具有约为轮辋的尺寸的环形突出物的底侧。接着可将预成型件置于具有底部环形室开口的静液压腔中，该底部环形室开口对应于预成型件的底部环形突出物。预成型件的环形突出物可呈锥形以匹配腔室底部的环形开口以便在压力下快速形成密封。接下来，可向该腔室加压，使得流体推顶表面，从而引起金属流离开环形开口。外径向区的额外材料供应形成轮辋的金属，而中间较薄区域变薄并沿径向向外推动金属，以将顶部盘形状转变为较平坦的形状，同时冷加工轮面区域。
在冷加工之后，可根据上文热处理部分(部分C)热处理(300)车轮。在一个实施例中，在150℉至低于其再结晶温度的一温度下热处理车轮。在一个实施例中，热处理步骤包括在不高于425℉的一温度下加热车轮。在一个实施例中，热处理步骤包括在不高于400℉的一温度下加热车轮。在一个实施例中，热处理步骤包括在不高于375℉的一温度下加热车轮。在一个实施例中，热处理步骤包括在不高于350℉的一温度下加热车轮。在一个实施例中，热处理步骤包括在至少200℉的一温度下加热车轮。在一个实施例中，热处理步骤包括在至少250℉的一温度下加热车轮。在一个实施例中，热处理步骤包括在至少300℉的一温度下加热车轮。
可完成冷加工步骤(200)和热处理步骤(300)以获得具有改善性能的车轮，如冷加工和热处理组合部分(上文部分D)中所述。在一个实施例中，完成冷加工和热处理步骤以便与呈冷加工状态的车轮的冷加工部分的 纵向(L)拉伸屈服强度相比，在该车轮的冷加工部分中在纵向拉伸屈服强度方面实现至少5％改善。在另一个实施例中，完成冷加工和热处理步骤以便与呈冷加工状态的车轮的冷加工部分相比在该车轮的冷加工部分中实现至少10％的纵向拉伸屈服强度改善、或至少15％的纵向拉伸屈服强度改善、或至少16％的纵向拉伸屈服强度改善、或至少17％的纵向拉伸屈服强度改善、或至少18％的纵向拉伸屈服强度改善、或至少19％的纵向拉伸屈服强度改善、或至少20％的纵向拉伸屈服强度改善、或至少21％的纵向拉伸屈服强度改善、或至少22％的纵向拉伸屈服强度改善、或至少23％的纵向拉伸屈服强度改善、或至少24％的纵向拉伸屈服强度改善、或至少25％或更高的纵向拉伸屈服强度改善。在一些实施例中，在热处理步骤之后，车轮的冷加工部分具有至少4％的纵向伸长率，如上文性能部分(部分H)中所述的伸长率值中的任一者。在一个实施例中，在热处理步骤之后，车轮的冷加工部分可具有至少6％的纵向伸长率。在其它实施例中，在热处理步骤之后，车轮的冷加工部分实现至少8％的伸长率，如至少10％、或至少12％、或至少14％、或至少16％、或更高。
通过本文所公开的新工艺制备的铝合金车轮产品可在具有至少25％的冷加工的车轮部分中实现其它的或可供选择的改善性能。例如，具有至少25％的冷加工的车轮部分可实现与处理至T6态的车轮参考形式的相同部分的纵向拉伸屈服强度相比高至少5％的纵向拉伸屈服强度，如上文性能部分(部分H)中所述的T6改善中的任一者。
在上述实施例的任一者中，铝合金体可含有足以促进应变硬化响应和析出硬化响应中的至少一者以实现改善的性能的溶质。
新车轮产品可在接受至少25％的冷加工的车轮部分中实现主要地为未再结晶的微观结构，如上文微观结构部分(部分E)中所述的微观结构中的任一者。在一些实施例中，接受至少25％的冷加工的车轮部分为至少75％未再结晶。
在一个实施例中，车轮或其他预定形状产品可为含有至少一个通过本文所述的技术制备的部件的组件。在组合式车轮的情况下，一个部件可包括轮辋、凹部和胎圈座，而另一部件可包括盘面和或安装法兰。在一个实施例中，该组件可含有使用本文所述的技术制备的不同铝合金，其中所述铝合金的至少一者为可热处理的铝合金。
(viii)多层型产品
新6xxx铝合金产品可用于多层应用。例如，可使用新6xxx铝合金体作为第一层并使用1xxx-8xxx合金中的任一者作为第二层来形成多层型产品。图12示出了用于制备多层型产品的方法的一个实施例。在所示出的实施例中，可制备(107)多层型产品，此后将其均质化(122)、热轧制(126)、固溶(140)，接着冷轧(220)，如上文关于图9所描述的。可经由多合金铸造、轧制结合、粘结结合、焊接和冶金结合等来制备多层型产品。多合金铸造技术包括颁予Kilmer等人的美国专利申请公开No.20030079856、颁予Anderson等人的美国专利申请No.20050011630、颁予Chu等人的美国专利申请No.20080182122和颁予Novelis的WO2007/098583(所谓的FUSION^TM铸造工艺)中所述的那些。
例如，第一层可为根据本文所公开的新工艺处理的新6xxx铝合金产品。第二层可为1xxx-8xxx铝合金产品中的任一者，包括另一6xxx铝合金产品(其可为与所述第一6xxx铝合金产品相同的合金或不同的合金)。第一层与第二层可具有相同的厚度，或可具有不同的厚度。因此，多层型产品可实现定制性能，其中第一层实现第一组性能，而第二层实现第二组性能。下文更详细讨论处理至少两个不同的层以制备多层型产品。
在一个方法中，第二层包括非可热处理合金，如1xxx、3xxx、4xxx、5xxx和一些8xxx铝合金中的任一者。在该方法中，多层型产品包括根据本文所公开的新工艺处理的6xxx铝合金产品第一层和至少一个非可热处理合金第二层，即6xxx-NHT产品，其中该6xxx为第一层，该NHT为非可热处理铝合金第二层。
在一个实施例中，该第二层包含抗腐蚀型合金，如1xxx、3xxx、5xxx和一些8xxx铝合金中的任一者。在这些实施例中，该第一层可提供改善的强度性能，而第二层可提供抗腐蚀性能。因为非可热处理合金用作第二层，所以该第二层可能不会自然老化，因此可保持其延展性。因此，在一些情况下，第二层与第一层相比可具有较高延展性和/或不同的强度。因此，可制备具有定制延展性差异(或梯度)和/或定制强度差异(或梯度)的多层型产品。在一个实施例中，第二层为多层型产品的外层，而第二层对延展性变化的抗性可能适用于卷边操作(例如，用于汽车片材应用，如内部和/或外部门板应用等等)。在一个实施例中，第二层为具有至少3重 量％的Mg的5xxx铝合金。在一个实施例中，第二层包含与第一铝合金层相比具有改善的外观性能的铝合金，如当第二层为1xxx、3xxx或5xxx铝合金时。
在另一方法中，第二层包含可热处理合金，如2xxx铝合金、相同的或另一6xxx铝合金、7xxx铝合金、Al-Li合金以及一些8xxx铝合金中的任一者，即6xxx-HT产品，其中6xxx为第一层并且其中HT为可热处理铝合金第二层。因为第二层为可热处理铝合金，所以其可根据本文所公开的新工艺加以处理并且与以常规方式处理的材料相比实现改善的性能。然而，不要求根据本文所公开的新工艺处理第二层，即该可热处理材料第二层可用常规方式处理。如本文所用，Al-Li合金为含有0.25-5.0重量％的Li的任何铝合金。下文更详细讨论处理至少两个不同的层以制备多层型产品。
在一个实施例中，该多层型产品为6xxx(1)-6xxx(2)产品，其中6xxx(1)为根据本文所公开的工艺制备的6xxx铝合金产品第一层，而6xxx(2)为6xxx铝合金产品第二层，该第二层可用常规方式处理或可根据本文所公开的工艺制备。在该实施例中，第一层和第二层具有至少一种组成差异或至少一种处理差异。在一个实施例中，6xxx(1)具有与6xxx(2)不同的组成。在一个实施例中，相对于6xxx(2)，6xxx(1)接受不同量的冷加工。在一个实施例中，相对于6xxx(2)，6xxx(1)接受不同的热处理操作。在一个实施例中，6xxx(2)层包含具有良好抗腐蚀性的低Cu型6xxx合金(例如，小于0.25重量％的Cu)，而6xxx(1)层包含相对于6xxx(1)合金具有改善的强度的高Cu型6xxx合金(例如至少0.25重量％的Cu)。这些多层型产品可用于汽车应用等等。在另一个实施例中，6xxx(1)层可包含低Si、低Mg和/或低Cu6xxx，如用于改善的成形性应用(例如，汽车部件的卷边)。在一个实施例中，选择该第一和第二6xxx层以使得其不影响再循环性(例如，为废料流目的)。
在一个实施例中，多层型产品为6xxx-7xxx产品，其中6xxx为根据本文所公开的工艺制备的6xxx铝合金产品第一层，而7xxx为7xxx铝合金产品第二层，其可能或可能不根据本文所公开的工艺制备。此类多层型产品可用于汽车、航空和护甲应用等等。
