CN104364409B - 改进的铝合金及其生产方法 - Google Patents

改进的铝合金及其生产方法 Download PDF

Info

Publication number
CN104364409B
CN104364409B CN201380031493.9A CN201380031493A CN104364409B CN 104364409 B CN104364409 B CN 104364409B CN 201380031493 A CN201380031493 A CN 201380031493A CN 104364409 B CN104364409 B CN 104364409B
Authority
CN
China
Prior art keywords
aluminum alloy
heat treatable
treatable aluminum
alloy band
alloy
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Active
Application number
CN201380031493.9A
Other languages
English (en)
Other versions
CN104364409A (zh
Inventor
拉尔夫·R·索泰尔
约翰·M·纽曼
托马斯·N·朗斯
雷蒙德·J·基尔默
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Aokoninke Technology Co., Ltd
Original Assignee
Okkonen G Co
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Okkonen G Co filed Critical Okkonen G Co
Publication of CN104364409A publication Critical patent/CN104364409A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN104364409B publication Critical patent/CN104364409B/zh
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
    • C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
    • C22F1/04—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon
    • C22F1/05—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon of alloys of the Al-Si-Mg type, i.e. containing silicon and magnesium in approximately equal proportions
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C1/00—Making non-ferrous alloys
    • C22C1/04—Making non-ferrous alloys by powder metallurgy
    • C22C1/05—Mixtures of metal powder with non-metallic powder
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C21/00—Alloys based on aluminium
    • C22C21/06—Alloys based on aluminium with magnesium as the next major constituent
    • C22C21/08—Alloys based on aluminium with magnesium as the next major constituent with silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
    • C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
    • C22F1/04—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon
    • C22F1/047—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon of alloys with magnesium as the next major constituent

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Continuous Casting (AREA)

Abstract

本发明公开了可热处理铝合金带材及其制备方法。将可热处理铝合金带材连续地铸造并且淬火，任选的轧制在淬火之前和/或之后进行。在淬火后，既不将可热处理铝合金带材退火也不对其固溶热处理。

