用于高度塑形铝产品的合金及其制作方法与流程

本申请要求2014年9月12日提交的第62/049,445号美国临时专利申请的权益，所述美国临时专利申请以全文引用的方式并入本文。
技术领域：
本发明提供一种新颖的合金。在一个实施例中，所述合金是高度可成形的铝合金。本发明进一步涉及使用所述合金来产生高度塑形的铝产品，包含瓶和罐。
背景技术：
：用于在制造高度塑形的罐和瓶时使用的可成形合金是所需的。对于塑形的瓶，制造工艺通常涉及首先使用牵拉和壁熨平(DWI)工艺产生圆柱体。随后使用例如全身缩颈步骤序列、吹塑模制或其它机械塑形或这些工艺的组合来将所得圆柱体成形为瓶形状。对此工艺或工艺组合中使用的任何合金的需求是复杂的。因此，需要能够在用于瓶塑形工艺的机械塑形和/或吹塑模制期间承受高程度变形并且在用以制作起始圆柱形预制件的DWI工艺中表现良好的合金。另外，需要用于以高速度和高水平的可运行性从所述合金制作预制件的方法，例如由当前的罐体合金AA3104所证明。AA3104含有在铸造期间形成且在均质化和轧压期间改质的高体积分数的粗糙金属间颗粒。这些颗粒在DWI工艺期间的模具清洁中起主要作用，有助于移除积累于模具上的任何铝或氧化铝，这改善了金属表面外观以及片材的可运行性。对合金的其它要求是必须有可能产生满足机械性能目标(例如，最终塑形产品中的柱强度、刚性以及最小底部圆顶反向压力)的瓶，其具有比当前一代的铝瓶低的重量。实现较低重量而不需要对设计的显著修改的仅有方式是减小瓶的壁厚度。这使得满足机械性能要求更加有挑战性。最后的要求是以高速形成瓶的能力。为了在商业生产中实现高处理量(例如，每分钟500到600个瓶)，必须在极短的时间中完成瓶的塑形。因此，将采用极高的应变率使材料变形。虽然铝合金一般已知在室温下对应变率不敏感，但高温可成形性随着应变率增加而显著减小，尤其是对于含有Mg的合金。如本领域的技术人员已知，与在低应变率方案下的成形温度增加相关联的断裂伸长率增加随着应变率增加而逐渐减少。技术实现要素：本文提供新颖的合金，其在升高的温度下展示高应变率可成形性。所述合金可用于产生高度塑形的铝产品，包含瓶和罐。本文描述的铝合金包含大约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、多达0.15％的杂质，其中剩余部分为Al(全部以重量百分比(重量％)计)。在一些实施例中，所述铝合金包括大约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、多达0.15％的杂质，其中剩余部分为Al(全部以重量百分比(重量％)计)。在一些实施例中，所述铝合金包括大约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、多达0.15％的杂质，其中剩余部分为Al(全部以重量百分比(重量％)计)。任选地，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的分散体，所述含有Mn的分散体可各自具有1μm或更小的直径。所述合金可通过直接冷铸、均质化、热轧和冷轧而产生。在一些实施例中，所述均质化步骤是两阶段均质化工艺。任选地，所述方法可包含批量退火步骤。本文还提供包括如本文描述的铝合金的产品(例如，瓶和罐)。本文进一步提供产生金属片材的方法。所述方法包含步骤：直接冷铸如本文描述的铝合金以形成铸锭；使所述铸锭均质化以形成含有多个含有Mn的分散体的铸锭；对所述含有所述多个含有Mn的分散体的铸锭进行热轧以产生金属片材；以及对所述金属片材进行冷轧。任选地，所述多个含有Mn的分散体包括具有1μm或更小的直径的含有Mn的分散体。在一些实施例中，所述均质化步骤是两阶段均质化工艺。所述两阶段均质化工艺可包含：将所述铸锭加热到至少600℃的峰值金属温度；允许所述铸锭停留于所述峰值金属温度达四小时或更多小时；将所述铸锭冷却到550℃或更低的温度；以及允许最终铸锭停留多达20小时。任选地，所述方法可包含批量退火步骤。本文还提供根据所述方法获得的产品(例如，瓶或罐)。从本发明的实施例的以下详细描述将明了本发明的其它目标和优点。附图说明图1A是示出使用近似540℃的常规低温循环进行均质化的含有Mn的分散体样本的再结晶晶粒结构的照片。