CN101421098A - 包覆超塑性合金 - Google Patents

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Abstract

本发明提供一种制造具有超塑性质的包覆板制品的方法以及所得包覆板制品。所述方法包括：优选通过共铸造在由具有超塑性质的金属制成的芯锭的至少一个轧制面上制造包覆层，以形成包覆锭，然后轧制所述包覆锭制造板制品。芯锭包括在超塑性成形温度下从锭的内部扩散至表面的元素由此劣化锭的表面性质。包覆层具有与芯的元素反应的元素(掺杂剂)以降低元素扩散穿过包覆层的能力。

Description

包覆超塑性合金
技术领域
本发明涉及超塑性合金，尤其涉及主要由铝制成的超塑性合金。更具体地，本发明涉及超塑性合金的包覆以改变和改善它们的表面特性。
背景技术
超塑性合金是在升高的温度下在拉伸变形期间可良好变形超过它们通常小于100％的断裂点、可拉伸至少200％并且经常超过1000％的结晶金属。有时，指的是具有“增强塑性”的金属。这样的金属通常具有在“超塑”金属范围内低端的变形性质，但是仍能够比类似的常规金属具有更大延展性。应该理解当前论述包括具有超塑性和增强塑性的金属。为了方便，以下将仅仅使用术语“超塑性”来指代两种金属。
在张力之下拉伸时超塑性金属以非常均匀的方式伸长和变薄而不是形成导致断裂的“颈”(即局部变窄)。材料最终通过小的内部空隙的缓慢融合直至形成连续的裂缝而损坏，而不是形成颈部。这样的金属通常具有细晶粒的晶体结构(例如，小于10微米)，其具有在高温下用于限定(pin)晶界并且保持细晶粒结构的热稳定颗粒的细分散。细晶粒尺寸是允许称为“晶界滑移”的特性变形模式发生所必需的。表现出该性质的铝合金通常具有高含量的合金元素例如镁、铜或者锌。典型例子是诸如由SuperformUSA of Riverside，California制造的
Figure A200780013391D0005145556QIETU
合金(通常为Al，6wt.％的Cu，0.4wt.％的Zr)、AA7075合金和AA5083合金的合金。AA5000系列的含Mg合金是用于制造机动车构件最常用的合金。AA7000系列的超塑性合金(包含较少的Mg例如低至1.9wt％-但是Zn含量高)目前更常用于航空航天应用。
超塑性合金可用于通过利用气体或者用成形工具应用压力来形成复杂形状的物体，并且经常借助于冲模(例如，利用快速塑性成形(QPF)工艺)。经常超塑性地形成铝和钛部件用于航空航天应用和日益增加的机动车应用。
超塑性状态在高温下实现，通常高于所涉及合金的绝对熔点的一半，在铝-基合金中通常为约500℃(通常高于400℃)。令人遗憾地，商业的相关含Mg合金(尤其是)由于它们高的Mg含量，所以在这样的加工期间和也在使用期间变得容易受到氧化和/或表面劣化。这些合金在高温成形操作之后也可变得难以连接在一起以构造成用于机动车等的部件。
因此，需要改变或者改善超塑性合金以避免这样的问题。
1983年10月25日授予Robert M.Johnson的美国专利4,411,962公开了金属层压制品的形成，所述金属层压制品包括一个或更多个超塑性材料层，所述超塑性材料层冶金地接合至非超塑性材料的一个或更多个层，以在保留超塑性质的同时实现高强度。通过扩散接合(加热到低于金属的熔点的温度)或轧制接合(将板轧制在一起以降低它们的厚度并且促进接合)进行层的接合。
1965年9月21日授予Grover C.Robinson的美国专利3,206,808涉及铝和铝合金的锭的连续或半连续的铸造。然而，其没有涉及超塑性合金的处理。
发明内容
本发明的一个示例性实施方案提供制造包覆板制品的方法。所述方法包括：优选通过共铸造在由具有超塑性质的合金制成的锭芯的至少一个面上提供包覆物以形成包覆锭，并且轧制包覆锭以制造具有芯层和至少一个包覆层的板制品。用于芯锭的合金包括在超塑性成形制品所需的温度下从芯层内部扩散至其表面并且存在于制品的外表面时会导致表面劣化的元素。选择包覆层，以包括与芯的元素相互作用以降低芯的元素扩散穿过包覆层的元素。
本发明另外的示例性实施方案提供具有超塑性质的包覆板制品，包括：具有超塑性质的金属的芯层和优选通过共铸造在所述芯层的至少一个面上提供的金属包覆层，其中芯层包括在超塑性成形温度下从芯层内部扩散至表面由此劣化制品的表面性质的元素。包覆层包括与芯的元素反应以降低元素扩散穿过包覆层的能力的元素。
根据本发明的还另一个示例性实施方案，提供制造包覆锭的方法，所述方法包括：通过共铸造在由具有超塑性质的合金制成的芯锭的至少一个面上提供包覆以形成包覆锭；其中所述芯锭的合金包括在通过轧制由包覆锭制造的制品的超塑性成形所需要的温度下从芯层内部扩散至其表面并且当存在于制品的外表面时导致表面劣化的元素，和选择包覆层以包括与芯的元素相互作用以降低芯的元素扩散穿过包覆的元素。
根据本发明的还另一个示例性实施方案，提供具有超塑性质的包覆板锭，包括：具有超塑性质的金属的芯、和在所述芯的至少一个面上的金属包覆，其中所述芯包括在超塑性成形温度下从芯内部扩散至表面由此劣化通过轧制由包覆锭制造的板制品的表面性质的元素，并且包覆包括与芯的元素反应以降低元素扩散穿过包覆的能力的元素。
附图说明
图1是用于本发明的共铸造设备的一个例子的局部剖面正视图；
图2是显示共铸造金属之间的接触的图1的设备的局部放大图；
图3是表示根据本发明的一个可能的实施方案的轧制板制品的简图；
图4是显示相对于温度的拉伸试验的平均伸长量的图；
图5(a)和5(b)是在实验中制造的金属制品的纵向横截面的光学显微照片(图5(a)是在450℃下测试的1.245mm厚的样品中的一个-该显微照片为从断面1cm处拍摄的-注意包覆保留完好；图5(b)是在525℃下测试的样品中的一个-靠近包覆界面的芯中的空隙似乎引起包覆破裂)；
