專利名稱：：包覆超塑性合金的制作方法
技術(shù)領(lǐng)域：
：本發(fā)明涉及超塑性合金，尤其涉及主要由鋁制成的超塑性合金。更具體地，本發(fā)明涉a塑性合金的包覆以改變和改善它們的表面特性。
背景技術(shù)：
：超塑性合金是在升高的溫度下在拉伸變形期間可良好變形超過它們通常小于100%的斷裂點(diǎn)、可拉伸至少200%并且經(jīng)常超過1000%的結(jié)晶金屬。有時(shí)，指的是具有"增強(qiáng)塑性"的金屬。這樣的金屬通常具有在"超塑"金屬范圍內(nèi)低端的變形性質(zhì)，但是仍能夠比類似的常規(guī)金屬具有更大^性。應(yīng)該理解當(dāng)前論述包括具有超塑性和增強(qiáng)塑性的金屬。為了方便，以下將僅僅使用術(shù)語"超塑性"來指代兩種金屬。在張力之下拉伸時(shí)超塑性金屬以非常均勻的方式伸長(zhǎng)和變薄而不是形成導(dǎo)致斷裂的"頸"(即局部變窄)。材料最終通過小的內(nèi)部空隙的緩慢融合直至形成連續(xù)的裂縫而損壞，而不是形成頸部。這樣的金屬通常具有細(xì)晶粒的晶體結(jié)構(gòu)(例如，小于10微米)，其具有在高溫下用于限定(pin)晶界并且保持細(xì)晶粒結(jié)構(gòu)的熱穩(wěn)定顆粒的細(xì)^:。細(xì)晶粒尺寸是允許稱為"晶界滑移"的特性變形模式發(fā)生所必需的。表現(xiàn)出該性質(zhì)的鋁合金通常具有高含量的合金元素例如鎂、銅或者鋅。典型例子是諸如由S叩erformUSAofRiverside,California制造的Supra惚合金(通常為Al，6wt.。/。的Cu，0.4wt,。/。的Zr)、AA7075合金和AA5083合金的合金。AA5000系列的含Mg合金是用于制造機(jī)動(dòng)車構(gòu)件最常用的^lr。AA7000系列的超塑性合金(包含較少的Mg例如低至1.9wt。/。^L是Zn含量高)目前更常用于航空航天應(yīng)用。超塑性合金可用于通過利用氣體或者用成形工具應(yīng)用壓力來形成復(fù)雜形狀的物體，并且經(jīng)常借助于沖模(例如，利用快速塑性成形(QPF)工藝)。經(jīng)常超塑性地形成鋁和鈥部件用于航空航天應(yīng)用和日益增加的機(jī)動(dòng)車應(yīng)用。超塑性狀態(tài)在高溫下實(shí)現(xiàn)，通常高于所涉及合金的絕對(duì)熔點(diǎn)的一半，在鋁-基^r中通常為約500'C(通常高于400。C)。令A(yù)Jt憾地，商業(yè)的相關(guān)含Mg合金(尤其是)由于它們高的Mg含量，所以在這樣的加工期間和也在使用期間變得容易受到氧化和/或表面劣化。這些合金在高溫成形操作之后也可變得難以連接在一起以構(gòu)造成用于機(jī)動(dòng)車等的部件。因此，需要改變或者改善超塑性合金以避免這樣的問題。1983年10月25日授予RobertM.Johnson的美國(guó)專利4,411,962公開了金屬層壓制品的形成，所述金屬層壓制品包括一個(gè)或更多個(gè)超塑性材料層，所^￡塑性材料層冶金地^至非超塑性材料的一個(gè)或更多個(gè)層，以在保留超塑性質(zhì)的同時(shí)實(shí)現(xiàn)高強(qiáng)度。通過擴(kuò)散掩^(加熱到低于金屬的熔點(diǎn)的溫度)或軋制掩^(將板軋制在一起以降低它們的厚度并且促進(jìn)掩^)進(jìn)行層的齢。1965年9月21日授予GroverC.Robinson的美國(guó)專利3，206，808涉及鋁和鋁合金的錠的連續(xù)或半連續(xù)的鑄造。然而，其沒有涉;s^塑性合金的處理。
發(fā)明內(nèi)容本發(fā)明的一個(gè)示例性實(shí)施方案提供制造包覆板制品的方法。所述方法包括優(yōu)選通過共鑄造在由具有超塑性質(zhì)的M制成的錠芯的至少一個(gè)面上提供包覆物以形成包覆錠，并且軋制包覆錠以制造具有芯層和至少一個(gè)包覆層的板制品。用于芯錠的^r包括在超塑性成形制品所需的溫度下從芯層內(nèi)部擴(kuò)散至其表面并且存在于制品的外表面時(shí)會(huì)導(dǎo)致表面劣化的元素。選擇包覆層，以包括與芯的元素相互作用以降低芯的元素?cái)U(kuò)散穿過包覆層的元素。本發(fā)明另外的示例性實(shí)施方案提供具有超塑性質(zhì)的包覆板制品，包括具有超塑性質(zhì)的金屬的芯層和優(yōu)選通過共鑄造在所述芯層的至少一個(gè)面上提供的金屬包覆層，其中芯層包括在超塑性成形溫度下從芯層內(nèi)部擴(kuò)散至表面由此劣化制品的表面性質(zhì)的元素。包覆層包括與芯的元素反應(yīng)以降低元素?cái)U(kuò)散穿過包覆層的能力的元素。根據(jù)本發(fā)明的還另一個(gè)示例性實(shí)施方案，提供制造包覆錠的方法，所述方法包括通過共鑄造在由具有超塑性質(zhì)的合金制成的芯錠的至少一個(gè)面上提供包覆以形成包覆錠；其中所述芯錠的合金包括在通過軋制由包覆錠制造的制品的超塑性成形所需要的溫度下從芯層內(nèi)部擴(kuò)散至其表面并且當(dāng)存在于制品的外表面時(shí)導(dǎo)致表面劣化的元素，和選擇包覆層以包括與芯的元素相互作用以降低芯的元素?cái)U(kuò)散穿過包覆的元素。根據(jù)本發(fā)明的還另一個(gè)示例性實(shí)施方案，提供具有超塑性質(zhì)的包覆板錠，包括具有超塑性質(zhì)的金屬的芯、和在所述芯的至少一個(gè)面上的金屬包覆，其中所述芯包括在超塑性成形溫度下從芯內(nèi)部擴(kuò)散至表面由此劣化通過軋制由包覆錠制造的板制品的表面性質(zhì)的元素，并且包覆包括與芯的元素反應(yīng)以降低元素?cái)U(kuò)散穿過包覆的能力的元素。圖l是用于本發(fā)明的共鑄iti殳備的一個(gè)例子的局部剖面正視圖2是顯示共鑄造金屬之間的接觸的圖1的設(shè)備的局部放大圖3是表示根據(jù)本發(fā)明的一個(gè)可能的實(shí)施方案的軋制板制品的簡(jiǎn)圖4是顯示相對(duì)于溫度的拉伸試驗(yàn)的平均伸長(zhǎng)量的圖5(a)和5(b)是在實(shí)驗(yàn)中制造的金屬制品的縱向橫截面的光學(xué)顯微照片(圖5(a)是在450。C下測(cè)試的1.245mm厚的樣品中的一個(gè)-該顯微照片為從斷面lcm處拍攝的-注意包覆保留完好；圖5(b)是在525'C下測(cè)試的樣品中的一個(gè)-靠近包覆界面的芯中的空隙似乎引起包覆破裂)；圖6是顯示"鈹褶"紋理的包覆表面的SEM顯微照片；圖7是軋制包覆之前的試驗(yàn)性包覆組M的簡(jiǎn)圖8是溫度對(duì)時(shí)間以及溫度對(duì)。/oMg的圖9是對(duì)于不同退火時(shí)間的固溶體中Mg含量的圖10是Mg含量相對(duì)于距離的圖11(a)和ll(b)是Mg含量或Mg2Si含量相對(duì)于距離的圖；圖12是固溶體中Mg含量相對(duì)于距離的圖13(a)和13(b)是Mg含量或Mg2Si含量相對(duì)于距離的圖14(a)、14(b)和14(c)是含Si的包覆包封的顯微照片(a)軋制原樣的，(b)在350。