用於高度塑形鋁產品的合金及其製作方法與流程

2023-06-02 00:28:53 2

本申請要求2014年9月12日提交的第62/049,445號美國臨時專利申請的權益，所述美國臨時專利申請以全文引用的方式併入本文。
技術領域：
本發明提供一種新穎的合金。在一個實施例中，所述合金是高度可成形的鋁合金。本發明進一步涉及使用所述合金來產生高度塑形的鋁產品，包含瓶和罐。
背景技術：
：用於在製造高度塑形的罐和瓶時使用的可成形合金是所需的。對於塑形的瓶，製造工藝通常涉及首先使用牽拉和壁熨平(DWI)工藝產生圓柱體。隨後使用例如全身縮頸步驟序列、吹塑模製或其它機械塑形或這些工藝的組合來將所得圓柱體成形為瓶形狀。對此工藝或工藝組合中使用的任何合金的需求是複雜的。因此，需要能夠在用於瓶塑形工藝的機械塑形和/或吹塑模製期間承受高程度變形並且在用以製作起始圓柱形預製件的DWI工藝中表現良好的合金。另外，需要用於以高速度和高水平的可運行性從所述合金製作預製件的方法，例如由當前的罐體合金AA3104所證明。AA3104含有在鑄造期間形成且在均質化和軋壓期間改質的高體積分數的粗糙金屬間顆粒。這些顆粒在DWI工藝期間的模具清潔中起主要作用，有助於移除積累於模具上的任何鋁或氧化鋁，這改善了金屬表面外觀以及片材的可運行性。對合金的其它要求是必須有可能產生滿足機械性能目標(例如，最終塑形產品中的柱強度、剛性以及最小底部圓頂反向壓力)的瓶，其具有比當前一代的鋁瓶低的重量。實現較低重量而不需要對設計的顯著修改的僅有方式是減小瓶的壁厚度。這使得滿足機械性能要求更加有挑戰性。最後的要求是以高速形成瓶的能力。為了在商業生產中實現高處理量(例如，每分鐘500到600個瓶)，必須在極短的時間中完成瓶的塑形。因此，將採用極高的應變率使材料變形。雖然鋁合金一般已知在室溫下對應變率不敏感，但高溫可成形性隨著應變率增加而顯著減小，尤其是對於含有Mg的合金。如本領域的技術人員已知，與在低應變率方案下的成形溫度增加相關聯的斷裂伸長率增加隨著應變率增加而逐漸減少。技術實現要素：本文提供新穎的合金，其在升高的溫度下展示高應變率可成形性。所述合金可用於產生高度塑形的鋁產品，包含瓶和罐。本文描述的鋁合金包含大約0.25到0.35％的Si、0.40到0.60％的Fe、0到0.40％的Cu、1.10到1.50％的Mn、0到0.76％的Mg、0.001到0.05％的Cr、0到0.3％的Zn、多達0.15％的雜質，其中剩餘部分為Al(全部以重量百分比(重量％)計)。在一些實施例中，所述鋁合金包括大約0.25到0.35％的Si、0.40到0.50％的Fe、0.08到0.22％的Cu、1.10到1.30％的Mn、0到0.5％的Mg、0.001到0.03％的Cr、0.07到0.13％的Zn、多達0.15％的雜質，其中剩餘部分為Al(全部以重量百分比(重量％)計)。在一些實施例中，所述鋁合金包括大約0.25到0.30％的Si、0.40到0.45％的Fe、0.10到0.20％的Cu、1.15到1.25％的Mn、0到0.25％的Mg、0.003到0.02％的Cr、0.07到0.10％的Zn、多達0.15％的雜質，其中剩餘部分為Al(全部以重量百分比(重量％)計)。任選地，所述合金包含0.10重量％或更少的量的Mg。所述合金可包含含有Mn的分散體，所述含有Mn的分散體可各自具有1μm或更小的直徑。所述合金可通過直接冷鑄、均質化、熱軋和冷軋而產生。在一些實施例中，所述均質化步驟是兩階段均質化工藝。任選地，所述方法可包含批量退火步驟。本文還提供包括如本文描述的鋁合金的產品(例如，瓶和罐)。本文進一步提供產生金屬片材的方法。