图6是显示“皱褶”纹理的包覆表面的SEM显微照片；
图7是轧制包覆之前的试验性包覆组合件的简图；
图8是温度对时间以及温度对％Mg的图；
图9是对于不同退火时间的固溶体中Mg含量的图；
图10是Mg含量相对于距离的图；
图11(a)和11(b)是Mg含量或Mg2Si含量相对于距离的图；
图12是固溶体中Mg含量相对于距离的图；
图13(a)和13(b)是Mg含量或Mg2Si含量相对于距离的图；
图14(a)、14(b)和14(c)是含Si的包覆包封的显微照片：(a)轧制原样的，(b)在350℃下30分钟之后的，和(c)在500℃下2小时之后的；
图15是Mg含量相对于距包覆表面的距离的图；
图16(a)和16(b)是Mg浓度和金属间化合物浓度相对于距离的图；
图17(a)、17(b)和17(c)是含Cu的包覆包封物的显微照片：(a)轧制原样的；(b)在350℃下30分钟之后的，和(c)在500℃下2小时之后的；
图18是不同处理之后的Mg含量分布；
图19(a)和19(b)是对于(a)纯铝包覆层；和(b)Al-0.6wt％Si包覆层的溶液中Mg浓度相对于距表面的距离的图(所述图显示对于研究的每个包覆厚度的模拟结果，如图所标记的)；和
图20是在表面处的溶液中的Mg浓度相对于包覆层的厚度的图，显示了对于纯Al和Al-0.6wt％Si合金二者的结果(对于相同的最大可容许Mg含量，含Si包覆层可以是薄的)。
最优实施方式
本发明使得能够制造板金属制品，其具有在升高的温度下显示出超塑性质的芯层，和具有在至少一个表面上的不同金属的包覆层，该包覆层减轻或消除由一种或更多种元素从芯层扩散至包覆制品的表面所导致的表面问题或所得金属制品的劣化。
已经发现表面问题或超塑性金属的劣化通常由至少一种反应性合金元素从金属内部扩散至其中元素可进行氧化或其它反应的表面导致，或导致与其它金属的粘合困难。用于铝合金的某些合金元素仅仅缓慢地扩散穿过金属，而其它金属(例如镁和锌)则相当快速地扩散。通常具有高扩散速率的金属和尤其是那些也高度易于氧化的金属在成品中导致表面问题。
当超塑性合金包含作为快速扩散物并且在高温成形操作期间快速迁移至表面的元素时，仅仅用不同的(较低反应性的)合金的层涂覆或包覆超塑性合金的外表面可能不能避免所述问题，这是由于来自芯的快速扩散元素可穿透并且快速地扩散穿过薄的涂层并达到涂覆制品的外表面，并且再次导致表面劣化和相关问题。
快速扩散元素可定义为扩散得比溶剂金属的自扩散更快的元素。在铝中的镁是这样的一个例子，在Si中的Cu是另外的一个例子。从实际的观点看，在高温成形操作期间可以扩散穿过包覆层到达表面的任何元素可以据信是用于本发明目的的“快速扩散”元素。下表1提供对于铝中的不同物质作为温度的函数计算扩散性必要的数据。
表1
对于在Al中固态扩散的几种元素的扩散系数：
数据得自Smithells Metals Reference Book，第6版；E.A.Brandes编辑；Butterworths，伦敦；1983；ISBN 0-408-71053-5
 
Al中的物质 D0(cm2/s) Q(kcal/mol)
Al 2.25 34.5
Mg 0.0623 27.44
Si 2.48 32.75
Cu 0.647 32.27
Fe 135 46.0
Zn 0.259 28.86
表1的数据表示用于扩散的Arrhenius速率方程D(T)＝D0exp(-Q/RT)中的参数：数据显示Mg和Zn是“快速扩散物”，它们的指数参数(Q)小于Al，因此在足够高的温度下，将倾向于比Al扩散得更快。应说明Fe是异常慢的扩散物。
在本发明中已经发现：如果涂层或包覆层掺杂有(即包含)阻止快速扩散元素从超塑性芯扩散至包覆层外表面的元素，那么可以获得改善，并且因此停止或显著地减少元素从芯扩散至产品的表面。该阻止作用可以是通过包覆层的掺杂元素和芯的快速扩散元素之间的反应形成处于沉淀形式的金属间化合物(例如S-相颗粒)的结果。快速扩散元素因此转化为在金属加工和成形期间非常缓慢扩散或完全保持原位固定的其它形式。
作为一个例子，用于机动车应用的许多超塑性铝合金包含相对大量的镁(通常至少约4wt.％，通常为4.0～4.9wt.％的Mg)，其在超塑性金属成形温度下快速扩散穿过金属芯和可能存在的任何金属包覆。镁在存在于表面时是高度易于氧化的。然而，已经发现包含硅和/或铜的包覆层在阻止镁扩散穿过包覆层达到产品的外表面中是高度有效的，并且因此可以提供具有增强的表面特性的金属制品。由于硅与镁反应形成Mg2Si，所以据信硅是有效的。因此，镁扩散进入含硅包覆层以在涂覆在高镁含量芯上的包覆层中形成Mg2Si颗粒。此后包覆层可具有不同于初始包覆层的性质。当铜用作包覆层的掺杂剂时，据信可形成Al2CuMg和Al6CuMg4。当之前在固溶体中的Mg原子变得“陷获”于这样的金属间化合物颗粒中时，它们不再能扩散穿过包覆层达到外表面。然而，注意由于铜可在较高的温度下溶于溶液中，所以只有当产品在约400℃之下的温度下超塑性成形时，才可以观察到Cu的阻止效应。
在包覆层中需要的硅和/或铜的量至少是具有期望的阻止Mg迁移效应的最小量。实际上，发现包覆层应该优选包含0.3wt.％或更多的Si，和/或0.3wt.％或更多的Cu。对于Si，优选范围是0.5-2.0wt.％，并且更优选0.5-1.0wt.％。对于Cu，优选范围是0.3-1.3wt.％。元素Si和/或Cu当然存在于许多铝合金中。铝合金可包含其它的元素，但是倾向于快速扩散并且导致表面问题的元素当然不应该存在或仅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，但是最优选所述量为约0.5wt.％或更小，并且理想为零。应该考虑此选择包覆层的金属。