C下30分鐘之后的，和(c)在500'C下2小時(shí)之后的；圖15是Mg含量相對(duì)于距包覆表面的距離的圖16(a)和16(b)是Mg濃度和金屬間化合物濃度相對(duì)于距離的圖17(a)、17(b)和17(c)是含Cu的包覆包封物的顯微照片(a)軋制原樣的；(b)在35(TC下30分鐘之后的，和(c)在500。C下2小時(shí)之后的；圖18是不同處理之后的Mg含量分布；圖19(a)和19(b)是對(duì)于U)純鋁包覆層；和(b)AM).6wt%Si包覆層的溶液中Mg濃度相對(duì)于距表面的距離的圖(所述圖顯示對(duì)于研究的每個(gè)包覆厚度的模擬結(jié)果，如圖所標(biāo)記的)；和圖20是在表面處的溶液中的Mg濃度相對(duì)于包覆層的厚度的圖，顯示了對(duì)于純Al和Al-0.6wt%Si合金二者的結(jié)果(對(duì)于相同的最大可容許Mg含量，含Si包覆層可以是薄的)。最優(yōu)實(shí)施方式本發(fā)明使得能夠制it^L金屬制品，其具有在升高的溫度下顯示出超塑性質(zhì)的芯層，和具有在至少一個(gè)表面上的不同金屬的包覆層，該包覆層減輕或消除由一種或更多種元素從芯層擴(kuò)散至包覆制品的表面所導(dǎo)致的表面問題或所得金屬制品的劣化。已經(jīng)發(fā)現(xiàn)表面問題或超塑性金屬的劣化通常由至少一種反應(yīng)性合金元素從金屬內(nèi)部擴(kuò)散至其中元素可進(jìn)行氧化或其它反應(yīng)的表面導(dǎo)致，或?qū)е屡c其它金屬的粘合困難。用于鋁合金的某些^ir元素僅僅緩慢地?cái)U(kuò)散穿過金屬，而其它金屬(例如鎂和鋅)則相當(dāng)快速地?cái)U(kuò)散。通常具有高擴(kuò)m率的金屬和尤其是那些也高度易于氧化的金屬在成品中導(dǎo)致表面問題。當(dāng)超塑性合金包含作為快速擴(kuò)散物并且在高溫成形操作期間快速遷移至表面的元素時(shí)，僅僅用不同的(較^^應(yīng)性的)合金的層涂覆或包覆超塑性合金的外表面可能不能避免所述問題，這是由于來自芯的快速擴(kuò)散元素可穿透并且快速地?cái)U(kuò)散穿過薄的涂層并達(dá)到涂覆制品的外表面，并且再次導(dǎo)致表面劣化和相關(guān)問題?？焖贁U(kuò)散元素可定義為擴(kuò)^t得比溶劑金屬的自擴(kuò)散更快的元素。在鋁中的MA這樣的一個(gè)例子，在Si中的Cu是另外的一個(gè)例子。從實(shí)際的觀點(diǎn)看，在高溫成形操作期間可以擴(kuò)散穿過包覆層到ii^面的任何元素可以據(jù)信是用于本發(fā)明目的的"快速擴(kuò)散，，元素。下表1提供對(duì)于鋁中的不同物質(zhì)作為溫度的函數(shù)計(jì)算擴(kuò)散性必要的數(shù)據(jù)。表l對(duì)于在Al中固態(tài)擴(kuò)散的幾種元素的擴(kuò)散系數(shù)^t據(jù)得自M^似/s及^/^^wce,6戚,'五.J.薦^^，'fi"股rnw幼s，洽敦/29";ZS^7V0"朋畫77"53-5<table>tableseeoriginaldocumentpage9</column></row><table>表1的數(shù)據(jù)表示用于擴(kuò)散的Arrhenius速率方程D(T)=Doexp(-Q/RT)中的參數(shù)數(shù)據(jù)顯示Mg和Zn是"快速擴(kuò)散物"，它們的指數(shù)^lt(Q)小于A1，因此在足夠高的溫度下，將傾向于比A1擴(kuò)散得更快。應(yīng)說明Fe是異常慢的擴(kuò)散物。在本發(fā)明中已經(jīng)發(fā)現(xiàn)如果涂層或包覆層摻雜有(即包含)阻止快速擴(kuò)散元素從超塑性芯擴(kuò)散至包覆層外表面的元素，那么可以獲得改善，并且因此停止或顯著地減少元素從芯擴(kuò)散至產(chǎn)品的表面。該阻止作用可以是通過包覆層的摻雜元素和芯的快速擴(kuò)散元素之間的反應(yīng)形成處于沉淀形式的金屬間化合物(例如s-相顆粒)的結(jié)果?？焖贁U(kuò)散元素因此轉(zhuǎn)化為在金屬加工和成形期間非常緩慢擴(kuò)散或完4^持原位固定的其它形式。作為一個(gè)例子，用于機(jī)動(dòng)車應(yīng)用的許多超塑性鋁合金包含相對(duì)大量的鎂(通常至少約4wt.%，通常為4.04.9wt。/。的Mg),其在超塑性金屬成形溫度下快速擴(kuò)散穿過金屬芯和可能存在的任何金屬包覆。鎂在存在于表面時(shí)是高度易于氧化的。然而，已經(jīng)發(fā)現(xiàn)包含硅和/或銅的包覆層在阻止鎂擴(kuò)散穿過包覆層達(dá)到產(chǎn)品的外表面中是高度有效的，并且因此可以提供具有增強(qiáng)的表面特性的金屬制品。由于硅與^應(yīng)形成Mg2Si，所以據(jù)信硅是有效的。因此，鎂擴(kuò)散1含硅包覆層以在涂覆在高鎂含量芯上的包覆層中形成Mg2Si顆粒。此后包覆層可具有不同于初始包覆層的性質(zhì)。當(dāng)銅用作包覆層的摻雜劑時(shí)，據(jù)信可形成Al2CuMg和Al6CuMg4。當(dāng)之前在固溶體中的Mg原子變得"陷獲"于這樣的金屬間化合物顆粒中時(shí)，它們不再能擴(kuò)散穿過包覆層達(dá)到外表面。然而，注意由于銅可在較高的溫度下溶于溶液中，所以只有當(dāng)產(chǎn)品在約400。C之下的溫度下超塑性成形時(shí)，才可以觀察到Cu的阻止效應(yīng)。在包覆層中需要的硅和/或銅的量至少是具有期望的阻止Mg遷移效應(yīng)的最小量。實(shí)際上，發(fā)現(xiàn)包覆層應(yīng)該優(yōu)選包含0.3wt,。/。或更多的Si,和/或0.3wt。/o或更多的Cu。對(duì)于Si,優(yōu)選范圍是0.5-2.0wt.。/0,并且更優(yōu)選0.5-1.0wt.%。對(duì)于Cu，優(yōu)選范圍是0.3-1.3\￥[%。元素Si和/或Cu當(dāng)然存在于許多鋁合金中。鋁^T可包含其它的元素，但是傾向于快速擴(kuò)散并且導(dǎo)致表面問題的元素當(dāng)然不應(yīng)該存在或僅以非常微小的量存在。例如，由于所得最小表面劣化，所以在制品的表面可以耐受最高至0.8wt。/。的Mg的量，但是最優(yōu)選所述量為約0.5wt。/?；蚋?，并且理想為零。應(yīng)該考慮此選擇包覆層的金屬。在包含大量鋅作為主要合金元素的超塑性合金的情況下，例如AA7xxx系列^T，已經(jīng)發(fā)現(xiàn)盡管鋅的氧化勢(shì)高但是在表面的鋅氧化形成ZnO不是顯著的問題。同時(shí)Zn相對(duì)于Al是陰極的，這通常通過在鋁上快速地形成氧化物(A1203)的鈍化效應(yīng)得以緩解。雖然如此，在成形IMt期間，A1203層的鈍化效應(yīng)由于連續(xù)暴露新表面而降低。在該情況下，Al對(duì)Zn有效地保持為陽極的。然而，在典型的超塑性成形的升高溫度下，其它現(xiàn)象即Zn的揮發(fā)性可具有潛在的不利影響。