在一个实施例中，多层型产品为6xxx-2xxx产品，其中6xxx为根据本文所公开的工艺制备的6xxx铝合金产品第一层，而2xxx为2xxx铝合金产 品第二层，其可能或可能不根据本文所公开的工艺制备。此类多层型产品可用于汽车、航空和护甲应用等等。
在一个实施例中，多层型产品为6xxx-Al-Li产品，其中6xxx为根据本文所公开的工艺制备的6xxx铝合金产品第一层，而Al-Li为Al-Li铝合金产品第二层，其可能或可能不根据本文所公开的工艺制备。此类多层型产品可用于汽车、航空和护甲应用等等。
在一个实施例中，多层型产品为6xxx-8xxx(HT)产品，其中6xxx为根据本文所公开的工艺制备的6xxx铝合金产品第一层，而8xxx(HT)为可热处理8xxx铝合金产品第二层，其可能或可能不根据本文所公开的工艺制备。此类多层型产品可用于包装、汽车、航空和护甲应用等等。
在一个实施例中，第二层包含与第一铝合金层相比具有改善的焊接性(例如，用于点焊)的铝合金。该第二层可为任何具有良好焊接性的铝合金，可热处理的或非可热处理的。具有良好焊接性的合金的例子包括3xxx、4xxx、5xxx、6xxx和一些低铜7xxx合金。在一个实施例中，第二层具有比第一层低的熔点。因此，在焊接第一层与第二层期间，第二层可熔化，由此产生第一层与第二层之间的结合(即焊接工艺使得形成粘结结合)。在另一个实施例中，第二层具有比第一层低的电阻，这种情况可用于点焊应用。
可用多种方式制备该多层型产品。在一个实施例中，第一层和第二层(i)一起生产或(ii)在冷加工步骤(200)之前彼此连接。第一层和第二层可在铸造期间一起生产，如经由颁予Kilmer等人的美国专利申请公开No.20030079856、颁予Anderson等人的美国专利申请No.20050011630、颁予Chu等人的美国专利申请No.20080182122和颁予Novelis的WO2007/098583(所谓的FUSION^TM铸造工艺)中所述的铸造技术。第一层和第二层可经由粘结结合、轧制结合和类似技术连接在一起(即独立地铸造，接着接合)。因为第一层和第二层在冷加工步骤之前彼此相邻，所以两个层都将由于随后的冷加工步骤(200)而接受至少25％的冷加工。接着可随后热处理(300)该多层型产品。
在一个实施例中，当第二层为非可热处理合金时，该热处理步骤(300)可使得该第二层与呈冷加工状态的第二层的性能相比具有较高延展性但具有较低强度。反之，因为第一层为根据本文所公开的工艺处理的6xxx铝合 金，所以第一层可实现与呈冷加工状态的第一层的性能相比改善的强度和延展性二者。因此，该多层型产品可在其外表面上具有定制的较低强度、较高延展性，但该多层型产品的内部具有较高的强度性能。这可用于例如护甲应用，其中第一层抗射弹穿透，而第二层抗散裂。
在另一个实施例中，第一层和第二层在冷加工步骤(200)之后且在热处理步骤之前连接成一体。在该实施例中，各层可接受定制量的固溶后冷加工(若对于第二层存在任何固溶后冷加工的话)，但其中第一层由于冷加工步骤(200)而接受至少25％的冷加工。接着可随后热处理(300)该多层型产品。在一些实施例中，该热处理步骤(300)可用于实现两层的连接(例如，作为粘结结合固化步骤；即热处理步骤可有助于粘结结合，这些步骤在该实施例中将彼此伴随着完成)。
在又一个实施例中，第一层和第二层在热处理步骤(300)之后连接成一体。在该实施例中，各层可接受定制量的冷加工和定制量的热处理，但其中第一层由于该冷加工步骤(200)而接受至少25％的冷加工，且第一层经热处理而实现至少一种改善的性能(例如，与冷加工状态相比或与呈T6态的产品参考形式相比强度更高)。
该多层型产品可包括第三层，或任何数目的附加层。在一个方法中，多层型产品包括至少三个层。在一个实施例中，根据本文所公开的工艺处理的6xxx铝合金产品的层“夹在”两个外层之间。该两个外层可为相同合金(例如均为相同的1xxx合金)，或该两个外层可为不同的合金(例如，一层为1xxx铝合金，而另一层为另一类型的1xxx合金；又如，一层为1xxx合金，另一层为5xxx合金，如此等等)。
在一种方法中，该多层型产品为NHT-6xxx-NHT产品，其中NHT表示如上文所述的非可热处理合金层，而6xxx为根据本文所公开的工艺制备的6xxx铝合金产品层。在一个实施例中，该多层型产品为3xxx-6xxx-3xxx产品，其中外层为3xxx铝合金产品，内层为根据本文所公开的工艺处理的6xxx铝合金产品。在下文实例部分中制备并描述了多层型3xxx-6xxx-3xxx合金。这些多层型产品可用于包装(例如，容器(罐、瓶、闭合件)、托盘或其他构形)、汽车应用(例如，面板或白车身)、航空应用(例如，机身蒙皮、桁条、框架、隔板、翼梁、翼肋等等)和船舶结构应用(例如，隔板、框架、船壳、甲板等等)(列举数例)。类似地，5xxx-6xxx- 5xxx产品可用于相同或类似目的。可采用NHT-6xxx-NHT的其他组合，并且不要求在6xxx层的两侧都使用相同的NHT，即可使用不同的NHT合金来包夹6xxx层。
在另一方法中，该多层型产品为6xxx(1)-HT-6xxx(2)产品，其中HT表示如上文所述的可热处理合金层，并且其中6xxx(1)和6xxx(2)中的至少一者为根据本文所公开的新工艺制备的6xxx铝合金产品层，这些层可具有相同的组成或不同的组成。在一个实施例中，6xxx(1)层和6xxx(2)层具有相同的组成并且是根据本文所公开的新工艺制备。此类6xxx(1)-HT-6xxx(2)产品可用于汽车应用，用于闭合面板、白车身(BIW)结构、座椅系统或悬挂部件等等。此类产品也可用于商用或军用航空部件，包括运载火箭或有效载荷部件。此类部件可还用于商业运输产品中的轻型、中型或重型卡车结构或公共汽车。此类6xxx-HT-6xxx产品可用于汽车、卡车或公共汽车的组合式车轮。此类产品也可用于建筑物面板。此类产品还可用于护甲部件。
在另一种方法中，该多层型产品为6xxx-NHT-6xxx产品，其中NHT表示如上文所述的非可热处理合金层，而6xxx为根据本文所公开的工艺制备的6xxx铝合金产品层。这些产品可用于海上应用中船舶或小艇和两栖军用车辆使用的部件。这些产品也可用于汽车应用中的闭合面板、BIW结构、座椅系统或悬挂部件。这些产品还可适用于包装系统(例如，容器(罐、瓶、闭合件)、托盘)。这些6xxx-NHT-6xxx产品也可用于照明部件。具体而言，如果6xxx合金与具有较低强度的HT合金组合，则这可用于汽车防撞或能量吸收应用。
在另一方法中，该多层型产品为HT(1)-6xxx-HT(2)产品，其中HT表示如上文所述的可热处理合金层，这些层(HT(1)和HT(2))可具有相同或不同的组成，并且其中6xxx为根据本文所公开的新工艺制备的6xxx铝合金产品层。这些产品可用于商用或军用航空部件，包括运载火箭或有效载荷部件。具体而言，如果6xxx合金与具有较高强度的HT合金组合，则这可用于汽车防撞或能量吸收应用。
在另一方法中，多层型产品为HT-6xxx-NHT产品，其中HT表示如上文所述的可热处理合金层，6xxx为根据本文所公开的工艺制备的6xxx铝合金产品层，而NHT表示如上文所述的非可热处理合金层。这些产品可用于商用或军用航空部件，包括运载火箭或有效载荷部件。此类产品也可用于 汽车应用中的闭合面板、BIW结构、座椅系统或悬挂部件。此类产品可用于汽车防撞或其他能量吸收应用。此类部件可还用于商业运输产品中的轻型、中型或重型卡车结构或公共汽车。此类产品还可用于护甲部件。
在另一方法中，多层型产品为6xxx-NHT-HT产品，其中6xxx为根据本文所公开的工艺制备的6xxx铝合金产品层，该NHT表示如上文所述的非可热处理合金层，而HT表示如上文所述的可热处理合金层。这些产品可用于商用或军用航空部件，包括运载火箭或有效载荷部件。此类产品也可用于汽车应用中的闭合面板、BIW结构、座椅系统或悬挂部件。此类部件可还用于商业运输产品中的轻型、中型或重型卡车结构或公共汽车。此类产品可用于汽车防撞或其他能量吸收应用。