图1B是示出在600℃下均质化8小时的含有Mn的分散体样本的再结晶晶粒结构的照片。图2A是示出针对本文描述的原型合金以及针对比较合金在0.58s-1的应变率下的总拉伸伸长率的图表。在图2A中，“3104”表示比较合金AA3104，且“LC”、“H2”、“0.2Mg”以及“0.5Mg”表示原型合金。图2B是示出针对本文描述的原型合金以及针对比较合金在0.058s-1的应变率下的总拉伸伸长率的图表。在图2B中，“3104”表示比较合金AA3104，且“LC”、“H2”、“0.2Mg”以及“0.5Mg”表示原型合金。具体实施方式在铝罐和瓶的商业制造中，应当以高速实行材料的塑形工艺以实现使工艺经济可行所需的处理量。此外，可能需要在成形期间应用升高的温度，以按照商标所有者和消费者的需要形成具有较复杂形状和较大扩展直径的容器。因此，用于此应用的材料能够在高应变率和升高的温度下变形时实现高可成形性是势在必行的。在温成形期间，两个重要的微结构过程同时发生：恢复和加工硬化。然而，所述两个过程对材料的总位错密度施加相反的作用。恢复过程通过重新组织位错配置而减小基质中的位错密度，而加工硬化通过产生新的位错而增加位错密度。当所述两个过程的速率达到相同量值时，材料的伸长率大大增强。定义和描述：本文使用的术语“发明”、“本发明”、“此发明”和“当前发明”旨在广泛地指代本专利申请和所附权利要求书的全部标的物。含有这些术语的语句应当理解为并不限制本文描述的标的物或者并不限制所附专利权利要求书的意义或范围。在此描述中，参考由AA数字和例如“系列”等其它相关标示所识别的合金。为了理解在命名和识别铝及其合金时最常用的数字标示系统，参见《锻铝和锻铝合金的国际合金标示和化学成分限制(InternationalAlloyDesignationsandChemicalCompositionLimitsforWroughtAluminumandWroughtAluminumAlloys)》或《呈铸件和铸锭形式的铝合金的铝业协会合金标示和化学成分限制的注册记录(RegistrationRecordofAluminumAssociationAlloyDesignationsandChemicalCompositionsLimitsforAluminumAlloysintheFormofCastingsandIngot)》，两者均由铝业协会发布。如本文使用，“一”和“所述”的意义包含单数和复数参考，除非上下文清楚地另外规定。在以下实施例中，铝合金是在其元素组成方面以重量百分比(重量％)来描述。在每一合金中，剩余部分是铝，且所有杂质的总和的最大重量％为0.15％。合金组成本文描述一种新的铝合金，其在升高的温度下(例如，在高达250℃的温度下)展现良好的高应变率可成形性。如本文使用，“高应变率”指代至少0.5s-1的应变率。举例来说，高应变率可为至少0.5s-1、至少0.6s-1、至少0.7s-1、至少0.8s-1或至少0.9s-1。本文描述的合金组成是含有铝的合金组成。所述合金组成在升高的温度下展现良好的高应变率可成形性。由于合金的元素组成而实现高应变率可成形性。具体来说，如本文描述的合金可具有以下如表1中提供的元素组成。所述组成的组份是基于合金的总重量在重量百分比(重量％)方面来提供。表1在一些实施例中，如本文描述的合金可具有以下如表2中提供的元素组成。所述组成的组份是基于合金的总重量在重量百分比(重量％)方面来提供。表2在一些实施例中，如本文描述的合金可具有以下如表3中提供的元素组成。所述组成的组份是基于合金的总重量在重量百分比(重量％)方面来提供。表3在一些实施例中，本文描述的合金包含基于合金的总重量为从0.25％到0.35％(例如，从0.25％到0.30％或从0.27％到0.30％)的量的硅(Si)。举例来说，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％表达。在一些实施例中，本文描述的合金还包含基于合金的总重量为从0.40％到0.60％(例如，从0.40％到0.5％或从0.40％到0.45％)的量的铁(Fe)。举例来说，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％表达。