在包含大量锌作为主要合金元素的超塑性合金的情况下，例如AA7xxx系列合金，已经发现尽管锌的氧化势高但是在表面的锌氧化形成ZnO不是显著的问题。同时Zn相对于Al是阴极的，这通常通过在铝上快速地形成氧化物(Al2O3)的钝化效应得以缓解。虽然如此，在成形操作期间，Al2O3层的钝化效应由于连续暴露新表面而降低。在该情况下，Al对Zn有效地保持为阳极的。然而，在典型的超塑性成形的升高温度下，其它现象即Zn的挥发性可具有潜在的不利影响。这表示存在于合金表面的Zn可升华或蒸发。如果金属置于高温下足够长的时间，这可使得表面耗尽Zn。鉴于该现象，将包覆层(可能包含防止Zn迁移的掺杂剂)应用至超塑性的7xxx合金，可通过阻止在高温成形操作期间应发生至不利程度的由升华或蒸发导致的Zn损失，为所得制品提供益处。
除存在于7xxx合金中的Zn之外，Mg也可以以适中的量(例如至少1.9wt.％)存在，以使得形成具有显著强化益处的Al3Mg4Zn3金属间化合物沉淀。例如，可显示超塑性的合金AA7075包含2.1-2.9wt.％的Mg。该Mg含量高得足以在表面形成MgO，可对产品不利。因此，基于此，应用包覆以防止形成MgO是合适和需要的。
包覆层可通过任何适合的方法施加于超塑性合金芯金属，但是最优选通过共铸造包覆金属层到由超塑性金属合金制成的芯锭上来施加。当使用在Anderson等人的2005年1月20日公开的美国专利公开No.2005/0011630(所述公开的内容通过参考具体地引入本发明中)中描述的共铸造方法和设备进行时，这是尤其有效的。该方法和设备使得能够共铸造金属以形成芯锭和至少一个包覆层，并且在金属层之间产生基本上连续的冶金结合。
附图的图1以正视图和局部截面图的方式显示类似于Anderson等人公开的共铸模组合件。该图显示具有形成水夹套12的部分的模具壁11的矩形铸模组合件10，通过该水夹套12分配冷却水流13。
模具的入口部由分隔壁(divider wall)14(称为冷模(chill))分隔为两个进料室。熔融金属输送管嘴15给料第一合金进入一个进料室，第二金属输送管嘴16给料第二合金进入第二进料室。可垂直移动的底部块单元17支撑形成的复合锭并且在开始铸造之前适配入模具的出口端，并且此后降低以使得形成锭。
预定形成包覆层的由管嘴16给料的金属体23在模具中保持在比预定形成芯的由管嘴15给料的金属体20高的水平上(这是用于高度合金化的芯和更稀释的包覆合金的优选布置)。冷却分隔壁14(通过未显示的方法)使得包覆层的金属在其与芯的熔融金属20接触之前形成自支撑半固化表面25。事实上，如图2更清晰地所示的，液体和固体之间的区域19(即金属的液相线和固相线之间-经常称为两相区(mushy zone)或半固体区)可存在于刚刚低于分隔壁14的金属23中。在该两相或半固体区域之下是固体金属合金，液体金属存在于该区域之上。为芯提供的液体合金20也形成两相区域22，之下为固体金属，以上为液体金属。
如在先的专利申请所公开的，保持分隔壁14的温度在预定目标温度下以产生冷界面，该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的温度。然后优选将第二室中金属20的上部表面34保持在分隔壁14的下部末端之下的位置处，并且同时保持自支承表面25的温度，使得金属20的表面34在表面25的温度位于金属23的固相线和液相线温度之间的位置处接触该自支承表面25。通常，保持表面34在稍微低于分隔壁14的下部末端的位置处，通常在从下部末端的约2～20mm以内。在该位置处在两个合金流之间如此形成的界面在所述两个金属层之间形成非常强的无氧化物的冶金结合，而没有导致合金的过度混合。
在本发明中，通过共铸造技术，将包覆金属铸造到由超塑性合金制成的通常为矩形的锭的一个和优选两个轧制面上。如果需要在芯两侧上包覆，那么将改变图1的设备以在模具的每侧提供隔离壁14。形成之后，所得包覆锭经受正常的热轧和/或冷轧以制造适合于制造为期望产品诸如机动车部件的包覆板。
轧制之前(和之后)的包覆层相对于超塑性芯的厚度以及在最终轧制板制品中包覆层的绝对厚度，对于某些或全部的芯/包覆合金组合可能是重要的。由于用于包覆的合金本身通常不是超塑性的，所以可能需要在以下之间的平衡：使得包覆层相对于芯如此厚使得不利影响(或完全消除)所得产品的期望超塑性质，和使得包覆层如此薄使得未有效防止快速扩散元素从芯的迁移。对于不同的合金组合，合适的厚度可以变化。
当包覆层在适合的厚度范围之内时，其将以和芯相同的方式延展而没有破裂或损失粘附性，但是如果使用显著较厚的层时，情况可能不是如此。至少对于高Mg含量的合金，发现如果包覆层(或二者)的总厚度是包覆锭或轧制板制品的总厚度的30％或更多时，那么包覆层不会延展到和芯相同的程度。完全遵循芯的超塑性延展的包覆层逐渐转变为不可能发生超塑性延展(即根据所需的延展程度)，并且据信当包覆层或二者的总厚度与包覆产品的总厚度相比在15～25％更优选在15～20％的范围之内时，显示出适合的性质。通常，当包覆层的总厚度是15％或更小时完全遵循超塑性延伸。这表示对于具有仅一个包覆层的包覆产品而言，包覆的厚度应该小于包覆产品总厚度的30％，优选小于15～25％范围内的值，更优选小于15～20％范围内的值，并且理想为15％或更小。对于具有两个包覆层(或相等厚度)的产品，每个层应该具有小于15％的厚度、优选小于7.5～12.5％的值、更优选小于7.5～10％的值、并且理想为7.5％或更小(基于芯和包覆层的总厚度)。对于具有单一包覆层的产品，如果芯具有925微米的厚度，那么包覆层理想地具有约75微米的厚度。