所述方法包含步驟：直接冷鑄如本文描述的鋁合金以形成鑄錠；使所述鑄錠均質化以形成含有多個含有Mn的分散體的鑄錠；對所述含有所述多個含有Mn的分散體的鑄錠進行熱軋以產生金屬片材；以及對所述金屬片材進行冷軋。任選地，所述多個含有Mn的分散體包括具有1μm或更小的直徑的含有Mn的分散體。在一些實施例中，所述均質化步驟是兩階段均質化工藝。所述兩階段均質化工藝可包含：將所述鑄錠加熱到至少600℃的峰值金屬溫度；允許所述鑄錠停留於所述峰值金屬溫度達四小時或更多小時；將所述鑄錠冷卻到550℃或更低的溫度；以及允許最終鑄錠停留多達20小時。任選地，所述方法可包含批量退火步驟。本文還提供根據所述方法獲得的產品(例如，瓶或罐)。從本發明的實施例的以下詳細描述將明了本發明的其它目標和優點。附圖說明圖1A是示出使用近似540℃的常規低溫循環進行均質化的含有Mn的分散體樣本的再結晶晶粒結構的照片。圖1B是示出在600℃下均質化8小時的含有Mn的分散體樣本的再結晶晶粒結構的照片。圖2A是示出針對本文描述的原型合金以及針對比較合金在0.58s-1的應變率下的總拉伸伸長率的圖表。在圖2A中，「3104」表示比較合金AA3104，且「LC」、「H2」、「0.2Mg」以及「0.5Mg」表示原型合金。圖2B是示出針對本文描述的原型合金以及針對比較合金在0.058s-1的應變率下的總拉伸伸長率的圖表。在圖2B中，「3104」表示比較合金AA3104，且「LC」、「H2」、「0.2Mg」以及「0.5Mg」表示原型合金。具體實施方式在鋁罐和瓶的商業製造中，應當以高速實行材料的塑形工藝以實現使工藝經濟可行所需的處理量。此外，可能需要在成形期間應用升高的溫度，以按照商標所有者和消費者的需要形成具有較複雜形狀和較大擴展直徑的容器。因此，用於此應用的材料能夠在高應變率和升高的溫度下變形時實現高可成形性是勢在必行的。在溫成形期間，兩個重要的微結構過程同時發生：恢復和加工硬化。然而，所述兩個過程對材料的總位錯密度施加相反的作用。恢復過程通過重新組織位錯配置而減小基質中的位錯密度，而加工硬化通過產生新的位錯而增加位錯密度。當所述兩個過程的速率達到相同量值時，材料的伸長率大大增強。定義和描述：本文使用的術語「發明」、「本發明」、「此發明」和「當前發明」旨在廣泛地指代本專利申請和所附權利要求書的全部標的物。含有這些術語的語句應當理解為並不限制本文描述的標的物或者並不限制所附專利權利要求書的意義或範圍。在此描述中，參考由AA數字和例如「系列」等其它相關標示所識別的合金。為了理解在命名和識別鋁及其合金時最常用的數字標示系統，參見《鍛鋁和鍛鋁合金的國際合金標示和化學成分限制(InternationalAlloyDesignationsandChemicalCompositionLimitsforWroughtAluminumandWroughtAluminumAlloys)》或《呈鑄件和鑄錠形式的鋁合金的鋁業協會合金標示和化學成分限制的註冊記錄(RegistrationRecordofAluminumAssociationAlloyDesignationsandChemicalCompositionsLimitsforAluminumAlloysintheFormofCastingsandIngot)》，兩者均由鋁業協會發布。如本文使用，「一」和「所述」的意義包含單數和複數參考，除非上下文清楚地另外規定。在以下實施例中，鋁合金是在其元素組成方面以重量百分比(重量％)來描述。在每一合金中，剩餘部分是鋁，且所有雜質的總和的最大重量％為0.15％。合金組成本文描述一種新的鋁合金，其在升高的溫度下(例如，在高達250℃的溫度下)展現良好的高應變率可成形性。