在一些实施例中，所描述的合金包含基于合金的总重量为多达0.40％(例如，从0.08％到0.22％或从0.10％到0.20％)的量的铜(Cu)。举例来说，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。在一些实施例中，合金中不存在Cu(即，0％)。全部以重量％表达。在一些实施例中，本文描述的合金可包含基于合金的总重量为从1.10％到1.50％(例如，从1.10％到1.30％或从1.15％到1.25％)的量的锰(Mn)。举例来说，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％表达。本文描述的合金中以从1.10％到1.50％的量包含Mn称为“高Mn含量”。如下文进一步描述且如实例中证明，高Mn含量导致在均质化循环期间精细的含有Mn的分散体的所需沉淀。高Mn含量对材料的性质具有双重影响。第一，高Mn含量导致高强度合金。Mn是铝中的固溶体或沉淀硬化元素。固溶体中的较高Mn含量导致最终合金的较高强度。第二，高Mn含量导致具有高可成形性性质的合金。具体来说，在均质化循环期间，Mn原子与Al和Fe原子组合以形成分散体(即，含有Mn的分散体)。不受理论限制的情况下，这些精细且均质分布的分散体在再结晶期间钉扎晶界，这允许晶粒大小的精炼以及较均匀的微结构的形成。在再结晶期间，晶界被吸引到这些精细的含有Mn的分散体，因为当晶界与颗粒相交时，边界的等于相交面积的区被有效地移除。继而实现总体系统的自由能量的减少。除了精炼晶粒大小之外，精细的含有Mn的分散体还通过减小位错滑移带间距而改善材料对晶界失效的抵抗力。精细的含有Mn的分散体还减少了在变形期间形成强剪切带的趋势。由于含有Mn的分散体的这些积极作用，改善了材料的总体可成形性。本文描述的合金中可包含镁(Mg)以达到所需的强度要求。然而在本文描述的合金中，通过将Mg含量控制为可接受的限度而显著改善材料的总伸长率。任选地，本文描述的合金可包含多达0.76％(例如，多达0.5％或多达0.25％)的量的Mg。在一些实施例中，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。在一些实施例中，本文描述的合金可包含少于0.76％的Mg。举例来说，在一些实施例中，Mg以0.5％的Mg或更少的量存在。在一些实施例中，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。在一些实施例中，合金中不存在Mg(即，0％)。全部以重量％表达。本文描述的合金中以多达0.50％(例如，多达0.25％)的量包含Mg称为“低Mg含量”。如下文进一步描述且实例中证明，低Mg含量导致在升高的温度下(例如，在高达250℃的温度下)的所需高应变率可成形性以及材料的改善伸长率。在一些实施例中，本文描述的合金包含基于合金的总重量为从0.001％到0.05％(例如，从0.001％到0.03％或从0.003％到0.02％)的量的铬(Cr)。举例来说，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％表达。在一些实施例中，本文描述的合金包含基于合金的总重量为多达0.30％(例如，从0.07％到0.30％、从0.05％到0.13％或从0.07％到0.10％)的量的锌(Zn)。举例来说，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。在一些实施例中，合金中不存在Zn(即，0％)。全部以重量％表达。在一些实施例中，本文描述的合金包含基于合金的总重量为多达0.10％(例如，从0％到0.10％、从0.01％到0.09％或从0.03％到0.07％)的量的钛(Ti)。举例来说，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。在一些实施例中，合金中不存在Ti(即，0％)。全部以重量％表达。任选地，本文描述的合金组成可进一步包含其它微量元素，有时称为杂质，其各自的量为0.03％或低于0.03％、0.02％或低于0.02％、或者0.01％或低于0.01％。这些杂质可以包含(但不限于)V、Zr、Ni、Sn、Ga、Ca或其组合。