ilL^示存在于合金表面的Zn可升華或蒸發(fā)。如果金屬置于高溫下足夠長(zhǎng)的時(shí)間，這可使得表面^Zn。鑒于該現(xiàn)象，將包覆層(可能包含防止Zn遷移的摻雜劑)應(yīng)用至超塑性的7xxx合金,可通過阻止在高溫成形操作期間應(yīng)發(fā)生至不利程度的由升華或蒸發(fā)導(dǎo)致的Zn損失，為所得制品提供益處。除存在于7xxx務(wù)ir中的Zn之外，Mg也可以以適中的量(例如至少1.9wtV。)存在，以使得形成具有顯著強(qiáng)化益處的Al3Mg4Zn3金屬間化合物沉淀。例如，可顯示超塑性的^TAA7075包含2.1-2.9wt，。的Mg。該Mg含量高得足以在表面形成MgO，可對(duì)產(chǎn)品不利。因此，基于此，應(yīng)用包覆以防止形成MgO^!合適和需要的。包覆層可通過任何適合的方法施加于超塑性合金芯金屬，但是最優(yōu)選通過共鑄造包覆金屬層到由超塑性金屬合金制成的芯錠上來施加。當(dāng)使用在Anderson等人的2005年l月20日公開的美國(guó)專利公開No.2005/0011630(所述公開的內(nèi)^it過參考具體地引入本發(fā)明中)中描述的共鑄造方法和設(shè)備進(jìn)行時(shí)，這是尤其有效的。該方法和設(shè)^f吏得能夠共鑄造金屬以形成芯錠和至少一個(gè)包覆層，并且在金屬層之間產(chǎn)生基本上連續(xù)的冶金結(jié)合。附圖的圖1以正視圖和局部截面圖的方式顯示類似于Anderson等人公開的共鑄模組合件。該圖顯示具有形成水夾套12的部分的模具壁11的矩形鑄模組合件IO，通過該水夾套12分配冷卻水流13。模具的入口部由分隔壁(dividerwall)14(稱為冷模(chill))分隔為兩個(gè)，室。熔融金屬輸送管嘴15給料第一合金1一個(gè)*室，第二金屬輸送管嘴16給料第二合金進(jìn)入第二ii^室?？纱怪币苿?dòng)的底部塊單元17支撐形成的復(fù)^并且在開始鑄造之前適配入模具的出口端，并且此后降《氐以^f吏得形成錠。預(yù)定形成包覆層的由管嘴16給料的金屬體23在模具中保持在比預(yù)定形成芯的由管嘴15給料的金屬體20高的水平上(這是用于高度合金化的芯和更稀釋的包覆合金的優(yōu)選布置)。冷卻分隔壁14(通過未顯示的方法)使得包覆層的金屬在其與芯的熔融金屬20接觸之前形成自支撐半固化表面25。事實(shí)上，如圖2更清晰地所示的，液體和固體之間的區(qū)域19(即金屬的液相線和固相線之間-經(jīng)常稱為兩相區(qū)(mushyzone)或半固體區(qū))可存在于剛剛低于分隔壁14的金屬23中。在該兩相或半固體區(qū)域之下是固體金屬合金，液體金屬存在于該區(qū)域之上。為芯提供的液體合金20也形成兩相區(qū)域22，之下為固體金屬，以上為液體金屬。如在先的專利申請(qǐng)所公開的，保持分隔壁14的溫度在預(yù)定目標(biāo)溫度下以產(chǎn)生冷界面，該冷界面用于控制在分隔壁14的下部末端之下的自支承表面25的溫度。然后優(yōu)選將第二室中金屬20的上部表面34保持在分隔壁14的下部末端之下的位置處，并且同時(shí)保持自支承表面25的溫度，使得金屬20的表面34在表面25的溫度位于金屬23的固相線和液相線溫度之間的位置處接觸該自支承表面25。通常，保持表面34在稍微低于分隔壁14的下部末端的位置處，通常在從下部末端的約2~20mm以內(nèi)。在該位置處在兩個(gè)合金流之間如此形成的界面在所述兩個(gè)金屬層之間形成非常強(qiáng)的無氧化物的冶金結(jié)合，而沒有導(dǎo)致M的過度混合。在本發(fā)明中，通過共鑄造技術(shù)，將包覆金屬鑄造到由超塑性合金制成的通常為矩形的錠的一個(gè)和優(yōu)選兩個(gè)軋制面上。如果需要在芯兩側(cè)上包覆，那么將改變圖l的設(shè)備以在模具的每側(cè)提供隔離壁14。形成之后，所得包覆錠經(jīng)受正常的熱軋和/或冷軋以制造適合于制造為期望產(chǎn)品諸如機(jī)動(dòng)車部件的包覆板。軋制之前(和之后)的包覆層相對(duì)于超塑性芯的厚度以及在最終軋制板制品中包覆層的絕對(duì)厚度，對(duì)于某些或全部的芯/包覆合金組合可能是重要的。由于用于包覆的^r本身通常不A^塑性的，所以可能需要在以下之間的平衡使得包覆層相對(duì)于芯如此厚使得不利影響(或完全消除)所得產(chǎn)品的期望超塑性質(zhì)，和使得包覆層如此薄使得未有效防止快速擴(kuò)散元素從芯的遷移。對(duì)于不同的^r組合，合適的厚度可以變化。當(dāng)包覆層在適合的厚度范圍之內(nèi)時(shí)，其將以和芯相同的方式a而沒有破裂或損失粘附性，但是如果使用顯著M的層時(shí)，情況可能不是如此。至少對(duì)于高M(jìn)g含量的^ir，發(fā)現(xiàn)如果包覆層(或二者)的總厚度是包覆錠或軋制板制品的總厚度的30%或更多時(shí)，那么包覆層不會(huì)毛艮到和芯相同的程度。完全遵循芯的超塑性l艮的包覆層逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)椴豢赡馨l(fā)生超塑性HL(即根據(jù)所需的^!l程度)，并且據(jù)信當(dāng)包覆層或二者的總厚度與包覆產(chǎn)品的總厚度相比在15~25%更優(yōu)選在15~20%的范圍之內(nèi)時(shí)，顯示出適合的性質(zhì)。通常，當(dāng)包覆層的總厚度是15%或更小時(shí)完全遵循超塑性延伸。i!4示對(duì)于具有僅一個(gè)包覆層的包覆產(chǎn)品而言，包覆的厚度應(yīng)該小于包覆產(chǎn)品總厚度的30%，優(yōu)選小于15~25%范圍內(nèi)的值，更優(yōu)選小于15~20%范圍內(nèi)的值，并且理想為15%或更小。對(duì)于具有兩個(gè)包覆層(或相等厚度)的產(chǎn)品，每個(gè)層應(yīng)該具有小于15。/。的厚度、優(yōu)選小于7.5~12.5%的值、更優(yōu)選小于7.5~10%的值、并且理想為7.5%或更小(基于芯和包覆層的總厚度)。對(duì)于具有單一包覆層的產(chǎn)品，如果芯具有925微米的厚度，那么包覆層理想地具有約75微米的厚度。對(duì)于不同的^r組合以及芯層的可能不同的規(guī)格(gauges)，用于阻止芯的元素?cái)U(kuò)散所需的最小厚度將再次不同。然而，至少對(duì)于包含高水平Mg的超塑性R和包含Si或Cu的包覆層，當(dāng)軋制包覆板制品的總厚度是約250jtm時(shí)，優(yōu)選最小厚度是約50nm(對(duì)于每個(gè)包覆層)，并且更具體地優(yōu)選至少75jim。優(yōu)選范圍是50500nm，并且更優(yōu)選為75~150jim。單純從擴(kuò)散觀點(diǎn)看，由于所述層越厚，其在阻止擴(kuò)散至表面方面越好，所以沒有上限。這些優(yōu)選的尺寸以簡(jiǎn)圖的形式示于附圖的圖3中。