如本文使用，「高應變率」指代至少0.5s-1的應變率。舉例來說，高應變率可為至少0.5s-1、至少0.6s-1、至少0.7s-1、至少0.8s-1或至少0.9s-1。本文描述的合金組成是含有鋁的合金組成。所述合金組成在升高的溫度下展現良好的高應變率可成形性。由於合金的元素組成而實現高應變率可成形性。具體來說，如本文描述的合金可具有以下如表1中提供的元素組成。所述組成的組份是基於合金的總重量在重量百分比(重量％)方面來提供。表1在一些實施例中，如本文描述的合金可具有以下如表2中提供的元素組成。所述組成的組份是基於合金的總重量在重量百分比(重量％)方面來提供。表2在一些實施例中，如本文描述的合金可具有以下如表3中提供的元素組成。所述組成的組份是基於合金的總重量在重量百分比(重量％)方面來提供。表3在一些實施例中，本文描述的合金包含基於合金的總重量為從0.25％到0.35％(例如，從0.25％到0.30％或從0.27％到0.30％)的量的矽(Si)。舉例來說，所述合金可包含0.25％、0.26％、0.27％、0.28％、0.29％、0.30％、0.31％、0.32％、0.33％、0.34％或0.35％的Si。全部以重量％表達。在一些實施例中，本文描述的合金還包含基於合金的總重量為從0.40％到0.60％(例如，從0.40％到0.5％或從0.40％到0.45％)的量的鐵(Fe)。舉例來說，所述合金可包含0.40％、0.41％、0.42％、0.43％、0.44％、0.45％、0.46％、0.47％、0.48％、0.49％、0.50％、0.51％、0.52％、0.53％、0.54％、0.55％、0.56％、0.57％、0.58％、0.59％或0.60％的Fe。全部以重量％表達。在一些實施例中，所描述的合金包含基於合金的總重量為多達0.40％(例如，從0.08％到0.22％或從0.10％到0.20％)的量的銅(Cu)。舉例來說，所述合金可包含0.01％、0.02％、0.03％、0.04％、0.05％、0.06％、0.07％、0.08％、0.09％、0.10％、0.11％、0.12％、0.13％、0.14％、0.15％、0.16％、0.17％、0.18％、0.19％、0.20％、0.21％、0.22％、0.23％、0.24％、0.25％、0.26％、0.27％、0.28％、0.29％、0.30％、0.31％、0.32％、0.33％、0.34％、0.35％、0.36％、0.37％、0.38％、0.39％或0.40％的Cu。在一些實施例中，合金中不存在Cu(即，0％)。全部以重量％表達。在一些實施例中，本文描述的合金可包含基於合金的總重量為從1.10％到1.50％(例如，從1.10％到1.30％或從1.15％到1.25％)的量的錳(Mn)。舉例來說，所述合金可包含1.10％、1.11％、1.12％、1.13％、1.14％、1.15％、1.16％、1.17％、1.18％、1.19％、1.20％、1.21％、1.22％、1.23％、1.24％、1.25％、1.26％、1.27％、1.28％、1.29％、1.30％、1.31％、1.32％、1.33％、1.34％、1.35％、1.36％、1.37％、1.38％、1.39％、1.40％、1.41％、1.42％、1.43％、1.44％、1.45％、1.46％、1.47％、1.48％、1.49％或1.50％的Mn。全部以重量％表達。本文描述的合金中以從1.10％到1.50％的量包含Mn稱為「高Mn含量」。如下文進一步描述且如實例中證明，高Mn含量導致在均質化循環期間精細的含有Mn的分散體的所需沉澱。