包覆超塑性合金的製作方法

2023-10-05 16:08:34 3

專利名稱：：包覆超塑性合金的製作方法
技術領域：
：本發明涉及超塑性合金，尤其涉及主要由鋁製成的超塑性合金。更具體地，本發明涉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：
：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於100%的斷裂點、可拉伸至少200%並且經常超過1000%的結晶金屬。有時，指的是具有"增強塑性"的金屬。這樣的金屬通常具有在"超塑"金屬範圍內低端的變形性質，但是仍能夠比類似的常規金屬具有更大^性。應該理解當前論述包括具有超塑性和增強塑性的金屬。為了方便，以下將僅僅使用術語"超塑性"來指代兩種金屬。在張力之下拉伸時超塑性金屬以非常均勻的方式伸長和變薄而不是形成導致斷裂的"頸"(即局部變窄)。材料最終通過小的內部空隙的緩慢融合直至形成連續的裂縫而損壞，而不是形成頸部。這樣的金屬通常具有細晶粒的晶體結構(例如，小於10微米)，其具有在高溫下用於限定(pin)晶界並且保持細晶粒結構的熱穩定顆粒的細^:。細晶粒尺寸是允許稱為"晶界滑移"的特性變形模式發生所必需的。表現出該性質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製造的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合金是用於製造機動車構件最常用的^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)目前更常用於航空航天應用。超塑性合金可用於通過利用氣體或者用成形工具應用壓力來形成複雜形狀的物體，並且經常藉助於衝模(例如，利用快速塑性成形(QPF)工藝)。經常超塑性地形成鋁和鈥部件用於航空航天應用和日益增加的機動車應用。超塑性狀態在高溫下實現，通常高於所涉及合金的絕對熔點的一半，在鋁-基^r中通常為約500'C(通常高於400。C)。令AJt憾地，商業的相關含Mg合金(尤其是)由於它們高的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後也可變得難以連接在一起以構造成用於機動車等的部件。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的美國專利4,411,962公開了金屬層壓製品的形成，所述金屬層壓製品包括一個或更多個超塑性材料層，所^￡塑性材料層冶金地^至非超塑性材料的一個或更多個層，以在保留超塑性質的同時實現高強度。通過擴散掩^(加熱到低於金屬的熔點的溫度)或軋制掩^(將板軋制在一起以降低它們的厚度並且促進掩^)進行層的齢。1965年9月21日授予GroverC.Robinson的美國專利3，206，808涉及鋁和鋁合金的錠的連續或半連續的鑄造。然而，其沒有涉;s^塑性合金的處理。
發明內容本發明的一個示例性實施方案提供製造包覆板製品的方法。所述方法包括優選通過共鑄造在由具有超塑性質的M製成的錠芯的至少一個面上提供包覆物以形成包覆錠，並且軋制包覆錠以製造具有芯層和至少一個包覆層的板製品。用於芯錠的^r包括在超塑性成形製品所需的溫度下從芯層內部擴散至其表面並且存在於製品的外表面時會導致表面劣化的元素。選擇包覆層，以包括與芯的元素相互作用以降低芯的元素擴散穿過包覆層的元素。本發明另外的示例性實施方案提供具有超塑性質的包覆板製品，包括具有超塑性質的金屬的芯層和優選通過共鑄造在所述芯層的至少一個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部擴散至表面由此劣化製品的表面性質的元素。包覆層包括與芯的元素反應以降低元素擴散穿過包覆層的能力的元素。根據本發明的還另一個示例性實施方案，提供製造包覆錠的方法，所述方法包括通過共鑄造在由具有超塑性質的合金製成的芯錠的至少一個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製造的製品的超塑性成形所需要的溫度下從芯層內部擴散至其表面並且當存在於製品的外表面時導致表面劣化的元素，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擴散穿過包覆的元素。根據本發明的還另一個示例性實施方案，提供具有超塑性質的包覆板錠，包括具有超塑性質的金屬的芯、和在所述芯的至少一個面上的金屬包覆，其中所述芯包括在超塑性成形溫度下從芯內部擴散至表面由此劣化通過軋制由包覆錠製造的板製品的表面性質的元素，並且包覆包括與芯的元素反應以降低元素擴散穿過包覆的能力的元素。圖l是用於本發明的共鑄iti殳備的一個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的設備的局部放大圖3是表示根據本發明的一個可能的實施方案的軋制板製品的簡圖4是顯示相對於溫度的拉伸試驗的平均伸長量的圖5(a)和5(b)是在實驗中製造的金屬製品的縱向橫截面的光學顯微照片(圖5(a)是在450。C下測試的1.245mm厚的樣品中的一個-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下測試的樣品中的一個-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性包覆組M的簡圖8是溫度對時間以及溫度對。