Description

改进的铝合金及其生产方法
背景技术
铝合金在多种应用中是有用的。然而，改进铝合金的一种性能而不损害另一种性能通常是难以实现的。例如，在不降低合金的韧性的情况下增加合金的强度是困难的。铝合金的令人感兴趣的其他性能包括耐蚀性和抗疲劳裂纹扩展，仅举两个例子。
发明内容
大体上讲，本专利申请涉及生产连续铸造可热处理铝合金的改进方法。具体地说，本专利申请涉及将可热处理铝合金连续地铸造、接着淬火并且随后任选地时效的改进方法。
一种用于生产连续铸造铝合金产品的常规方法在来自美国专利No.7,182,825的图1中示出。在此项方法中，使连续铸造铝合金带材原料(1)任选地通过剪切和修整工段(2)，任选地淬火用于温度调整(4)，热轧(6)，以及任选地修整(8)。接着将原料退火(16)，随后进行合适的淬火(18)和任选的卷绕(20)以生产O状态产品(22)，或者进行固溶热处理(10)，随后进行合适的淬火(12)和任选的卷绕(14)以生产T状态产品(24)。
用于生产新的连续铸造可热处理铝合金的新方法的一个实施例在图2中示出。在所示出的实施例中，将可热处理铝合金连续地铸造成带材(100)，接着将其热轧(120)，并且随后淬火(140)。在淬火步骤(140)之后，可以将可热处理铝合金冷轧(160)和/或人工时效(180)。值得注意的是，在淬火步骤(140)之后，既不将可热处理铝合金退火也不对其进行固溶热处理(即，在淬火步骤(140)之后，该方法不包括(i)可热处理铝合金的退火，以及(ii)可热处理铝合金的固溶热处理)；这是因为已经发现了这种退火步骤或者固溶热处理步骤可能会不利地影响连续铸造可热处理铝合金的性能，如下文所显示。而且，在淬火步 骤(140)之后不包括(i)退火步骤和(ii)固溶热处理步骤的合金产品可以实现与在淬火步骤(140)之后具有(i)退火步骤或者(ii)固溶热处理步骤的合金产品可比的性能，这导致了相对于在淬火步骤(140)之后具有(i)退火步骤或者(ii)固溶热处理步骤的这种产品，新合金产品的生产量增加以及性能少许下降或者没有下降，并且在一些情况下具有改进的性能，如下文所显示。
连续铸造铝合金是可热处理铝合金。出于本专利申请的目的，可热处理铝合金是由于自然时效或者人工时效实现至少1ksi的强度增加(与铸造条件相比)的任何铝合金(即，是沉淀可硬化的)。出于本专利申请的目的，当这类合金包含足够的可沉淀性溶质以促进1ksi的时效响应时，可以使用本文中公开的新方法热处理的铝合金的非限制性实例包括2xxx(铜基)、3xxx(锰基)、4xxx(硅基)、5xxx(镁基)、6xxx(镁和硅基)、7xxx(锌基)，和一些8xxx铝合金，以及其他铝合金，如下文进一步详细描述。
A.连续铸造
连续铸造步骤(100)可以通过能够生产以高凝固速率凝固的连续铸造带材的任何连续铸造装置完成。高凝固速率有利于合金元素保留在固溶体中。通过足够快速性的冷却以限制溶质原子沉淀为粗糙、松散的粒子，可以将在高温形成的固溶体保留在过饱和状态中。在一个实施例中，凝固速率是这样的速率，它使得所述合金实现10微米或者更小(平均)的二次枝晶臂间距。在一个实施例中，二次枝晶臂间距不大于7微米。在另一个实施例中，二次枝晶臂间距不大于5微米。在又一个实施例中，二次枝晶臂间距不大于3微米。能够实现上述凝固速率的连续铸造装置的一个实例是在美国专利Nos.5,496,423和6,672,368中所描述的装置。在这些装置中，带材通常在大约1100°F离开铸造辊。在距离辊隙大约8至10英寸的范围内将带材温度降低至大约1000°F以实现上述凝固速率可能是合乎需要的。在一个实施例中，所述辊隙可以是辊之间的最小间隙部位。
为了连续地铸造，并且如图3-图4中所示，可以将熔融的铝合金金属M贮存在料斗H(或者漏斗)中并且通过给料端T沿方向B输送至一对具有相应的辊表面D1和D2的辊R1和R2，所述辊各自沿相应的方向A1和A2转动以生产固体带材S。在一个实施例中，在保持给料端T和辊R1和R2之间的间隔的同时，保持给料端T和相应的辊R1和R2之间的间隙G1和G2尽可能地小，以防止熔融金属泄漏，并使熔融金属尽可能少地暴露于大气中。间隙G1和G2的合适尺寸可以是0.01英寸(0.254mm)。穿过辊R1和R2的中线的平面L通过辊R1和R2之间被称作辊隙N的最小间隙区。
在一个实施例中，在铸造步骤(100)期间，熔融金属M分别在区域2和4直接接触冷却的辊R1和R2。当接触辊R1和R2时，金属M开始冷却并且凝固。冷却的金属在邻近辊R1处产生凝固金属的上部坯壳6并且在邻近辊R2处产生凝固金属的下部坯壳8。当金属M朝向辊隙N推进时坯壳6和8的厚度增加。凝固金属的大枝晶10(未按比例示出)可以在上部坯壳6和下部坯壳8中的每一个和熔融金属M之间的界面处产生。大枝晶10可以被破碎并且被拖曳到以较慢速度移动的熔融金属M流的中心部分12中，并且可以被沿着箭头C1和C2的方向运送。金属流的拖曳作用可以导致大枝晶10进一步被破碎成较小的枝晶14(未按比例示出)。在被称作区域16的辊隙N上游的中心部分12中，金属M是半固体并且可以包含固体组分(凝固的小枝晶14)和熔融的金属组分。在某种程度上由于小枝晶14分散在其中，区域16中的金属M可能具有流态稠度。在辊隙N的位置处，一些熔融金属可能在与箭头C1和C2相反的方向上被向后挤压。辊R1和R2在辊隙N处的向前转动实质上仅推进金属的固体部分(上部坯壳6和下部坯壳8以及中心部分12中的小枝晶14)，同时从辊隙N的上游压迫中心部分12中的熔融金属，从而使金属在离开辊隙N时可以完全是固体。以这种方式，并且在一个实施例中，金属的凝固前端可以在辊隙N处形成。在辊隙N的下游，中心部分12可以是固体中心层，或者夹在上部坯壳6和下部坯壳8之间含有小枝晶14的区域18。在 中心层或者中心区18中，小枝晶14的尺寸可以是20微米至50微米并且通常具有球状形状。上部坯壳6和下部坯壳8和凝固中心层18这三个层或者区域构成单一的固体铸造带材(图3中的S和图4中的单元20)。因此，铝合金带材20可以包含铝合金的第一层或者区域，和铝合金的第二层或者区域(对应于坯壳6和8)，并且在这两层之间具有中间层或者中间区(凝固中心层18)。固体中心层或者中心区18可以构成带材20总厚度的20％至30％。小枝晶14在带材20的固体中心层18中的浓度可以高于在金属流的半固体区域16或者中心部分12中的浓度。
熔融铝合金可以含有初始浓度的合金元素，所述合金元素包括包晶形成合金元素和共晶形成合金元素，例如任何下文所描述的合金元素。作为包晶形成体(与铝一起)的合金元素的实例包括Ti、V、Zr和Cr。共晶形成体(与铝一起)的实例包括Si、Mg、Cu、Mn、Zn、Fe和Ni。在铝合金熔体凝固期间，枝晶通常含有浓度比周围母熔体低的共晶形成体和更高浓度的包晶形成体。在区域16中，在辊隙上游的中心区域中，小枝晶14因此被部分地消耗共晶形成体，而小枝晶周围的熔融金属在某种程度上富含共晶形成体。因此，与上部坯壳6和下部坯壳8中的共晶形成体和包晶形成体的浓度相比，含有大量枝晶的带材20的固体中心层或者中心区18被消耗共晶形成体并且富含包晶形成体。也就是说，中心层或者中心区18中共晶形成合金元素的浓度通常小于第一层或者第一区6和第二层或者第二区8中的浓度。同样，中心层或者中心区18中包晶形成合金元素的浓度通常大于第一层或者第一区6和第二层或者第二区8中的浓度。因此，在一些实施例中，与铝合金产品中线处Si、Mg、Cu、Mn、Zn、Fe和/或Ni的量相比，连续铸造铝合金带材在合金产品的上部区域或者下部区域中包含更大量(那一区域中更高的平均厚度方向浓度)的Si、Mg、Cu、Mn、Zn、Fe和Ni中的至少一种，其中使用下文描述的浓度分布程序(Concentration Profile Procedure)测定这些区域中的浓度。
在一个实施例中，相对于带材中线处的那些相同共晶形成体的浓 度，铝合金带材在合金产品的上部区域或者下部区域中包含更高浓度(以重量计)的一种或者更多种共晶形成体。在一个实施例中，相对于带材中线处的那些相同共晶形成体的浓度，铝合金带材在合金产品的上部区域和下部区域中均包含更高浓度的一种或者更多种共晶形成体。在一个实施例中，相对于带材中线处的那些相同共晶形成体的浓度，铝合金带材包含浓度高至少1％的至少一种共晶形成体(上部或者下部区域中的平均浓度，如果适用)。例如，如果铝合金带材包含作为共晶形成体的镁和硅，相对于在带材中线处镁和/或硅的量，铝合金带材的上部区域和/或下部区域将包含多出至少1％的镁和/或硅(并且有时多出至少1％的镁和硅)。在一个实施例中，相对于带材中线处的那些相同共晶形成体的浓度，铝合金带材包含浓度高至少3％的至少一种共晶形成体(上部或者下部区域中的平均浓度，如果适用)。在一个实施例中，相对于带材中线处的那些相同共晶形成体的浓度，铝合金带材包含浓度高至少5％的至少一种共晶形成体(上部或者下部区域中的平均浓度，如果适用)。在一个实施例中，相对于带材中线处的那些相同共晶形成体的浓度，铝合金带材包含浓度高至少7％的至少一种共晶形成体(上部或者下部区域中的平均浓度，如果适用)。在一个实施例中，相对于带材中线处的那些相同共晶形成体的浓度，铝合金带材包含浓度高至少9％的至少一种共晶形成体(上部或者下部区域中的平均浓度，如果适用)。
浓度分布程序
1.样品制备
·将铝薄片样品安装在Lucite中，并且使用标准金相制备步骤(参考：ASTM E3-01(2007)金相试样制备标准指南(Standard Guide for Preparation of MetallographicSpecimen))抛光纵向表面(参见图15)。使用市售碳涂布设备用碳涂布样品的抛光表面。碳涂层是几微米厚。
2.电子探针微区分析(EPMA)设备
·使用JEOL JXA8600Superprobe来获得制备的铝薄片样品中厚度方向的组成分布。Superprobe具有四个波长色散光谱仪(WDS)检测器，其中两个检测器是气体流量(P-10)计数器，其他检测器是Xe-气体密封计数器。元素的检测范围是从铍(Be)到铀(U)。定量性分析检测限是0.02wt.％(重量％)。该仪器配备有允许阶段控制和无人值守的定量和定性分析的Geller Microanalytical Dspec/Dquant自动化系统。
3.电子探针微区分析(EPMA)分析程序
·将Superprobe设置到以下条件：加速电压15kV、射束强度100nA，将电子束散焦到合适的尺寸从而可以测量最少13个不同的样品断面(例如，对于0.060英寸厚的试样散焦到100μm)，并且每种元素的曝光时间是10秒。在正背景和负背景上以5秒计时，在三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轧制方向的直线在多个位置处扫描薄片样品的整个厚度。使用奇数个束点，并且在薄片样品的中心线处使用中位数个束点。束点之间的间距等于射束直径。在每个束点处，可以根据需要分析任何以下元素：Mn、Cu、Mg、Zn、Si和Fe。通过具有气体流量(P-10)计数器的PET衍射晶体分析Si；通过具有Xe-气体密封计数器的LIF衍射晶体分析Fe、Cu、Zn和Mn；通过具有气体流量(P-10)计数器的TAP衍射晶体分析Mg。每种元素的计数时间是10秒。沿着薄片样品的长度向下重复这种线扫描30次。在样品的任何位置处，所记录的每种元素的组成应当是在同一厚度位置处测量30次的平均值。
·上部和下部区域中的浓度是在每个这些区域中测量的平均浓度，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个之间的过渡区域。必须在上部区域和下部区域的每一个中的最少四个(4)不同位 置处测量元素的浓度以确定这种元素在每个那些区域中的平均浓度。
·使用具有ZAF/Phi(pz)校正模型Heinrich/Duncumb-Reed的DQuant分析包CITZAF,v4.01校准测量的元素。这项技术来自美国国家标准技术研究院(NIST)的CurtHeinrich博士，其使用传统的Duncumb-Reed吸收校正(参见Heinrich MicrobeamAnalysis-1985,79；--1989,223)。
辊R1和R2可以作为用于散发熔融金属M的热量的散热器。在一个实施例中，热量可以以均匀的方式从熔融金属M传递到辊R1和R2以确保铸造带材20的表面的均匀度。各个辊R1和R2的表面D1和D2可以由钢或者铜制成并且可以毛化，并且可以包括可以接触熔融金属M的表面凹凸(未示出)。表面凹凸可以用于增强来自表面D1和D2的热量传递，并且通过在表面D1和D2上施加受控的不均匀度引起跨表面D1和D2均匀的热量传递。表面凹凸可以呈槽、微凹、隆起或者其他结构的形式，并且可以以每英寸20至120个表面凹凸，或者每英寸大约60个凹凸的规则模式间隔开。表面凹凸可以具有范围在5微米至50微米内或者可选地大约30微米的高度。辊R1和R2可以涂布材料以增强铸造带材从辊R1和R2分离，例如铬或者镍。
对辊R1和R2合适速度的控制、维持和选择可以影响连续铸造带材的能力。辊速决定熔融金属M朝向辊隙N推进的速度。如果该速度太低，大枝晶10将不会受到足够的力以被输送入中心部分12中并破碎成小枝晶14。在一个实施例中，辊速可以被选择成使得熔融金属M的凝固前端或者完全凝固的点可以在辊隙N处形成。因此，本发明的铸造装置和方法可以适合在高速下操作，例如每分钟25至400英尺；可选地每分钟50至400英尺；可选地每分钟100至400英尺；以及可选地每分钟150至300英尺的那些范围。熔融铝被输送至辊R1和R2的每单位面积的线速度可以小于辊R1和R2的速度或者是辊速的大约四分之一。由于毛化表面D1和D2有利于从熔融金属M均匀地传递热量，采用本发明公开的装置和方法至少在一定程度上可以实现高速连续铸造。由于这种高铸造速度和相关联的快速凝固速率，可溶组分基本上可以保留在固溶体中
辊分离力可以是在使用本发明公开的铸造装置和方法中的一个参数。本发明公开的连续铸造装置和方法的一个益处可以是直到金属到达辊隙N时才产生固体带材。厚度由辊R1和R2之间的辊隙N的尺寸决定。辊分离力可以足够大以挤压辊隙N上游的熔融金属并且使其离开辊隙N。通过辊隙N的熔融金属过多会导致上部和下部坯壳6和8和固体中心区域18这些层彼此远离并且变得不重合。抵达辊隙N的熔融金属不足会导致带材过早形成。过早形成的带材会由辊R1和R2引起变形并且发生中心偏析。合适的辊分离力的范围可以在每英寸宽度铸造25至300英磅，或者每英寸宽度铸造100英磅。通常，在铸造较厚规格的带材时，可能需要较慢的铸造速度以除去热量。由于在辊隙上游不产生完全的固体铝带材，这种较慢的铸造速度不会引起过大的辊分离力。由于由辊施加的力较小(每英寸宽度300英磅或者更小)，铝合金带材20中的晶粒基本上是未变形的。而且，由于带材20直至到达辊隙N时才是固体；它将不被“热轧”。因此，带材20不会受到由铸造过程本身引起的热机械处理，并且当随后不被轧制时，带材20中的晶粒通常基本上将未变形，保留它们在凝固时实现的初始结构，即，等轴结构，例如球状。
在铸造期间辊表面D1和D2可能变热并且在高温下可能易于氧化。在铸造期间辊表面的非均匀氧化可以改变辊R1和R2的热传递性能。因此，可以在使用前将辊表面D1和D2氧化以最大限度地减少其在铸造期间的变化。不时或者连续地刷擦辊表面D1和D2以除去可能在铝和铝合金的铸造期间积聚的残片可能是有益的。小片的铸造带材可能从带材S脱离并且粘附到辊表面D1和D2。这些小片的铝合金带材可能易于氧化，这会导致辊表面D1和D2热传递性能的不均匀性。刷擦辊表面D1和D2避免由于可能聚集在辊表面D1和D2上的残片所引起的不均匀问题。