对于不同的合金组合以及芯层的可能不同的规格(gauges)，用于阻止芯的元素扩散所需的最小厚度将再次不同。然而，至少对于包含高水平Mg的超塑性合金和包含Si或Cu的包覆层，当轧制包覆板制品的总厚度是约250μm时，优选最小厚度是约50μm(对于每个包覆层)，并且更具体地优选至少75μm。优选范围是50～500μm，并且更优选为75～150μm。单纯从扩散观点看，由于所述层越厚，其在阻止扩散至表面方面越好，所以没有上限。
这些优选的尺寸以简图的形式示于附图的图3中。这表示在轧制板制品的芯B的每一侧上存在包覆层A和C的情况。对于具有仅仅一个包覆层的轧制制品而言，A与(A+B)的比率将会小于30％。
用作包覆的金属本身可具有超塑性质，但是这不是必须的，而且事实上不是通常的。
实验1
本部分描述进行的实验和计算机模拟的细节以评估包覆材料的高温性质。实施拉伸试验和内扩散试验以及模拟。用于力学试验的材料是在AA5083芯上的稀释AA3003包覆层。该材料是商业的冷轧至1.245mm的最终规格，并且由1.9mm的中间规格获得另外的样品。样品在450～525℃的温度下拉伸变形。在所有的温度下，该样品在两个厚度上均显示超过300％的拉伸。在500℃下观察到了最大的拉伸。
实施扩散研究以评估使用Si或Cu来抑制Mg扩散穿过包覆层到达表面的可行性。如前所述，Si可通过形成Mg2Si减缓Mg的扩散，而Cu可促进Al2CuMg和Al6CuMg4的形成。使用由芯AA5083合金和具有Al-1wt.％Cu或Al-0.5wt.％Si的包覆层的模型材料实验研究该方案的可行性。使用由Thermo-Calc Software of Stockholm Technology Park，
Figure A200780013391D0013145814QIETU
 21，SE-113 47 Stockholm，瑞典制造的
Figure A200780013391D0013145834QIETU
软件包，以数学模型研究了类似的合金组合。实验和计算机模拟表明含Si合金对于最高至575℃的热处理通过形成Mg2Si的确减少了Mg扩散，而含Cu包覆仅仅能够有效至最高485℃的最大温度。
通过共铸造技术可易于制造的包覆产品的所提出的应用之一是显示优良高温(～500℃)可成形能力并仍保持优良表面品质的铝板。理想的表面品质是显示平滑、光亮表面的品质。为获得光亮表面，必须抑制在表面形成MgO。用于机动车应用的标准高温可成形性合金是AA5083并且尤其是其低的Fe、提高的Mn的变体。该类合金中的Mg含量标称是4.75wt.％。由于Mg快速扩散至表面，所以在表面形成显著量的MgO对于这样的高Mg含量合金是众所周知的现象。
前面提到的共铸造技术允许用包含很少或几乎没有Mg的合金包覆高Mg含量合金，因此这些包覆层可用作扩散阻挡并且防止Mg到达表面并形成无美学吸引力的MgO。除了由表面氧化物导致的无吸引力的外观之外，成形之后必须对该氧化物进行处理以产生更好的接合和涂覆特性。防止在表面产生MgO可因此降低机动车工业的生产成本。
该部分分为两个部分。第一部分讨论在这些条件之下产生的力学性能和微结构。第二部分描述实施的实验和计算机模拟以评估使用Si或Cu通过促进形成金属间化合物颗粒抑制Mg扩散的可行性。
部分1-力学性能
实验程序
用于本研究的材料由商品化生产厂制造，已经铸造有稀释AA3003的包覆合金以及在AA5083规格内的变体的芯。所述芯和包覆合金的化学组成如下表2所述。
表2
铸造芯和包覆合金的化学组成
组成以wt.％计
 
Si Fe Cu Mn Mg Cr Zn Ti
AA5083 0.036 0.078 0.009 0.692 4.800 0.177 0.016 0.014
AA3003(稀释) 0.064 0.12 0.007 0.36 0.04 0.16 0.01 0.011
将所述锭从铸造位置转移至轧制处理车间用于热轧。热轧之前在525℃下进行预热和热浸处理33小时。将锭热轧至6.5mm的规格。在第一热轧道的进口温度是521℃，在卷取处的最终温度为约300℃(卷取的温度从内部层至外部层变化)。然后多道冷轧至1.245mm。获得1.9mm的中等规格和最终规格的样品。这些规格的减薄冷轧(cold reductions)分别为81％和71％。
由另外落入AA5086规格内的AA5083的常规变体的实验室轧制样品制造另外的样品。该样品的化学组成如表3所示。其作为商业制造的0.5英寸厚的板得到。其以450℃的初始温度实验室热轧至3mm的规格。没有记录热轧结束时的样品温度。冷却至环境温度之后，冷轧至0.75mm，产生75％的总减薄冷轧。
由因此获得的样品制备拉伸样品，使得拉伸轴平行于轧制方向。通过CNC机械加工制备拉伸样品，以满足根据ASTM E21-05“金属材料高温拉伸试验标准试验方法(Standard Test Methods for Elevated TemperatureTension Tests of Metallic Materials)”的要求。
这产生机械加工的0.75英寸规格长度的拉伸样品，使得可在样品表面上以0.5英寸的间隔标注可信标志以由影像引伸计监测。
该研究之后的加热实施需要将样品室预热至要求的温度。插入样品时，记录该炉回到其设定温度±5℃以内需要的时间。此外允许所述样品在该温度下再结晶另外6分钟。然后开始拉伸试验。
在450℃、475℃、500℃和525℃下实施拉伸试验。对两组商业制造的材料，在每个温度下实施三次拉伸试验。
在恒定的十字头速度下实施拉伸试验，使得初始应变率是5×10-3/s。实施拉伸试验至断裂并且记录断裂伸长率。
随后使用光学和扫描电子显微技术实施变形样品的金相检查。
结果
图4显示对于三个材料在全部试验温度下的平均断裂伸长率。然而，对于1.245mm规格材料，在525℃下测试的样品中的一个在拉伸试样的颈处过早地断裂，因此该样品没有包括在平均中。
断裂伸长率全部超过300％并且所述数据还表明提高的减薄冷轧改善断裂伸长率。