/oMg的圖9是對於不同退火時間的固溶體中Mg含量的圖10是Mg含量相對於距離的圖11(a)和ll(b)是Mg含量或Mg2Si含量相對於距離的圖；圖12是固溶體中Mg含量相對於距離的圖13(a)和13(b)是Mg含量或Mg2Si含量相對於距離的圖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分鐘之後的，和(c)在500'C下2小時之後的；圖15是Mg含量相對於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於距離的圖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分鐘之後的，和(c)在500。C下2小時之後的；圖18是不同處理之後的Mg含量分布；圖19(a)和19(b)是對於U)純鋁包覆層；和(b)AM).6wt%Si包覆層的溶液中Mg濃度相對於距表面的距離的圖(所述圖顯示對於研究的每個包覆厚度的模擬結果，如圖所標記的)；和圖20是在表面處的溶液中的Mg濃度相對於包覆層的厚度的圖，顯示了對於純Al和Al-0.6wt%Si合金二者的結果(對於相同的最大可容許Mg含量，含Si包覆層可以是薄的)。最優實施方式本發明使得能夠制it^L金屬製品，其具有在升高的溫度下顯示出超塑性質的芯層，和具有在至少一個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散至包覆製品的表面所導致的表面問題或所得金屬製品的劣化。已經發現表面問題或超塑性金屬的劣化通常由至少一種反應性合金元素從金屬內部擴散至其中元素可進行氧化或其它反應的表面導致，或導致與其它金屬的粘合困難。用於鋁合金的某些^ir元素僅僅緩慢地擴散穿過金屬，而其它金屬(例如鎂和鋅)則相當快速地擴散。通常具有高擴m率的金屬和尤其是那些也高度易於氧化的金屬在成品中導致表面問題。當超塑性合金包含作為快速擴散物並且在高溫成形操作期間快速遷移至表面的元素時，僅僅用不同的(較^^應性的)合金的層塗覆或包覆超塑性合金的外表面可能不能避免所述問題，這是由於來自芯的快速擴散元素可穿透並且快速地擴散穿過薄的塗層並達到塗覆製品的外表面，並且再次導致表面劣化和相關問題。快速擴散元素可定義為擴^t得比溶劑金屬的自擴散更快的元素。在鋁中的MA這樣的一個例子，在Si中的Cu是另外的一個例子。從實際的觀點看，在高溫成形操作期間可以擴散穿過包覆層到ii^面的任何元素可以據信是用於本發明目的的"快速擴散，，元素。下表1提供對於鋁中的不同物質作為溫度的函數計算擴散性必要的數據。表l對於在Al中固態擴散的幾種元素的擴散係數^t據得自M^似/s及^/^^wce,6戚,'五.J.薦^^，'fi"股rnw幼s，洽敦/29";ZS^7V0"朋畫77"53-5tableseeoriginaldocumentpage9表1的數據表示用於擴散的Arrhenius速率方程D(T)=Doexp(-Q/RT)中的參數數據顯示Mg和Zn是"快速擴散物"，它們的指數^lt(Q)小於A1，因此在足夠高的溫度下，將傾向於比A1擴散得更快。應說明Fe是異常慢的擴散物。在本發明中已經發現如果塗層或包覆層摻雜有(即包含)阻止快速擴散元素從超塑性芯擴散至包覆層外表面的元素，那麼可以獲得改善，並且因此停止或顯著地減少元素從芯擴散至產品的表面。該阻止作用可以是通過包覆層的摻雜元素和芯的快速擴散元素之間的反應形成處於沉澱形式的金屬間化合物(例如s-相顆粒)的結果。快速擴散元素因此轉化為在金屬加工和成形期間非常緩慢擴散或完4^持原位固定的其它形式。作為一個例子，用於機動車應用的許多超塑性鋁合金包含相對大量的鎂(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散穿過金屬芯和可能存在的任何金屬包覆。鎂在存在於表面時是高度易於氧化的。然而，已經發現包含矽和/或銅的包覆層在阻止鎂擴散穿過包覆層達到產品的外表面中是高度有效的，並且因此可以提供具有增強的表面特性的金屬製品。由於矽與^應形成Mg2Si，所以據信矽是有效的。因此，鎂擴散1含矽包覆層以在塗覆在高鎂含量芯上的包覆層中形成Mg2Si顆粒。此後包覆層可具有不同於初始包覆層的性質。當銅用作包覆層的摻雜劑時，據信可形成Al2CuMg和Al6CuMg4。當之前在固溶體中的Mg原子變得"陷獲"於這樣的金屬間化合物顆粒中時，它們不再能擴散穿過包覆層達到外表面。然而，注意由於銅可在較高的溫度下溶於溶液中，所以只有當產品在約400。C之下的溫度下超塑性成形時，才可以觀察到Cu的阻止效應。在包覆層中需要的矽和/或銅的量至少是具有期望的阻止Mg遷移效應的最小量。實際上，發現包覆層應該優選包含0.3wt,。/。或更多的Si,和/或0.3wt。/o或更多的Cu。對於Si,優選範圍是0.5-2.0wt.。/0,並且更優選0.5-1.0wt.%。對於Cu，優選範圍是0.3-1.3\￥[%。元素Si和/或Cu當然存在於許多鋁合金中。鋁^T可包含其它的元素，但是傾向於快速擴散並且導致表面問題的元素當然不應該存在或僅以非常微小的量存在。例如，由於所得最小表面劣化，所以在制品的表面可以耐受最高至0.8wt。/。的Mg的量，但是最優選所述量為約0.5wt。/。或更小，並且理想為零。應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，已經發現儘管鋅的氧化勢高但是在表面的鋅氧化形成ZnO不是顯著的問題。同時Zn相對於Al是陰極的，這通常通過在鋁上快速地形成氧化物(A1203)的鈍化效應得以緩解。雖然如此，在成形IMt期間，A1203層的鈍化效應由於連續暴露新表面而降低。