在另一方法中，多层型产品为6xxx-HT-NHT产品，其中6xxx为根据本文所公开的工艺制备的6xxx铝合金产品层，该HT表示如上文所述的可热处理合金层，而NHT表示如上文所述的非可热处理合金层。这些产品可用于海上应用中船舶或小艇和两栖军用车辆使用的部件。此类产品也可用于汽车应用中的闭合面板、BIW结构、座椅系统或悬挂部件。这些产品还可适用于包装系统(例如，容器(罐、瓶、闭合件)、托盘)。此类产品也可用于建筑物面板。此类产品还可用于护甲部件。这些6xxx-HT-NHT产品也可用于照明部件。
在一个途径中，一种方法包括铸造铝合金体，其中在该铸造之后，该铝合金体包括第一可热处理合金第一层和第二可热处理合金或非可热处理合金第二层(例如，使用共同拥有的颁予Chu等人的美国专利公开No.US2010/0247954中所述的技术，将该专利申请以全文引用的方式并入本文中)；(b)将该铝合金体固溶；(c)冷加工该铝合金体，其中该冷加工在该铝合金体中引入至少25％的冷加工；以及(d)热处理该铝合金体。因此，可制备具有第一层和第二层的铝合金体，并且这些层可彼此不同。在一个实施例中，第二层包含第二可热处理合金。在一个实施例中，第二可热处理合金不同于第一可热处理合金。在另一个实施例中，第二可热处理合金与第一可热处理合金相同(但为不同的层)。该铝合金体可实现改善的强度、延展性或其他性能，如上文性能(部分H)中所述的性能中的任一者。在一个实施例中，该方法包括在该热处理步骤之后组装一组件，该组件具有所述铝合金体，所述铝合金体至少具有所述第一层和第二层。。在一个实 施例中，该至少具有所述第一层和第二层的铝合金体为护甲部件。在另一个实施例中，该至少具有所述第一层和第二层的铝合金体为汽车部件。
在另一个实施例中，一种方法包括铸造铝合金体，其中在该铸造之后，该铝合金体具有组成梯度，其中第一区域具有第一组成，而第二区域具有第二组成，该第二组成不仅仅在名义上不同于该第一组成(例如，超过纯粹宏观偏析作用的组成梯度)。可用于制备这些铝合金体的技术描述于共同拥有的颁予Sawtell等人的美国专利公布号2010/0297467，将该专利申请以全文引用的方式并入本文中。在一个实施例中，第一组成为使其为可热处理铝合金(即能够析出硬化)的组成，并且该主体的第二区域具有不仅仅在名义上不同于第一区域的可热处理合金的组成。在一个实施例中，该第一区域与该第二区域之间存在连续浓度梯度。该第一区域与该第二区域之间的连续浓度梯度可为线性梯度，或可为指数梯度。在一个实施例中，该铝合金体包括第三区域。在一个实施例中，该第三区域具有与第一区域相同的浓度，但由第二区域与第一区域分隔开。在一个实施例中，第一区域与第二区域之间的浓度梯度为线性的。在这些实施例的一些中，第二区域与第三区域之间的浓度梯度为线性的。在一些实施例中，第二区域与第三区域之间的浓度梯度为指数浓度梯度。在一个实施例中，可将该具有有目的的组成梯度的铝合金体固溶，接着冷加工，其中该冷加工在该铝合金体中引入至少25％的冷加工，接着热处理。因此，可制备具有定制组成梯度的铝合金体。该铝合金体可实现改善的强度、延展性或其他性能，如上文性能(部分H)中所述的性能中的任一者。在一个实施例中，该方法包括在该热处理步骤之后组装一组件，该组件具有所述铝合金体，所述铝合金体具有所述第一区域和第二区域。在一个实施例中，该至少具有所述第一区域和第二区域的铝合金体为护甲部件。在另一个实施例中，该至少具有所述第一区域和第二区域的铝合金体为汽车部件。在另一个实施例中，该至少具有所述第一区域和第二区域的铝合金体为航空部件。
如上文所提及的，在上述多层方法和/或实施例中的任一者中可使用任意数目的附加铝合金层。此外，可向上述多层方法和/或实施例中的任一者中添加任意数目的非铝合金层(例如，塑胶层、树脂/纤维层)。此外，上述多层型产品中的任一者可与上文冷加工部分(部分B(iii))中所述的冷加工梯度处理技术一起采用。
可与通过本文所公开的新工艺制备的产品一起采用的多层型产品类型的例子包括例如颁予Chu等人的美国专利申请公开No.2008/0182122、颁予Chu等人的美国专利申请公开No.2010/0247954、颁予Kamat等人的美国专利申请公开No.2010/0279143、颁予Chu等人的美国专利申请公开No.2011/0100579和颁予Rioja等人的美国专利申请公开No.2011/0252956中所述的那些。
J.组合
上文分别于部分A、B、C和F中所述的制备、冷加工、热处理和任选的最终处理设备和方法可如本文所述以任何合适的方式组合以实现部分D和H中描述的改善的铝合金体和/或性能中的任一者、部分E中所述的微观结构中的任一者，以及实现部分A-I的任一者中所描述的铝合金体和产品中的任一者，并且适当时可定制部分G中所规定的组成以实现这些铝合金体。因此，A-I这些部分中所描述的方法和设备的所有此类组合被视为可出于这些目的而组合，并因而可在任何合适的组合中加以组合并要求保护以保护这些本发明的组合。此外，该新技术的这些和其他方面、优势和新特征部分阐述于以下说明中，并且在检查该说明和附图后对本领域的技术人员将变得显而易见，或可通过实施本专利申请所规定技术的一个或多个实施例而获悉。
附图说明
图1为示出了用于制备铝合金产品的常规工艺的流程图。
图2a为示出了用于制备铝合金产品的新工艺的流程图。
图2b-2c为可经冷加工以产生差异性冷加工区或梯度的示例铝合金体的示意图。
图2d-2f示出了冷加工图2b-2c的铝合金体以制备具有定制冷加工区的冷加工铝合金体的各种方式以及所制备的铝合金体本身。
图2g-2i示出了可经冷加工以产生差异性冷加工区或梯度的铝合金体的其他例子、冷加工这些铝合金体的一个例子和所制备的铝合金体本身。
图2j-2l示出了制备具有差异性冷加工区或梯度的冷轧产品的各种方式。
图2m为经由图2j的工艺制备的轧制铝合金产品的俯视图(top-down view)。
图2n-2o示出了可根据本文所述的新方法制备的各种类型的汽车部件。
图2p-1至2p-3为汽车的分解图，其示出了可根据本文所述的新方法制备的各种类型的汽车部件。
图2q-1至2q-9为示出了用于制备改善的铝合金体的各种示例方法的流程图。
图2r示出了呈中间形式和最终形式的各种铝合金弹药筒的各种示意图。
图2s-1至2s-5为示出了用于制备改善的铝合金容器的各种示例方法的流程图。
图2s-6为示出了可根据本文所述的新方法制备的铝合金容器的一个实施例的示意性侧视图。
图2s-7为示出了可根据本文所述的新方法制备的铝合金闭合件的一个实施例的示意性侧视图。
图2t-1至2t-2为分别示出了可根据本文所述的新方法制备的铝合金车轮的一个立体图和剖视图的示意图。
图3-5为示出了制备铝合金体以供固溶后冷加工的各种实施例的流程图。
图6a为示出了制备铝合金体以供固溶后冷加工的一个实施例的流程图，其中该固溶步骤是伴随着设置步骤(例如，伴随着连续铸造步骤)完成的。
图6b-1和6b-2为示出了用于根据图6a制备铝合金体以供固溶后冷加工的连续铸造设备的一个实施例的示意图。
图6c-6f和6l-6k为示出了与根据图6b-1和6b-2的连续铸造设备制备的铝合金体相关的数据的图。
图6g-6j和6m为根据图6b-1和6b-2的连续铸造设备制备的铝合金体的显微照片。
图6n和6o为示出了可与图6b-1和6b-2的连续铸造设备一起采用的任选的条带支承机构的示意图。
图6p为示出了完成伴随的铸造和固溶步骤以制备其中具有微粒物质的铝合金体的一个实施例的流程图。
图6q为示出了用于根据图6a和6p制备铝合金体以供固溶后冷加工的连续铸造设备的一个实施例的示意图，其中这些铝合金体中含有微粒物质。
图6r-6s为根据图6q的连续铸造设备制备的铝合金体的显微照片，这些铝合金体中具有微粒物质。
图6t为示出了完成伴随的铸造和固溶步骤以制备其中具有不混溶金属的铝合金体的一个实施例的流程图。
图6u-6w为示出了用于根据图6a和6t制备铝合金体以供固溶后冷加工的连续铸造设备的一个实施例的示意图，其中这些铝合金体中含有不混溶金属。
图6x为根据图6u-w的连续铸造设备制备的铝合金体的显微照片，该铝合金体中具有不混溶金属。
图7-8为示出了制备铝合金体以供固溶后冷加工的实施例的流程图。
图9为示出了用于制备轧制铝合金体的方法的一个实施例的流程图。
图10为示出了各种铝合金体的R值随取向角变化的图。
图11a-11e为示出了铝合金体微观结构的光学显微照片；这些光学显微照片是通过使样品阳极化且在偏振光中对其加以检视而获得。