根据本发明公开的铝合金的连续铸造可以通过初始选择与所需带材S的规格对应的所需辊隙N的尺寸来实现。可以将辊R1和R2的速度增加到所需生产率或者速度，所述速度小于导致辊分离力增加到表明辊R1和R2之间正在发生轧制的水平的速度。以本发明构思的速率(即，每分钟25至400英尺)进行的铸造使铝合金带材凝固比铸造成铸锭的铝合金快大约1000倍，并且相对于铸造成铸锭的铝合金改善了带材的性能。可以选择冷却熔融金属的速率以实现金属外区域的快速凝固，实际上，金属外区域的冷却可以以每秒至少1000摄氏度的速率进行。
连续铸造带材可以为任何合适的厚度，并且通常为薄片厚度(0.006英寸至0.249英寸)或者薄板规格(0.250英寸至0.400英寸)，即，具有处在0.006英寸至0.400英寸范围内的厚度。在一个实施例中，所述带材具有至少0.040英寸的厚度。在一个实施例中，所述带材具有不大于0.320英寸的厚度。在一个实施例中，所述带材具有0.0070至0.018英寸的厚度，例如当用于食品容器和/或饮料容器时。
B.轧制和/或淬火
一旦连续铸造带材从铸造装置被移除，即，在连续铸造步骤(100)之后，就可以将连续铸造带材热轧(120)例如至最终规格或者中等规格。这样，可热处理铝合金带材可以在低于合金固相线温度的温度离开铸造装置，这一温度取决于合金，并且通常处于900°F至1150°F的范围内。
在本实施例中，在热轧步骤(120)之后，将带材淬火(140)。这样，可热处理铝合金带材可以在550°F至900°F或更高的温度离开热轧装置。淬火步骤(140)因此可以包括以每秒至少10°F的速率冷却铝合金带材。在一个实施例中，淬火步骤(140)包括以每秒至少25°F的速率冷却所述铝合金带材。在另一个实施例中，淬火步骤(140)包括以每秒至少50°F的速率冷却所述铝合金带材。在这方面，该方法可以包括从热轧装置移除铝合金带材，并且在移除步骤之后，而在铝合金带材 达到550°F的温度之前，将铝合金带材淬火(140)。在这方面，当铝合金带材离开连续铸造装置时，以及当它离开热轧装置时，铝合金带材的温度高于在它完成淬火步骤(140)之后铝合金带材的温度。在一个实施例中，淬火步骤(140)在铝合金带材达到600°F的温度之前开始。在另一个实施例中，淬火步骤(140)在铝合金带材达到650°F的温度之前开始。在又一个实施例中，淬火步骤(140)在铝合金带材达到700°F的温度之前开始。在另一个实施例中，淬火步骤(140)在铝合金带材达到750°F的温度之前开始。在又一个实施例中，淬火步骤(140)在铝合金带材达到800°F的温度之前开始。在另一个实施例中，淬火步骤(140)在铝合金带材达到850°F的温度之前开始。在又一个实施例中，淬火步骤(140)在铝合金带材达到900°F的温度之前开始。在另一个实施例中，淬火步骤(140)在铝合金带材达到950°F的温度之前开始。在又一个实施例中，淬火步骤(140)在铝合金带材达到1000°F的温度之前开始。在另一个实施例中，淬火步骤(140)在铝合金带材达到1050°F的温度之前开始。可以在淬火后使用轧制或者没有应用轧制时的实施例中使用类似的淬火速率和淬火开始温度(在下文描述)。
在一个实施例中，淬火步骤(140)以每秒至少100°F的速率降低铝合金带材的温度。在另一个实施例中，淬火步骤(140)以每秒至少200°F的速率降低铝合金带材的温度。在又一个实施例中，淬火步骤(140)以每秒至少400°F的速率降低铝合金带材的温度。在另一个实施例中，淬火步骤(140)以每秒至少800°F的速率降低铝合金带材的温度。在又一个实施例中，淬火步骤(140)以每秒至少1600°F的速率降低铝合金带材的温度。在又一个实施例中，淬火步骤(140)以每秒至少3200°F的速率降低铝合金带材的温度。在又一个实施例中，淬火步骤(140)以每秒至少6400°F的速率降低铝合金带材的温度。可以在淬火后使用轧制或者没有应用轧制时的实施例中使用类似的淬火速率(在下文描述)。
可以完成淬火步骤(140)以使铝合金带材达到低温(例如，由于任选的后续冷加工步骤(160)和/或人工时效步骤(180))。在一个实施例中， 淬火步骤(140)包括将铝合金带材冷却至不大于400°F的温度(即，淬火步骤(140)完成时铝合金带材的温度不大于400°F)。在另一个实施例中，淬火步骤(140)包括将铝合金带材冷却至不大于350°F的温度。在又一个实施例中，淬火步骤(140)包括将铝合金带材冷却至不大于300°F的温度。在另一个实施例中，淬火步骤(140)包括将铝合金带材冷却至不大于250°F的温度。在又一个实施例中，淬火步骤(140)包括将铝合金带材冷却至不大于200°F的温度。在另一个实施例中，淬火步骤(140)包括将铝合金带材冷却至不大于150°F的温度。在又一个实施例中，淬火步骤(140)包括将铝合金带材冷却至不大于100°F的温度。在另一个实施例中，淬火步骤(140)包括将铝合金带材冷却至环境温度。
在一个实施例中，可以完成淬火步骤以使铝合金带材达到合适的人工时效温度，其中在冷却步骤之后将铝合金人工时效(180)。在本实施例中，淬火步骤(140)包括将铝合金带材冷却至不大于400°F的温度(即，淬火步骤(140)完成时铝合金带材的温度不大于400°F)，或者其他合适的人工时效温度。
淬火步骤(140)可以通过任何合适的冷却介质完成，例如通过液体(例如，通过水质或者有机溶液，或者它们的混合物)、气体(例如，空气冷却)或者甚至固体(例如，在铝合金带材的一个或者多个面上的冷却固体)。在一个实施例中，淬火步骤(140)包括使所述铝合金带材与气体接触。在一个实施例中，所述气体是空气。在一个实施例中，淬火步骤(140)包括使所述铝合金带材与液体接触。在一个实施例中，所述液体是水基的，例如水或另一种水基冷却液。在一个实施例中，所述液体是油。在一个实施例中，所述油是烃基的。在另一个实施例中，所述油是硅氧烷基的。也可以使用混合物(例如，混合液体、气-液混合物、固-液混合物等)。在一个实施例中，所述淬火介质包括具有至少油组分和水组分的液体。在一些实施例中，淬火步骤(140)通过连续铸造装置下游的淬火装置实现。在其他实施例中，使用环境空气冷却。
已经在上文总体上将淬火步骤(140)描述为在热轧步骤(120)之后进行。然而，淬火步骤也/可选地可以作为热轧步骤的部分/在热轧步 骤期间(例如，其中在轧制过程中施加冷却剂，例如施加到用于热轧的辊上)完成。
在淬火步骤(140)之后，可以将铝合金冷轧(160)和/或人工时效(180)。任选的冷轧步骤(160)可以将铝合金带材任何处的厚度压下1-2％至90％，或者更多。在一些实施例中，热轧步骤可以与冷轧步骤(160)结合使用，或者用来替代冷轧步骤(160)，只要这种热轧步骤不进行退火或者固溶热处理。
任选的人工时效步骤(180)可以包括在高温下(但是低于退火温度和固溶热处理温度)将铝合金带材加热一段或者多段时间。在一个实施例中，所述连续铸造带材在人工时效步骤(180)期间处在最终规格，因此在人工时效步骤(180)之后可以处在T5-型或者T10-型状态。例如，在其中铝合金带材在淬火(140)之后处在最终规格的实施例中，该方法不包括冷轧(160)，并且当随后人工时效(180)时，铝合金带材可以处在T5-型状态。在其中冷轧(160)在淬火(140)之后并且在人工时效(180)之前完成的其他实施例中，所述铝合金带材在人工时效步骤(180)之后可以处在T10-型状态。当在淬火步骤(140)之后不对铝合金带材进行人工时效时，带材可以处在T2-型状态(在淬火之后冷加工)或者处在T1-型状态(在淬火之后不冷加工)。在另外的其他实施例中，在人工时效之后可以进行一些轧制、加工或者形变(轿平)，并且在这些实施例中所述铝合金带材可以处在T9-型状态(但是不包括单独的固溶热处理步骤)。
用于生产新的连续铸造可热处理铝合金的新方法的另一个实施例在图5中示出。在本实施例中，在连续铸造步骤(200)之后，将连续铸造带材淬火(220)，接着可以将其任选地轧制(240)(例如至最终规格或者中等规格)，并且随后任选地人工时效(260)。淬火步骤(220)可以将铸造带材冷却至任何合适的温度，例如适合于后续任选的轧制(240)和/或卷绕(未示出)的温度，并且以上文相对于淬火步骤(140)所描述的任何冷却速度冷却到任何所述的温度。当使用任选的轧制步骤(240)时，淬火步骤(220)可以包括将铸造带材冷却至合适的轧制温度。当铸 造带材将在任选的轧制步骤(240)中被“热轧”时，淬火步骤(220)包括将铸造带材冷却至不大于大约1050°F的温度，但是高于400°F(即，将带材冷却至401°F至1050°F的温度)，在邻近轧制装置的入口点测量，确保入口温度足够低以避免“热脆性”。当铸造带材将在任选的轧制步骤(240)中被“冷轧”时，淬火步骤(220)包括将铸造带材冷却至不大于400°F至大约环境温度的温度，例如上文相对于图2的淬火步骤(140)所描述的任何淬火温度。与上文所描述的图2类似，在初始的淬火步骤(220)之后，既不将可热处理铝合金退火也不对其进行固溶热处理(即，在淬火步骤(220)之后，该方法不包括(i)可热处理铝合金的退火，以及(ii)可热处理铝合金的固溶热处理)。
当采用任选的轧制步骤(120或者240)时，该方法可以任选地包括在任选的轧制步骤(120或者240)期间将带材淬火。例如，并且如上所述，可以在轧制过程期间施加冷却剂，例如施加到用于轧制的辊上。可选地，并且现参照图6，可以使用一个或者多个分离淬火装置(610)，其中在铸造带材离开第一套辊(605a)之后并且在铸造带材进入第二套辊(605b)之前将淬火溶液(615)直接施加到铸造带材(620)的外表面。虽然在图6中示出了两个淬火装置(610)和两套辊(605a，605b)，但是可以使用任意数量的淬火装置和任意套数的辊来实现合乎需要的结果。
图7示出了图5的具体实施例，其中采用热轧步骤(240H)作为图5任选的轧制步骤(240)。在本实施例中，在铸造(200)之后，将铸造带材在淬火装置中淬火(220)至401°F至1050°F的温度，随后将其热轧(240H)至中等规格或者最终规格。在热轧步骤(240H)之后，可以将带材任选地淬火(140-O)，任选地冷轧(160)，和/或任选地人工时效(180)。任选的淬火步骤(140-O)可以包括上文相对于图2的淬火步骤(140)所描述的任何淬火操作/参数。在图7的方法中，并且如上所述，在初始的淬火步骤(220)之后，既不将可热处理铝合金退火也不对其进行固溶热处理(即，在淬火步骤(220)之后，该方法不包括(i)可热处理铝合金的退火，以及(ii)可热处理铝合金的固溶热处理)。
C.性能
如上所述，在淬火步骤(140或240)之后，既不将可热处理铝合金退火也不对其进行固溶热处理(即，在淬火步骤(140或240)之后，该方法不包括(i)可热处理铝合金的退火，以及(ii)可热处理铝合金的固溶热处理)。这类热处理可能会不利地影响铝合金。而且，在淬火步骤(140)之后不包括(i)退火步骤和(ii)固溶热处理步骤的合金产品可以实现与在淬火步骤(140或240)之后具有(i)退火步骤或者(ii)固溶热处理步骤的合金产品可比的性能，导致相对于在淬火步骤(140)之后具有(i)退火步骤或者(ii)固溶热处理步骤的这种合金产品，新合金产品的生产率增加以及性能少许下降或者没有下降，并且在一些情况下具有改进的性能。如本文所用，退火是通常通过将铝合金材料暴露于至少550°F-600°F的温度用来软化铝合金材料的热处理。固溶热处理步骤(或者固溶步骤)是通常通过将铝合金材料暴露到至少850F°-900°F的温度用来使铝合金材料固溶的热处理。因此，在淬火步骤(140或者240)之后，本发明的方法不存在将铝合金暴露到550°F或者更高温度的任何有目的的热处理步骤。由于不存在这种热处理步骤，一些元素(例如锰)可以保留在固溶体中，这可能会有利于改善强度。因此，与在淬火步骤(140或者240)之后具有退火或者固溶热处理步骤的合金相比，这种可热处理铝合金可以具有较低的电导率。
在一个实施例中，新的铝合金带材实现了比该铝合金带材的参考样本的电导率(EC)值低至少4个单位的EC值(％IACS)(例如，如果新的铝合金带材实现25.6％IACS的EC值，该铝合金带材的参考样本将实现30.6％IACS或者更高的EC值)。为了生产用于与根据本文中公开的新方法生产的铝合金带材(“新的铝合金带材”)比较的铝合金带材的参考样本，将会连续地铸造可热处理铝合金带材，接着将该铝合金带材热轧至最终规格，并且随后将该铝合金带材淬火，如上文相对于图2所描述的。在淬火步骤之后，将该铝合金带材分成至少第一部分和第二部分。随后对第一部分铝合金带材仅进行人工时效(即，在淬火步骤之后，即，随后既不将该带材退火也不对其进行固溶热处理)， 从而生产“新的铝合金带材”，即，根据本文公开的新方法生产的铝合金带材。相反，然后对第二部分铝合金带材进行固溶热处理，其中将铝合金带材保持在低于溶线温度不多于10°F的温度(即，SHT温度>溶线温度-10°F)，并且持续至少30分钟，同时避免熔化，接着将铝合金带材淬火，并且随后使用对新的铝合金带材所采用的相同人工时效条件进行人工时效，从而生产“该铝合金带材的参考样本”。由于新的铝合金带材和该铝合金带材的参考样本是从同一铝合金带材生产，并且由于在淬火步骤之后两部分带材没有被进一步轧制，两部分带材将具有相同的组成和厚度。随后可以将“新的铝合金带材”的性能(强度、延伸率和/或EC等)与“该铝合金带材的参考样本”比较。可以理解的是，可以采用多个人工时效时间来确定在这样的人工时效时间下的一种或者多种性能，和/或有利于产生合适的时效曲线，所述时效曲线可以用来确定新的铝合金带材和该铝合金带材的参考样本的最大强度。
在一个实施例中，新的铝合金带材实现了比该铝合金带材的参考样本的EC值低至少5个单位的EC值。在另一个实施例中，新的铝合金带材实现了比该铝合金带材的参考样本的EC值低至少6个单位的EC值。在又一个实施例中，新的铝合金带材实现了比该铝合金带材的参考样本的EC值低至少7个单位的EC值。在另一个实施例中，新的铝合金带材实现了比该铝合金带材的参考样本的EC值低至少8个单位的EC值。在又一个实施例中，新的铝合金带材实现了比该铝合金带材的参考样本的EC值低至少9个单位的EC值。在另一个实施例中，新的铝合金带材实现了比该铝合金带材的参考样本的EC值低至少10个单位的EC值。可以使用Hocking Auto Sigma 3000DL电导率仪或者类似的合适装置测试EC。
在一个实施例中，与新的铝合金带材相比，该铝合金带材的参考样本实现了高至少5％的电导率(例如，如果新的铝合金带材实现25.6％IACS的EC值，该铝合金带材的参考样本将实现26.88％IACS或者更高的EC值)。在另一个实施例中，与新的铝合金带材相比，该铝合金带材的参考样本实现了高至少10％的电导率。在又一个实施例中， 与新的铝合金带材相比，该铝合金带材的参考样本实现了高至少20％的电导率。在另一个实施例中，与新的铝合金带材相比，该铝合金带材的参考样本实现了高至少25％的电导率。在又一个实施例中，与新的铝合金带材相比，该铝合金带材的参考样本实现了高至少30％的电导率。在又一个实施例中，与新的铝合金带材相比，该铝合金带材的参考样本实现了高至少35％的电导率。
在一个实施例中，新的铝合金带材实现了比该铝合金带材的参考样本的最大纵向(L)拉伸屈服强度(“P_TYS_R”)低不多于3ksi的最大纵向(L)拉伸屈服强度(“P_TYS”)。也就是说：
P_TYS≥(P_TYS_R-3ksi)