在該情況下，Al對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，其它現象即Zn的揮發性可具有潛在的不利影響。ilL^示存在於合金表面的Zn可升華或蒸發。如果金屬置於高溫下足夠長的時間，這可使得表面^Zn。鑑於該現象，將包覆層(可能包含防止Zn遷移的摻雜劑)應用至超塑性的7xxx合金,可通過阻止在高溫成形操作期間應發生至不利程度的由升華或蒸發導致的Zn損失，為所得製品提供益處。除存在於7xxx務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化益處的Al3Mg4Zn3金屬間化合物沉澱。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，可對產品不利。因此，基於此，應用包覆以防止形成MgO^!合適和需要的。包覆層可通過任何適合的方法施加於超塑性合金芯金屬，但是最優選通過共鑄造包覆金屬層到由超塑性金屬合金製成的芯錠上來施加。當使用在Anderson等人的2005年l月20日公開的美國專利公開No.2005/0011630(所述公開的內^it過參考具體地引入本發明中)中描述的共鑄造方法和設備進行時，這是尤其有效的。該方法和設^f吏得能夠共鑄造金屬以形成芯錠和至少一個包覆層，並且在金屬層之間產生基本上連續的冶金結合。附圖的圖1以正視圖和局部截面圖的方式顯示類似於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，室。熔融金屬輸送管嘴15給料第一合金1一個*室，第二金屬輸送管嘴16給料第二合金進入第二ii^室。可垂直移動的底部塊單元17支撐形成的復^並且在開始鑄造之前適配入模具的出口端，並且此後降《氐以^f吏得形成錠。預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定形成芯的由管嘴15給料的金屬體20高的水平上(這是用於高度合金化的芯和更稀釋的包覆合金的優選布置)。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。事實上，如圖2更清晰地所示的，液體和固體之間的區域19(即金屬的液相線和固相線之間-經常稱為兩相區(mushyzone)或半固體區)可存在於剛剛低於分隔壁14的金屬23中。在該兩相或半固體區域之下是固體金屬合金，液體金屬存在於該區域之上。為芯提供的液體合金20也形成兩相區域22，之下為固體金屬，以上為液體金屬。如在先的專利申請所公開的，保持分隔壁14的溫度在預定目標溫度下以產生冷界面，該冷界面用於控制在分隔壁14的下部末端之下的自支承表面25的溫度。然後優選將第二室中金屬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，並且同時保持自支承表面25的溫度，使得金屬20的表面34在表面25的溫度位於金屬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在稍微低於分隔壁14的下部末端的位置處，通常在從下部末端的約2~20mm以內。在該位置處在兩個合金流之間如此形成的界面在所述兩個金屬層之間形成非常強的無氧化物的冶金結合，而沒有導致M的過度混合。在本發明中，通過共鑄造技術，將包覆金屬鑄造到由超塑性合金製成的通常為矩形的錠的一個和優選兩個軋制面上。如果需要在芯兩側上包覆，那麼將改變圖l的設備以在模具的每側提供隔離壁14。形成之後，所得包覆錠經受正常的熱軋和/或冷軋以製造適合於製造為期望產品諸如機動車部件的包覆板。軋制之前(和之後)的包覆層相對於超塑性芯的厚度以及在最終軋制板製品中包覆層的絕對厚度，對於某些或全部的芯/包覆合金組合可能是重要的。由於用於包覆的^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於芯如此厚使得不利影響(或完全消除)所得產品的期望超塑性質，和使得包覆層如此薄使得未有效防止快速擴散元素從芯的遷移。對於不同的^r組合，合適的厚度可以變化。當包覆層在適合的厚度範圍之內時，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，情況可能不是如此。至少對於高Mg含量的^ir，發現如果包覆層(或二者)的總厚度是包覆錠或軋制板製品的總厚度的30%或更多時，那麼包覆層不會毛艮到和芯相同的程度。完全遵循芯的超塑性l艮的包覆層逐漸轉變為不可能發生超塑性HL(即根據所需的^!l程度)，並且據信當包覆層或二者的總厚度與包覆產品的總厚度相比在15~25%更優選在15~20%的範圍之內時，顯示出適合的性質。通常，當包覆層的總厚度是15%或更小時完全遵循超塑性延伸。i!4示對於具有僅一個包覆層的包覆產品而言，包覆的厚度應該小於包覆產品總厚度的30%，優選小於15~25%範圍內的值，更優選小於15~20%範圍內的值，並且理想為15%或更小。對於具有兩個包覆層(或相等厚度)的產品，每個層應該具有小於15。/。的厚度、優選小於7.5~12.5%的值、更優選小於7.5~10%的值、並且理想為7.5%或更小(基於芯和包覆層的總厚度)。對於具有單一包覆層的產品，如果芯具有925微米的厚度，那麼包覆層理想地具有約75微米的厚度。對於不同的^r組合以及芯層的可能不同的規格(gauges)，用於阻止芯的元素擴散所需的最小厚度將再次不同。然而，至少對於包含高水平Mg的超塑性R和包含Si或Cu的包覆層，當軋制包覆板製品的總厚度是約250jtm時，優選最小厚度是約50nm(對於每個包覆層)，並且更具體地優選至少75jim。優選範圍是50500nm，並且更優選為75~150jim。