图12为示出了一种制备多层型铝合金产品的方法的流程图。
图13为示出了轧制产品的L、LT和ST方向的示意图。
图14-22为示出了各种6xxx铝合金体的热处理响应的图。
图23为示出了当在350℉下热处理时各种6xxx铝合金体的延展性随时间变化的图。
图24为示出了各种6xxx铝合金体的疲劳响应的图。
图25为基于图24的数据示出了各种6xxx铝合金体的疲劳响应的趋势线的图。
图26为示出了各种6xxx铝合金体的强度和断裂韧性性能的图。
图27-35为示出了以常规方式处理和根据本文所述的新工艺处理的各种6013合金体的各种性能的图。
图36为示出了以常规方式处理和根据本文所述的新工艺处理的各种6061合金体的各种性能的图。
图37为示出了以常规方式处理和根据本文所述的新工艺处理的各种6022合金体的各种性能的图。
图38-39为示出了各种6022和6061铝合金体的R值随取向角变化的图。
图40-51为示出了以常规方式处理和根据本文所述的新工艺处理的高镁6xxx铝合金体的各种性能的图。
图52为示出了由根据本文所公开的新工艺制备的AA6111片材产品制备的预定形状产品的照片，其中热处理步骤的一部分包括预定形状产品的成形。
图53-59为由在各种温度下形成的各种预定形状产品产生的成形极限图。
图60为示出了由根据本文所公开的新工艺制备的AA6111片状产品制备的预定形状产品的照片，其中在热处理步骤完成之后进行成形步骤，并且在室温下完成该成形步骤。
图61-62为由在室温下形成的各种预定形状产品产生的成形极限图。
图63为示出了根据本文所公开的新工艺制备的各种脚踏片产品的强度相对于冷加工量的图。
图64为与实例9中所制备的车轮类似的车轮的截面示意性侧视图。
图65a为与实例9中所制备的车轮类似的车轮的剖视图。
图65b为与实例9中所制备的车轮类似的车轮的前视图。
图66-71为示出了实例9的车轮的性能的各种图。
图72为示出了实例11的棒材的强度性能的图。
图73为示出了实例12的各种容器的穹凸反转压力性能随烘烤时间变化的图。
具体实施方式
实例1-具有铜和锌的6xxx铝合金的测试
将具有铜和锌的6xxx铝合金(“6xxx+Cu+Zn合金”)直接水冷铸造(direct chill cast)为铸锭。该合金类似于美国专利No.6,537,392中所公开的合金。6xxx+Cu+Zn合金具有以下表3中所规定的组成。
表3-6xxx+Cu+Zn铝合金的组成(所有值的均以重量％表示)
SiFeMnCuMgZnCrTi其他各自其他总计余量0.860.120.010.730.890.690.220.02≤0.05≤0.15Al
在铸造之后，将铸锭均质化，接着热轧制至2.0英寸的中间规格。将2.0英寸主体分成五部分，即主体A-E。
通过以下步骤以常规方式将主体A加工成片材：将2.0英寸板材热轧制至0.505英寸的第二中间规格，接着冷轧成具有0.194英寸最终规格的片材，之后使其固溶(片材A)，拉伸约1％以使其平整。
使用新工艺，通过以下步骤将主体B-E加工成片材：热轧制至1.270英寸(主体E)、0.499英寸(主体D)、0.315英寸(主体C)和0.225英寸(主体B)的第二中间规格，接着固溶，接着将这些主体冷轧至约0.200英寸的最终片材规格。片材B接受约11％的CW，片材C接受约35％的CW，片材D接受60％的CW，而片材E接受约85％的CW。
测试1样品
在350℉下热处理片材A的样品。因为片材A经固溶，接着经热处理，即在固溶与热处理步骤之间未施加冷加工，因此片材A被视为被处理至T6态。以各种时间间隔测量来自片材A的样品的机械性能随时间的变化。
对来自片材B-E的各种样品进行热处理。在300℉下热处理第一组，在下325℉热处理第二组，在350℉下热处理第三组，在375℉下热处理第四组，在400℉下热处理第五组。以各种时间间隔测量来自片材B-E的各个样品的机械性能随时间的变化。
图14-23示出了片材A-E的热处理响应。通过新工艺制备的片材(片材B-E)相对于常规片材产品(片材A)在较短时间段内实现较高强度。下表4示出了使用350℉热处理条件的一些拉伸性能，所有值均以ksi表示且在LT(长横向)方向。
表4-6xxx+Cu+Zn合金在各热处理时间下的强度(350℉)

如上表4和图16中所示，通过新工艺制备且具有至少25％的冷加工的片材C-E与片材A相比实现强度增加。实际上，具有85％CW且在350℉下经热处理的片材E实现约70.9ksi的强度且仅进行2小时热处理(其峰值强度可能更高，因为其如此快速地实现高强度)。呈T6态以常规方式处理的片材(片材A)在热处理16小时左右达到其最高强度测量值，然后仅实现约55.3ksi的强度。换而言之，新片材E与以常规方式制备的材料的强度相比实现约28％的拉伸屈服强度增加且仅进行了2小时热处理(即，快87.5％；(1-2/16)*100％＝87.5％)。换句话说，新片材E与常规片材A相比实现约28％强度增加且仅为片材A达到其峰值强度55.3ksi所需的时间的约1/10。
具有超过25％的冷加工的片材C、D和E实现超过60ksi的拉伸屈服强度。分别具有60％和85％冷加工的片材D和E实现超过65ksi的拉伸屈服强度，从而指示对于该特定合金，常规实现超过60ksi的拉伸屈服强度可能需要超过35％的冷加工，如超过50％的冷加工。
图19-21示出了片材B-E在各热处理温度下的屈服强度。如所示出的，在越高热处理温度下，获得给定屈服强度所需的时间逐渐变短。由于该较短的热处理时间，有可能可使用油漆烘烤循环或涂料固化来热处理新6xxx铝合金体，从而使其尤其可用于汽车应用和硬质容器包装应用等等。
鉴于这些显著的强度增加，预期片材B-E的延展性显著下降。然而，如下表5和图23中所示，6xxx+Cu+Zn铝合金体实现了良好的伸长率值。 所有伸长率值均以百分比表示。对于在300℉、325℉、375℉和400℉下热处理的样品测量到类似的伸长率值。
表5-6xxx+Cu+Zn合金在各热处理时间下的伸长率(％)(350℉)

测试2样品-机械性能
热处理来自片材A-E的样品，其条件在下表6中(“测试2样品”)中提供。测量机械性能，其平均值也在表6中提供。与旧工艺的片材A产品相比，新工艺且具有超过25％的冷加工的片材C-E实现较高强度，并且是在所有方向上，而具有少于25％的冷加工的片材B实现与片材A类似的性能。
表6-6xxx+Cu+Zn合金的机械性能

测试2样品-疲劳
还根据ASTM E606对来自片材A-E的测试2样品进行应变疲劳测试，其结果在图24-25中示出。如所示出的，通过新工艺制备且具有超过25％的冷加工的片材与以常规方式处理的材料，即呈T6态的片材A相比实现较高循环疲劳性能。在低循环(高应变)方案中，这些片材与片材A类似或优于片材A。
测试2样品-断裂韧性
根据ASTM E561和B646对来自片材A-E的测试2样品进行断裂韧性测试。使用宽度为约6.3英寸且厚度为约0.2英寸的M(T)样本测量断裂韧性，其中初始裂纹长度为约1.5至约1.6英寸(2a_o)。根据断裂韧性测试所测量的K_app值在下表7中提供。为方便起见，还复制了上述强度值。
表7：片材A-E的K_app值((M)T，T-L，W＝6.3英寸)

即使片材D-E具有高得多的强度，但片材D-E与片材A相比实现仅稍微较低的断裂韧性。所有结果均在约57至63ksi√in的相对较窄范围内。R曲线数据(未示出)表明，不管材料的强度范围，片材A-E全部具有类似R曲线。图26示出了强度和断裂韧性值，使用表7的K_app值和表6的LT强度值。总体而言，相对于以常规方式制备的T6产品，通过新工艺制备且具有超过25％的冷加工的新合金体实现类似或更好的强度与断裂韧性组 合。例如，与呈T6态的片材A相比，新工艺的具有85％CW的片材E实现约37％强度增加，仅具有约1.6％的断裂韧性降低。
测试2样品-抗腐蚀性
根据ASTM G110测试了来自片材A-E的测试2样品的抗腐蚀性。测试结果汇总于下表8中。提供了片材A-E各自的最大侵蚀深度的平均值(得自10个读数)。
表8-6xxx+Cu+Zn合金的腐蚀性能
片材CW％平均深度(μm)最小深度(μm)最大深度(μm)片材A不适用-T6645130片材B119767152片材C359243154片材D6056387片材E85393351