高Mn含量對材料的性質具有雙重影響。第一，高Mn含量導致高強度合金。Mn是鋁中的固溶體或沉澱硬化元素。固溶體中的較高Mn含量導致最終合金的較高強度。第二，高Mn含量導致具有高可成形性性質的合金。具體來說，在均質化循環期間，Mn原子與Al和Fe原子組合以形成分散體(即，含有Mn的分散體)。不受理論限制的情況下，這些精細且均質分布的分散體在再結晶期間釘扎晶界，這允許晶粒大小的精煉以及較均勻的微結構的形成。在再結晶期間，晶界被吸引到這些精細的含有Mn的分散體，因為當晶界與顆粒相交時，邊界的等於相交面積的區被有效地移除。繼而實現總體系統的自由能量的減少。除了精煉晶粒大小之外，精細的含有Mn的分散體還通過減小位錯滑移帶間距而改善材料對晶界失效的抵抗力。精細的含有Mn的分散體還減少了在變形期間形成強剪切帶的趨勢。由於含有Mn的分散體的這些積極作用，改善了材料的總體可成形性。本文描述的合金中可包含鎂(Mg)以達到所需的強度要求。然而在本文描述的合金中，通過將Mg含量控制為可接受的限度而顯著改善材料的總伸長率。任選地，本文描述的合金可包含多達0.76％(例如，多達0.5％或多達0.25％)的量的Mg。在一些實施例中，所述合金可包含0.01％、0.02％、0.03％、0.04％、0.05％、0.06％、0.07％、0.08％、0.09％、0.1％、0.11％、0.12％、0.13％、0.14％、0.15％、0.16％、0.17％、0.18％、0.19％、0.2％、0.21％、0.22％、0.23％、0.24％、0.25％、0.26％、0.27％、0.28％、0.29％、0.3％、0.31％、0.32％、0.33％、0.34％、0.35％、0.36％、0.37％、0.38％、0.39％、0.4％、0.41％、0.42％、0.43％、0.44％、0.45％、0.46％、0.47％、0.48％、0.49％、0.5％、0.51％、0.52％、0.53％、0.54％、0.55％、0.56％、0.57％、0.58％、0.59％、0.6％、0.61％、0.62％、0.63％、0.64％、0.65％、0.66％、0.67％、0.68％、0.69％、0.7％、0.71％、0.72％、0.73％、0.74％、0.75％或0.76％的Mg。在一些實施例中，本文描述的合金可包含少於0.76％的Mg。舉例來說，在一些實施例中，Mg以0.5％的Mg或更少的量存在。在一些實施例中，Mg以0.25％或更少、0.20％或更少、0.15％或更少、0.10％或更少、0.05％或更少、或者0.01％或更少的量存在。在一些實施例中，合金中不存在Mg(即，0％)。全部以重量％表達。本文描述的合金中以多達0.50％(例如，多達0.25％)的量包含Mg稱為「低Mg含量」。如下文進一步描述且實例中證明，低Mg含量導致在升高的溫度下(例如，在高達250℃的溫度下)的所需高應變率可成形性以及材料的改善伸長率。在一些實施例中，本文描述的合金包含基於合金的總重量為從0.001％到0.05％(例如，從0.001％到0.03％或從0.003％到0.02％)的量的鉻(Cr)。舉例來說，所述合金可包含0.001％、0.002％、0.003％、0.004％、0.005％、0.006％、0.007％、0.008％、0.009％、0.01％、0.011％、0.012％、0.013％、0.014％、0.015％、0.016％、0.017％、0.018％、0.019％、0.02％、0.021％、0.022％、0.023％、0.024％、0.025％、0.026％、0.027％、0.028％、0.029％、0.03％、0.031％、0.032％、0.033％、0.034％、0.035％、0.036％、0.037％、0.038％、0.039％、0.04％、0.041％、0.042％、0.043％、0.044％、0.045％、0.046％、0.047％、0.048％、0.049％或0.05％的Cr。