il^示在軋制板制品的芯B的每一側(cè)上存在包覆層A和C的情況。對(duì)于具有僅僅一個(gè)包覆層的軋制制品而言，A與(A+B)的比率將會(huì)小于30%。用作包覆的金屬本身可具有超塑性質(zhì)，但是這不是必須的，而且事實(shí)上不是通常的。實(shí)驗(yàn)l本部分描述進(jìn)行的實(shí)驗(yàn)和計(jì)算,擬的細(xì)節(jié)以評(píng)估包覆材料的高溫性質(zhì)。實(shí)施拉伸試驗(yàn)和內(nèi)擴(kuò)散試驗(yàn)以及模擬。用于力學(xué)試驗(yàn)的材料是在AA5083芯上的稀釋AA3003包覆層。該材料是商業(yè)的冷軋至1.245mm的最^*格，并且由1.9mm的中間皿獲得另外的樣品。樣品在450~525'C的溫度下拉伸變形。在所有的溫度下，該樣品在兩個(gè)厚度上均顯示超過300%的拉伸。在500。C下觀察到了最大的拉伸。實(shí)施擴(kuò)散研究以評(píng)估使用Si或Cu來抑制Mg擴(kuò)散穿過包覆層到i^面的可行性。如前所述，Si可通過形成Mg2Si減緩Mg的擴(kuò)散，而Cu可促進(jìn)Al2CuMg和Al6CuMg4的形成。使用由芯AA5083合金和具有AMwt.%Cu或Al-0.5wt.%Si的包覆層的模型材料實(shí)驗(yàn)研究該方案的可行性。使用由Thermo-CalcSoftwareofStockholmTechnologyPark,Bj6rnnasvagen21，SE-11347Stockholm,瑞典制造的DICTRA㊣軟件包，以數(shù)學(xué)模型研究了類似的合金組合。實(shí)驗(yàn)和計(jì)算機(jī)模擬表明含Si合金對(duì)于最高至575。C的熱處理通過形成Mg2Si的確減少了Mg擴(kuò)散，而含Cu包覆僅僅能夠有效至最高485。C的最大溫度。通過共鑄造技術(shù)可易于制造的包覆產(chǎn)品的所提出的應(yīng)用之一是顯示優(yōu)良高溫(500。C)可成形能力并仍保持優(yōu)良表面品質(zhì)的鋁板。理想的表面品質(zhì)是顯示平滑、光亮表面的品質(zhì)。為獲得光亮表面，必須抑制在表面形成MgO。用于機(jī)動(dòng)車應(yīng)用的標(biāo)準(zhǔn)高溫可成形性合金是AA5083并且尤其是其低的Fe、提高的Mn的變體。該類^r中的Mg含量標(biāo)稱是4.75wt.%。由于Mg快速擴(kuò)散至表面，所以在表面形成顯著量的MgO對(duì)于這樣的高M(jìn)g含量^T是眾所周知的現(xiàn)象。前面提到的共鑄造技術(shù)允許用包含很少或幾乎沒有Mg的合金包覆高M(jìn)g含量^T，因此這些包覆層可用作擴(kuò)散阻擋并且防止Mg到W面并形成無美學(xué)吸引力的MgO。除了由表面氧化物導(dǎo)致的無吸引力的外觀之外，成形之后必須對(duì)該氧化物進(jìn)行處理以產(chǎn)生更好的M和涂覆特性。防止在表面產(chǎn)生MgO可因此降低機(jī)動(dòng)車工業(yè)的生產(chǎn)成本。該部分分為兩個(gè)部分。第一部分討論在這些條件之下產(chǎn)生的力學(xué)性能和微結(jié)構(gòu)。第二部分描述實(shí)施的實(shí)驗(yàn)和計(jì)算機(jī)漠?dāng)M以評(píng)估使用Si或Cu通過促進(jìn)形成金屬間化合物顆粒抑制Mg擴(kuò)散的可行性。部分l-力學(xué)性能實(shí),序用于4^研究的材料由商品化生產(chǎn)廠制造，已經(jīng)鑄it有稀釋AA3003的包覆合金以;MEAA5083恥格內(nèi)的變體的芯。所述芯和包覆合金的化學(xué)組成如下表2所述。表2鑄造芯和包覆合金的化學(xué)組成<table>tableseeoriginaldocumentpage15</column></row><table>將所述錠從鑄造位置轉(zhuǎn)移至軋制處理車間用于熱軋。熱軋之前在525'C下進(jìn)行預(yù)熱和熱浸處理33小時(shí)。將錠熱軋至6.5mm的恥洛。在第一熱軋道的進(jìn)口溫度是521。C，在巻取處的最終溫度為約300'C(4^的溫度從內(nèi)部層至外部層變化)。然后多道冷軋至1.245mm。獲得1.9mm的中等恥洛和最終規(guī)格的樣品。這些M^的減薄冷軋(coldreductions)分別為81%和71%。由另外落入AA5086恥洛內(nèi)的AA5083的常規(guī)變體的實(shí)驗(yàn)室軋制樣品制造另外的樣品。該樣品的化學(xué)組成如表3所示。其作為商業(yè)制造的0.5英寸厚的板得到。其以450'C的初始溫度實(shí)驗(yàn)室熱軋至3mm的恥格。沒有記錄熱軋結(jié)束時(shí)的樣品溫度。冷卻至環(huán)境溫度之后，冷軋至0.75mm，產(chǎn)生75%的總減薄冷軋。由因此獲得的樣品制備拉伸樣品，使得拉伸軸平行于軋制方向。通過CNC^W^加工制備拉伸樣品，以滿足根據(jù)ASTME21-05"金屬材料高溫拉伸試驗(yàn)標(biāo)準(zhǔn)試驗(yàn)方法(StandardTestMethodsforElevatedTemperatureTensionTestsofMetallicMaterials)"的要求。這產(chǎn)生機(jī)械加工的0.75英寸M^長(zhǎng)度的拉伸樣品，使得可在樣品表面上以0.5英寸的間隔標(biāo)注可信標(biāo)志以由影像引伸計(jì)監(jiān)測(cè)。該研究之后的加熱實(shí)施需要將樣品室預(yù)熱至要求的溫度。插入樣品時(shí)，記錄該爐回到其設(shè)定溫度士5。C以內(nèi)需要的時(shí)間。此外允許所述樣品在該溫度下再結(jié)晶另外6分鐘。然后開始拉伸試驗(yàn)。在450'C、475'C、500。C和525'C下實(shí)施拉伸試驗(yàn)。對(duì)兩組商業(yè)制造的材料，在每個(gè)溫度下實(shí)施三次拉伸試驗(yàn)。在恒定的十字頭速度下實(shí)施拉伸試驗(yàn)，使得初始應(yīng)變率是5xl0-"s。實(shí)施拉伸試驗(yàn)至斷裂并且記錄斷裂伸長(zhǎng)率。隨后使用光學(xué)和掃描電子顯微技術(shù)實(shí)施變形樣品的金相檢查。結(jié)果圖4顯示對(duì)于三個(gè)材料在全部試驗(yàn)溫度下的平均斷裂伸長(zhǎng)率。然而，對(duì)于1.245mm規(guī)格材料，在525'C下測(cè)試的樣品中的一個(gè)在拉伸試樣的頸處過早地?cái)嗔?，因此該樣品沒有包括在平均中。斷裂伸長(zhǎng)率全部超過300%并且所述數(shù)據(jù)還表明提高的減薄冷軋改善斷裂伸長(zhǎng)率。圖5(a)和5(b)是在1.245mm樣品中的兩個(gè)的斷面附近拍攝的縱向截面的光學(xué)顯微照片。一個(gè)來自于在450。C下變形的樣品(圖5(a)),另一個(gè)為在525。C下變形的樣品(圖5(b))。表明在芯材料中形成空隙，并且還表明包覆層很大程度上保持完好。