图5(a)和5(b)是在1.245mm样品中的两个的断面附近拍摄的纵向截面的光学显微照片。一个来自于在450℃下变形的样品(图5(a))，另一个为在525℃下变形的样品(图5(b))。表明在芯材料中形成空隙，并且还表明包覆层很大程度上保持完好。包覆层没有变得特别薄，其中刚刚在界面之下在芯中存在空隙。
图6是样品的扫描电子显微照相(SEM)图像，显示从显示“皱褶”表面的断面约1cm的样品的纵向边缘。该图也显示包覆层破坏的两个例子，该破坏明显由于刚刚在包覆/芯界面之下的芯材料中的空隙导致。
力学性能的论述&结论
由AA5083芯和稀释AA3003芯组成的包覆材料在升高的温度下显示高的拉伸伸长率。数据还表明：包覆层虽然缺少超塑性特性但是在变形期间保持完好。就在高温下的伸长而言，在商业制造的材料中获得的伸长可以有利地与实验室制造的常规AA5083合金的一个例子相比。
部分2-扩散模拟&实验
数学模型
Figure A200780013391D00161
应用是
Figure A200780013391D00162
软件包的一部分并且允许使用者基于不同合金元素的扩散来计算浓度分布。其包括模拟第二相颗粒的形成的能力并且也可预测它们的浓度分布。
计算机模拟研究具有相同AA5083合金芯的包覆合金二者。在两种情况下的温度设置为350℃(623°K)或500℃(773°K)，并且芯的组成设置为4.75wt％Mg、0.2的Si和0.05的Cu。该化学组成对于AA5083合金是典型的。注意对于本研究省略了其它的合金化添加元素Cr、Fe和Mn，这是由于这些是非常慢的扩散元素并且不会影响扩散预测。对于含Cu情况下的包覆层的组成设置为具有1wt％Cu的Al，对于Al/Si合金包覆情况组成是Al-0.5wt％Si。包覆层的模型厚度是0.1mm，芯的模型厚度是1.0mm。
对于含Si的情况，实施两次模拟：一次允许形成第二相沉淀，而在第二次模拟中拒绝它们的形成。对于含Cu的情况，实施全部模拟允许形成沉淀。在两个温度下模拟时间是5、10、15和30分钟。最后，通过模拟指数衰减冷却曲线使得对于每个退火温度至25℃的时间是20分钟，评估在冷却至室温期间的另外的沉淀形成。对于冷却至环境条件的热物体，冷却曲线的该函数类型是最物理合理的一个。
实验程序
通过轧制包覆制备所研究的两个不同的包覆材料。通过直接冷铸制备芯合金AA5083，并且从此锭除去1.5英寸厚的片。该片的长度是6英寸，宽度为8英寸。在顶部表面沿其全宽度机械加工0.15英寸宽的凹槽到片的“头部”附近的芯合金中。该合金的组成和在部分“A”中描述的相同并且其组成如下表3所示。
表3
实验室轧制的AA5083参比合金的化学组成。
组成以wt.％计。Zn含量没有限定。
 
Si Fe Cu Mn Mg Cr Zn Ti
AA5083 0.087 0.317 0.027 0.547 4.258 0.074 0.005
在铰接式铸型中将包覆合金铸造至1英寸厚度。将这些铰接式铸型锭加热到500℃并且轧制至0.15英寸的期望规格。从其上切割8英寸宽的5.5英寸长的片，并且折叠一个边缘至90°弯曲以装配进入芯合金上的切割凹槽。为确保在初始轧制道期间包覆层保持固定于芯，沿着包覆/芯凹槽的前沿制造三个小的焊珠：一个在每个边缘，一个在中间。其结构如图7示意地显示，其中附图标记81表示具有切割凹槽的芯材料，附图标记82表示具有插入凹槽的折叠末端的包覆材料，附图标记83表示将包覆层固定至芯的焊珠。应注意包覆层具有0.15英寸的厚度，芯层具有1.5英寸的厚度、8英寸的宽度和6英寸的长度。
在500℃的炉中加热如此组装的包覆包封物30分钟，并然后轧制至1mm的最终规格。第一道仅实施为具有小的减薄以实现包覆和芯合金之间的优良的冶金结合。当已经达到优良的接合时，可以获得每道更大的减薄。在轧制包覆工艺期间不使用温度控制。
从轧制板上切割样品并且在350℃下退火30分钟或在500℃下退火2小时。制备纵向横截面用于光学金相检查。对这些样品实施光学显微照相以确定第二相颗粒的形成，并且此外通过利用X-射线荧光法使用扫描电子显微照相确定化学组成分布。从包覆表面至芯材料内100微米，每5微米进行组成测量。
结果&论述
含Si包覆包封物的计算机模拟如图8等所示。
图8显示实施为在500℃下等温退火15分钟并且随后冷却至室温的模拟的时间-温度分布的一个例子。其它情况的温度分布具有相同的冷却曲线但是不同的等温退火时间。
图9显示对于不允许沉淀形成的模拟，对于在500℃下不同退火时间的Mg的组成分布。即，假定全部合金元素保留在固溶体中。绘图的分布是在冷却至室温的末端处的那些分布。Mg含量是在固溶体中的含量。
图10比较对于在500℃下15分钟的冷却至室温前后的情况的组成分布。注意与在500℃下的等温退火末端相比，在冷却末端的组成分布有少许差异。
图11(a)包括Mg在固溶体中组成分布的图，现在模拟允许形成Mg2Si。注意在远离界面的芯合金中Mg的浓度降低。这是由于在AA5083合金中的Si和Mg的反应，降低了Mg和Si固溶体浓度。此外，可以注意到在包覆层表面(x＝0)的Mg含量现在显著低于之前模拟的其中没有形成沉淀的情况。图11(b)显示Mg2Si含量分布。界面附近的尖峰是由于来自芯的Mg是直接可得性以形成大量Mg2Si。此外，应该注意到某些Si从包覆层扩散进入芯，并且这由界面附近的芯内部升高的Mg2Si含量反映出来。
图12比较了在500℃下退火15分钟情况的冷却前后的Mg分布。与图4中绘制的结果相反，冷却不影响Mg固溶体含量。差异是由于Mg和Si在降低温度下的降低的固体溶解度、促进Mg2Si颗粒的形成。
图13(a)和13(b)包括进行的在350℃下不同时间的模拟结果。注意由于在该温度下较低的扩散性，所以Mg比在500℃下扩散较小范围。对于其中允许形成Mg2Si的模拟的Mg分布再次显示减小的扩散距离。