因此，V、Zr、Ni、Sn、Ga或Ca可以各自在合金中以0.03％或低于0.03％、0.02％或低于0.02％、或者0.01％或低于0.01％的量存在。大体上，杂质水平对于V为低于0.03％且对于Zr为低于0.01％。在一些实施例中，所有杂质的总和不超过0.15％(例如，0.10％)。全部以重量％表达。合金的剩余百分比是铝。制作方法本文描述的合金可使用直接冷却(DC)工艺而铸造为铸锭。DC铸造工艺是根据如本领域的普通技术人员已知的铝行业中常用的标准而执行。在一些实施例中，为了实现产品的所需的微结构、机械性质(例如，高可成形性)和物理性质，不使用连续铸造方法来处理合金。铸造的铸锭随后可经受进一步处理步骤以形成金属片材。在一些实施例中，所述处理步骤包含使金属铸锭经受两步骤均质化循环、热轧步骤、退火步骤以及冷轧步骤。均质化是以两个阶段实行以沉淀含有Mn的分散体。在第一阶段中，将从本文描述的合金组成制备的铸锭加热以达到至少575℃(例如，至少600℃、至少625℃、至少650℃或至少675℃)的峰值金属温度。随后在第一阶段期间允许铸锭浸泡(即，保持于指示的温度)达一时间周期。在一些实施例中，允许铸锭浸泡多达10小时(例如，达从30分钟到10小时(包含性)的周期)。举例来说，可在至少575℃温度下浸泡铸锭达30分钟、1小时、2小时、3小时、4小时、5小时、6小时、7小时、8小时、9小时或10小时。在第二阶段中，可将铸锭冷却到低于第一阶段中使用的温度的温度。在一些实施例中，可将铸锭冷却到550℃或更低的温度。举例来说，可将铸锭冷却到从400℃到550℃或从450℃到500℃的温度。随后可在第二阶段期间浸泡铸锭达一时间周期。在一些实施例中，允许浸泡铸锭多达20小时(例如，1小时或更短、2小时或更短、3小时或更短、4小时或更短、5小时或更短、6小时或更短、7小时或更短、8小时或更短、9小时或更短、10小时或更短、11小时或更短、12小时或更短、13小时或更短、14小时或更短、15小时或更短、16小时或更短、17小时或更短、18小时或更短、19小时或更短、或者20小时或更短)。两步骤均质化循环导致含有Mn的分散体的沉淀。任选地，含有Mn的分散体具有1μm或更小的直径。举例来说，含有Mn的分散体的直径可为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。任选地，含有Mn的分散体在整个铝基质中均质地分散。根据本文描述的大小和分布而沉淀的含有Mn的分散体可在后续步骤期间控制晶粒大小，例如在再结晶退火期间。在两步骤均质化循环后，可执行热轧步骤。在一些实施例中，可将铸锭热轧到5mm厚规格或更薄。举例来说，可将铸锭热轧到4mm厚规格或更薄、3mm厚规格或更薄、2mm厚规格或更薄、或者1mm厚规格或更薄。为了获得最终材料中的纹理的适当平衡，可控制热轧速度和温度以使得在串列式轧机的出口处的盘绕期间实现热轧材料的完全再结晶(即，自退火)。为了使自退火发生，将出口温度控制为至少300℃。替代地，可在从350℃到450℃的温度下在一时间周期中实行热轧线圈的批量退火。举例来说，可在多达1小时的浸泡时间中执行批量退火。在此过程中，在热串列式轧机的出口处的盘绕期间控制热轧速度和温度。在一些实施例中，不发生自退火。在一些实施例中，随后可将热轧线圈冷轧为从0.1mm到1.0mm(例如，从0.2mm到0.9mm或从0.3mm到0.8mm)的最终规格厚度。在一些实施例中，可使用最少数目的冷轧道来实行冷轧步骤。举例来说，可使用两个冷轧道来实行冷轧步骤以实现所需的最终规格。在一些实施例中，在冷轧工艺之前或之后不执行热处理步骤。本文描述的方法可用以制备高度塑形的罐和瓶。上述冷轧片材可经受一系列常规的罐和瓶制作工艺以产生预制件。随后可使预制件退火以形成经退火预制件。任选地，使用牵拉和壁熨平(DWI)工艺从铝合金制备预制件，且根据如本领域的普通技术人员已知的其它塑形工艺制作罐和瓶。以下实例将用以进一步说明本发明，但同时不构成对本发明的任何限制。相反，应清楚地理解，可以做出各种实施例、修改及其等效物，在阅读本文的描述之后本领域的技术人员可以明了这些内容而不会脱离本发明的精神。实例实例1根据本发明制备合金，且使用本文描述的两步骤均质化循环或常规低温循环(即，在近似540℃下)使合金均质化。使用再结晶退火工艺在每一样本中建立再结晶晶粒结构。