包覆層沒有變得特別薄，其中剛剛在界面之下在芯中存在空隙。圖6是樣品的掃描電子顯微照相(SEM)圖像，顯示從顯示"鈹褶"表面的斷面約lcm的樣品的縱向邊緣。該圖也顯示包覆層破壞的兩個(gè)例子，該破壞明顯由于剛剛在包t芯界面之下的芯材料中的空隙導(dǎo)致。力學(xué)性能的論述&結(jié)論由AA5083芯和稀釋AA3003芯組成的包覆材料在升高的溫度下顯示高的拉伸伸長(zhǎng)率。數(shù)據(jù)還表明包覆層雖然缺少超塑性特性但是在變形期間保持完好。就在高溫下的伸長(zhǎng)而言，在商業(yè)制造的材料中獲得的伸長(zhǎng)可以有利地與實(shí)驗(yàn)室制造的常規(guī)AA5083合金的一個(gè)例子相比。部分2-擴(kuò)散模擬&實(shí)驗(yàn)數(shù)學(xué)模型DICTRA⑧應(yīng)用是ThermoCalc⑧軟件包的一部分并且允許使用者基于不同合金元素的擴(kuò)散來計(jì)算濃度分布。其包括模擬第二相顆粒的形成的能力并且也可預(yù)測(cè)它們的濃度分布。計(jì)算M擬研究具有相同AA5083合金芯的包覆合金二者。在兩種情況下的溫度設(shè)置為350。C(623。K)或500'C(773。K)，并且芯的組成i殳置為4.75wt%Mg、0.2的Si和0.05的Cu。該化學(xué)組成對(duì)于AA5083是典型的。注意對(duì)于4^研究省略了其它的合金化添加元素Cr、Fe和Mn，這是由于這些是非常慢的擴(kuò)散元素并且不會(huì)影響擴(kuò)散預(yù)測(cè)。對(duì)于含Cu情況下的包覆層的組成設(shè)置為具有l(wèi)wt%Cu的Al,對(duì)于Al/SiM包覆情況組成是Al-0.5wt%Si。包覆層的模型厚度是O.lmm，芯的模型厚度是l.Omm。對(duì)于含Si的情況，實(shí)施兩次模擬一次允許形成第二相沉淀，而在第二次模擬中拒絕它們的形成。對(duì)于含Cu的情況，實(shí)施全部模擬允許形成沉淀。在兩個(gè)溫度下模擬時(shí)間是5、10、15和30分鐘。最后，通it^擬指數(shù)衰減冷卻曲線使得對(duì)于每個(gè)退火溫度至25。C的時(shí)間是20分鐘，評(píng)估在冷卻至室溫期間的另外的沉淀形成。對(duì)于冷卻至環(huán)境條件的熱物體，冷卻曲線的該函數(shù)類型是最物理合理的一個(gè)。實(shí)斜呈序通過軋制包覆制備所研究的兩個(gè)不同的包覆材料。通過直接冷鑄制備芯合金AA5083，并J^此錠除去L5英寸厚的片。該片的長(zhǎng)度是6英寸，寬度為8英寸。在頂部表面沿其全寬度機(jī)械加工0.15英寸寬的凹槽到片的"頭部，，附近的芯合金中。該合金的組成和在部分"A"中描述的相同并且其組成如下表3所示。表3實(shí)驗(yàn)室軋制的AA5083參比^r的化學(xué)組成。組成以wt。/。計(jì)。Zn含量沒有限定。<table>tableseeoriginaldocumentpage17</column></row><table>在鉸接式鑄型中將包覆合^#造至1英寸厚度。將這些鉸接式鑄型錠加熱到500'C并且軋制至0.15英寸的期望M^備。從其上切割8英寸寬的5.5英寸長(zhǎng)的片，并且折疊一個(gè)邊緣至90。彎曲以裝配i^芯合金上的切割凹槽。為確保在初始軋制道期間包覆層保持固定于芯，沿著包A/芯凹槽的前沿制造三個(gè)小的焊珠一個(gè)在每個(gè)邊緣，一個(gè)在中間。其結(jié)構(gòu)如圖7示意地顯示，其中附圖標(biāo)記81表示具有切割凹槽的芯材料，附圖標(biāo)記82表示具有插入凹槽的折疊末端的包覆材料，附圖標(biāo)記83表示將包覆層固定至芯的焊珠。應(yīng)注意包覆層具有0.15英寸的厚度，芯層具有1.5英寸的厚度、8英寸的寬度和6英寸的長(zhǎng)度。在500。C的爐中加熱如此組裝的包覆包封物30分鐘，并然后軋制至lmm的最^1L^。第一道僅實(shí)施為具有小的減薄以實(shí)現(xiàn)包覆和芯合金之間的優(yōu)良的冶金結(jié)合。當(dāng)已經(jīng)達(dá)到優(yōu)良的捧^時(shí)，可以獲得每道更大的減薄。在軋制包覆工藝期間不使用溫度控制。從軋制板上切割樣品并且在350。C下退火30分鐘或在500'C下退火2小時(shí)。制備縱向橫截面用于光學(xué)金相檢查。對(duì)這些樣品實(shí)施光學(xué)顯微照相以確定第二相顆粒的形成，并且此外通過利用X-射線熒光法使用掃描電子顯微照相確定化學(xué)組成分布。從包覆表面至芯材料內(nèi)100微米，每5微米進(jìn)行組成測(cè)量。結(jié)果&論述含Si包覆包封物的計(jì)算機(jī)模擬如圖8等所示。圖8顯示實(shí)施為在500。C下等溫退火15分鐘并且隨后冷卻至室溫的模擬的時(shí)間-溫度分布的一個(gè)例子。其它情況的溫度分布具有相同的冷卻曲線但是不同的等溫退火時(shí)間。圖9顯示對(duì)于不允許沉淀形成的模擬，對(duì)于在500'C下不同退火時(shí)間的Mg的組成分布。即，假定4^P^r元素保留在固溶體中。繪圖的分布是在冷卻至室溫的末端處的那些分布。Mg含量是在固溶體中的含量。圖10比較對(duì)于在500。C下15分鐘的冷卻至室溫前后的情況的組成分布。注意與在500'C下的等溫退火末端相比，在冷卻末端的組成分布有少許差異。圖ll(a)包括Mg在固溶體中組成分布的圖，現(xiàn)在模擬允許形成Mg2Si。注意在遠(yuǎn)離界面的芯冶^金中Mg的濃度降低。這是由于在AA5083合金中的Si和Mg的反應(yīng)，降低了Mg和Si固溶體濃度。此外，可以注意到在包覆層表面(x=0)的Mg含量現(xiàn)在顯著低于之前模擬的其中沒有形成沉淀的情況。圖11(b)顯示Mg2Si含量分布。界面附近的尖峰是由于來自芯的Mg是直接可得性以形成大量Mg2Si。此外，應(yīng)該注意到某些Si從包覆層擴(kuò)散it^芯，并且這由界面附近的芯內(nèi)部升高的Mg2Si含量反映出來。圖12比較了在500'C下退火15分鐘情況的冷卻前后的Mg分布。與圖4中繪制的結(jié)W目反，冷卻不影響Mg固溶體含量。差異是由于Mg和Si在降低溫度下的降低的固體溶解度、促進(jìn)Mg2Si顆粒的形成。圖13(a)和13(b)包括進(jìn)行的在350。C下不同時(shí)間的模擬結(jié)果。注意由于在該溫度下較低的擴(kuò)散性，所以Mg比在500'C下擴(kuò)散較小范圍。對(duì)于其中允許形成Mg2Si的模擬的Mg分布再次顯示減小的擴(kuò)彭巨離。對(duì)于含Si包覆包封物的實(shí)驗(yàn)結(jié)果圖14(a)、14(b)和14(c)顯示在不同條件下的具有含Si包覆層的軋制包覆實(shí)驗(yàn)體系的顯微照片。圖14(a)顯示在冷軋狀態(tài)的包覆層和芯附近的界面區(qū)域；圖14(b)顯示樣品在350'C下退火30分鐘之后的顯微結(jié)構(gòu)；和圖14(c)顯示在500。C下退火2小時(shí)之后的顯微結(jié)構(gòu)。