对于含Si包覆包封物的实验结果
图14(a)、14(b)和14(c)显示在不同条件下的具有含Si包覆层的轧制包覆实验体系的显微照片。图14(a)显示在冷轧状态的包覆层和芯附近的界面区域；图14(b)显示样品在350℃下退火30分钟之后的显微结构；和图14(c)显示在500℃下退火2小时之后的显微结构。
由图14(a)可注意到：在界面处没有金属间化合物颗粒，在轧制包覆工艺期间已经建立良好的冶金结合。包覆区域中的小微粒是Si颗粒。在350℃下30分钟之后的显微结构显示Mg2Si颗粒从界面延伸进入包覆层。颗粒的宽度接近于1微米或更小，而其中某些颗粒从界面延伸进入包覆区域几微米。当在500℃下退火2小时时，在原有的界面附近产生非常大的Mg2Si颗粒。此外，在包覆层中似乎有从包覆/芯界面延伸至约50微米的Si耗尽区。通过颗粒线将其划界为包覆层的“上部”部分。这可与
Figure A200780013391D00191
预测的在距离界面类似距离处的Mg2Si含量的“尖峰”一致。表观耗尽区可包含与可见的Si颗粒相比在显微照片中不可见的细小Mg2Si颗粒。
图15显示使用SEM根据能量散射x-射线光谱(EDXS)点分析确定的对于如轧制的在350℃下30分钟和在500℃下2小时的情况的Mg含量相对于距包覆表面的距离的图。Mg分布与使用
Figure A200780013391D00192
计算的预测中度地一致。Mg含量的变化可归因于与大的含Mg颗粒的相互作用。即，对于某些点测量，测量的体积可已经(部分地)包含大的Mg2Si颗粒，由此高估平均Mg含量。此外，EDXS方法不能区分固溶体中的Mg和金属间化合物颗粒诸如Mg2Si中的Mg。
含Cu包覆包封物的计算机模拟
Figure A200780013391D00193
软件包表明对于含5wt％Mg和1wt％Cu的合金，对于Al2CuMg的固溶线是485℃，而对于Al6CuMg4是238℃。
用于这些模拟的时间-温度分布与用于含Si包覆层的那些相同。图16(a)比较在350℃下在不同模拟时间之后的Mg分布。应注意这些模拟是用允许形成金属间化合物颗粒的软件实施的。固溶体中的Mg现在由于冷却时形成这些颗粒而降低。图16(b)显示在350℃下30分钟之后的预期金属间相的组成分布。
对于含铜包覆包封物的实验结果
图17(a)、17(b)和17(c)是具有含铜包覆层的轧制包覆实验体系在不同条件下的显微照片。图17(a)显示在如冷轧状态下的包覆层和芯附近的界面区域；图17(b)显示样品在350℃下退火30分钟之后的显微结构；和图17(c)显示在500℃下退火2小时之后的显微结构。
对于含Si的情况，在轧制包覆工艺中得到了显示良好的冶金结合的如轧制的样品。在350℃下退火30分钟之后，发现沿包覆和芯合金之间的界面已经形成颗粒。这表明的确发生了形成Al～Cu～Mg金属间化合物的反应。相反，在500℃下退火没有产生第二相颗粒。这可由相图预期，所述相图显示在该温度下仅存在一相：α-Al固溶体。
图18显示使用SEM根据EDXS点分析确定的对于如轧制的在350℃下30分钟和在500℃下2小时的情况的Mg含量相对于距包覆表面的距离的图。Mg分布与使用计算的预测中度地一致。Mg含量的变化可归因于与大的含Mg颗粒的相互作用。即，对于某些点测量，测量的体积可已经(部分地)包含大的金属间化合物颗粒，由此高估局部Mg含量。此外，EDXS方法不能区分固溶体中的Mg和金属间化合物颗粒例如诸如Mg2Si或Al2CuMg中包含的Mg。
结论
在包覆层中使用与快速扩散物质形成金属间化合物颗粒的合金化添加组分，诸如Al中的Mg，降低固溶体中元素的浓度。对于Al中的Mg的情况，包覆层中存在Si或Cu可降低包覆表面处的固溶体中的Mg含量至极低水平。
实验2
该试验报告描述使用DICTRA软件包实施的扩散模拟结果，以评估对于特定的芯/包覆合金组合在超塑性成形条件期间抑制形成MgO所需要的包覆层的最小厚度。
模拟条件
该研究考虑两个包覆包封物：第一个包括具有4.8％Mg的芯的纯铝包覆层。第二个指定Al-0.6Si的包覆层和含相同二元合金Al-4.8％Mg的芯。这些是分别近似于包含具有稀释3003包覆的AA5083芯或含0.6％Si的改性的3xxx合金的Novelis包覆包封物的适合的模型合金。对于这些模拟排除全部其它的合金化添加组分是合理的，这是由于抑制Mg扩散的主要机理是过量的Si。此外，假定其它的合金化添加组分Mn、Fe和Cr主要“陷获”于第二相颗粒中，并且不会显著有助于Mg或Si的扩散。
设计模拟以确定可提供充分保护以免在表面形成MgO的最小包覆厚度。为此，对于具有不同包覆厚度的两个合金组合实施几个模拟。对该研究选择的包覆层厚度是10、25、50、75和100μm。体系的总厚度设置为250μm。
区分保护与否的标准是：假定如果在表面处的固溶体中的Mg的浓度小于0.5重量％，则不会形成MgO。全部模拟经受500℃下15分钟的相同的温度和时间条件。这是在产品的超塑性成形期间使用条件的合理上限。结果和论述
图19(a)和19(b)显示对于：(a)纯铝包覆层(图19(a))；和(b)Al-0.6wt％Si(图19(b))的固溶体中Mg相对于距离的图。图显示对于所研究的每个包覆厚度的组成分布。
图20显示用于研究的两种材料在表面处的固溶体中的Mg相对于包覆厚度的图。由于该图可认为是用于该问题的设计标准，所以该图尤其是有用的。鉴于在表面的固溶体中最小耐受的Mg含量限定为0.5wt％，虚线表示用于最小厚度的设计标准。由该图可推断对于纯铝包覆层，最小的包覆厚度是66μm，对于含Si的包覆层最小包覆厚度是54μm。