总体而言，结果表明新处理方法不显著影响合金的腐蚀性能。实际上，增加冷加工看起来降低平均和最大侵蚀深度。
还根据上述OIM程序测试了6xxx+Cu+Zn合金体的晶粒结构。结果在下表9中提供。
表9-6xxx+Cu+Zn合金的微观结构(OIM)性能
样品测量位置根据OIM的第一类型晶粒(％)未再结晶百分比对照T/4至表面98％2％11％CWT/4至表面95％5％35％CWT/4至表面12％88％60％CWT/4至表面8％92％85％CWT/4至表面5％95％
具有超过25％的冷加工的新6xxx+Cu+Zn合金体具有主要地为未再结晶的微观结构，在所有情况下均具有不大于0.12第一类型晶粒的体积分数(即88％未再结晶)。反之，对照合金体几乎完全再结晶，具有0.98第一类型晶粒的体积分数(即2％未再结晶)。
还根据上述R值产生程序测试了6xxx+Cu+Zn合金体的R值。结果在上述图10和表2中示出。具有60％和85％冷加工的新6xxx+Cu+Zn合金体具有较高标准化R值，二者均实现超过3.0的最大R值且在50°的取向角下实现该最大标准化R值。这些高R值可指示本文所述的新6xxx+Cu+Zn合金体的独特纹理，因而指示微观结构。具有60％和85％冷加工的新6xxx+Cu+Zn合金体也实现与对照合金体的R值相比约369％至717％的更高的最大R值(出于测量R值的目的，对照样呈T4态，而非T6态)。
实例2-以罐体原料形式测试的多层型产品
以类似于上述图12的方法且在H态下制备包括作为包层的AA3104和作为芯的AA6013的若干多层型产品。制备呈两层(3014-6013)和三层(3104-6013-3104)形式的多层型产品。在H1x态下和在涂料固化之后测试该多层型产品的机械性能。结果在下表10中提供。
表10-多层型产品的机械性能

与标准3104合金产品相比，所有多层型产品均实现改善的强度与延展性组合，实现约17ksi至30ksi的TYS增加(固化后)，并且具有类似或更好的延展性。3104包覆层可用于限制在罐制造期间引缩模具上铝和氧化物的拾取(pick-up)。可在涂料固化期间热处理6013芯层，这可增加其强度。
实例3-合金6013的测试
以类似于实例1的方式制备铝协会合金6013，并测量其机械性能。合金6013为不含锌含铜6xxx合金。所测试的6013合金的组成在下表11中提供。机械性能在图27-35中示出。
表11-6013合金的组成(所有值均以重量％表示)
SiFeMnCuMgCr其他各自其他总计余量0.700.250.320.890.940.03≤0.05≤0.15Al
合金6013在75％冷加工下实现约64-65ksi的峰值LT拉伸屈服强度且在55％冷加工下实现60-61ksi的峰值LT拉伸屈服强度，该结果比对照合金(T6)的峰值强度高若干的8-13ksi。经75％和55％冷加工的合金实现这些强度比对照(T6)合金快。
使用Hunterlab Dorigon II(弗吉尼亚州雷斯顿的Hunter Associates实验室公司)评价对照、55％冷加工和75％冷加工6013片材的光学性能。首先将片材机械抛光至镜面光泽，清洁、化学抛光、阳极化至0.3密耳氧化物厚度并密封。测量镜面反射率、图像清晰度和2度漫射以便对阳极化表面的外观进行定量。较高镜面反射率和图像清晰度值表明较亮和更均一的外观。较低的2度漫射表明反射图像的浊度水平降低。高镜面反射率和图像清晰度以及低2度漫射对于其中产品用作反射器(如在照明应用中)的应用和其中可能需要明亮均一表面的其他消费型电子应用是重要的。使用具有明亮表面和高强度的铝合金产品在这些(和其他)应用中可能有利。
所测量的这些6013片材的光学性能在表15中提供。如该表中所示，55％和75％冷加工6013片材的光学性能与对照样相比有所改善。55％和75％冷加工6013片材也具有改善的强度，如上所示。
表15-6013合金的光学性能
光学性能片材(旧)对照片材(新)55％CW片材(新)75％CW镜面反射率15.216.417.32度漫射7.666.525.86图像清晰度29.335.038.4镜面反射率改善％不适用7.913.82度漫射改善％不适用14.923.5图像清晰度改善％不适用19.531.
实例4-合金6022和6061的测试
用与实例1类似的方式制备铝协会合金6022和6061，并测量其机械性能。合金6022为低铜无锌合金，具有0.05重量％的Cu。合金6061为另一低铜无锌合金，具有0.25重量％的Cu。所测试的6022和6061合金的组成在下表12和13中提供。机械性能在图36-37中示出。
表12-6022合金的组成(所有值均以重量％表示)
SiFeMnCuMgCr其他各自其他总计余量0.860.160.070.050.610.02≤0.05≤0.15Al
表13-6061合金的组成(所有值均以重量％表示)
SiFeMnCuMgCr其他各自其他总计余量0.650.460.060.250.950.19≤0.05≤0.15Al
合金6022和6013均不能实现超过60ksi的LT拉伸屈服强度。实例1-4的结果表明，关于本文所公开的新工艺，合金的强化响应可能取决于所用合金元素的类型和量。据信，促进应变硬化和/或析出硬化的合金元素可提供改善的性能。也据信，合金可能需要足够的溶质来实现改善的性能。据信，6xxx+Cu+Zn合金和6013合金能够实现超过60ksi的强度，因为其含有足以促进高度硬化响应(应变和/或析出)的溶质(例如额外的铜和/或锌)。据信，合金6061和6022不能实现60ksi的强度水平，因为当施加高的冷加工和适当热处理时，其看起来不具有足以促进高度硬化响应的溶质。
还根据上述R值产生程序测试了6061和6022合金的R值，其结果在图38-39中示出。结果表明与较高溶质的6xxx+Cu+Zn和6013合金相比，这些合金具有不同的微观结构。6022合金(图38)在20°至70°的取向角范围内不具有最大R值，而6xxx+Cu+Zn合金可实现这一点。实际上，R曲线的形状几乎为对照样本的镜像，在90°的取向角下实现其最大R值。如图39中所示，6061合金在45°的取向角下实现最大R值，但实现小于3.0的R值。
实例5-高Mg 6xxx合金的测试
以类似于实例1的方式制备呈片材和板材形式的具有高镁的6xxx合金(6xxx-高Mg合金)。片材的最终厚度为0.08英寸，板材的最终厚度为0.375英寸。6xxx-高Mg合金的组成在下表14中提供。6xxx-高Mg合金具有0.14重量％的低铜且无锌(即仅含有作为杂质的锌)。6xxx-高Mg合金的机械性能在图40-51中示出。
表14-6xxx-Mg合金的组成(所有值均以重量％表示)
SiFeMnCuMgCr其他各自其他总计余量0.810.280.610.141.450.14≤0.05≤0.15Al
呈片材形式的6xxx-高Mg合金在冷加工时实现超过60ksi的LT拉伸屈服强度且具有良好伸长率。实例4和5的结果显示，这些高Mg 6xxx合金可实现至少60ksi的LT屈服强度，具有低的铜含量且无锌(即锌仅作为杂质)。高镁可促进应变硬化响应和/或析出硬化响应。其他高镁合金体可实现小于60ksi的强度水平，但仍可用于各种产品应用。
实例6-预定形状产品的温成形
制备铝合金AA6111和AA6013以供固溶后冷加工，接着冷轧至最终规格(对于AA6111为0.035英寸片材，对于AA6013为0.050英寸片材)，由此在AA6111片材中引入约74％冷加工，在AA6013片材中引入约55％冷加工。移出6111片材的一部分并热处理(325℉下30分钟)。在375℉和400℉的温度下将6111(T3和热处理状态下的)和6013片材的样品温成形为预定形状产品；还在350℉下对AA6111进行温成形(统称为“温成形部件”)。该温成形是使用用于进行Nakajima极限穹凸高度(Limiting Dome Height，LDH)测试且具有4英寸直径球状冲头并且零件沿周边夹持的温成形实验室压机来实现。在样品被冲头所接触的部分上使用高温固体润滑剂(石墨)。在温成形期间，采用三区加热控制，其中冲头、固定装置(binder)和模具中具有独立的加热器。在成形操作之前将样品加热约30或60秒(视规格而定)。在温成形期间，使铝合金片材的部分经历至少5％的最大等效塑性应变(即温成形期间的最大应变≥0.05EPS)以便实现预定形状产品形式。所有测试均使用0.04英寸/秒的恒定冲头速 度。记录每个样品的载荷和位移数据。在测试之后使样品空气冷却。图52为示出温成形零件之一的照片(在温成形之前经热处理的6111)。出于比较目的，也根据上文将呈T6态的标准AA6111(冷轧，接着固溶，接着人工老化)温成形。