在另一个实施例中，新的铝合金带材实现了比该铝合金带材的参考样本的最大纵向(L)拉伸屈服强度(P_TYS_R)低不多于2ksi的最大纵向(L)拉伸屈服强度(P_TYS)(即，P_TYS≥(P_TYS_R-2ksi)。在又一个实施例中，新的铝合金带材实现了比该铝合金带材的参考样本的最大纵向(L)拉伸屈服强度低不多于1ksi的最大纵向(L)拉伸屈服强度(即，P_TYS≥(P_TYS_R-1ksi)。在另一个实施例中，新的铝合金带材实现了与该铝合金带材的参考样本的最大纵向(L)拉伸屈服强度至少相等的最大纵向(L)拉伸屈服强度(即，P_TYS≥(P_TYS_R)。在又一个实施例中，新的铝合金带材实现了比该铝合金带材的参考样本的最大纵向(L)拉伸屈服强度高至少1ksi的最大纵向(L)拉伸屈服强度(即，P_TYS≥(P_TYS_R+1ksi)。在另一个实施例中，新的铝合金带材实现了比该铝合金带材的参考样本的最大纵向(L)拉伸屈服强度高至少2ksi的最大纵向(L)拉伸屈服强度(即，P_TYS≥(P_TYS_R+2ksi)。在又一个实施例中，新的铝合金带材实现了比该铝合金带材的参考样本的最大纵向(L)拉伸屈服强度高至少3ksi的最大纵向(L)拉伸屈服强度(即，P_TYS≥(P_TYS_R+3ksi)。在另一个实施例中，新的铝合金带材实现了比该铝合金带材的参考样本的最大纵向(L)拉伸屈服强度高至少4ksi的最大纵向(L)拉伸屈服强度(即，P_TYS≥(P_TYS_R+4ksi)。在又一个实施例中，新的铝合金带材实现了比该 铝合金带材的参考样本的最大纵向(L)拉伸屈服强度高至少5ksi的最大纵向(L)拉伸屈服强度(即，P_TYS≥(P_TYS_R+5ksi)。在另一个实施例中，新的铝合金带材实现了比该铝合金带材的参考样本的最大纵向(L)拉伸屈服强度高至少6ksi的最大纵向(L)拉伸屈服强度(即，P_TYS≥(P_TYS_R+6ksi)。在又一个实施例中，新的铝合金带材实现了比该铝合金带材的参考样本的最大纵向(L)拉伸屈服强度高至少7ksi的最大纵向(L)拉伸屈服强度(即，P_TYS≥(P_TYS_R+7ksi)。在另一个实施例中，新的铝合金带材实现了比该铝合金带材的参考样本的最大纵向(L)拉伸屈服强度高至少8ksi的最大纵向(L)拉伸屈服强度(即，P_TYS≥(P_TYS_R+8ksi)。在又一个实施例中，新的铝合金带材实现了比该铝合金带材的参考样本的最大纵向(L)拉伸屈服强度高至少9ksi的最大纵向(L)拉伸屈服强度(即，P_TYS≥(P_TYS_R+9ksi)。在另一个实施例中，新的铝合金带材实现了比该铝合金带材的参考样本的最大纵向(L)拉伸屈服强度高至少10ksi的最大纵向(L)拉伸屈服强度(即，P_TYS≥(P_TYS_R+10ksi)。在又一个实施例中，新的铝合金带材实现了比该铝合金带材的参考样本的最大纵向(L)拉伸屈服强度高至少11ksi(或更多)的最大纵向(L)拉伸屈服强度(即，P_TYS≥(P_TYS_R+11ksi)。依照ASTM E8和B557测量“拉伸屈服强度”。“最大纵向(L)拉伸屈服强度”指利用合适的时效曲线所确定的最高测量的铝合金纵向(L)拉伸屈服强度。合适的时效曲线是具有位于两个较低测量的拉伸屈服强度值之间的最大值，并且利用足够数量的时效时间以有利于确定所测量的拉伸屈服强度值之间的最大值的时效曲线。一个合适的时效曲线的实例在图14中示出。
D.组成
如上所述，所述连续铸造铝合金是可热处理铝合金，因此可以是由于自然时效或者人工时效实现至少1ksi的强度增加(与铸造条件相比)的任何组成(即，是沉淀可硬化的)。因此，当这类合金包含足够的可沉淀性溶质以有利于1ksi的时效响应时，可热处理铝合金可以是 2xxx(铜基)、6xxx(镁和硅基)和7xxx(锌基)铝合金中的任一种。还发现了当这类合金包含足够的可沉淀性溶质以有利于1ksi的时效响应时，该新方法适用于3xxx(锰基)、4xxx(硅基)和5xxx(镁基)铝合金，因此出于本专利申请的目的，这些合金也被认为是可热处理的。可以使用其他可热处理铝合金组成。
在一个实施例中，所述可热处理铝合金包含作为合金元素(即，不作为杂质)的锰(Mn)。在这些实施例中，并且至少部分地由于上文描述的高凝固速率，所述可热处理铝合金可以包含足够量的锰以有利于固溶强化。对这些目的有用的锰的量通常取决于合金。在一个实施例中，所述可热处理铝合金包含至少0.05wt.％的Mn。在另一个实施例中，所述可热处理铝合金包含至少0.10wt.％的Mn。在又一个实施例中，所述可热处理铝合金包含至少0.20wt.％的Mn。在另一个实施例中，所述可热处理铝合金包含至少0.25wt.％的Mn。在又一个实施例中，所述可热处理铝合金包含至少0.30wt.％的Mn。在另一个实施例中，所述可热处理铝合金包含至少0.35wt.％的Mn。在另一个实施例中，所述可热处理铝合金包含至少0.40wt.％的Mn。在又一个实施例中，所述可热处理铝合金包含至少0.45wt.％的Mn。在另一个实施例中，所述可热处理铝合金包含至少0.50wt.％的Mn。在又一个实施例中，所述可热处理铝合金包含至少0.70wt.％的Mn。在另一个实施例中，所述可热处理铝合金包含至少1.0wt.％的Mn。在一个实施例中，所述可热处理铝合金包含不大于3.5wt.％的Mn。在另一个实施例中，所述可热处理铝合金包含不大于3.0wt.％Mn。在又一个实施例中，所述可热处理铝合金包含不大于2.5wt.％的Mn。在另一个实施例中，所述可热处理铝合金包含不大于2.0wt.％的Mn。在又一个实施例中，所述可热处理铝合金包含不大于1.5wt.％的Mn。在一个实施例中，所述可热处理铝合金基本上不含锰，并且包含小于0.05wt.％的Mn。当可热处理铝合金中包含大量的锰时，这种可热处理铝合金可以被认为是3xxx铝合金。
在一个方案中，所述可热处理铝合金包含镁、硅和铜中的至少一 种。在一个实施例中，所述可热处理铝合金包含至少镁和硅，任选地包含铜。在一个实施例中，所述可热处理铝合金包含至少镁、硅和铜中的全部。
在一个实施例中，所述可热处理铝合金包含0.05至2.0wt.％的Mg。在一个实施例中，所述可热处理铝合金包含0.10至1.7wt.％的Mg。在一个实施例中，所述可热处理铝合金包含0.20至1.6wt.％的Mg。在这些实施例中的任一个中，所述可热处理铝合金可以包含至少0.75wt.％的Mg。当可热处理铝合金是5xxx铝合金时，可以使用多于上述量的镁。
在一个实施例中，所述可热处理铝合金包含0.05至1.5wt.％的Si。在一个实施例中，所述可热处理铝合金包含0.10至1.4wt.％的Si。在一个实施例中，所述可热处理铝合金包含0.20至1.3wt.％的Si。当可热处理铝合金是4xxx铝合金时，可以使用多于上述量的硅。
在一个实施例中，所述可热处理铝合金包含0.05至2.0wt.％的Cu。在一个实施例中，所述可热处理铝合金包含0.10至1.7wt.％的Cu。在一个实施例中，所述可热处理铝合金包含0.20至1.5wt.％的Cu。当可热处理铝合金是2xxx铝合金时，可以使用多于上述量的铜。
该可热处理铝合金可以包含与铜的量类似的量的银。例如，该可热处理铝合金可以任选地包含至多2.0wt.％的Ag。在一个实施例中，所述可热处理铝合金任选地包含至多1.0wt.％的Ag。在另一个实施例中，所述可热处理铝合金任选地包含至多0.5wt.％的Ag。在又一个实施例中，所述可热处理铝合金任选地包含至多0.25wt.％的Ag。在其中包含银的实施例中，所述可热处理铝合金通常包含至少0.05wt.％的Ag。在一个实施例中，所述可热处理铝合金基本上不含银，并且包含小于0.05wt.％的Ag。当可热处理铝合金中包含大量的银时，这种可热处理铝合金可以被认为是8xxx铝合金。
该可热处理铝合金可以任选地包含至多2.0wt.％的Zn。在其中包含锌的实施例中，所述可热处理铝合金通常包含至少0.05wt.％的Zn。在一个实施例中，所述可热处理铝合金包含不大于1.0wt.％的Zn。在 另一个实施例中，所述可热处理铝合金包含不大于0.5wt.％的Zn。在又一个实施例中，所述可热处理铝合金包含不大于0.25wt.％的Zn。在另一个实施例中，所述可热处理铝合金包含不大于0.10wt.％的Zn。在一个实施例中，所述可热处理铝合金基本上不含锌，并且包含小于0.05wt.％的Zn。当可热处理铝合金是7xxx铝合金时，可以使用多于上述量的锌。
该可热处理铝合金可以任选地包含至多2.0wt.％的Fe。在其中包含铁的实施例中，所述可热处理铝合金通常包含至少0.05wt.％的Fe。在一个实施例中，所述可热处理铝合金任选地包含至多1.5wt.％的Fe。在另一个实施例中，所述可热处理铝合金任选地包含至多1.25wt.％的Fe。在又一个实施例中，所述可热处理铝合金任选地包含至多1.00wt.％的Fe。在另一个实施例中，所述可热处理铝合金任选地包含至多0.80wt.％的Fe。在又一个实施例中，所述可热处理铝合金任选地包含至多0.50wt.％的Fe。在另一个实施例中，所述可热处理铝合金任选地包含至多0.35wt.％的Fe。在一个实施例中，存在铁和并且所述可热处理铝合金包含至少0.08wt.％的Fe。在一个实施例中，存在铁并且所述可热处理铝合金包含至少0.10wt.％的Fe。在一个实施例中，所述可热处理铝合金基本上不含铁，并且包含小于0.05wt.％的Fe。当可热处理铝合金中包含大量的铁时，这种可热处理铝合金可以被认为是8xxx铝合金。
该可热处理铝合金可以任选地包含至多1.0wt.％的Cr。在其中包含铬的实施例中，所述可热处理铝合金通常包含至少0.05wt.％的Cr。在一个实施例中，所述可热处理铝合金任选地包含至多0.75wt.％的Cr。在另一个实施例中，所述可热处理铝合金任选地包含至多0.50wt.％的Cr。在又一个实施例中，所述可热处理铝合金任选地包含至多0.45wt.％的Cr。在另一个实施例中，所述可热处理铝合金任选地包含至多0.40wt.％的Cr。在又一个实施例中，所述可热处理铝合金任选地包含至多0.35wt.％的Cr。在一个实施例中，存在铬并且所述可热处理铝合金包含至少0.08wt.％的Cr。在一个实施例中，所述可热处理 铝合金基本上不含铬，并且包含小于0.05wt.％的Cr。
该可热处理铝合金可以任选地包含至多0.50wt.％的Ti。在其中包含钛的实施例中，所述可热处理铝合金通常包含至少0.001wt.％的Ti。在一个实施例中，所述可热处理铝合金任选地包含至多0.25wt.％的Ti。在另一个实施例中，所述可热处理铝合金任选地包含至多0.10wt.％的Ti。在又一个实施例中，所述可热处理铝合金任选地包含至多0.05wt.％的Ti。在一个实施例中，所述可热处理铝合金包含0.01至0.05wt.％的Ti。在一个实施例中，所述可热处理铝合金基本上不含钛，并且包含小于0.001wt.％的Ti。
该可热处理铝合金可以任选地包含每种至多0.50wt.％的Zr、Hf、Mo、V、In、Co和稀土元素中的任一种。在其中包含Zr、Hf、Mo、V、In、Co和一种或者多种稀土元素中的至少一种的实施例中，所述可热处理铝合金通常包含每种至少0.05wt.％的这样的一种或者多种包含的元素。在一个实施例中，所述可热处理铝合金任选地包含每种至多0.25wt.％的Zr、Hf、Mo、V、In、Co和稀土元素中的任一种。在另一个实施例中，所述可热处理铝合金任选地包含每种至多0.15wt.％的Zr、Hf、Mo、V、In、Co和稀土元素中的任一种。在又一个实施例中，所述可热处理铝合金任选地包含每种至多0.12wt.％的Zr、Hf、Mo、V、In、Co和稀土元素中的任一种。在一个实施例中，所述可热处理铝合金任选地包含每种均为0.05至0.20wt.％的Zr和V中的至少一种，并且在本实施例中基本上不含Mo、V、In、Co和稀土元素，即，在本实施例中所述可热处理铝合金包含每种均小于0.05wt.％的Mo、V、In、Co和稀土元素。在一些实施例中，所述可热处理铝合金基本上不含Zr、Hf、Mo、V、In、Co和稀土元素，并且包含每种均小于0.05wt.％的Zr、Hf、Mo、V、In、Co和稀土元素。所述稀土元素是钪、钇、镧、铈、镨、钕、钷、钐、铕、钆、铽、镝、钬、铒、铥、镱和镥。
该可热处理铝合金可以任选地包含至多4.0wt.％的Ni。在其中包含镍的实施例中，所述可热处理铝合金通常包含至少0.05wt.％的Ni。在一个实施例中，所述可热处理铝合金任选地包含至多2.0wt.％的Ni。在另一个实施例中，所述可热处理铝合金任选地包含至多1.0wt.％的Ni。在又一个实施例中，所述可热处理铝合金任选地包含至多0.50wt.％的Ni。在一个实施例中，所述可热处理铝合金基本上不含镍，并且包含小于0.05wt.％的Ni。当可热处理铝合金中包含大量的镍时，这种可热处理铝合金可以被认为是8xxx铝合金。。
该可热处理铝合金可以任选地包含每种至多2.0wt.％的Sn、Bi、Pb和Cd中的任一种。在一些实施例中，所述可热处理铝合金基本上不含Sn、Bi、Pb和Cd中的全部，并且包含每种均小于0.05wt.％的Sn、Bi、Pb和Cd中的全部。
该可热处理铝合金可以任选地包含每种至多1.0wt.％的Sr和Sb中的任一种。在一些实施例中，所述可热处理铝合金基本上不含Sr和Sb，并且包含每种均小于0.05wt.％的Sr和Sb。
除以上列出的元素之外，该可热处理铝合金的余量(剩余部分)通常是铝和其他元素，其中，该可热处理铝合金包含每种均不大于0.15wt.％的这些其他元素，并且其中，这些其他元素的总量不超过0.35wt.％。如本文所用，“其他元素”包括除上述元素之外的周期表中的任何元素，即，除Al、Mn、Mg、Si、Cu、Ag、Zn、Fe、Cr、Ti、Zr、Hf、Mo、V、In、Co、稀土元素、Ni、Sn、Bi、Pb、Cd、Sr和Sb之外的任何元素。在一个实施例中，所述可热处理铝合金包含每种均不大于0.10wt.％的其他元素，并且其中，这些其他元素的总量不超过0.25wt.％。在另一个实施例中，所述可热处理铝合金包含每种均不大于0.05wt.％的其他元素，并且其中，这些其他元素的总量不超过0.15wt.％。在又一个实施例中，所述可热处理铝合金包含每种均不大于0.03wt.％的其他元素，并且其中，这些其他元素的总量不超过0.10wt.％。
在一个实施例中，所述可热处理铝合金带材被用作容器(例如，食品容器；饮料容器)原料，并且在这些实施例中，所述可热处理铝合金带材可以包含：
0.05至1.5wt.％的Si；
0.05至2.0wt.％的Cu；
0.05至2.0wt.％的Mg；
至多3.5wt.％的Mn；
至多1.5wt.％的Fe；
至多1.0wt.％的Zn；
至多0.30wt.％的Cr；
至多0.25wt.％的Ti；
每种至多0.25wt.％的Zr、Hf、Mo、V、In、Co和稀土元素中的任一种；
每种均小于0.05wt.％的Ag、Ni、Sn、Bi、Pb、Cd、Sr和Sb；
余量为铝和其他元素，其中，所述铝合金包含每种均不大于0.15wt.％的其他元素，并且其中，这些其他元素的总量不超过0.35wt.％。
在这些实施例中的一些中，所述可热处理铝合金容器原料可以包含：
0.10至1.4wt.％的Si；
0.10至1.7wt.％的Cu；
0.10至1.7wt.％的Mg；
至多2.0wt.％的Mn；
至多0.8wt.％的Fe；
至多0.5wt.％的Zn；
至多0.25wt.％的Cr；
至多0.10wt.％的Ti；
每种均小于0.15wt.％的Zr、Hf、Mo、V、In、Co和稀土元素；
每种均小于0.05wt.％的Ag、Ni、Sn、Bi、Pb、Cd、Sr和Sb；
余量为铝和其他元素，其中，所述铝合金包含每种均不大于0.10wt.％的其他元素，并且其中，这些其他元素的总量不超过0.25wt.％。
在这些实施例中的其他一些中，所述可热处理铝合金容器原料可以包含：
0.20至1.3wt.％的Si；
0.20至1.5wt.％的Cu；
0.20至1.6wt.％的Mg；
至多1.5wt.％的Mn；
至多0.5wt.％的Fe；
至多0.25wt.％的Zn；
至多0.25wt.％的Cr；
至多0.05wt.％的Ti；
每种均小于0.15wt.％的Zr、Hf、Mo、V、In、Co和稀土元素；
每种均小于0.05wt.％的Ag、Ni、Sn、Bi、Pb、Cd、Sr和Sb；
余量为铝和其他元素，其中，所述铝合金包含每种均不大于0.05wt.％的其他元素，并且其中，这些其他元素的总量不超过0.15wt.％。