全部以重量％表達。在一些實施例中，本文描述的合金包含基於合金的總重量為多達0.30％(例如，從0.07％到0.30％、從0.05％到0.13％或從0.07％到0.10％)的量的鋅(Zn)。舉例來說，所述合金可包含0.01％、0.02％、0.03％、0.04％、0.05％、0.06％、0.07％、0.08％、0.09％、0.10％、0.11％、0.12％、0.13％、0.14％、0.15％、0.16％、0.17％、0.18％、0.19％、0.2％、0.21％、0.22％、0.23％、0.24％、0.25％、0.26％、0.27％、0.28％、0.29％或0.3％的Zn。在一些實施例中，合金中不存在Zn(即，0％)。全部以重量％表達。在一些實施例中，本文描述的合金包含基於合金的總重量為多達0.10％(例如，從0％到0.10％、從0.01％到0.09％或從0.03％到0.07％)的量的鈦(Ti)。舉例來說，所述合金可包含0.01％、0.02％、0.03％、0.04％、0.05％、0.06％、0.07％、0.08％、0.09％或0.10％的Ti。在一些實施例中，合金中不存在Ti(即，0％)。全部以重量％表達。任選地，本文描述的合金組成可進一步包含其它微量元素，有時稱為雜質，其各自的量為0.03％或低於0.03％、0.02％或低於0.02％、或者0.01％或低於0.01％。這些雜質可以包含(但不限於)V、Zr、Ni、Sn、Ga、Ca或其組合。因此，V、Zr、Ni、Sn、Ga或Ca可以各自在合金中以0.03％或低於0.03％、0.02％或低於0.02％、或者0.01％或低於0.01％的量存在。大體上，雜質水平對於V為低於0.03％且對於Zr為低於0.01％。在一些實施例中，所有雜質的總和不超過0.15％(例如，0.10％)。全部以重量％表達。合金的剩餘百分比是鋁。製作方法本文描述的合金可使用直接冷卻(DC)工藝而鑄造為鑄錠。DC鑄造工藝是根據如本領域的普通技術人員已知的鋁行業中常用的標準而執行。在一些實施例中，為了實現產品的所需的微結構、機械性質(例如，高可成形性)和物理性質，不使用連續鑄造方法來處理合金。鑄造的鑄錠隨後可經受進一步處理步驟以形成金屬片材。在一些實施例中，所述處理步驟包含使金屬鑄錠經受兩步驟均質化循環、熱軋步驟、退火步驟以及冷軋步驟。均質化是以兩個階段實行以沉澱含有Mn的分散體。在第一階段中，將從本文描述的合金組成製備的鑄錠加熱以達到至少575℃(例如，至少600℃、至少625℃、至少650℃或至少675℃)的峰值金屬溫度。隨後在第一階段期間允許鑄錠浸泡(即，保持於指示的溫度)達一時間周期。在一些實施例中，允許鑄錠浸泡多達10小時(例如，達從30分鐘到10小時(包含性)的周期)。舉例來說，可在至少575℃溫度下浸泡鑄錠達30分鐘、1小時、2小時、3小時、4小時、5小時、6小時、7小時、8小時、9小時或10小時。在第二階段中，可將鑄錠冷卻到低於第一階段中使用的溫度的溫度。在一些實施例中，可將鑄錠冷卻到550℃或更低的溫度。舉例來說，可將鑄錠冷卻到從400℃到550℃或從450℃到500℃的溫度。隨後可在第二階段期間浸泡鑄錠達一時間周期。