單純從擴散觀點看，由於所述層越厚，其在阻止擴散至表面方面越好，所以沒有上限。這些優選的尺寸以簡圖的形式示於附圖的圖3中。il^示在軋制板製品的芯B的每一側上存在包覆層A和C的情況。對於具有僅僅一個包覆層的軋制製品而言，A與(A+B)的比率將會小於30%。用作包覆的金屬本身可具有超塑性質，但是這不是必須的，而且事實上不是通常的。實驗l本部分描述進行的實驗和計算,擬的細節以評估包覆材料的高溫性質。實施拉伸試驗和內擴散試驗以及模擬。用於力學試驗的材料是在AA5083芯上的稀釋AA3003包覆層。該材料是商業的冷軋至1.245mm的最^*格，並且由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。實施擴散研究以評估使用Si或Cu來抑制Mg擴散穿過包覆層到i^面的可行性。如前所述，Si可通過形成Mg2Si減緩Mg的擴散，而Cu可促進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驗研究該方案的可行性。使用由Thermo-CalcSoftwareofStockholmTechnologyPark,Bj6rnnasvagen21，SE-11347Stockholm,瑞典製造的DICTRA㊣軟體包，以數學模型研究了類似的合金組合。實驗和計算機模擬表明含Si合金對於最高至575。C的熱處理通過形成Mg2Si的確減少了Mg擴散，而含Cu包覆僅僅能夠有效至最高485。C的最大溫度。通過共鑄造技術可易於製造的包覆產品的所提出的應用之一是顯示優良高溫(500。C)可成形能力並仍保持優良表面品質的鋁板。理想的表面品質是顯示平滑、光亮表面的品質。為獲得光亮表面，必須抑制在表面形成MgO。用於機動車應用的標準高溫可成形性合金是AA5083並且尤其是其低的Fe、提高的Mn的變體。該類^r中的Mg含量標稱是4.75wt.%。由於Mg快速擴散至表面，所以在表面形成顯著量的MgO對於這樣的高Mg含量^T是眾所周知的現象。前面提到的共鑄造技術允許用包含很少或幾乎沒有Mg的合金包覆高Mg含量^T，因此這些包覆層可用作擴散阻擋並且防止Mg到W面並形成無美學吸引力的MgO。除了由表面氧化物導致的無吸引力的外觀之外，成形之後必須對該氧化物進行處理以產生更好的M和塗覆特性。防止在表面產生MgO可因此降低機動車工業的生產成本。該部分分為兩個部分。第一部分討論在這些條件之下產生的力學性能和微結構。第二部分描述實施的實驗和計算機漠擬以評估使用Si或Cu通過促進形成金屬間化合物顆粒抑制Mg擴散的可行性。部分l-力學性能實,序用於4^研究的材料由商品化生產廠製造，已經鑄it有稀釋AA3003的包覆合金以;MEAA5083恥格內的變體的芯。所述芯和包覆合金的化學組成如下表2所述。表2鑄造芯和包覆合金的化學組成tableseeoriginaldocumentpage15將所述錠從鑄造位置轉移至軋制處理車間用於熱軋。熱軋之前在525'C下進行預熱和熱浸處理33小時。將錠熱軋至6.5mm的恥洛。在第一熱軋道的進口溫度是521。C，在巻取處的最終溫度為約300'C(4^的溫度從內部層至外部層變化)。然後多道冷軋至1.245mm。獲得1.9mm的中等恥洛和最終規格的樣品。這些M^的減薄冷軋(coldreductions)分別為81%和71%。由另外落入AA5086恥洛內的AA5083的常規變體的實驗室軋制樣品製造另外的樣品。該樣品的化學組成如表3所示。其作為商業製造的0.5英寸厚的板得到。其以450'C的初始溫度實驗室熱軋至3mm的恥格。沒有記錄熱軋結束時的樣品溫度。冷卻至環境溫度之後，冷軋至0.75mm，產生75%的總減薄冷軋。由因此獲得的樣品製備拉伸樣品，使得拉伸軸平行於軋制方向。通過CNC^W^加工製備拉伸樣品，以滿足根據ASTME21-05"金屬材料高溫拉伸試驗標準試驗方法(StandardTestMethodsforElevatedTemperatureTensionTestsofMetallicMaterials)"的要求。這產生機械加工的0.75英寸M^長度的拉伸樣品，使得可在樣品表面上以0.5英寸的間隔標註可信標誌以由影像引伸計監測。該研究之後的加熱實施需要將樣品室預熱至要求的溫度。插入樣品時，記錄該爐回到其設定溫度士5。C以內需要的時間。此外允許所述樣品在該溫度下再結晶另外6分鐘。然後開始拉伸試驗。在450'C、475'C、500。C和525'C下實施拉伸試驗。對兩組商業製造的材料，在每個溫度下實施三次拉伸試驗。在恆定的十字頭速度下實施拉伸試驗，使得初始應變率是5xl0-"s。實施拉伸試驗至斷裂並且記錄斷裂伸長率。隨後使用光學和掃描電子顯微技術實施變形樣品的金相檢查。結果圖4顯示對於三個材料在全部試驗溫度下的平均斷裂伸長率。然而，對於1.245mm規格材料，在525'C下測試的樣品中的一個在拉伸試樣的頸處過早地斷裂，因此該樣品沒有包括在平均中。斷裂伸長率全部超過300%並且所述數據還表明提高的減薄冷軋改善斷裂伸長率。圖5(a)和5(b)是在1.245mm樣品中的兩個的斷面附近拍攝的縱向截面的光學顯微照片。一個來自於在450。C下變形的樣品(圖5(a)),另一個為在525。C下變形的樣品(圖5(b))。表明在芯材料中形成空隙，並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例子，該破壞明顯由於剛剛在包t芯界面之下的芯材料中的空隙導致。力學性能的論述&結論由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率。