乍一看，图19(b)和图11(a)之间似乎存在矛盾。即使合金体系是类似的，但是表示具有100μm包覆和在500℃下退火15分钟的板的线在两个图中显著不同。这是由于图11(a)的数据是对于退火之后已经冷却至室温的板，而图19(b)的板仍是500℃。曲线形状差异在图12中突出显示，并且很明显当将相同部分进行比较时，曲线事实上是类似的。
图20显示对于具有和没有Si的包覆在25～50μm的区域中的Mg浓度的最大扩散。随着超过和低于这些值的距离的增加，数据点看起来变得越来越集中。这是由于在极低厚度下，没有太多Si以形成Mg2Si，并因此Mg的扩散行为在两种类型的包覆中变得类似。在很高的厚度下，在每种情况下，穿过包覆的扩散距离有助于防止Mg到达表面。
实验3
本部分描述了实施以评估在仍具有高伸长的超塑性芯上的非超塑性包覆层的最大厚度的实验。结果表明对于所研究的特定的芯/包覆合金组合，可允许的最大包覆份数是小于30％(总的包覆厚度)。
引言
关于使用包覆产品用于超塑性成形的之前研究已经表明非超塑性层的可允许含量可以是相当大的并且超过复合材料的总组成的50％。实施实验以评估那些建议的正确性。
实验程序
在该研究中考察两种合金，即AA5083的变体和具有过量Si的稀释AA3003合金。将这两种合金铸造为铰接式铸型。对于每种铸造几个铰接式铸型，使得具有足够的材料用于通过轧制接合制造包覆包封物并且另外加工单个合金以确定它们的高温拉伸性质。每个铰接式铸型为25.4mm厚并且在宽度和长度为约150mm×200mm。
使用50℃/小时的加热和冷却速率在525℃下匀化全部铰接式铸型6小时。将稀释型AA3003变体的两个铰接式铸型焊接为AA5083变体的一个铰接式铸型，一个在在每个的表面上，使得组装的结构在热轧期间可以通过轧制接合包覆。如此组装的结构因此为～76mm厚，宽度和长度为150mm×200mm。
然后将全部样品加热到450℃并且热轧至5mm的规格。全部样品轧制良好并且尤其是包覆包封物在初始道期间显示出很好的接合并且在整个热轧中得到保持。为评估非超塑性合金在复合材料(包覆包封)中的最大可允许的份数，剥去包覆包封的样品以除去期望份数的包覆层。由于样品的某些曲率，剥去工艺不能在每个侧上实现包覆厚度的良好的平衡。表4列出以微米计的包覆厚度并且作为最终规格的不同样品的总厚度的份数。
热轧(并且对某些包覆样品剥去)之后，冷轧全部材料至减薄80％。众所周知该程度的冷加工在再结晶期间产生合适的晶粒结构，以在适合的合金中实现超塑行为。AA5803的变体、稀释AA3003和未剥去的包覆样品的最终规格因此是1mm。剥去样品的最终规格依赖于除去的包覆层的量，该规格列于表4中。遵循ASTM B209“对于铝和铝合金片和板的标准规程(Standard Specification for Aluminum and Aluminum-Alloy Sheetand Plate)”中描述的程序用光学显微镜测量在每个材料顶部和底部上的包覆层的厚度。
遵循ASTM E 21-05“金属材料高温拉伸试验标准试验方法(Standard Test Methods for Elevated Temperature Tension Tests ofMetallic Materials)”中的规范，由最终规格材料平行于轧制方向制备拉伸样品。由每种最终规格材料制备三个拉伸样品。在500℃下实施升温拉伸试验。这已知为超塑性AA5083合金变体可以实现很高拉伸率的温度。将样品置于高温下的拉伸试验机中并且保持12分钟以回到目标温度和某些“浸渍”时间以使得在经受负荷之前完成再结晶。以初始应变率为5×10-3/s的恒定拉伸率施加拉伸变形。这已知是对于超塑性变形适合的拉伸速率。通过测量断裂之后的样品长度来确定断裂伸长率。通过以下等式计算断裂伸长率。
ϵ = L - l l × 100 %
其中L是断裂时的长度，l是原始长度。
结果和论述
表5列出全部材料的平均断裂伸长率。应注意：如所预期的，AA5803的变体显示出具有伸长率超过300％的超塑行为。稀释AA3003材料显示出小于100％的伸长率。虽然该伸长率大于该材料在室温下测试时可获得的伸长率，但是该断裂伸长率不能认为是典型的超塑行为。这表明稀释AA3003合金不是超塑性合金。
考虑到包覆样品，其均未显示出特别高的断裂伸长率。鉴于经验已经表明在轧制方向上必须达到至少250％的伸长率以显示出可接受的成形行为，所以可推定包覆包封物均不适合作为超塑性复合材料。基于此，可提出实现其中包覆材料不是超塑性合金的超塑性复合材料的最大允许的包覆份数小于总复合材料的30％。
表4：包覆包封物的包覆层的厚度
 
规格(mm) 顶部(mm) 底部(mm) 总包覆份数(顶部和底部)
1.05 0.325 0.343 64％的稀释AA3003
0.78 0.180 0.195 48％的稀释AA3003
0.57 0.067 0.147 38％的稀释AA3003
0.54 0.017 0.147 30％的稀释AA3003
表5：研究的全部材料的断裂伸长率。对于包覆材料，芯是AA5803的变体，并且稀释AA3003的包覆层的总份数用于鉴别材料。
Figure A200780013391D00241
应该注意：虽然在64～30％的包覆比率之间无法预测伸长值的变化，即值在中间包覆厚度下高于在最低厚度(30％)下，这可能是由于在用于该试验的实验室规模方法中获得一致包覆厚度的问题所致(注：例如，在0.54mm的最低规格下的顶部和底部包覆厚度之间的差异，即使在所有情况下这些数值都是三个拉伸试验样品的平均也是如此)。
本部分中研究的包覆厚度过高以致于无法显示出非超塑行为和超塑行为之间的过渡点。结果的确表明：对于这些合金，厚度低至30％(即对于两个包覆层的产品每一侧为15％)，保持为非超塑行为。之前的试验已经表明15％的厚度(每一侧为7.5％)的确表现出超塑行为，所以这些性质之间的转变可能发生在15～25％或15～20％范围内的厚度上，并且最可能逐渐发生在产品厚度的20～25％的范围内。