在一些實施例中，允許浸泡鑄錠多達20小時(例如，1小時或更短、2小時或更短、3小時或更短、4小時或更短、5小時或更短、6小時或更短、7小時或更短、8小時或更短、9小時或更短、10小時或更短、11小時或更短、12小時或更短、13小時或更短、14小時或更短、15小時或更短、16小時或更短、17小時或更短、18小時或更短、19小時或更短、或者20小時或更短)。兩步驟均質化循環導致含有Mn的分散體的沉澱。任選地，含有Mn的分散體具有1μm或更小的直徑。舉例來說，含有Mn的分散體的直徑可為1μm或更小、0.9μm或更小、0.8μm或更小、0.7μm或更小、0.6μm或更小、0.5μm或更小、0.4μm或更小、0.3μm或更小、0.2μm或更小、或者0.1μm或更小。任選地，含有Mn的分散體在整個鋁基質中均質地分散。根據本文描述的大小和分布而沉澱的含有Mn的分散體可在後續步驟期間控制晶粒大小，例如在再結晶退火期間。在兩步驟均質化循環後，可執行熱軋步驟。在一些實施例中，可將鑄錠熱軋到5mm厚規格或更薄。舉例來說，可將鑄錠熱軋到4mm厚規格或更薄、3mm厚規格或更薄、2mm厚規格或更薄、或者1mm厚規格或更薄。為了獲得最終材料中的紋理的適當平衡，可控制熱軋速度和溫度以使得在串列式軋機的出口處的盤繞期間實現熱軋材料的完全再結晶(即，自退火)。為了使自退火發生，將出口溫度控制為至少300℃。替代地，可在從350℃到450℃的溫度下在一時間周期中實行熱軋線圈的批量退火。舉例來說，可在多達1小時的浸泡時間中執行批量退火。在此過程中，在熱串列式軋機的出口處的盤繞期間控制熱軋速度和溫度。在一些實施例中，不發生自退火。在一些實施例中，隨後可將熱軋線圈冷軋為從0.1mm到1.0mm(例如，從0.2mm到0.9mm或從0.3mm到0.8mm)的最終規格厚度。在一些實施例中，可使用最少數目的冷軋道來實行冷軋步驟。舉例來說，可使用兩個冷軋道來實行冷軋步驟以實現所需的最終規格。在一些實施例中，在冷軋工藝之前或之後不執行熱處理步驟。本文描述的方法可用以製備高度塑形的罐和瓶。上述冷軋片材可經受一系列常規的罐和瓶製作工藝以產生預製件。隨後可使預製件退火以形成經退火預製件。任選地，使用牽拉和壁熨平(DWI)工藝從鋁合金製備預製件，且根據如本領域的普通技術人員已知的其它塑形工藝製作罐和瓶。以下實例將用以進一步說明本發明，但同時不構成對本發明的任何限制。相反，應清楚地理解，可以做出各種實施例、修改及其等效物，在閱讀本文的描述之後本領域的技術人員可以明了這些內容而不會脫離本發明的精神。實例實例1根據本發明製備合金，且使用本文描述的兩步驟均質化循環或常規低溫循環(即，在近似540℃下)使合金均質化。使用再結晶退火工藝在每一樣本中建立再結晶晶粒結構。圖1b中示出了根據上述兩步驟均質化循環而均質化的樣本的再結晶晶粒結構。圖1a中示出了使用常規低溫循環(即，在近似540℃下)均質化的樣本的再結晶晶粒大小。通過比較，根據本發明(即，根據兩步驟均質化循環)使用均質化循環，晶粒大小顯著更精細。因此，含有Mn的分散體在後續再結晶退火期間控制著樣本中的晶粒大小。較精細的晶粒大小延滯了在牽拉和壁熨平(DWI)之後以及在例如吹塑模製等後續膨脹工藝期間形成橘皮的材料趨勢。橘皮形成是本領域的普通技術人員已知的不合意的表面缺陷。實例2製備或獲得五種合金，包含合金H2、合金LC、合金0.2Mg以及合金0.5Mg，用於拉伸伸長率測試(參見表4)。合金AA3104是常規使用的罐體原料合金，例如從Novelis,Inc.(喬治亞州亞特蘭大市)可購得的罐體原料。合金H2、合金LC、合金0.2Mg以及合金0.5Mg是為了拉伸測試而製備的原型合金。使用如本文描述的兩步驟均質化循環製備合金H2、合金LC、合金0.2Mg以及合金0.5Mg。