在成形工艺完成之后，基于温成形部件且基于ASTM E2218-02(2008)生成成形极限图，不同的是使用高温润滑剂，由于材料的可得性，仅使用三(3)种几何形状且仅使用两(2)次重复实验。图53-59中示出了那些成形极限图和相应成形极限曲线。通过在温成形操作之前在表面上电蚀刻圆形栅格来完成应变测量。该栅格不能消除且可耐受高温。在材料变形之后，这些圆倾向于伸展。利用FMTI应变栅格分析仪(Forming Measurement Tools Innovations公司，哈密尔顿市，ON L8S 4S3，加拿大)获取各个伸展圆的图像，并使用FMTI软件人工将椭圆与各圆拟合以便计算应变值。尽可能接近穹凸顶部进行应变测量。
还在室温下将相同合金成形为相似形状的零件。通过将表面喷漆成具有随机白底黑点图案来方便应变测量。用NLGI 2级锂多用途润滑脂与两个聚乙烯片润滑样品，接着用MTS极限穹凸高度机器(MTS，美国明尼苏达州伊甸草原(Eden Prairie,Minnesota,USA))进行成形。生成与该随机图案连接的虚拟栅格。在样品变形时，在10hz下收集来自两个数字照相机的图像。使用即将断裂前的图像来计算虚拟栅格的新座标，这些座标允许计算全视场的总应变。记录贯穿高应变区域的部分的主应变并使用ISO12004-2:2008中所述的技术计算峰值。将各几何形状的峰值取平均值，并将该平均值用作极限应变。所有测试均使用0.080英寸/秒的冲头速度。用GOMAramis全视场数字图像相关(DIC)应变测量系统(德国布伦瑞克市的GOM公司(GOM mbH,Braunschweig,Germany))进行应变测量。用GOM软件根据ISO标准计算极限应变，除了仅使用三(3)种几何形状。一些部分的应变数据不处于ISO标准针对曲线拟合所设定的限值内，但加以检验并判断以便合理地反映极限应变值。图60为示出室温成形零件之一的照片。出于比较目的，还在室温下将呈T6态的标准AA6111(冷轧，接着固溶，接着人工老化)成形。图61-62中示出了室温成形结果。
还根据ASTM标准B557和E8测量了室温和温成形零件的机械牲能，其结果在下表16中提供。所有结果均为两次重复实验样本的平均值。
表16-成形的合金体的机械性能

令人惊讶的是，根据本文所公开的新工艺制备的许多温成形部件实现相当大的强度增加且仅进行数分钟的热处理暴露(约1分钟的温成形操作暴露，加上数分钟冷却至低于150°)。实际上，在400℉下成形的新6111(T3)合金与该合金的室温成形形式相比实现约5.5ksi的拉伸屈服强度增加。该合金也实现比该产品的6111(T6)形式高约14ksi的屈服强度。令人惊讶的是，即使具有更高的强度，6111(T3)合金实现与6111(T6)合金类似的成形延展性。具体而言，6111(T3)合金实现0.165的FLDo，其与6111(T6)产品的0.185FLDo相当，两种合金均实现约10％的伸长率。换而言之，6111(T3)产品与6111(T6)产品相比实现高得多的强度，具有类似延展性和成形性且在温成形期间仅进行数分钟热暴露。
这些结果表明，温成形步骤可用作热处理步骤(300)，或作为热处理步骤(300)的一部分，以便使用本文所公开的新工艺制备预定形状的铝合金产 品。换而言之，在第一种方法中，第一加热步骤可用作热处理步骤(300)的一部分，其可在温成形之前进行，并且温成形可用作热处理步骤(300)的另一部分。在另一种方法中，热处理步骤(300)可由温成形组成，即温成形为应用于铝合金体的唯一热处理。
这些结果还表明，温成形为由具有大量冷加工且具有增加强度的铝合金体制备无缺陷预定形状产品的一个选项。例如，对于汽车部件，可以冷加工状态、T3状态或第一热处理步骤后部分热处理已应用于6xxx合金的形式中的任一者提供6xxx片材或板材以用于温成形。接着，可将6xxx产品温成形为预定形状汽车部件，该温成形实际上可增加部件的强度。在温成形之后也可应用任选的油漆烘烤循环，这也可增加部件的强度。在温成形与油漆烘烤之间可应用任选的额外热处理。如可理解的，如上文所述，上述第一加热步骤可使部件老化不足，或可使部件老化至峰值强度或接近峰值强度，或可使部件过度老化。因而可定制温成形和任选的额外热处理步骤和/或任选的油漆烘烤步骤以增加强度和延展性，或降低强度以及增加延展性，这取决于具体情形。可受益于这些温成形操作的一些汽车部件的例子包括白车身(A柱、B柱或C柱)、门护梁、车顶横梁和摇杆(列举数例)。因此，可给汽车制造商供应具有定制/预定性能(例如，由于预定的老化不足量)的6xxx片材和板材产品，该性能可由汽车制造商在随后的温成形、油漆烘烤和/或其他热处理操作期间进一步改善。类似工艺可用于其他行业，如航天(例如，冀部蒙皮)、海运(例如轮船零件)、轨道(例如，用于底卸式车或其他相关轨道运输车辆)、商用车辆(例如牵引式挂车、有篷货车、公共汽车)和空间运载火箭以及上文产品应用部分(部分I)中所列出的许多其他上述铝合金产品。可在热处理温度下进行以实现温成形的合适成形操作包括例如压印、液压成形(利用气体或液体)、弯曲、拉伸成形、轧制成形、压花、锤锻、榫接、卷边、凸缘加工、旋压、深拉和引缩(列举数例)。无缺陷意指部件适合用作商业产品，因而可具有极少的(无实质的)或无裂缝、皱纹、吕德现象(吕德带(Luder bands))、变薄和橘皮皱(列举数例)。
实例7-脚踏片
将三种不同的6xxx合金制备成脚踏片。具体而言，制备具有与表3中类似的组成的合金(“6xxx+Cu+Zn合金”)、合金6061和具有与表14中 类似的组成的合金(“6xxx-高Mg合金”)以供固溶后冷加工，接着冷轧至最终规格(2至7mm，视合金而定)，之后将其轧制成脚踏片(即具有多个凸起扣状物的片状产品(脚踏板)，其中各扣状物具有约0.5mm至约1.7mm的高度，视规格厚度而定)。接着在345℉下将脚踏片热处理约8小时。还测试了未进行冷加工且仅进行老化的合金的性能。为了平整，在固溶与热处理之间将对比6061合金少量(约1％)拉伸，但不进行进一步冷加工。6xxx+Cu+Zn合金和6xxx-高Mg合金在固溶与热处理之间未进行拉伸，且在固溶与热处理之间未接受其他冷加工。接着根据ASTM E8和B557测试脚踏片的机械性能，其结果在下表17中提供。相对于冷加工量的拉伸屈服强度示于图63中。
表17-各种脚踏片产品的机械性能

所有6xxx合金均实现强度改善。实际上，与未经冷加工但老化约8小时的脚踏片参考形式相比，6xxx+Cu+Zn合金实现约14％的LT TYS增加，6xxx-高Mg合金实现约35％的LT TYS增加。也仅用约25-35％冷加工即实现这些改善。6061合金也实现LT TYS增加(约11％)，但需要更多冷加工来实现改善的性能。这些结果表明，当用于脚踏片或脚踏板的6xxx铝合金含有足以促进良好应变硬化响应(例如，由于较高的Mg等等)和良好 老化响应(例如，由于较高的Si、Cu和/或Zn等等)两者的溶质时，可实现改善的结果。因此，可使用本文所述的工艺且根据EN1386:1996制备高强度无缺陷脚踏片/板。
实例8-消费型电子产品
i.成形和耐冲击性测试
制备铝合金AA 6111以供固溶后冷加工，接着冷轧至0.0365英寸的最终规格，该冷轧引入约75％冷加工(“新6111”)。通过冷轧至最终规格，接着固溶来制备对比的AA6111片材(0.035英寸)(“标准6111”)。接着在烘箱中在约300℉的温度下将这些片材产品中的一些预热约30分钟，之后将其置于预热的冲压模具(9英寸x12英寸)中，接着冲压成笔记本电脑外壳。在室温下冲压其他这些片材产品。通过冲压与片材产品具有相同温度的若干预热的坯料来预热模具。