數據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。就在高溫下的伸長而言，在商業製造的材料中獲得的伸長可以有利地與實驗室製造的常規AA5083合金的一個例子相比。部分2-擴散模擬&實驗數學模型DICTRA⑧應用是ThermoCalc⑧軟體包的一部分並且允許使用者基於不同合金元素的擴散來計算濃度分布。其包括模擬第二相顆粒的形成的能力並且也可預測它們的濃度分布。計算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置為350。C(623。K)或500'C(773。K)，並且芯的組成i殳置為4.75wt%Mg、0.2的Si和0.05的Cu。該化學組成對於AA5083是典型的。注意對於4^研究省略了其它的合金化添加元素Cr、Fe和Mn，這是由於這些是非常慢的擴散元素並且不會影響擴散預測。對於含Cu情況下的包覆層的組成設置為具有lwt%Cu的Al,對於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。對於含Si的情況，實施兩次模擬一次允許形成第二相沉澱，而在第二次模擬中拒絕它們的形成。對於含Cu的情況，實施全部模擬允許形成沉澱。在兩個溫度下模擬時間是5、10、15和30分鐘。最後，通it^擬指數衰減冷卻曲線使得對於每個退火溫度至25。C的時間是20分鐘，評估在冷卻至室溫期間的另外的沉澱形成。對於冷卻至環境條件的熱物體，冷卻曲線的該函數類型是最物理合理的一個。實斜呈序通過軋制包覆製備所研究的兩個不同的包覆材料。通過直接冷鑄製備芯合金AA5083，並J^此錠除去L5英寸厚的片。該片的長度是6英寸，寬度為8英寸。在頂部表面沿其全寬度機械加工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"中描述的相同並且其組成如下表3所示。表3實驗室軋制的AA5083參比^r的化學組成。組成以wt。/。計。Zn含量沒有限定。tableseeoriginaldocumentpage17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並且軋制至0.15英寸的期望M^備。從其上切割8英寸寬的5.5英寸長的片，並且摺疊一個邊緣至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於芯，沿著包A/芯凹槽的前沿製造三個小的焊珠一個在每個邊緣，一個在中間。其結構如圖7示意地顯示，其中附圖標記81表示具有切割凹槽的芯材料，附圖標記82表示具有插入凹槽的摺疊末端的包覆材料，附圖標記83表示將包覆層固定至芯的焊珠。應注意包覆層具有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英寸的長度。在500。C的爐中加熱如此組裝的包覆包封物30分鐘，並然後軋制至lmm的最^1L^。第一道僅實施為具有小的減薄以實現包覆和芯合金之間的優良的冶金結合。當已經達到優良的捧^時，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並且在350。C下退火30分鐘或在500'C下退火2小時。製備縱向橫截面用於光學金相檢查。對這些樣品實施光學顯微照相以確定第二相顆粒的形成，並且此外通過利用X-射線螢光法使用掃描電子顯微照相確定化學組成分布。從包覆表面至芯材料內100微米，每5微米進行組成測量。結果&論述含Si包覆包封物的計算機模擬如圖8等所示。圖8顯示實施為在500。C下等溫退火15分鐘並且隨後冷卻至室溫的模擬的時間-溫度分布的一個例子。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間。圖9顯示對於不允許沉澱形成的模擬，對於在500'C下不同退火時間的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比較對於在500。C下15分鐘的冷卻至室溫前後的情況的組成分布。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，現在模擬允許形成Mg2Si。注意在遠離界面的芯冶^金中Mg的濃度降低。這是由於在AA5083合金中的Si和Mg的反應，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含量現在顯著低於之前模擬的其中沒有形成沉澱的情況。圖11(b)顯示Mg2Si含量分布。界面附近的尖峰是由於來自芯的Mg是直接可得性以形成大量Mg2Si。此外，應該注意到某些Si從包覆層擴散it^芯，並且這由界面附近的芯內部升高的Mg2Si含量反映出來。圖12比較了在500'C下退火15分鐘情況的冷卻前後的Mg分布。與圖4中繪製的結W目反，冷卻不影響Mg固溶體含量。差異是由於Mg和Si在降低溫度下的降低的固體溶解度、促進Mg2Si顆粒的形成。圖13(a)和13(b)包括進行的在350。C下不同時間的模擬結果。注意由於在該溫度下較低的擴散性，所以Mg比在500'C下擴散較小範圍。對於其中允許形成Mg2Si的模擬的Mg分布再次顯示減小的擴彭巨離。對於含Si包覆包封物的實驗結果圖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驗體系的顯微照片。圖14(a)顯示在冷軋狀態的包覆層和芯附近的界面區域；圖14(b)顯示樣品在350'C下退火30分鐘之後的顯微結構；和圖14(c)顯示在500。C下退火2小時之後的顯微結構。