在上述实施例中的任一个中，所述饮料原料可热处理铝合金带材可以包含至少0.75wt.％的Mg。在上述实施例中的任一个中，所述饮料原料可热处理铝合金带材可以包含至少0.05wt.％或者更多的Mn，例如上文描述的任何锰量。另外，上文描述的任何其他合金元素的量可以与这些容器原料实施例中的任一个结合使用。
附图说明
图1是来自美国专利No.7,182,825的流程图，其示出了用于生产连续铸造铝合金产品的一个常规方法。
图2是示出用于生产连续铸造铝合金产品的新方法的一个实施例的流程图。
图3-图4是示出用于连续地铸造带材和相应的带材微结构的连续铸造装置的一个实施例的示意图。
图5是示出用于生产连续铸造铝合金产品的新方法的另一个实施例的流程图。
图6是根据本文公开的新方法有用的淬火布置的一个实施例的示意图。
图7是示出用于生产连续铸造铝合金产品的新方法的另一个实施例的流程图。
图8是示出来自实例1的结果的图示。
图9-图10是示出来自实例2的结果的图示。
图11是示出来自实例4的结果的图示。
图12-1和图12-2是示出来自实例5的结果的图示。
图13是示出来自实例7的结果的图示。
图14是示出适于确定铝合金带材的最大纵向(L)拉伸屈服强度的时效曲线的实例的实例图示。
图15是示出轧制产品的L、LT和ST方向的示意图。
具体实施方式
实例1
根据本文所描述的新方法连续地铸造具有下表1中的组成的可热处理铝合金，然后热轧，接着淬火，并且随后人工时效。
表1-实例1合金的组成(以wt.％表示)
Si Fe Cu Mn Mg Cr Zn Ti Zr
0.44 0.21 0.35 0.39 1.48 0.079 0.005 0.02 0
铝合金的剩余部分是铝和其他元素，其中所述铝合金包含每种均不大于0.03wt.％的其他元素，并且其中这些其他元素的总量不超过0.10wt.％。连续地铸造相同的合金，然后热轧，接着淬火，并且随后固溶热处理(持续0.5小时，并且还持续8小时)，接着淬火并且随后人工时效。如图8中所示，不具有单独固溶热处理步骤的新方法导致了更高的拉伸屈服强度(高大约10％)，并且更早地达到了峰值强度。
实例2
根据本文所述的新方法连续地铸造三种可热处理铝合金，然后热轧，接着淬火，并且随后人工时效。下表2提供了这些合金的组成。
表2-实例2合金的组成(以wt.％表示)
合金 Si Fe Cu Mn Mg Zn Ti
A 0.29 0.26 0.20 1.08 0.81 0.04 0.017
B 0.29 0.69 0.20 0.73 0.80 0.01 0.015
C 0.49 0.49 0.41 0.89 1.1 0.01 0.034
这些铝合金的剩余部分是铝和其他元素，其中所述铝合金包含每种均不大于0.03wt.％的其他元素，并且其中，这些其他元素的总量不超过0.10wt.％。
还连续地铸造了这些相同的合金，然后热轧，接着淬火，并且随后固溶热处理(持续2小时)，接着淬火并且随后人工时效。如图9中所示，不具有单独固溶热处理步骤的新方法导致了更高的屈服强度，并且更早地达到了最大强度。新的可热处理铝合金还具有较低的电导率(EC)，这表明更多的合金元素(如锰)已经保留在固溶体中，如图10所示。的确，与由常规方法加工的合金相比，由新方法制成的合金具有低大约8.0至大约10.0的EC值(单位)(％IACS)。换句话说，与由新方法生产的合金相比，常规加工的合金具有高大约24％至大约36％的电导率。
实例3
将数种可热处理铝合金连续地铸造至大约0.100英寸的厚度。下表3提供了合金组成。
表3-实例3合金的组成(以wt.％表示)
合金 Si Fe Cu Mn Mg Ti Zr
1 0.39 0.28 0.39 0.73 0.77 0.037 --
2 0.20 0.27 0.42 0.72 0.80 0.035 --
3 0.39 0.28 0.20 0.74 1.18 0.032 --
4 0.22 0.29 0.28 0.76 0.81 0.023 --
5 0.41 0.29 0.42 0.30 1.17 0.025 --
6 0.21 0.28 0.21 0.68 1.19 0.024 --
7 0.20 0.27 0.43 0.31 0.80 0.024 --
8 0.20 0.27 0.21 0.31 1.20 0.020 --
9 0.38 0.26 0.21 0.30 0.79 0.018 --
10 0.41 0.27 0.42 0.78 1.19 0.022 --
11 0.22 0.28 0.45 0.29 1.21 0.013 --
12 0.30 0.27 0.31 0.49 0.99 0.031 --
13 0.30 0.21 0.31 0.51 1.01 0.027 --
14 0.30 0.36 0.30 0.50 0.99 0.026 --
15 0.30 0.59 0.31 0.52 0.99 0.029 --
16 0.30 0.28 1.47 1.51 1.48 0.029 0.11
17 0.39 0.30 1.47 0.97 1.50 0.021 0.11
这些铝合金的剩余部分是铝和其他元素，其中所述铝合金包含每种均不大于0.03wt.％的其他元素，并且其中，这些其他元素的总量不超过0.10wt.％。
在连续铸造之后，当合金离开铸造装置时立即将合金淬火。随后将这些经铸造并且淬火的合金的第一部分时效，即，根据本文所描述的新方法进行加工，其中随后既不对可热处理铝合金退火也不对其进行固溶热处理。根据常规方法加工经铸造并且淬火的合金的第二部分，其中将合金固溶热处理，然后淬火，并且随后时效。将第一和第二部分均在325°F下时效。根据ASTM E8和B557获得在长横向(LT)上合金的机械性能。使用Hocking AutoSigma 3000DL电导率仪获得电导率结果。下表4-5提供了结果。
表4-根据新方法(“N”合金)加工的实例3合金的性能(LT)
表5-根据常规方法(“C”合金)加工的实例3合金的性能(LT)
下表6比较了由新方法和常规方法加工的合金1-17中的每一个的最大拉伸屈服强度。
表6-新合金和常规合金的最大拉伸屈服强度之间的比较
如所显示的，相对于常规加工的材料，含有高的Mn含量(例如，0.45wt.％或者更高)的新合金倾向于实现类似的最大屈服强度。例如，与它们的对应常规加工的合金相比，新合金2、4和16实现了类似或者更好的最大屈服强度。合金2、4和16均含有至少0.71wt.％的Mn。这样，常规加工的合金可能限制了Mn的潜在强化效应。具体地说，通过常规的固溶处理步骤，由于连续铸造步骤，包含在固溶体中的Mn随后可能会从固溶体中析出，从而阻止这种Mn在后续的时效期间起强化剂的作用。相反，以新方式加工的合金通过不包括固溶热处理步骤(以及通过不包括退火步骤)可以利用Mn的强化效应，从而限制(并且有时避免)Mn从固溶体中析出。
新合金1、6、7和15实现了与它们的对应常规合金的最大屈服强度接近(在3ksi之内)的最大屈服强度。除含有0.31wt.％Mn的合金7之外，所有这些合金均含有至少0.52wt.％的Mn。然而，合金7含有较少量的Si和Mg，因此，由于可获得的用于通过常规的固溶步骤安置回固溶体中的溶质较少，常规的固溶步骤显得具有较少的益处。的确，如数据所显示的，含有较少溶质(例如，较少的Mg、Si和Cu)的合金倾向于从新方法中受益更多，这可能是因为可获得的用于在铸造之后通过后续固溶步骤安置回固溶体中的溶质较少。同样，含有较多溶质的合金倾向于从常规方法中受益更多，这可能是因为可获得的用于在铸造之后通过后续固溶步骤安置回固溶体中的溶质较多。此外，如数据所显示的，当存在较少量的Mn时，常规加工对强度的不利较少，这可能是因为较少量的Mn析出仅会略微影响强化。然而，如下文显示的，以热轧和/或冷轧形式的足够的形变可以进一步有利于由本文所描述的新方法制成的合金的强度增加。
实例4
将数种含有锰的可热处理铝合金连续地铸造至大约0.100英寸的厚度。下表7提供了合金组成。
表7-实例4合金的组成(以wt.％表示)
合金 Si Fe Cu Mn Mg Cr Ti
AA 0.30 0.30 0.29 0.99 0.98 - 0.03
BB 0.30 0.28 0.30 1.7 0.97 - 0.02
CC 0.30 6.31 0.29 3.1 1.00 - 0.02
DD 0.29 0.30 0.29 1.01 0.99 0.25 0.02
EE 0.30 0.31 0.30 0.99 0.99 0.40 0.02
这些铝合金的剩余部分是铝和其他元素，其中所述铝合金包含每种均不大于0.03wt.％的其他元素，并且其中，这些其他元素的总量不超过0.10wt.％。如所显示的，所有合金均含有大约1.0wt.％的Mn至3.1wt.％的Mn。合金DD和EE还含有铬。
在连续铸造之后，当合金离开铸造装置时立即将合金淬火。随后将这些经铸造并且淬火的合金的第一部分时效，即，根据本文所描述的新方法进行加工，其中既不将可热处理铝合金退火也不对其进行固溶热处理。根据常规方法加工经铸造并且淬火的合金的第二部分，其中将合金固溶热处理，然后淬火，并且随后时效。将第一和第二部分均在325°F下时效。根据ASTM E8和B557获得在纵向(L)上合金的机械性能。使用Hocking Auto Sigma3000DL电导率仪获得电导率结果。下表8-9提供了所述结果。
表8-根据新方法(“N”合金)加工的实例4合金的性能(L)
表9-根据常规方法(“C”合金)加工的实例4合金的性能(L)
如图11所示，所有的新合金相对于常规加工的材料均实现了更好的最大屈服强度。这些结果表明Mn可以有利于改进连续铸造可热处理合金的性能并且可以以超过合金CC的3.1wt.％Mn的量(例如，至多3.5wt.％)。这些结果还表明新的可热处理合金可以包含至多0.50wt.％或者更多的Cr，并且相对于常规加工的合金仍然实现了改进的结果。
实例5
连续地铸造来自实例4的合金AA-EE和三种新合金(FF-HH)，接着当铝合金带材离开连续铸造装置时热轧大约30％(大约30％的厚度压下量)，并且随后当铝合金带材离开热轧装置时水淬。下表10提供了合金FF-HH的组成。
表10-实例5合金的组成(以wt.％表示)
合金 Si Fe Cu Mn Mg Ti
FF 0.30 0.31 0.30 0.51 1.00 0.02
GG 0.28 0.29 0.31 0.06 0.97 0.01
HH 0.71 0.15 0.74 1.02 0.96 0.02
这些铝合金的剩余部分是铝和其他元素，其中所述铝合金包含每种均不大于0.03wt.％的其他元素，并且其中，这些其他元素的总量不超过0.10wt.％。
随后将这些经铸造、热轧并且淬火的合金的第一部分时效，即，根据本文所描述的新方法进行加工，其中既不将可热处理铝合金退火也不对其进行固溶热处理。根据常规方法加工这些经铸造、热轧并且淬火的合金的第二部分，其中将合金固溶热处理，然后淬火，并且随后时效。将第一和第二部分均在325°F下时效。根据ASTM E8和B557获得在纵向(L)上合金的机械性能。使用Hocking Auto Sigma 3000DL电导率仪获得电导率结果。下表11-12提供了所述结果。
表11-根据新方法(“N”合金)加工的实例5合金的性能(L)
表12-根据常规方法(“C”合金)加工的实例5合金的性能(L)
如图12-1和图12-2所示，除合金HH之外，所有的新合金相对于常规加工的材料均实现了可比或更好的最大屈服强度。的确，含有大约1.0wt.％或者更多Mn的合金AA-EE相对于它们的常规对应合金实现了优异的结果，相对于它们的常规对应合金实现了更高的最大拉伸屈服强度。含有0.51wt.％Mn的合金FF相对于其常规的对应合金 实现了优异的结果，与其常规的对应合金33.3ksi的最大拉伸屈服强度相比实现了35.6ksi的最大拉伸屈服强度。甚至含有0.06wt.％的Mn的新合金GG相对于其常规的对应合金实现了可比的结果，与其常规的对应合金36.7ksi的最大拉伸屈服强度相比实现了36.4ksi的最大拉伸屈服强度。仅仅是含有较多溶质(更多的Si、Mg和Cu)的新合金HH没有实现与其常规的对应合金相差在3ksi范围之内的最大拉伸屈服强度。如在上述实例3中所描述的，含有较少溶质(例如，Mg、Si和Cu)的合金倾向于从新方法中受益更多，这可能是因为可获得的用于在铸造之后通过后续固溶步骤安置回固溶体中的溶质较少。同样，含有较多溶质的合金倾向于从常规方法中受益更多，这可能是因为可获得的用于在铸造之后通过后续固溶步骤安置回固溶体中的溶质较多。然而，如下文所显示的，在新方法中，在淬火之前给予更多加工可以有利于实现更高的强度以及与现有的常规方法所实现的结果可比的结果。
实例6
根据实例5生产实例5的合金HH，但是当铝合金带材离开连续铸造装置时热轧大约60％(大约60％的厚度压下量)至大约0.040英寸的规格，并且随后当铝合金带材离开热轧装置时水淬。根据本文所描述的新方法加工HH-60％合金的第一部分，其中既不将合金HH-60％退火也不对其进行固溶热处理。根据常规方法加工合金HH-60％的第二部分，其中将合金固溶热处理，然后淬火，并且随后时效。将第一和第二部分均在325°F下时效。根据ASTME8和B557获得在纵向(L)上的机械性能。使用Hocking Auto Sigma 3000DL电导率仪获得电导率结果。下表13提供了所述结果。
表13-根据新方法(“N”合金)和常规方法(“C”合金)加工的实例6合金的性能(L)
如表13中所示，合金HH-60％-N(采用新方法)相对于其常规的对应合金实现了优异的结果，与其常规的对应合金45.7ksi的最大拉伸屈服强度相比实现了47.4ksi的最大拉伸屈服强度。这些结果表明，即使在含有较高量溶质的可热处理合金中，新方法相对于常规方法可以实现可比的或者优异的结果。
实例7
连续铸造三种合金，然后当合金离开连续铸造装置时热轧大约40％(大约40％的厚度压下量)至大约0.085英寸的规格，并且随后当铝合金带材离开热轧装置时水淬。下表14提供了这些合金的组成。
表14-实例7合金的组成(以wt.％表示)
合金 Si Fe Cu Mn Mg Ti
18 1.30 0.13 1.150 0.05 0.27 0.04
19 1.27 0.13 0.856 0.08 0.13 0.03
20 1.30 0.13 0.878 0.05 0.22 0.03
这些铝合金的剩余部分是铝和其他元素，其中所述铝合金包含各自均不大于0.03wt.％的其他元素，并且其中，这些其他元素的总量不超过0.10wt.％。
随后将这些经铸造、热轧并且淬火的合金的第一部分时效，即，根据本文所描述的新方法进行加工，其中既不将可热处理铝合金退火也不对其进行固溶热处理。根据常规方法加工这些经铸造、热轧并且淬火的合金的第二部分，其中将合金固溶热处理，然后淬火，并且随后时效。将第一和第二部分均在325°F下时效。根据ASTM E8和B557获得在长横向(LT)上合金的机械性能。使用Hocking Auto Sigma 3000DL电导率仪获得电导率结果，下表15-16提供了所述结果。。
表15-根据新方法(“N”合金)加工的实例7合金的性能(LT)
表16-根据常规方法(“C”合金)加工的实例7合金的性能(LT)
如图13所示，新的合金比常规加工的合金更快地达到了接近最大拉伸屈服强度。新合金19和20相对于它们的常规对应合金还实现了可比的最大拉伸屈服强度。新合金18实现了比其常规的对应合金低的最大拉伸屈服强度，但是预期通过在淬火前给予更多的加工将实现可比的拉伸屈服强度，如上述实例6中所显示的。
虽然已经详细地描述了本发明公开的多个实施例，但是显而易见的是，本领域技术人员将会想到这些实施例的更改和修正。然而，可以清楚地理解的是，这些更改和修正落在本发明公开的精神和范围内。