Claims (32)

1.一种制造包覆板制品的方法，所述方法包括：通过共铸造在由具有超塑性质的合金制成的芯锭的至少一个面上提供包覆物以形成包覆锭；和轧制所述包覆锭以制造具有芯层和至少一个包覆层的板制品；其中所述芯锭的所述合金包含在所述制品的超塑性成形所需的温度下从所述芯层的内部扩散至其表面的元素，并且当该元素存在于所述制品的外部表面时引起表面劣化，其特征在于：选择所述包覆层以包含与所述芯的所述元素相互作用的元素，以减少所述芯的所述元素扩散穿过所述包覆层。
2.根据权利要求1所述的方法，其特征在于：所述芯的所述金属和所述包覆层的所述金属选自铝合金。
3.根据权利要求2所述的方法，其特征在于：所述芯锭的所述元素是镁，所述包覆层的所述元素是硅。
4.根据权利要求3所述的方法，其特征在于：所述硅存在的量为0.3wt％或更多。
5.根据权利要求3所述的方法，其特征在于：所述硅存在的量为0.5～2.0wt.％。
6.根据权利要求3所述的方法，其特征在于：所述硅存在的量为0.5～1.0wt.％。
7.根据权利要求3～6中任意一项所述的方法，其特征在于：存在于所述芯中的所述镁的量为至少4wt.％。
8.根据权利要求3～6中任意一项所述的方法，其特征在于：所述芯包含锌，并且在所述芯中存在的所述镁的量为至少1.9wt％。
9.根据权利要求1～8中任意一项所述的方法，其特征在于：所述轧制进行至所述板制品中的所述包覆层在所述轧制之后具有至少50微米厚度的程度。
10.根据权利要求1～9中任意一项所述的方法，其特征在于：所述轧制进行至所述板制品中的所述包覆层在所述轧制之后具有75～500微米厚度的程度。
11.根据权利要求1～10中任意一项所述的方法，其特征在于：所述轧制进行至所述板制品中的所述包覆层在所述轧制之后具有100～150微米厚度的程度。
12.根据权利要求1～11中任意一项所述的方法，其特征在于：在所述包覆层的金属处于所述包覆层的金属的固相线温度和液相线温度之间的温度下的位置处，通过将所述芯锭铸造到所述包覆层上，进行所述共铸造步骤。
13.根据权利要求1～12中任意一项所述的方法，其特征在于：包括将所述包覆层共铸造到所述芯锭的两个轧制面上。
14.一种具有超塑性质的包覆板制品，包括：具有超塑性质的金属的芯层，和共铸造到所述芯层的至少一个面上的金属包覆层，其中所述芯层包含在超塑性成形温度下从所述芯层的内部扩散至表面的元素，由此劣化所述制品的表面性质；其特征在于：所述包覆层包含与所述芯的所述元素反应的元素，以降低所述元素扩散穿过所述包覆层的能力。
15.根据权利要求14所述的制品，其特征在于：所述包覆层和所述芯层的所述金属具有由所述层的共铸造得到的冶金结合。
16.根据权利要求14或15所述的制品，其特征在于：所述包覆层和所述芯层的所述金属是铝合金。
17.根据权利要求14、15和16中任意一项所述的制品，其特征在于：所述芯的所述元素是镁，所述包覆层的所述元素是硅。
18.根据权利要求17所述的制品，其特征在于所述硅存在的量为0.3wt％或更多。
19.根据权利要求17所述的制品，其特征在于所述硅存在的量为0.5～2.0wt.％。
20.根据权利要求17所述的制品，其特征在于所述硅存在的量为0.5～1.0wt.％。
21.根据权利要求17～20中任意一项所述的制品，其特征在于存在于所述芯中的所述镁的量为至少4wt.％。
22.根据权利要求17～20中任意一项所述的制品，其特征在于所述芯包含锌，存在于所述芯中的所述镁的量为至少1.9wt％。
23.根据权利要求14～22中任意一项所述的制品，其特征在于所述包覆层的厚度为至少50微米。
24.根据权利要求14～23中任意一项所述的制品，包括在所述制品的一个面上的包覆层，其特征在于：所述包覆层的厚度形成为小于所述制品的总厚度的30％。
25.根据权利要求14～23中任意一项所述的制品，其特征在于所述制品在所述芯的两个相反表面上具有包覆层。
26.根据权利要求25所述的制品，其特征在于：所述包覆层的总厚度小于所述制品的厚度的30％。
27.根据权利要求14～26中任意一项所述的制品，其特征在于：所述包覆层或存在两个包覆层时每个包覆层的厚度为至少50微米。
28.根据权利要求14～26中任意一项所述的制品，其特征在于所述包覆层、或如果存在两个包覆层时每个包覆层的厚度为75～500微米。
29.根据权利要求14～26中任意一项所述的制品，其特征在于：所述包覆层或在存在两个包覆层时每个包覆层的厚度为100～150微米。
30.一种改善由含镁的超塑性铝合金制成的板制品的表面外观的方法，包括：用铝合金层包覆所述超塑性合金的表面，所述铝合金层包含减少所述镁扩散穿过所述铝合金层的量的硅。
31.一种制造包覆锭的方法，所述方法包括：
通过共铸造在由具有超塑性质的合金制成的芯锭的至少一个面上提供包覆物以形成包覆锭；
其中所述芯锭的所述合金包含在通过轧制由所述包覆锭制造的制品的超塑性成形所需的温度下从所述芯层的内部扩散至其表面的元素，并且当该元素存在于所述制品的外部表面时引起表面劣化，选择所述包覆层以包含与所述芯的所述元素相互作用的元素，以减少所述芯的所述元素扩散穿过所述包覆物。
32.一种具有超塑性质的包覆板锭，包括：具有超塑性质的金属的芯、和在所述芯的至少一个面上的金属包覆物，其中所述芯包含在超塑性成形温度下从所述芯的内部扩散至表面的元素，由此劣化通过轧制由所述包覆锭制造的板制品的表面性质，所述包覆物包含与所述芯的所述元素反应以降低所述芯的所述元素扩散穿过所述包覆物的能力的元素。
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