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建立良好的冶金結合。包覆區域中的小微粒是Si顆粒。在350'C下30分鐘之後的顯微結構顯示Mg2Si顆粒從界面延伸ii^包覆層。顆粒的寬度接近於1微米或更小，而其中某些顆粒從齊面延伸i^V包覆區域幾微米。當在500'C下退火2小時時，在原有的界面附近產生非常大的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。通過顆粒線將其劃界為包覆層的"上部"部分。這可與DICTRA預測的在距離界面類似距離處的Mg2Si含量的"尖峰"一致。表XSL^盡區可包含與可見的Si顆粒相比在顯微照片中不可見的細小Mg2Si顆粒。圖15顯示使用SEM根據能量散射x-射線光鐠(EDXS)點分析確定的對於如軋制的在350'C下30分鐘和在500'C下2小時的情況的Mg含量相對於距包覆表面的距離的圖。Mg分布與使用DICTRA⑧計算的預測中度地一致。Mg含量的變化可歸因於與大的含Mg顆粒的相互作用。即，對於某些點測量，測量的體積可已經(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包覆包封物的計算,擬ThermoCalc⑧軟體包表明對於含5wt%Mg和lwt%Cu的合金，對於Al2CuMg的固溶線是485'C，而對於Al6CuMg4是238。C。用於這些模擬的時間-溫度分布與用於含Si包覆層的那些相同。圖16(a)比較在350。C下在不同模擬時間之後的Mg分布。應注意這些模擬是用允許形成金屬間化合物顆粒的軟體實施的。固溶體中的Mg現在由於冷卻時形成這些顆粒而降低。圖16(b)顯示在350'C下30分鐘之後的預期金屬間相的組成分布。對於含銅包覆包封物的實驗結果圖17(a)、17(b)和17(c)是具有含銅包覆層的軋制包覆實驗體系在不同條件下的顯微照片。圖17(a)顯示在如冷軋狀態下的包覆層和芯附近的界面區域；圖17(b)顯示樣品在350'C下退火30分鐘之後的顯微結構；和圖17(c)顯示在500'C下退火2小時之後的顯微結構。對於含Si的情況，在軋制包覆工藝中得到了顯示良好的冶金結合的如軋制的樣品。在350。C下退火30分鐘之後，發現沿包覆和芯合金之間的界面已經形成顆粒。it^明的確發生了形成Al~Cu~Mg金屬間化合物的反應。相反，在500'C下退火沒有產生第二相顆粒。這可由相圖預期，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EDXS點分析確定的對於如軋制的在350。C下30分鐘和在500'C下2小時的情況的Mg含量相對於距包覆表面的距離的圖。Mg分布與使用DICTRA⑧計算的預測中度地一致。Mg含量的變化可歸因於與大的含Mg顆粒的相互作用。即，對於某些點測量，測量的體積可已經(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。結論組分，諸如Al中的:g，降低固溶體;元素的濃度:對於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。實驗2該試驗報告描述使用DICTRA軟體包實施的擴散模擬結果，以評估對於特定的芯/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包覆包封物第一個包括具有4.8%Mg的芯的純鋁包覆層。第二個指定Al-0.6Si的包覆層和^^相同二元^rAl~4.8%Mg的芯。這些是分別近似於包含具有稀釋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。對於這些模擬排除全部其它的合金化添加組分是合理的，這是由於抑制Mg擴散的主要機理是過量的Si。此外，假定其它的^T化添加組分Mn、Fe和Cr主要"陷獲"於第二相顆粒中，並且不會顯著有助於Mg或Si的擴散。設計模擬以確定可提供充分保護以免在表面形成MgO的最小包M度。為此，對於具有不同包覆厚度的兩個合金組合實施幾個模擬。對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M護與否的標準是假定如果在表面處的固溶:體中的Mg的濃度小於0.5重量％，則不會形成MgO。全部模擬經受500'C下15分鐘的相同的溫度和時間條件。這是在產品的超塑性成形期間使用條件的合理上限。結果和論述圖19(a)和19(b)顯示對於(a)純鋁包覆層(圖19(a));和(b)Al-0.6wt%Si(圖19(b))的固溶體中Mg相對於距離的圖。圖顯示對於所研究的每個包覆厚度的組成分布。圖20顯示用於研究的兩種材料在表面處的固溶體中的Mg相對於包^f度的圖。由於該圖可認為是用於該問題的設計標準，所以該圖尤其是有用的。鑑於在表面的固溶體中最小耐受的Mg含量限定為0.5wt%，虛線表示用於最小厚度的設計標準。由該圖可推斷對於純鋁包覆層，最小的包M度是66nm，對於含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lOOjtm包覆和在500'C下退火15分鐘的板的線在兩個圖中顯著不同。這是由於圖11(a)的數據是對於退火之後已經冷卻至室溫的板，而圖19(b)的板仍是500。C。曲線形狀差異在圖12中突出顯示，並且很明顯當將相同部分進行比較時，曲線事實上是類似的。圖20顯示對於具有和沒有Si的包覆在25~50jtm的區域中的Mg濃度的最大擴散。隨著超過和低於這些值的距離的增加，數據點看起來變得越來越集中。