图1b中示出了根据上述两步骤均质化循环而均质化的样本的再结晶晶粒结构。图1a中示出了使用常规低温循环(即，在近似540℃下)均质化的样本的再结晶晶粒大小。通过比较，根据本发明(即，根据两步骤均质化循环)使用均质化循环，晶粒大小显著更精细。因此，含有Mn的分散体在后续再结晶退火期间控制着样本中的晶粒大小。较精细的晶粒大小延滞了在牵拉和壁熨平(DWI)之后以及在例如吹塑模制等后续膨胀工艺期间形成橘皮的材料趋势。橘皮形成是本领域的普通技术人员已知的不合意的表面缺陷。实例2制备或获得五种合金，包含合金H2、合金LC、合金0.2Mg以及合金0.5Mg，用于拉伸伸长率测试(参见表4)。合金AA3104是常规使用的罐体原料合金，例如从Novelis,Inc.(佐治亚州亚特兰大市)可购得的罐体原料。合金H2、合金LC、合金0.2Mg以及合金0.5Mg是为了拉伸测试而制备的原型合金。使用如本文描述的两步骤均质化循环制备合金H2、合金LC、合金0.2Mg以及合金0.5Mg。具体来说，将具有以下表4中所示的合金组成的铸锭加热到615℃且浸泡4小时。随后将铸锭冷却到480℃且在所述温度下浸泡14小时以得到含有Mn的分散体。随后将铸锭热轧到2mm厚规格，随后是在415℃下的批量退火循环达1小时。随后使用两个冷轧道实行冷轧达到近似0.45mm的最终规格厚度(总体规格减少78.8％)。表4中示出了所测试合金的元素组成，其中平衡为铝。以若干重量百分比提供元素组成。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针对来自表4的每一合金获得拉伸伸长率数据。在配备加热炉的Instron拉伸机(马萨诸塞州诺伍德市)中实行高温拉伸测试。将从三种原型合金和AA3104获得的拉伸伸长率数据进行比较，如图2a和2b中所示。包含从常规罐体原料3104获得的数据作为基线比较。所有合金在拉伸测试之前处于其适中的条件(O-temperedcondition)。图2a和2b分别示出了来自使用0.58s-1和0.058s-1的应变率的测试的伸长率数据。在环境温度下以及在200℃下，含有近似1.13重量％的Mg的合金AA3104当在较高应变率下变形时示出了与三种原型合金相比的弱可成形性。在0.58s-1的较高应变率下，通过将温度从环境温度增加到200℃，各自含有0.01重量％的Mg的合金LC和合金H2的伸长率增加。参见图2a。然而，在含有较高量的Mg的三种合金(即，合金AA3104、合金0.2Mg和合金0.5Mg)中未观察到伸长率增加。将合金H2与合金0.2Mg和合金0.5Mg进行比较示出了0.2重量％和0.5重量％的Mg的添加延滞了与成形温度增加相关联的可成形性增加(参见图2a)。全部四种原型合金，即合金LC、合金H2、合金0.2Mg以及合金0.5Mg趋于在低应变率和高应变率下都示出比AA3104合金高的总伸长率。当在较高应变率下实行成形操作时，Mg的添加显著降低了合金的高温可成形性，这是从Mg添加得到的不期望的效果。实例3为了说明H2和LC合金在升高的温度下的优良高应变率可成形性，使用来自以上实例2的合金H2、合金LC以及合金0.2Mg执行吹塑成形实验。使用吸盘器和主体制作器，使经冷轧的片材经受一系列常规罐制作工艺以产生预制件。随后使预制件经受退火操作。在吹塑成形设备中测试经退火的预制件以评估材料在升高的温度下的高应变率可成形性。在250℃下进行吹塑成形实验。在成形工艺期间材料经受的应变率为近似80s-1。表5中概括且在最大百分比膨胀方面提供结果，所述最大百分比膨胀是预制件的原始直径与容器在吹塑成形之后的最终直径之间的比率。表5合金最大百分比膨胀比率LC40％H240％0.2Mg30％通过比较表5中所示的结果来观察LC和H2合金(具有低Mg含量)的优良可成形性。具体来说，两种合金实现40％膨胀而无过早失效。对比而言，0.2Mg合金的最大膨胀比率仅为30％。上文引用的所有专利、专利申请、公开案以及摘要以全文引用的方式并入本文。已经在本发明的各种目标的实现方面描述了本发明的各种实施例。应当认识到，这些实施例仅说明本发明的原理。在不脱离如所附权利要求书中界定的本发明的精神和范围的情况下，本领域的技术人员将容易了解对本发明的众多修改和调适。当前第1页1 2 3