Claims (16)

1.一种制造铝合金的方法，包括：
(a)连续地铸造可热处理铝合金带材，其中所述可热处理铝合金带材是2xxx、6xxx或7xxx铝合金中的一者；
(i)其中，所述连续地铸造包括以每分钟25到400英尺的速度铸造并且在每英寸宽度上使用25至300英磅的辊分离力来铸造；
(ii)其中，所述可热处理铝合金带材以低于其固相线温度的温度离开铸造装置；
(iii)其中，所述可热处理铝合金带材具有0.040英寸到0.249英寸的规格；
(b)在所述连续地铸造步骤之后，通过热轧装置对所述可热处理铝合金带材进行热轧和淬火；
(i)其中，所述淬火在所述连续地铸造步骤(a)之后并且在所述热轧步骤之前进行；
(ii)其中，所述可热处理铝合金带材以550°F到900°F的温度离开所述热轧装置；
(c)在所述热轧和淬火步骤(b)之后，人工时效所述可热处理铝合金带材；
其中，在所述热轧和淬火步骤(b)之后，所述方法不包括(i)所述可热处理铝合金带材的退火和(ii)所述可热处理铝合金带材的固溶热处理。
2.根据权利要求1所述的方法，其特征在于，所述可热处理铝合金带材包含0.05wt.％的Mn至3.5wt.％的Mn。
3.根据权利要求1所述的方法，包括：
在所述热轧和淬火步骤(b)之后并且在所述人工时效步骤之前，将所述可热处理铝合金带材冷轧。
4.根据权利要求1所述的方法，其特征在于，所述连续铸造步骤(a)包括：
(A)将熔融的铝合金沿水平方向输送到一对在其间限定辊隙的间隔开的转动铸辊；
(B)在所述铸辊的表面之间沿所述水平方向推进所述熔融铝合金，其中，在所述辊隙处形成金属的凝固前端；以及
(C)将所述可热处理铝合金带材沿所述水平方向从所述辊隙抽出。
5.根据权利要求1所述的方法，其特征在于，所述方法由步骤(a)、(b)和(c)组成。
6.一种制造铝合金的方法，包括：
(a)连续地铸造可热处理铝合金带材，其中所述可热处理铝合金带材是2xxx、6xxx或7xxx铝合金中的一者；
(i)其中，所述连续地铸造包括以每分钟25到400英尺的速度铸造并且在每英寸宽度上使用25至300英磅的辊分离力来铸造；
(ii)其中，所述可热处理铝合金带材以低于其固相线温度的温度离开铸造装置；
(iii)其中，所述可热处理铝合金带材具有0.040英寸到0.249英寸的规格；(b)在所述连续铸造步骤之后，通过热轧装置对所述可热处理铝合金带材进行热轧和淬火；
(i)其中，所述淬火在所述热轧期间进行；
(ii)其中，所述可热处理铝合金带材以550°F到900°F的温度离开所述热轧装置；以及
(c)在所述热轧和淬火步骤(b)之后，人工时效所述可热处理铝合金带材；其中，在所述热轧和淬火步骤(b)之后，所述方法不包括(i)所述可热处理铝合金带材的退火和(ii)所述可热处理铝合金带材的固溶热处理。
7.根据权利要求6所述的方法，其特征在于，所述可热处理铝合金带材包含0.05wt.％的Mn至3.5wt.％的Mn。
8.根据权利要求6所述的方法，包括：
在所述淬火步骤(c)之后，将所述可热处理铝合金带材人工时效。
9.根据权利要求8所述的方法，包括：
在所述淬火步骤(c)之后并且在所述人工时效步骤之前，将所述可热处理铝合金带材冷轧。
10.根据权利要求6所述的方法，其特征在于，所述连续铸造步骤(a)包括：
(A)将熔融的铝合金沿水平方向输送到一对在其间限定辊隙的间隔开的转动铸辊；
(B)在所述铸辊的表面之间沿所述水平方向推进所述熔融铝合金，其中在所述辊隙处形成金属的凝固前端；以及
(C)将所述可热处理铝合金带材沿所述水平方向从所述辊隙抽出。
11.根据权利要求6所述的方法，其特征在于，所述方法由步骤(a)、(b)和(c)组成。
12.一种制造铝合金的方法，包括：
(a)连续地铸造可热处理铝合金带材，其中所述可热处理铝合金带材是2xxx、6xxx或7xxx铝合金中的一者；
(i)其中，所述连续地铸造包括以每分钟25到400英尺的速度铸造并且在每英寸宽度上使用25至300英磅的辊分离力来铸造；
(ii)其中，所述可热处理铝合金带材以低于其固相线温度的温度离开铸造装置；
(iii)其中，所述可热处理铝合金带材具有0.040英寸到0.249英寸的规格；
(b)在所述连续地铸造步骤之后，通过热轧装置对所述可热处理铝合金带材进行热轧和淬火；
(i)其中，所述淬火在所述热轧步骤之后进行；
(ii)其中，所述可热处理铝合金带材以550°F到900°F的温度离开所述热轧装置；
(c)在所述热轧和淬火步骤(b)之后，人工时效所述可热处理铝合金带材；
其中，在所述热轧和淬火步骤(b)之后，所述方法不包括(i)所述可热处理铝合金带材的退火和(ii)所述可热处理铝合金带材的固溶热处理。
13.根据权利要求12所述的方法，其特征在于，所述可热处理铝合金带材包含0.05wt.％的Mn至3.5wt.％的Mn。
14.根据权利要求12所述的方法，包括：
在所述热轧和淬火步骤(b)之后并且在所述人工时效步骤之前，将所述可热处理铝合金带材冷轧。
15.根据权利要求12所述的方法，其特征在于，所述连续铸造步骤(a)包括：
(A)将熔融的铝合金沿水平方向输送到一对在其间限定辊隙的间隔开的转动铸辊；
(B)在所述铸辊的表面之间沿所述水平方向推进所述熔融铝合金，其中在所述辊隙处形成金属的凝固前端；以及
(C)将所述可热处理铝合金带材沿所述水平方向从所述辊隙抽出。
16.根据权利要求12所述的方法，其特征在于，所述方法由步骤(a)、(b)和(c)组成。
CN201380031493.9A 2012-06-15 2013-06-13 改进的铝合金及其生产方法 Active CN104364409B (zh)