這是由於在極4^f度下，沒有太多Si以形成Mg2Si,並因此Mg的擴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，穿過包覆的擴彭巨離有助於防止Mg到i^面。實驗3本部分描述了實施以評估在仍具有高伸長的超塑性芯上的非超塑性包覆層的最大厚度的實驗。結果表明對於所研究的特定的芯/包覆合金組合，可允許的最大包覆份lb^小於30V。(總的包M度)。引言關於使用包覆產品用於超塑性成形的之前研究已經表明非超塑性層的可允許含量可以是相當大的並且超過複合材料的總組成的50%。實施實驗以評估那些建議的正確性。實驗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。對於每種鑄造幾個鉸接式鑄型，使得具有足夠的材料用於通過軋制接合製造包覆包封物並且另外加工單個合金以確定它們的高溫拉伸性質。每個4^接式鑄型為25.4mm厚並且在寬度和長度為約150mmx200mm。使用50。C/小時的加熱和冷卻速率在525。C下勻化4^P鉸接式鑄型6小時。將稀釋型AA3003變體的兩個鉸接式鑄型焊接為AA5083變體的一個鉸接式鑄型，一個在在每個的表面上，使得組裝的結構在熱軋期間可以通過軋制接合包覆。如此組裝的結構因此為~76mm厚，寬度和長度為150mmx200mm。然後將全部樣品加熱到450'C並且熱軋至5mm的恥格。全部樣品軋制良好並且尤其是包覆包封物在初始道期間顯示出很好的接合併且在整個熱軋中得到保持。為評估非超塑性合金在複合材料(包覆包封)中的最大可允許的份數，剝去包覆包封的樣品以除去期望份數的包覆層。由於樣品的某些曲率，剝去工藝不能在每個側上實現包覆厚度的良好的平衡。表4列出以微米計的包覆厚度並且作為最終規格的不同樣品的總厚度的份數。熱軋(並且對某些包覆樣品剝去)之後，冷軋全部材料至減薄80%。眾所周知該程度的冷加工在再結晶期間產生合適的晶粒結構，以在適合的合金中實現超塑行為。AA5803的變體、稀釋AA3003和未剝去的包覆樣品的最^*格因此是lmm。剝去樣品的最終^^農賴於除去的包覆層的量，該規格列於表4中。遵循ASTMB209"對於鋁和鋁合金片和板的標準M^呈(StandardSpecificationforAluminumandAluminum-AlloySheetandPlate)"中描述的程序用光學顯微鏡測量在每個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標準試驗方法(StandardTestMethodsforElevatedTemperatureTensionTestsofMetallicMaterials)"中的規範，由最^fM^材屏平行於軋制方向製備拉伸樣品。由每種最^M^材料製備三個拉伸樣品。在500。C下實施升溫拉伸試驗。這已知為超塑性AA5083合金變體可以實現很高拉伸率的溫度。將樣品置於高溫下的拉伸試驗機中並且保持12分鐘以回到目標溫度和某些"浸漬，，時間以使得在經受負荷之前完成再結晶。以初始應變率為5xl0力s的恆定拉伸率施加拉伸變形。這已知是對於超塑性變形適合的拉伸速率。通過測量斷裂之後的樣品長度來確定斷裂伸長率。通過以下等式計算斷裂伸長率。formulaseeoriginaldocumentpage23其中L是斷裂時的長度，l是原始長度。結果和論述表5列出全部材料的平均斷裂伸長率。應注意如所預期的，AA5803的變體顯示出具有伸長率超過300%的超塑行為。稀釋AA3003材料顯示出小於100。/。的伸長率。雖然該伸長率大於該材料在室溫下測試時可獲得的伸長率，但是該斷裂伸長率不能認為是典型的超塑行為。這表明稀釋AA3003合金不^1塑性^T。考慮到包覆樣品，其均未顯示出特別高的斷裂伸長率。鑑於經驗已經表明在軋制方向上必須達到至少250。/。的伸長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複合材料。基於此，可提出實現其中包覆材料不是超塑性合金的超塑性複合材料的最大允許的包覆份數小於總複合材料的30%。表4:包覆包封物的包覆層的厚度tableseeoriginaldocumentpage24應該注意雖然在64~30%的包覆比率之間無法預測伸長值的變化，即值在中間包A;f度下高於在最低厚度(30%)下，這可能是由於在用於該試驗的實驗室規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值都是三個拉伸試驗樣品的平均也是如此)。本部分中研究的包覆厚度過高以致於無法顯示出非超塑行為和超塑行為之間的過渡點。結果的確表明對於這些合金，厚度低至30%(即對於兩個包覆層的產品每一側為15%)，保持為非超塑行為。之前的試驗已經表明15%的厚度(每一側為7.5%)的確表現出超塑行為，所以這些性質之間的轉變可能發生在15~25%或15~20%範圍內的厚度上，並且最可能逐漸發生在產品厚度的20~25%的範圍內。權利要求1.一種製造包覆板製品的方法，所述方法包括通過共鑄造在由具有超塑性質的合金製成的芯錠的至少一個面上提供包覆物以形成包覆錠；和軋制所述包覆錠以製造具有芯層和至少一個包覆層的板製品；其中所述芯錠的所述合金包含在所述製品的超塑性成形所需的溫度下從所述芯層的內部擴散至其表面的元素，並且當該元素存在於所述製品的外部表面時引起表面劣化，其特徵在於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擴散穿過所述包覆層。2.根據權利要求1所述的方法，其特徵在於所述芯的所述金屬和所述包覆層的所述金屬選自鋁M。3.