一般而言，就成形性而言，所形成的新铝合金产品与常规6061-T6产品相比实现类似结果，与6061-T6相比仅具有微小中心穹凸和微小回弹(大约1mm)。可使用针对新产品定制的模具设计来修正这些微小缺陷。出乎意料的是，随着成形温度逐渐上升，笔记本电脑外壳的变形(扭歪)增加，从而表明在制备消费型电子产品和其他冲压产品时，室温或低温成形可能有利。
新6111产品也可实现改善的耐冲击性。如下表18a中所示，当根据下文描述的凹痕测试程序进行测试时，新6111产品实现较小凹痕。出于比较目的，还在室温下测试了标准6061-T6和5052-H32。因为片材具有不同的厚度，所以通过取凹痕尺寸的倒数，然后除以片材厚度来标准化耐冲击性(例如，对于新6111，取凹痕尺寸的倒数(其等于20.408英寸^-1)，然后除以片材厚度0.0365英寸，得到标准化耐冲击性为559/英寸²)。
表18a-合金的耐冲击性


新6111合金与以常规方式制备的6111-T4产品相比在室温下实现高约33％的耐冲击性，与以常规方式制备的6111热处理产品相比在300℉下实现高约29％的耐冲击性。新6111合金与常规合金5052-H32相比也实现高约57％的室温耐冲击性，与常规合金6061-T6相比实现高约18％的室温耐冲击性。
凹痕测试程序
设备：
·BYK-Gardner冲击测试仪，目录号IG 1120
·Mitutoyo深度规，编号2904S
程序：将欲形成凹痕的样品置于半英寸冲击球下，并且将2磅砝码提升至滑杆上的数字10(即达到10英寸磅力)。落下砝码且在样品上形成凹痕。使用深度规测量凹痕的深度并记录。若冲击球穿透样品，则将砝码减至1磅或更轻，以避免穿透。若凹痕的深度小于0.010英寸，则将砝码增加至5磅或更重以实现0.010英寸的最小凹痕深度。
ii.表面外观
还测试了新6111片材的表面外观特性。具体而言，将新6111片材机械抛光至镜面光泽度，之后在约140℉下在碱性非蚀刻清洁剂中清洁约2分钟，接着在225℉下于酸浴(主要组分为磷酸和硝酸)中化学增亮2分钟，接着在室温下在50％硝酸浴中去污约30秒。接着在20％硫酸阳极化浴中在70℉和12安培/平方英尺下将样品阳极化，以便实现约0.3密耳(0.0003英寸)的氧化物厚度，之后在约205℉下将其密封于乙酸镍浴中约10分钟。出于比较目的，以类似方式制备常规5052-H32、6061-T6和6111-T4。
使用60°角光泽度表征阳极化表面的外观，其结果在下表18b中提供。用于光泽度测量的仪器为BYK Gardner浊度-光泽度反射计。由德国Mahr公司(Mahr GMBH,Germany)制造的Perthometer M2测量表面粗糙度。
表18b-合金的表面外观性能
合金60°光泽度表面粗糙度(Ra)氧化物厚度5052-H32162(典型)3.00.316061-T6171(典型)4.70.31标准61111744.00.28新6111(RT)1873.80.28新6111(300℉)1883.80.26
新6111合金与其他合金相比实现较高光泽度值，意味着新处理的合金不仅可实现改善的机械性能，而且可实现改善的表面外观性能。
实例9-车轮
测试根据一个实施例制备的车轮(车轮A)的机械性能并且与呈T4/T6态的车轮(车轮B)的机械性能进行了比较。
车轮A
将由铝合金6061构成的铝合金体固溶，接着经由滚压成形冷加工成车轮。所得车轮类似于图64、65a和65b中所示的车轮。该车轮的位于该车轮的安装法兰上的1号位置未接受滚压成形所引起的冷加工。位于轮辋上的2号位置，更具体而言，所述的凹部，已接受由滚压成形所引起的约54％冷加工。接着在350℉下将车轮A的包含1号位置和2号位置的第一部分热处理十五(15)小时。在385℉下将车轮A的包含1号位置和2号位置的第二部分热处理八(8)小时。
车轮B
出于比较目的，冷加工由与车轮A相同的6061合金构成的第二铝合金体，接着固溶，即置于T4态。在350℉下将车轮B的包含1号位置和2号位置的第一部分热处理十五(15)小时。在385℉下将车轮B的包含1号位置和2号位置的第二部分热处理八(8)小时。
结果
图66中示出了由在350℉下的热处理获得的拉伸屈服强度曲线。与车轮A的不具有冷加工的位置1和在热处理之前呈T4态的车轮B的位置1和位置2的拉伸屈服强度相比，车轮A的具有约54％冷加工的2号位置具有拉伸屈服强度改善。极限抗拉强度曲线(图67)反映出2号位置的类似改善。图68中示出了由在350℉下的热处理获得的伸长率曲线。可以看出， 即使车轮A在位置2具有拉伸屈服强度改善，但车轮A的2号位置维持与车轮A的位置1和车轮B的位置1和位置2相当的伸长率百分比。
图69和70中分别示出了由在385℉下的热处理获得的拉伸屈服强度和极限抗拉强度曲线。与350℉曲线类似，车轮A的2号位置与车轮A的不具有冷加工的位置1和在热处理之前呈T4态的车轮B的位置1和位置2的拉伸屈服强度相比具有显著强度改善。另外，如图71中可观察到的，在385℉下热处理八(8)小时之后，即使车轮A在位置2具有拉伸屈服强度改善，但车轮A的2号位置处维持与车轮A的位置1和车轮B的位置1和位置2处相当的伸长率百分比。这些滚压成形结果显示，可使用本文所述的新方法制备其他滚压成形产品。
实例10-梯度冷加工
根据上文关于图2c和2e所述的操作制备与实例5的6xxx-高Mg合金具有类似组成的合金，不同的是该铝合金体仅具有三个不同的区以便在冷轧时引入三种不同水平的冷加工。将该产品固溶，接着冷轧至0.022英寸的最终均一规格，之后在约350℉下将其热处理约30分钟。对照产品也由6xxx-高Mg合金通过冷轧至0.022英寸的最终规格，接着固溶，接着在350℉下热处理30分钟来制备。获得新定制冷加工产品和对照产品二者的机械性能，其结果在下表19中提供。
表19-具有定制冷加工的0.022英寸铝合金片材的机械性能
合金区冷加工量测量方向UTS(ksi)TYS(ksi)伸长率(％)第一0L45.52921第一0LT46.22921第一045°46.128.921第二25L59.956.99第二25LT60.857.78.5第二2545°58.454.98第三90L61.659.48第三90LT62.961.47.5第三9045°57.555.69.5
基本上不接受冷加工的第一区与第三区相比具有较高延展性，在所有方向上均具有约21％的伸长率，而第三区具有低得多的延展性，具有约 7.5％的伸长率至约9.5％的伸长率，视测量方向而定。然而，第三区在L和LT方向上分别具有比第一区高约30至32ksi的拉伸屈服强度，在两种情况下均高100％以上。笫三区在L和LT方向上也具有比第一区高约16ksi的极限抗拉强度。具有定制冷加工的该类型铝合金体可用于许多上述应用，如汽车部件，其中第一区可用作定制能量吸收区，而第三区可用作定制加强区。
实例11-制备棒材
由铝合金6201和6xxx+Cu+Zn合金形式，通过制备中间材料以供固溶后冷加工，接着将该中间材料冷加工至各种最终规格，接着在各种温度下热处理不同时间来制备棒材。这些合金也以常规方式通过冷加工、接着固溶、接着在各种温度下热处理不同的时间来制备。根据ASTM E8和B557针对多种热处理测定棒材的极限抗拉强度(L)和伸长率(L)，其结果在下表20-24中提供。
表20-6201在275℉下不同时间的机械性能
合金等效塑性应变热处理时间(小时)UTS(ksi)伸长率(％)常规62010029.426常规62010131.325.8常规62010431.127常规62010831.827常规620102433.423.5常规620104835.719.5     新62012.49045.86新62012.49147.78.5新62012.49448.37.5新62012.49849.18.5新62012.492448.310.8新62012.494845.89.5     新62011.6043.210新62011.6144.513新62011.6445.815.5新62011.684615.3新62011.62445.614.5新62011.64844.113.5     
合金等效塑性应变热处理时间(小时)UTS(ksi)伸长率(％)新62010.8037.311新62010.8240.416新62010.8441.818新62010.8842.318新62010.82442.717新62010.8484217
表21-6201在300℉下不同时间的机械性能