由圖14(a)可注意到在界面處沒有金屬間化合物顆粒，在軋制包覆工藝期間已經(jīng)建立良好的冶金結(jié)合。包覆區(qū)域中的小微粒是Si顆粒。在350'C下30分鐘之后的顯微結(jié)構(gòu)顯示Mg2Si顆粒從界面延伸ii^包覆層。顆粒的寬度接近于1微米或更小，而其中某些顆粒從齊面延伸i^V包覆區(qū)域幾微米。當(dāng)在500'C下退火2小時(shí)時(shí)，在原有的界面附近產(chǎn)生非常大的Mg2Si顆粒。此外，在包覆層中似乎有從包A/芯界面延伸至約50微米的Si私^區(qū)。通過顆粒線將其劃界為包覆層的"上部"部分。這可與DICTRA預(yù)測(cè)的在距離界面類似距離處的Mg2Si含量的"尖峰"一致。表XSL^盡區(qū)可包含與可見的Si顆粒相比在顯微照片中不可見的細(xì)小Mg2Si顆粒。圖15顯示使用SEM根據(jù)能量散射x-射線光鐠(EDXS)點(diǎn)分析確定的對(duì)于如軋制的在350'C下30分鐘和在500'C下2小時(shí)的情況的Mg含量相對(duì)于距包覆表面的距離的圖。Mg分布與使用DICTRA⑧計(jì)算的預(yù)測(cè)中度地一致。Mg含量的變化可歸因于與大的含Mg顆粒的相互作用。即，對(duì)于某些點(diǎn)測(cè)量，測(cè)量的體積可已經(jīng)(部分地)包含大的Mg2Si顆粒，由此高估平均Mg含量。此外，EDXS方法不能區(qū)分固溶體中的Mg和金屬間化合物顆粒諸如Mg2Si中的Mg。含Oi包覆包封物的計(jì)算,擬ThermoCalc⑧軟件包表明對(duì)于含5wt%Mg和lwt%Cu的合金，對(duì)于Al2CuMg的固溶線是485'C，而對(duì)于Al6CuMg4是238。C。用于這些模擬的時(shí)間-溫度分布與用于含Si包覆層的那些相同。圖16(a)比較在350。C下在不同模擬時(shí)間之后的Mg分布。應(yīng)注意這些模擬是用允許形成金屬間化合物顆粒的軟件實(shí)施的。固溶體中的Mg現(xiàn)在由于冷卻時(shí)形成這些顆粒而降低。圖16(b)顯示在350'C下30分鐘之后的預(yù)期金屬間相的組成分布。對(duì)于含銅包覆包封物的實(shí)驗(yàn)結(jié)果圖17(a)、17(b)和17(c)是具有含銅包覆層的軋制包覆實(shí)驗(yàn)體系在不同條件下的顯微照片。圖17(a)顯示在如冷軋狀態(tài)下的包覆層和芯附近的界面區(qū)域；圖17(b)顯示樣品在350'C下退火30分鐘之后的顯微結(jié)構(gòu)；和圖17(c)顯示在500'C下退火2小時(shí)之后的顯微結(jié)構(gòu)。對(duì)于含Si的情況，在軋制包覆工藝中得到了顯示良好的冶金結(jié)合的如軋制的樣品。在350。C下退火30分鐘之后，發(fā)現(xiàn)沿包覆和芯合金之間的界面已經(jīng)形成顆粒。it^明的確發(fā)生了形成Al~Cu~Mg金屬間化合物的反應(yīng)。相反，在500'C下退火沒有產(chǎn)生第二相顆粒。這可由相圖預(yù)期，所述相圖顯示在該溫度下僅存在一相a-Al固溶體。圖18顯示使用SEM根據(jù)EDXS點(diǎn)分析確定的對(duì)于如軋制的在350。C下30分鐘和在500'C下2小時(shí)的情況的Mg含量相對(duì)于距包覆表面的距離的圖。Mg分布與使用DICTRA⑧計(jì)算的預(yù)測(cè)中度地一致。Mg含量的變化可歸因于與大的含Mg顆粒的相互作用。即，對(duì)于某些點(diǎn)測(cè)量，測(cè)量的體積可已經(jīng)(部分地)包含大的金屬間化合物顆粒，由此高估局部Mg含量。此外，EDXS方法不能區(qū)分固溶體中的Mg和金屬間化合物顆粒例如諸如Mg2Si或Al2CuMg中包含的Mg。結(jié)論組分，諸如Al中的:g，降低固溶體;元素的濃度:對(duì)于Al^的Mg的情況，包覆層中存在Si或Cu可降低包覆表面處的固溶體中的Mg含量至極低水平。實(shí)驗(yàn)2該試驗(yàn)報(bào)告描述使用DICTRA軟件包實(shí)施的擴(kuò)散模擬結(jié)果，以評(píng)估對(duì)于特定的芯/包覆合金組合在超塑性成形條件期間抑制形成MgO所需要的包覆層的最小厚度。模擬糾該研究考慮兩個(gè)包覆包封物第一個(gè)包括具有4.8%Mg的芯的純鋁包覆層。第二個(gè)指定Al-0.6Si的包覆層和^^相同二元^rAl~4.8%Mg的芯。這些是分別近似于包含具有稀釋3003包覆的AA5083芯或含0.6%Si的改性的3xxx合金的Novelis包覆包封物的適合的模型M。對(duì)于這些模擬排除全部其它的合金化添加組分是合理的，這是由于抑制Mg擴(kuò)散的主要機(jī)理是過量的Si。此外，假定其它的^T化添加組分Mn、Fe和Cr主要"陷獲"于第二相顆粒中，并且不會(huì)顯著有助于Mg或Si的擴(kuò)散。設(shè)計(jì)模擬以確定可提供充分保護(hù)以免在表面形成MgO的最小包M度。為此，對(duì)于具有不同包覆厚度的兩個(gè)合金組合實(shí)施幾個(gè)模擬。對(duì)該研究選擇的包覆層厚度是10、25、50、75和100pm。體系的總厚度i殳置為250pm。區(qū)M護(hù)與否的標(biāo)準(zhǔn)是假定如果在表面處的固溶:體中的Mg的濃度小于0.5重量％，則不會(huì)形成MgO。全部模擬經(jīng)受500'C下15分鐘的相同的溫度和時(shí)間條件。這是在產(chǎn)品的超塑性成形期間使用條件的合理上限。結(jié)果和論述圖19(a)和19(b)顯示對(duì)于(a)純鋁包覆層(圖19(a));和(b)Al-0.6wt%Si(圖19(b))的固溶體中Mg相對(duì)于距離的圖。圖顯示對(duì)于所研究的每個(gè)包覆厚度的組成分布。圖20顯示用于研究的兩種材料在表面處的固溶體中的Mg相對(duì)于包^f度的圖。由于該圖可認(rèn)為是用于該問題的設(shè)計(jì)標(biāo)準(zhǔn)，所以該圖尤其是有用的。鑒于在表面的固溶體中最小耐受的Mg含量限定為0.5wt%，虛線表示用于最小厚度的設(shè)計(jì)標(biāo)準(zhǔn)。由該圖可推斷對(duì)于純鋁包覆層，最小的包M度是66nm，對(duì)于含Si的包覆層最小包A^度是54fim。乍一看，圖19(b)和圖11(a)之間似乎存在矛盾。即使合金體系是類似的，但是表示具有l(wèi)OOjtm包覆和在500'C下退火15分鐘的板的線在兩個(gè)圖中顯著不同。這是由于圖11(a)的數(shù)據(jù)是對(duì)于退火之后已經(jīng)冷卻至室溫的板，而圖19(b)的板仍是500。C。曲線形狀差異在圖12中突出顯示，并且很明顯當(dāng)將相同部分進(jìn)行比較時(shí)，曲線事實(shí)上是類似的。圖20顯示對(duì)于具有和沒有Si的包覆在25~50jtm的區(qū)域中的Mg濃度的最大擴(kuò)散。隨著超過和低于這些值的距離的增加，數(shù)據(jù)點(diǎn)看起來變得越來越集中。這是由于在極4^f度下，沒有太多Si以形成Mg2Si,并因此Mg的擴(kuò)散行為在兩種類型的包覆中變得類似。