根據權利要求2所述的方法，其特徵在於所述芯錠的所述元素是鎂，所述包覆層的所述元素是矽。4.根據權利要求3所述的方法，其特徵在於所述珪存在的量為0.3wt%或更多。5.根據權利要求3所述的方法，其特徵在於所述矽存在的量為0.5~2.0wt.%。6.根據權利要求3所述的方法，其特徵在於所^存在的量為0.5~1.0wt.%。7.根據權利要求3~6中任意一項所述的方法，其特徵在於存在於所述芯中的所述鎂的量為至少4wt.%。8.根據權利要求3~6中任意一項所述的方法，其特徵在於所述芯包含鋅，並且在所述芯中存在的所述鎂的量為至少1.9wt%。9.根據權利要求1~8中任意一項所述的方法，其特徵在於所述軋制進行至所it^L製品中的所述包覆層在所述軋制之後具有至少50微米厚度的程度。10.根據權利要求1~9中任意一項所述的方法，其特徵在於所述軋制進行至所述板製品中的所述包覆層在所述軋制之後具有75~500微米厚度的程度。11.根據權利要求1~10中任意一項所述的方法，其特徵在於所述軋制進行至所^製品中的所述包覆層在所述軋制之後具有100~150微米厚度的程度。12.根據權利要求1~11中任意一項所述的方法，其特徵在於在所述包覆層的金屬處於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，進行所述共鑄造步膿13.根據權利要求1~12中任意一項所述的方法，其特徵在於包括將所述包覆層共鑄造到所述芯錠的兩個軋制面上。14.一種具有超塑性質的包覆板製品，包括具有超塑性質的金屬的芯層，和共鑄造到所述芯層的至少一個面上的金屬包覆層，其中所述芯層包含在超塑性成形溫度下從所述芯層的內部擴散至表面的元素，由此劣化所述製品的表面性質；其特徵在於所述包覆層包含與所述芯的所述元素^JI的元素，以降低所述元素擴散穿過所述包覆層的能力。15.根據權利要求14所述的製品，其特徵在於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合。16.根據權利要求14或15所述的製品，其特徵在於所述包覆層和所述芯層的所述金屬是鋁^r。17.根據權利要求14、15和16中任意一項所述的製品，其特徵在於所述芯的所述元素^i鎂，所述包覆層的所述元素是矽。18.根據權利要求17所述的製品，其特徵在於所述矽存在的量為0.3wt%或更多。19.根據權利要求17所述的製品，其特徵在於所述矽存在的量為0.5~2.0wt.%。20.根據權利要求17所述的製品，其特徵在於所述矽存在的量為0.5~1.0wt.%。21.根據權利要求17~20中任意一項所述的製品，其特徵在於存在於所述芯中的所述鎂的量為至少4wt.%。22.根據權利要求17~20中任意一項所述的製品，其特徵在於所述芯包含鋅，存在於所述芯中的所述鎂的量為至少1.9wt。/。。23.根據權利要求14~22中任意一項所述的製品，其特徵在於所述包覆層的厚度為至少50微米。24.根據權利要求14~23中任意一項所述的製品，包括在所述製品的一個面上的包覆層，其特徵在於所述包覆層的厚度形成為小於所述製品的總厚度的30%。25.根據權利要求1423中任意一項所述的製品，其特徵在於所述製品在所述芯的兩個相M面上具有包覆層。26.根據權利要求25所述的製品，其特徵在於所述包覆層的總厚度小於所述製品的厚度的30%。27.根據權利要求1426中任意一項所述的製品，其特徵在於所述包覆層或存在兩個包覆層時每個包覆層的厚度為至少50微米。28.根據權利要求14~26中任意一項所述的製品，其特徵在於所述包覆層、或如果存在兩個包覆層時每個包覆層的厚度為75~500微米。29.根據權利要求14~26中任意一項所述的製品，其特徵在於所述包覆層或在存在兩個包覆層時每個包覆層的厚度為100~150微米。30.—種改善由舍鎂的超塑性鋁合金製成的板製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散穿過所述鋁合金層的量的矽。31.—種製造包覆錠的方法，所述方法包括通過共鑄造在由具有超塑性質的合金製成的芯錠的至少一個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製造的製品的超塑性成形所需的溫度下從所述芯層的內部擴散至其表面的元素，並且當該元素存在於所述製品的外部表面時引起表面劣化，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擴散穿過所述包覆物。32.—種具有超塑性質的包覆板錠，包括具有超塑性質的金屬的芯、和在所述芯的至少一個面上的金屬包覆物，其中所述芯包含在超塑性成形溫度下從所述芯的內部擴散至表面的元素，由此劣化通過軋制由所述包覆錠製造的板製品的表面性質，所述包覆物包含與所述芯的所述元素反應以降低所述芯的所述元素擴散穿過所述包覆物的能力的元素。全文摘要本發明提供一種製造具有超塑性質的包覆板製品的方法以及所得包覆板製品。所述方法包括優選通過共鑄造在由具有超塑性質的金屬製成的芯錠的至少一個軋制面上製造包覆層，以形成包覆錠，然後軋制所述包覆錠製造板製品。芯錠包括在超塑性成形溫度下從錠的內部擴散至表面的元素由此劣化錠的表面性質。包覆層具有與芯的元素反應的元素(摻雜劑)以降低元素擴散穿過包覆層的能力。文檔編號B22D7/02GK101421098SQ200780013391公開日2009年4月29日申請日期2007年4月13日優先權日2006年4月13日發明者保羅·A·維克利夫,大衛·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·莫裡斯,麥可·J·布爾,阿洛科·K·古普塔申請人:諾韋利斯公司