Applications Claiming Priority (11)

Application Number Priority Date Filing Date Title
US201261660347P 2012-06-15 2012-06-15
US61/660,347 2012-06-15
US201261677321P 2012-07-30 2012-07-30
US61/677,321 2012-07-30
US201261732100P 2012-11-30 2012-11-30
US61/732,100 2012-11-30
US201361762540P 2013-02-08 2013-02-08
US61/762,540 2013-02-08
US13/774,810 2013-02-22
US13/774,810 US9856552B2 (en) 2012-06-15 2013-02-22 Aluminum alloys and methods for producing the same
PCT/US2013/045659 WO2013188668A2 (en) 2012-06-15 2013-06-13 Improved aluminum alloys and methods for producing the same

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN104364409A CN104364409A (zh) 2015-02-18
CN104364409B true CN104364409B (zh) 2018-01-12

Family

ID=49754897

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN201380031493.9A Active CN104364409B (zh) 2012-06-15 2013-06-13 改进的铝合金及其生产方法

Country Status (7)

Country Link
US (2) US9856552B2 (zh)
EP (1) EP2861775B1 (zh)
KR (1) KR102158397B1 (zh)
CN (1) CN104364409B (zh)
BR (1) BR112014031359A2 (zh)
CA (1) CA2875031C (zh)
WO (1) WO2013188668A2 (zh)

Families Citing this family (67)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN106164308B (zh) 2013-09-06 2019-10-01 奥科宁克公司 铝合金产品及其制备方法
KR102437942B1 (ko) 2014-01-21 2022-08-29 아르코닉 테크놀로지스 엘엘씨 6xxx 알루미늄 합금
WO2015168443A1 (en) 2014-04-30 2015-11-05 Alcoa Inc. Aluminum sheet with enhanced formability and an aluminum container made from aluminum sheet
US9909199B2 (en) 2014-09-12 2018-03-06 Novelis Inc. Alloys for highly shaped aluminum products and methods of making the same
CA2967837C (en) * 2014-12-03 2022-11-01 Arconic Inc. Methods of continuously casting new 6xxx aluminum alloys, and products made from the same
JP6980527B2 (ja) * 2015-01-23 2021-12-15 アルコニック テクノロジーズ エルエルシー アルミニウム合金製品
EP3268155A4 (en) * 2015-03-12 2018-12-19 Arconic Inc. Aluminum alloy products, and methods of making the same
CA2978328C (en) 2015-03-13 2019-10-01 Novelis Inc. Aluminum alloys for highly shaped packaging products and methods of making the same
CN104835572B (zh) * 2015-05-26 2016-09-07 河北华通线缆集团股份有限公司 一种铝合金导体机车电缆的制作方法
CN104988360A (zh) * 2015-05-29 2015-10-21 柳州普亚贸易有限公司 高强度耐腐蚀门窗用铝合金
CA2984799C (en) * 2015-05-29 2023-05-09 Arconic Inc. New 6xxx aluminum alloys and methods of making the same
CN105177366A (zh) * 2015-08-25 2015-12-23 广西南宁智翠科技咨询有限公司 一种耐磨抗腐蚀的铝合金
CN105063435A (zh) * 2015-08-25 2015-11-18 广西南宁智翠科技咨询有限公司 一种含钼元素的抗腐蚀铝合金
CN105063434A (zh) * 2015-08-25 2015-11-18 广西南宁智翠科技咨询有限公司 一种高强度铝合金
CN106498243A (zh) * 2015-09-08 2017-03-15 浙江荣荣实业有限公司 一种压铸铝合金散热器专用铝合金材料及其制备方法
CN106498244A (zh) * 2015-09-08 2017-03-15 浙江荣荣实业有限公司 一种钢铝复合型散热器专用铝合金材料及其制备方法
JP2017082304A (ja) * 2015-10-29 2017-05-18 株式会社神戸製鋼所 極低温域での耐衝撃性に優れるアルミニウム合金構造部材
WO2017106665A1 (en) 2015-12-18 2017-06-22 Novelis Inc. High strength 6xxx aluminum alloys and methods of making the same
CN108138269A (zh) 2015-12-18 2018-06-08 诺维尔里斯公司 高强度6xxx铝合金和其制备方法
CA3008021C (en) 2016-01-08 2020-10-20 Arconic Inc. 6xxx aluminum alloys, and methods of making the same
CN105695806A (zh) * 2016-03-02 2016-06-22 苏州华冲精密机械有限公司 同食品相接触的金属加工工具的表面处理
CN105886846A (zh) * 2016-05-18 2016-08-24 太仓鸿鑫精密压铸有限公司 一种耐腐蚀铝合金压铸件
CN105886848A (zh) * 2016-06-07 2016-08-24 太仓市纯杰金属制品有限公司 一种高强度铝合金材料
CN106011546A (zh) * 2016-06-29 2016-10-12 南通恒金复合材料有限公司 一种蒸发器用铝合金材料
WO2018063024A1 (ru) * 2016-09-30 2018-04-05 Общество с ограниченной ответственностью "Объединенная Компания РУСАЛ Инженерно-технологический центр" Способ получения деформированных полуфабрикатов из сплавов на основе алюминия
EP3532219B1 (en) * 2016-10-27 2023-05-31 Novelis, Inc. High strength 6xxx series aluminum alloys and methods of making the same
RU2019112632A (ru) * 2016-10-27 2020-11-27 Новелис Инк. Высокопрочные алюминиевые сплавы серии 7ххх и способы их изготовления
CA3210413A1 (en) 2016-10-27 2018-05-03 Novelis Inc. Metal casting and rolling line
CN106624653A (zh) * 2016-12-27 2017-05-10 西南铝业（集团）有限责任公司 6061t6铝合金板生产方法
CN110520547B (zh) * 2017-03-08 2021-12-28 纳诺尔有限责任公司 高性能3000系列铝合金
CN107299262B (zh) * 2017-06-21 2019-02-15 乳源东阳光优艾希杰精箔有限公司 一种Si含量高的3XXX系铝合金及其制造方法
CN107099710A (zh) * 2017-06-28 2017-08-29 安徽华飞机械铸锻有限公司 一种铝铜合金及其铸造方法
CN107119213B (zh) * 2017-07-05 2018-10-23 合肥万之景门窗有限公司 一种铝合金型材及其制备工艺
CA3068470C (en) * 2017-07-06 2022-07-19 Novelis Inc. High performance aluminum alloys having high amounts of recycled material and methods of making the same
KR101950595B1 (ko) * 2017-08-22 2019-02-20 현대제철 주식회사 알루미늄 합금 및 그 제조방법
US11035026B2 (en) 2017-09-26 2021-06-15 GM Global Technology Operations LLC Aluminum iron silicon alloys having optimized properties
US20190093197A1 (en) * 2017-09-26 2019-03-28 GM Global Technology Operations LLC Aluminum iron silicon alloys having optimized properties
WO2019089736A1 (en) 2017-10-31 2019-05-09 Arconic Inc. Improved aluminum alloys, and methods for producing the same
CN107739902A (zh) * 2017-10-31 2018-02-27 桂林加宏汽车修理有限公司 一种耐高温铝合金
CN107739922B (zh) * 2017-11-07 2019-04-02 东莞市赫泽电子科技有限公司 一种可冲压用铝合金挤压板及其热处理方法
CN108165849A (zh) * 2017-12-08 2018-06-15 四川福蓉科技股份公司 一种7系铝合金及其制备方法
CN107881442A (zh) * 2017-12-26 2018-04-06 宁波市江北吉铭汽车配件有限公司 一种减震器
CN108374111B (zh) * 2018-03-25 2020-02-07 帅翼驰铝合金新材料(重庆)有限公司 一种高强度耐腐蚀铝合金建筑材料及其生产方法
CN108504906A (zh) * 2018-04-10 2018-09-07 安徽科蓝特铝业有限公司 一种高倍数散热器用铝型材及其制备方法
CN108396201A (zh) * 2018-04-10 2018-08-14 安徽科蓝特铝业有限公司 一种含有稀土元素铝型材
CN108531781A (zh) * 2018-04-10 2018-09-14 安徽科蓝特铝业有限公司 一种耐腐蚀户外休闲家具用铝型材
CN108315611A (zh) * 2018-04-10 2018-07-24 安徽科蓝特铝业有限公司 一种耐酸碱耐候隔热铝型材及其制备方法
WO2019222177A1 (en) * 2018-05-15 2019-11-21 Novelis Inc. F* and w temper aluminum alloy products and methods of making the same
MX2020011510A (es) 2018-05-15 2020-12-07 Novelis Inc Aleaciones de aluminio 6xxx y 7xxx de alta resistencia y metodos para llevarlos a cabo.
CN109022848A (zh) * 2018-08-23 2018-12-18 山东创新金属科技有限公司 一种高强度耐腐蚀铝合金生产方法
CN108998707A (zh) * 2018-08-24 2018-12-14 山东创新金属科技有限公司 一种高强度铝合金复合材料及其制备方法
CN109022955A (zh) * 2018-08-24 2018-12-18 山东创新金属科技有限公司 一种高耐腐蚀性铝合金复合材料及其制备方法
WO2020117748A1 (en) 2018-12-05 2020-06-11 Arconic Inc. 6xxx aluminum alloys
CN109706352A (zh) * 2019-01-08 2019-05-03 浙江乐祥铝业有限公司 一种铝合金挤压管材及其制备方法
CN113438993A (zh) 2019-02-13 2021-09-24 诺维尔里斯公司 具有高晶粒圆度的铸造金属产品
CN109852823A (zh) * 2019-02-28 2019-06-07 东莞市润华铝业有限公司 一种高机械强度铝型材的制备工艺
CN110184508A (zh) * 2019-06-03 2019-08-30 江苏创斯达科技有限公司 一种无级变速器铝合金外壳及其制备方法
CN110218917B (zh) * 2019-06-13 2021-04-30 广西平果铝合金精密铸件有限公司 一种含稀土元素的合金铝棒及其制备工艺
CN110373584A (zh) * 2019-08-28 2019-10-25 淅川县电业局 一种高导电率中强度铝合金单丝及其制备方法
CN111485149A (zh) * 2020-04-21 2020-08-04 慈溪市宜美佳铝业有限公司 一种前舱中继器用高强铝合金型材及其制备方法
CN111761036B (zh) * 2020-07-08 2022-03-01 甘肃东兴铝业有限公司 一种汽车用6×××系铝合金板的铸轧方法
CN112322946A (zh) * 2020-11-03 2021-02-05 深圳市源博创科技有限公司 一种石墨烯铝基合成材料及制备方法
CN113151712A (zh) * 2020-12-24 2021-07-23 特铝科技重庆有限公司 一种铝合金及其制备方法
CN113249624A (zh) * 2021-04-08 2021-08-13 慈溪市宜美佳铝业有限公司 一种汽车车身用铝合金材料及其制备工艺
CN113403509B (zh) * 2021-06-23 2022-11-08 上海嘉朗实业南通智能科技有限公司 一种高强度铝合金螺栓材料及其制备方法
CN115011850A (zh) * 2022-05-10 2022-09-06 慈溪市宜美佳铝业有限公司 一种不易变形的铝型材及其淬火工艺
CN115029571A (zh) * 2022-06-08 2022-09-09 山东南山铝业股份有限公司 一种改善铝合金中强化相组织和形貌的方法

Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US4405385A (en) * 1978-12-14 1983-09-20 Societe Franco-Belge Des Laminoirs Et Trefileries D'anvers "Lamitreff" Process of treatment of a precipitation hardenable Al-Mg-Si-alloy
CN1200771A (zh) * 1995-09-18 1998-12-02 凯泽铝和化学公司 制造饮料容器以及罐端面和拉环的方法

Family Cites Families (25)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US3613767A (en) * 1969-05-13 1971-10-19 Southwire Co Continuous casting and rolling of 6201 aluminum alloy
US4061178A (en) 1975-04-15 1977-12-06 Alcan Research And Development Limited Continuous casting of metal strip between moving belts
US4334935A (en) * 1980-04-28 1982-06-15 Alcan Research And Development Limited Production of aluminum alloy sheet
US4402766A (en) 1981-03-23 1983-09-06 Lamitref Aluminium Process of manufacturing of aluminium wire rods
LU83249A1 (fr) * 1981-03-23 1983-02-22 Huwaert Leo Cloostermans Procede de fabrication de fil machine en aluminium
EP0257904A3 (en) * 1986-08-20 1989-06-21 Alcan International Limited Contact conductor for electric vehicles
DE4014430A1 (de) * 1990-05-05 1991-11-07 Metallgesellschaft Ag Verfahren zur herstellung von stranggegossenen baendern und draehten
US5496423A (en) 1992-06-23 1996-03-05 Kaiser Aluminum & Chemical Corporation Method of manufacturing aluminum sheet stock using two sequences of continuous, in-line operations
AU3708495A (en) * 1994-08-01 1996-03-04 Franz Hehmann Selected processing for non-equilibrium light alloys and products
US5725046A (en) 1994-09-20 1998-03-10 Aluminum Company Of America Vertical bar caster
US5582660A (en) 1994-12-22 1996-12-10 Aluminum Company Of America Highly formable aluminum alloy rolled sheet
US5772799A (en) * 1995-09-18 1998-06-30 Kaiser Aluminum & Chemical Corporation Method for making can end and tab stock
US20030173003A1 (en) 1997-07-11 2003-09-18 Golden Aluminum Company Continuous casting process for producing aluminum alloys having low earing
CA2266193C (en) * 1998-03-20 2005-02-15 Alcan International Limited Extrudable aluminum alloys
US6500284B1 (en) * 1998-06-10 2002-12-31 Suraltech, Inc. Processes for continuously producing fine grained metal compositions and for semi-solid forming of shaped articles
US20020150498A1 (en) * 2001-01-31 2002-10-17 Chakrabarti Dhruba J. Aluminum alloy having superior strength-toughness combinations in thick gauges
US6672368B2 (en) * 2001-02-20 2004-01-06 Alcoa Inc. Continuous casting of aluminum
US7503986B2 (en) * 2003-01-21 2009-03-17 Alcoa, Inc. Method for shortening production time of heat treated aluminum alloys
US7182825B2 (en) 2004-02-19 2007-02-27 Alcoa Inc. In-line method of making heat-treated and annealed aluminum alloy sheet
US20050211350A1 (en) * 2004-02-19 2005-09-29 Ali Unal In-line method of making T or O temper aluminum alloy sheets
US7491278B2 (en) * 2004-10-05 2009-02-17 Aleris Aluminum Koblenz Gmbh Method of heat treating an aluminium alloy member and apparatus therefor
US8956472B2 (en) * 2008-11-07 2015-02-17 Alcoa Inc. Corrosion resistant aluminum alloys having high amounts of magnesium and methods of making the same
CA2771585C (en) * 2009-09-04 2015-11-24 Alcoa Inc. Methods of aging aluminum alloys to achieve improved ballistics performance
MX344421B (es) * 2010-09-08 2016-12-15 Alcoa Inc * Aleaciones mejoradas de aluminio 7xxx y metodos para producir las mismas.
US9469892B2 (en) 2010-10-11 2016-10-18 Engineered Performance Materials Company, Llc Hot thermo-mechanical processing of heat-treatable aluminum alloys

Patent Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US4405385A (en) * 1978-12-14 1983-09-20 Societe Franco-Belge Des Laminoirs Et Trefileries D'anvers "Lamitreff" Process of treatment of a precipitation hardenable Al-Mg-Si-alloy
CN1200771A (zh) * 1995-09-18 1998-12-02 凯泽铝和化学公司 制造饮料容器以及罐端面和拉环的方法

Also Published As

Publication number Publication date
WO2013188668A2 (en) 2013-12-19
WO2013188668A3 (en) 2014-07-03
CN104364409A (zh) 2015-02-18
EP2861775B1 (en) 2021-03-17
KR20150023006A (ko) 2015-03-04
BR112014031359A2 (pt) 2017-06-27
US9856552B2 (en) 2018-01-02
US20140000768A1 (en) 2014-01-02
EP2861775A2 (en) 2015-04-22
US20130334091A1 (en) 2013-12-19
KR102158397B1 (ko) 2020-09-21
EP2861775A4 (en) 2016-02-24
US9528174B2 (en) 2016-12-27
CA2875031C (en) 2018-12-18
CA2875031A1 (en) 2013-12-19

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN104364409B (zh) 改进的铝合金及其生产方法
US11008641B2 (en) Corrosion resistant aluminum alloys having high amounts of magnesium and methods of making the same
JP6457951B2 (ja) アモルファス微細構造、部分的アモルファス微細構造又は微結晶微細構造を備えた平鋼製品を製造するための方法及びこのような特性を備えた平鋼製品
EP2738273B1 (en) Aluminum alloy sheet and method for manufacturing same
CN103946404B (zh) 冲压成形性与形状冻结性优良的铝合金板及其制造方法
Meng et al. Microstructural evolution during RAP process and deformation behavior of semi-solid SKD61 tool steel
TW201807214A (zh) 鋼板及鍍敷鋼板
CN105593392B (zh) 弯曲加工性与形状冻结性优良的高强度铝合金板及其制造方法
US20180112296A1 (en) Unworked continuously cast heat-treatable aluminum alloy plates
EP2698216B1 (en) Method for manufacturing an aluminium alloy intended to be used in automotive manufacturing
CN117568678A (zh) 高锌铝合金产品
JP6589443B2 (ja) Ａｌ−Ｓｉ−Ｍｇ系アルミニウム合金板、該合金板の製造方法及び合金板を用いた自動車用部品
Szczypiorski et al. The mechanical and metallurgical characteristics of twin-belt cast aluminum strip using current Hazelett technology
JP2010242149A (ja) マグネシウム合金及びマグネシウム合金板の製造方法
CA3163346A1 (en) Suppression of stress corrosion cracking in high magnesium alloys through the addition of calcium

Legal Events

Date Code Title Description
C06 Publication
PB01 Publication
C10 Entry into substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
CB02 Change of applicant information

Address after: American Pennsylvania

Applicant after: Okkonen G company

Address before: American Pennsylvania

Applicant before: Alcoa Inc.

CB02 Change of applicant information
GR01 Patent grant
GR01 Patent grant
TR01 Transfer of patent right

Effective date of registration: 20200513

Address after: Pennsylvania, USA

Patentee after: Aokoninke Technology Co., Ltd

Address before: Pennsylvania, USA

Patentee before: ARCONIC Inc.

TR01 Transfer of patent right