合金等效塑性应变热处理时间(小时)UTS(ksi)伸长率(％)常规62010029.526常规620100.528.723.3常规62010128.826常规62010229.726.3常规62010431.323常规62010832.522.3常规620101234.421常规620102436.217.8     新62012.49045.86新62012.490.547.211.3新62012.49147.711.5新62012.49246.912.5新62012.49447.512新62012.49646.311.5新62012.49846.710新62012.491244.510     新62011.6043.210新62011.6244.715新62011.6845.113.5新62011.61244.312     新62010.8037.311新62010.8240.916.3新62010.8441.917.7新62010.81242.217新62010.82441.215
表22-6201在350℉下不同时间的机械性能
合金等效塑性应变热处理时间(小时)UTS(ksi)伸长率(％)常规62010029.526常规620100.528.624.5常规62010232.419.5常规62010436.614.3常规62010836.614常规620101238.611常规620102439.220.3     新62012.49045.86新62012.490.543.68.3新62012.49145.310新62012.49242.810新62012.49439.79新62012.49837.59新62012.491236.39     新62011.6043.210新62011.60.544.112.5新62011.614413新62011.6242.912新62011.6440.910.5新62011.6838.912新62011.61237.912     新62010.8037.311新62010.80.54116新62010.8140.315新62010.8239.314新62010.8438.214.5新62010.883715新62010.81234.916.5
表23-6xxx+Cu+Zn合金在350℉下不同时间的机械性能
合金等效塑性应变热处理时间(小时)UTS(ksi)伸长率(％)常规6xxx+Cu+Zn005023常规6xxx+Cu+Zn00.551.520.0
合金等效塑性应变热处理时间(小时)UTS(ksi)伸长率(％)常规6xxx+Cu+Zn0154.617.8常规6xxx+Cu+Zn025713.3常规6xxx+Cu+Zn0458.214.3常规6xxx+Cu+Zn0861.111.3常规6xxx+Cu+Zn01659.110常规6xxx+Cu+Zn02458.67常规6xxx+Cu+Zn04855.28.8     新6xxx+Cu+Zn2.49071.73.5新6xxx+Cu+Zn2.490.573.33.8新6xxx+Cu+Zn2.491732.5新6xxx+Cu+Zn2.49270.81.8新6xxx+Cu+Zn2.49467.71.5新6xxx+Cu+Zn2.49866.51.5     新6xxx+Cu+Zn1.6063.98.5新6xxx+Cu+Zn1.60.566.311.5新6xxx+Cu+Zn1.6166.311新6xxx+Cu+Zn1.6266.86.3新6xxx+Cu+Zn1.6465.37.5新6xxx+Cu+Zn1.6863.77.8     新6xxx+Cu+Zn0.8060.710.3新6xxx+Cu+Zn0.8159.210新6xxx+Cu+Zn0.8262.113新6xxx+Cu+Zn0.8462.910新6xxx+Cu+Zn0.8861.711
表24-6xxx+Cu+Zn合金在300℉下不同时间的机械性能
合金等效塑性应变热处理时间(小时)UTS(ksi)伸长率(％)常规6xxx+Cu+Zn005023常规6xxx+Cu+Zn0451.319常规6xxx+Cu+Zn0857.418常规6xxx+Cu+Zn01658.716.5常规6xxx+Cu+Zn02457.914常规6xxx+Cu+Zn04860.714常规6xxx+Cu+Zn07261.212.5
合金等效塑性应变热处理时间(小时)UTS(ksi)伸长率(％)     新6xxx+Cu+Zn2.49071.73.5新6xxx+Cu+Zn2.49272.34.3新6xxx+Cu+Zn2.49473.18新6xxx+Cu+Zn2.49873.62新6xxx+Cu+Zn2.491673.22.8新6xxx+Cu+Zn2.492072.52新6xxx+Cu+Zn2.4924712.3新6xxx+Cu+Zn2.494869.41.5     新6xxx+Cu+Zn1.60648.5新6xxx+Cu+Zn1.646713.5新6xxx+Cu+Zn1.6867.113新6xxx+Cu+Zn1.61667.19新6xxx+Cu+Zn1.62467.28新6xxx+Cu+Zn1.64865.27.8     新6xxx+Cu+Zn0.8060.710.3新6xxx+Cu+Zn0.886415新6xxx+Cu+Zn0.8166310新6xxx+Cu+Zn0.82463.410新6xxx+Cu+Zn0.84861.810
新6xxx棒材与用常规方式制备的棒材料相比实现改善的性能。实际上，新6201棒材与经类似处理的常规6201棒材相比且在较短热处理时间内实现约5％至约38％的极限抗拉强度改善。新6xxx+Cu+Zn合金棒材实现类似的改善。图72示出了具有约2.49等效塑性应变(EPS)的新6201合金棒材产品与呈T81态的常规6201相比的性能。新6201合金在8小时的相同热处理时间下实现高约5％的极限抗拉强度。
实例12-容器
制备五个具有呈穹凸形式的底部的容器。这些容器由下表25中所列出的合金制备的T4片材形成，制备常规3104片材用于比较目的。容器的内部过渡壁(参见图2s-7，参考标号为920-C)接受约30％冷加工。
表25-容器合金的组成(所有值均以重量％表示)
合金SiFeCuMnMg其他各自其他总计余量HTL10.370.320.360.891.30≤0.05≤0.15AlHTL20.580.390.360.701.52≤0.05≤0.15AlHTL30.680.390.390.861.48≤0.05≤0.15AlHTL40.670.330.551.061.51≤0.05≤0.15Al
通过以在400℉下烘烤约20分钟的形式进行加热来热处理所有五个容器。(i)在冷加工状态下、(ii)在烘烤约六分钟之后和(iii)在烘烤约20分钟之后测量容器的穹凸反转压力。结果在图73中示出。新容器在热处理之后实现5.4％至15.2％的穹凸反转压力增加，而对照容器在热处理之后穹凸反转压力下降。因此，根据本文所述的合金和新工艺制备的容器与由常规工艺制备的容器相比可实现改善的强度性能。如上文所述，该种改善的强度可用于下调现有容器的规格以在较小重量下实现相同强度，或用于制备在类似重量下具有改善的强度的容器，以及其他选项。此外，铝合金体的供应商能够定制其冷加工和/或热处理步骤，以使得容器制造商在接收并处理这些合金体后实现预定强度和/或伸长率，如峰值或接近峰值强度状态等等，以及如上文热处理部分(部分C，子部分i)中所述。
尽管已详细描述了用于制备具有改善性能的铝合金体的新工艺的各种特定实施例，但应认识到，关于各实施例描述的特征与任何其他实施例中描述的特征在其相容的情况下可以任何组合的形式组合。例如，本文所述的铝合金体、预定形状产品、部件和组件中的任一者以及制备它们的相应工艺技术可以任何适当组合的形式组合，并且本专利申请或其继续专利申请或分案专利申请在适当时可适当地要求保护它们的和与它们相关的改善性能。另外，其他设备和/或工艺步骤可在其不实质上干扰本文所公开的新工艺的操作的情况下加入。其他变型对于本领域技术人员将变得显而易见。所有这些变型均意欲处于本发明范围内。此外，显而易见，本领域的 技术人员将想到这些实施例的变型和修改。然而，显然应理解，这些变型和修改处于本发明的精神和范围内。