具體來說，將具有以下表4中所示的合金組成的鑄錠加熱到615℃且浸泡4小時。隨後將鑄錠冷卻到480℃且在所述溫度下浸泡14小時以得到含有Mn的分散體。隨後將鑄錠熱軋到2mm厚規格，隨後是在415℃下的批量退火循環達1小時。隨後使用兩個冷軋道實行冷軋達到近似0.45mm的最終規格厚度(總體規格減少78.8％)。表4中示出了所測試合金的元素組成，其中平衡為鋁。以若干重量百分比提供元素組成。表4合金SiFeCuMnMgCrZnTiAA31040.300.500.170.861.130.0030.140.011H20.270.420.141.210.010.020.080.011LC0.290.420.101.100.010.020.090.010.2Mg0.270.410.191.100.200.010.070.0090.5Mg0.300.470.201.220.480.020.100.04針對來自表4的每一合金獲得拉伸伸長率數據。在配備加熱爐的Instron拉伸機(麻薩諸塞州諾伍德市)中實行高溫拉伸測試。將從三種原型合金和AA3104獲得的拉伸伸長率數據進行比較，如圖2a和2b中所示。包含從常規罐體原料3104獲得的數據作為基線比較。所有合金在拉伸測試之前處於其適中的條件(O-temperedcondition)。圖2a和2b分別示出了來自使用0.58s-1和0.058s-1的應變率的測試的伸長率數據。在環境溫度下以及在200℃下，含有近似1.13重量％的Mg的合金AA3104當在較高應變率下變形時示出了與三種原型合金相比的弱可成形性。在0.58s-1的較高應變率下，通過將溫度從環境溫度增加到200℃，各自含有0.01重量％的Mg的合金LC和合金H2的伸長率增加。參見圖2a。然而，在含有較高量的Mg的三種合金(即，合金AA3104、合金0.2Mg和合金0.5Mg)中未觀察到伸長率增加。將合金H2與合金0.2Mg和合金0.5Mg進行比較示出了0.2重量％和0.5重量％的Mg的添加延滯了與成形溫度增加相關聯的可成形性增加(參見圖2a)。全部四種原型合金，即合金LC、合金H2、合金0.2Mg以及合金0.5Mg趨於在低應變率和高應變率下都示出比AA3104合金高的總伸長率。當在較高應變率下實行成形操作時，Mg的添加顯著降低了合金的高溫可成形性，這是從Mg添加得到的不期望的效果。實例3為了說明H2和LC合金在升高的溫度下的優良高應變率可成形性，使用來自以上實例2的合金H2、合金LC以及合金0.2Mg執行吹塑成形實驗。使用吸盤器和主體製作器，使經冷軋的片材經受一系列常規罐製作工藝以產生預製件。隨後使預製件經受退火操作。在吹塑成形設備中測試經退火的預製件以評估材料在升高的溫度下的高應變率可成形性。在250℃下進行吹塑成形實驗。在成形工藝期間材料經受的應變率為近似80s-1。表5中概括且在最大百分比膨脹方面提供結果，所述最大百分比膨脹是預製件的原始直徑與容器在吹塑成形之後的最終直徑之間的比率。表5合金最大百分比膨脹比率LC40％H240％0.2Mg30％通過比較表5中所示的結果來觀察LC和H2合金(具有低Mg含量)的優良可成形性。具體來說，兩種合金實現40％膨脹而無過早失效。對比而言，0.2Mg合金的最大膨脹比率僅為30％。上文引用的所有專利、專利申請、公開案以及摘要以全文引用的方式併入本文。已經在本發明的各種目標的實現方面描述了本發明的各種實施例。應當認識到，這些實施例僅說明本發明的原理。在不脫離如所附權利要求書中界定的本發明的精神和範圍的情況下，本領域的技術人員將容易了解對本發明的眾多修改和調適。當前第1頁1&nbsp2&nbsp3&nbsp