在很高的厚度下，在每種情況下，穿過包覆的擴(kuò)彭巨離有助于防止Mg到i^面。實(shí)驗(yàn)3本部分描述了實(shí)施以評(píng)估在仍具有高伸長(zhǎng)的超塑性芯上的非超塑性包覆層的最大厚度的實(shí)驗(yàn)。結(jié)果表明對(duì)于所研究的特定的芯/包覆合金組合，可允許的最大包覆份lb^小于30V。(總的包M度)。引言關(guān)于使用包覆產(chǎn)品用于超塑性成形的之前研究已經(jīng)表明非超塑性層的可允許含量可以是相當(dāng)大的并且超過復(fù)合材料的總組成的50%。實(shí)施實(shí)驗(yàn)以評(píng)估那些建議的正確性。實(shí)驗(yàn)難序在該研究中考察兩種^ir，即AA5083的變體和具有過量Si的稀釋AA3003合金。將這兩種合金鑄造為鉸接式鑄型。對(duì)于每種鑄造幾個(gè)鉸接式鑄型，使得具有足夠的材料用于通過軋制接合制造包覆包封物并且另外加工單個(gè)合金以確定它們的高溫拉伸性質(zhì)。每個(gè)4^接式鑄型為25.4mm厚并且在寬度和長(zhǎng)度為約150mmx200mm。使用50。C/小時(shí)的加熱和冷卻速率在525。C下勻化4^P鉸接式鑄型6小時(shí)。將稀釋型AA3003變體的兩個(gè)鉸接式鑄型焊接為AA5083變體的一個(gè)鉸接式鑄型，一個(gè)在在每個(gè)的表面上，使得組裝的結(jié)構(gòu)在熱軋期間可以通過軋制接合包覆。如此組裝的結(jié)構(gòu)因此為~76mm厚，寬度和長(zhǎng)度為150mmx200mm。然后將全部樣品加熱到450'C并且熱軋至5mm的恥格。全部樣品軋制良好并且尤其是包覆包封物在初始道期間顯示出很好的接合并且在整個(gè)熱軋中得到保持。為評(píng)估非超塑性合金在復(fù)合材料(包覆包封)中的最大可允許的份數(shù)，剝?nèi)グ舶獾臉悠芬猿テ谕輸?shù)的包覆層。由于樣品的某些曲率，剝?nèi)スに嚥荒茉诿總€(gè)側(cè)上實(shí)現(xiàn)包覆厚度的良好的平衡。表4列出以微米計(jì)的包覆厚度并且作為最終規(guī)格的不同樣品的總厚度的份數(shù)。熱軋(并且對(duì)某些包覆樣品剝?nèi)?之后，冷軋全部材料至減薄80%。眾所周知該程度的冷加工在再結(jié)晶期間產(chǎn)生合適的晶粒結(jié)構(gòu)，以在適合的合金中實(shí)現(xiàn)超塑行為。AA5803的變體、稀釋AA3003和未剝?nèi)サ陌矘悠返淖頭*格因此是lmm。剝?nèi)悠返淖罱K^^農(nóng)賴于除去的包覆層的量，該規(guī)格列于表4中。遵循ASTMB209"對(duì)于鋁和鋁合金片和板的標(biāo)準(zhǔn)M^呈(StandardSpecificationforAluminumandAluminum-AlloySheetandPlate)"中描述的程序用光學(xué)顯微鏡測(cè)量在每個(gè)材料頂部和底部上的包覆層的厚度。遵循ASTME21-05"金屬材料高溫拉伸試驗(yàn)標(biāo)準(zhǔn)試驗(yàn)方法(StandardTestMethodsforElevatedTemperatureTensionTestsofMetallicMaterials)"中的規(guī)范，由最^fM^材屏平行于軋制方向制備拉伸樣品。由每種最^M^材料制備三個(gè)拉伸樣品。在500。C下實(shí)施升溫拉伸試驗(yàn)。這已知為超塑性AA5083合金變體可以實(shí)現(xiàn)很高拉伸率的溫度。將樣品置于高溫下的拉伸試驗(yàn)機(jī)中并且保持12分鐘以回到目標(biāo)溫度和某些"浸漬，，時(shí)間以使得在經(jīng)受負(fù)荷之前完成再結(jié)晶。以初始應(yīng)變率為5xl0力s的恒定拉伸率施加拉伸變形。這已知是對(duì)于超塑性變形適合的拉伸速率。通過測(cè)量斷裂之后的樣品長(zhǎng)度來確定斷裂伸長(zhǎng)率。通過以下等式計(jì)算斷裂伸長(zhǎng)率。<formula>formulaseeoriginaldocumentpage23</formula>其中L是斷裂時(shí)的長(zhǎng)度，l是原始長(zhǎng)度。結(jié)果和論述表5列出全部材料的平均斷裂伸長(zhǎng)率。應(yīng)注意如所預(yù)期的，AA5803的變體顯示出具有伸長(zhǎng)率超過300%的超塑行為。稀釋AA3003材料顯示出小于100。/。的伸長(zhǎng)率。雖然該伸長(zhǎng)率大于該材料在室溫下測(cè)試時(shí)可獲得的伸長(zhǎng)率，但是該斷裂伸長(zhǎng)率不能認(rèn)為是典型的超塑行為。這表明稀釋AA3003合金不^1塑性^T?？紤]到包覆樣品，其均未顯示出特別高的斷裂伸長(zhǎng)率。鑒于經(jīng)驗(yàn)已經(jīng)表明在軋制方向上必須達(dá)到至少250。/。的伸長(zhǎng)率以顯示出可接受的成形行為，所以可推定包覆包封物均不適合作為超塑性復(fù)合材料?；诖?，可提出實(shí)現(xiàn)其中包覆材料不是超塑性合金的超塑性復(fù)合材料的最大允許的包覆份數(shù)小于總復(fù)合材料的30%。表4:包覆包封物的包覆層的厚度<table>tableseeoriginaldocumentpage24</column></row><table>應(yīng)該注意雖然在64~30%的包覆比率之間無法預(yù)測(cè)伸長(zhǎng)值的變化，即值在中間包A;f度下高于在最低厚度(30%)下，這可能是由于在用于該試驗(yàn)的實(shí)驗(yàn)室規(guī)模方法中獲得一致包覆厚度的問題所致(注例如，在0.54mm的最低恥格下的頂部和底部包A;f度之間的差異，即使在所有情況下這些數(shù)值都是三個(gè)拉伸試驗(yàn)樣品的平均也是如此)。本部分中研究的包覆厚度過高以致于無法顯示出非超塑行為和超塑行為之間的過渡點(diǎn)。結(jié)果的確表明對(duì)于這些合金，厚度低至30%(即對(duì)于兩個(gè)包覆層的產(chǎn)品每一側(cè)為15%)，保持為非超塑行為。之前的試驗(yàn)已經(jīng)表明15%的厚度(每一側(cè)為7.5%)的確表現(xiàn)出超塑行為，所以這些性質(zhì)之間的轉(zhuǎn)變可能發(fā)生在15~25%或15~20%范圍內(nèi)的厚度上，并且最可能逐漸發(fā)生在產(chǎn)品厚度的20~25%的范圍內(nèi)。權(quán)利要求1.一種制造包覆板制品的方法，所述方法包括通過共鑄造在由具有超塑性質(zhì)的合金制成的芯錠的至少一個(gè)面上提供包覆物以形成包覆錠；和軋制所述包覆錠以制造具有芯層和至少一個(gè)包覆層的板制品；其中所述芯錠的所述合金包含在所述制品的超塑性成形所需的溫度下從所述芯層的內(nèi)部擴(kuò)散至其表面的元素，并且當(dāng)該元素存在于所述制品的外部表面時(shí)引起表面劣化，其特征在于選擇所述包覆層以包含與所述芯的所述元素相互作用的元素，以減少所述芯的所述元素?cái)U(kuò)散穿過所述包覆層。2.根據(jù)權(quán)利要求1所述的方法，其特征在于所述芯的所述金屬和所述包覆層的所述金屬選自鋁M。3.根據(jù)權(quán)利要求2所述的方法，其特征在于所述芯錠的所述元素是鎂，所述包覆層的所述元素是硅。4.根據(jù)權(quán)利要求3所述的方法，其特征在于所述珪存在的量為0.3wt%或更多。5.根據(jù)權(quán)利要求3所述的方法，其特征在于所述硅存在的量為0.5~2.0wt.%。6.根據(jù)權(quán)利要求3所述的方法，其特征在于所^存在的量為0.5~1.0wt.%。7.根據(jù)權(quán)利要求3~6中任意一項(xiàng)所述的方法，其特征在于存在于所述芯中的所述鎂的量為至少4wt.%。8.根據(jù)權(quán)利要求3~6中任意一項(xiàng)所述的方法，其特征在于所述芯包含鋅，并且在所述芯中存在的所述鎂的量為至少1.9wt%。9.根據(jù)權(quán)利要求1~8中任意一項(xiàng)所述的方法，其特征在于所述軋制進(jìn)行至所it^L制品中的所述包覆層在所述軋制之后具有至少50微米厚度的程度。10.根據(jù)權(quán)利要求1~9中任意一項(xiàng)所述的方法，其特征在于所述軋制進(jìn)行至所述板制品中的所述包覆層在所述軋制之后具有75~500微米厚度的程度。11.根據(jù)權(quán)利要求1~10中任意一項(xiàng)所述的方法，其特征在于所述軋制進(jìn)行至所^制品中的所述包覆層在所述軋制之后具有100~150微米厚度的程度。12.根據(jù)權(quán)利要求1~11中任意一項(xiàng)所述的方法，其特征在于在所述包覆層的金屬處于所述包覆層的金屬的固相線溫度和液相線溫度之間的溫度下的位置處，通過將所述芯錠鑄造到所述包覆層上，進(jìn)行所述共鑄造步膿13.根據(jù)權(quán)利要求1~12中任意一項(xiàng)所述的方法，其特征在于包括將所述包覆層共鑄造到所述芯錠的兩個(gè)軋制面上。14.一種具有超塑性質(zhì)的包覆板制品，包括具有超塑性質(zhì)的金屬的芯層，和共鑄造到所述芯層的至少一個(gè)面上的金屬包覆層，其中所述芯層包含在超塑性成形溫度下從所述芯層的內(nèi)部擴(kuò)散至表面的元素，由此劣化所述制品的表面性質(zhì)；其特征在于所述包覆層包含與所述芯的所述元素^JI的元素，以降低所述元素?cái)U(kuò)散穿過所述包覆層的能力。15.根據(jù)權(quán)利要求14所述的制品，其特征在于所述包覆層和所述芯層的所述金屬具有由所述層的共鑄造得到的冶金結(jié)合。16.根據(jù)權(quán)利要求14或15所述的制品，其特征在于所述包覆層和所述芯層的所述金屬是鋁^r。17.根據(jù)權(quán)利要求14、15和16中任意一項(xiàng)所述的制品，其特征在于所述芯的所述元素^i鎂，所述包覆層的所述元素是硅。18.根據(jù)權(quán)利要求17所述的制品，其特征在于所述硅存在的量為0.3wt%或更多。19.根據(jù)權(quán)利要求17所述的制品，其特征在于所述硅存在的量為0.5~2.0wt.%。20.根據(jù)權(quán)利要求17所述的制品，其特征在于所述硅存在的量為0.5~1.0wt.%。21.根據(jù)權(quán)利要求17~20中任意一項(xiàng)所述的制品，其特征在于存在于所述芯中的所述鎂的量為至少4wt.%。22.根據(jù)權(quán)利要求17~20中任意一項(xiàng)所述的制品，其特征在于所述芯包含鋅，存在于所述芯中的所述鎂的量為至少1.9wt。/。。23.根據(jù)權(quán)利要求14~22中任意一項(xiàng)所述的制品，其特征在于所述包覆層的厚度為至少50微米。24.根據(jù)權(quán)利要求14~23中任意一項(xiàng)所述的制品，包括在所述制品的一個(gè)面上的包覆層，其特征在于所述包覆層的厚度形成為小于所述制品的總厚度的30%。25.根據(jù)權(quán)利要求1423中任意一項(xiàng)所述的制品，其特征在于所述制品在所述芯的兩個(gè)相M面上具有包覆層。26.根據(jù)權(quán)利要求25所述的制品，其特征在于所述包覆層的總厚度小于所述制品的厚度的30%。27.根據(jù)權(quán)利要求1426中任意一項(xiàng)所述的制品，其特征在于所述包覆層或存在兩個(gè)包覆層時(shí)每個(gè)包覆層的厚度為至少50微米。28.根據(jù)權(quán)利要求14~26中任意一項(xiàng)所述的制品，其特征在于所述包覆層、或如果存在兩個(gè)包覆層時(shí)每個(gè)包覆層的厚度為75~500微米。29.根據(jù)權(quán)利要求14~26中任意一項(xiàng)所述的制品，其特征在于所述包覆層或在存在兩個(gè)包覆層時(shí)每個(gè)包覆層的厚度為100~150微米。30.—種改善由舍鎂的超塑性鋁合金制成的板制品的表面外觀的方法，包括用鋁合金層包覆所述超塑性合金的表面，所述鋁^r層包含減少所述鎂擴(kuò)散穿過所述鋁合金層的量的硅。31.—種制造包覆錠的方法，所述方法包括通過共鑄造在由具有超塑性質(zhì)的合金制成的芯錠的至少一個(gè)面上提供包覆物以形成包覆錠；其中所述芯錠的所述合金包含在通過軋制由所述包覆錠制造的制品的超塑性成形所需的溫度下從所述芯層的內(nèi)部擴(kuò)散至其表面的元素，并且當(dāng)該元素存在于所述制品的外部表面時(shí)引起表面劣化，選擇所述包覆層以包含與所述芯的所述元素相互作用的元素，以減少所述芯的所述元素?cái)U(kuò)散穿過所述包覆物。32.—種具有超塑性質(zhì)的包覆板錠，包括具有超塑性質(zhì)的金屬的芯、和在所述芯的至少一個(gè)面上的金屬包覆物，其中所述芯包含在超塑性成形溫度下從所述芯的內(nèi)部擴(kuò)散至表面的元素，由此劣化通過軋制由所述包覆錠制造的板制品的表面性質(zhì)，所述包覆物包含與所述芯的所述元素反應(yīng)以降低所述芯的所述元素?cái)U(kuò)散穿過所述包覆物的能力的元素。全文摘要本發(fā)明提供一種制造具有超塑性質(zhì)的包覆板制品的方法以及所得包覆板制品。所述方法包括優(yōu)選通過共鑄造在由具有超塑性質(zhì)的金屬制成的芯錠的至少一個(gè)軋制面上制造包覆層，以形成包覆錠，然后軋制所述包覆錠制造板制品。芯錠包括在超塑性成形溫度下從錠的內(nèi)部擴(kuò)散至表面的元素由此劣化錠的表面性質(zhì)。包覆層具有與芯的元素反應(yīng)的元素(摻雜劑)以降低元素?cái)U(kuò)散穿過包覆層的能力。文檔編號(hào)B22D7/02GK101421098SQ200780013391公開日2009年4月29日申請(qǐng)日期2007年4月13日優(yōu)先權(quán)日2006年4月13日發(fā)明者保羅·A·維克利夫,大衛(wèi)·J·勞埃德,海斯貝特斯·朗格蘭,羅伯特·布魯斯·瓦格斯塔夫,菲爾·莫里斯,邁克爾·J·布爾,阿洛科·K·古普塔申請(qǐng)人:諾韋利斯公司