CN101300092B - 铸造金属锭块的方法和金属锭块以及由此制造金属片材制品的方法 - Google Patents

Abstract

本发明涉及一种铸造金属锭块的方法和金属锭块以及由此制造金属片材制品的方法。铸造具有有利于进一步加工，例如热轧和冷轧的微结构的金属锭的方法。在直冷铸模或同等物中铸造金属，该模具将冷却液喷雾引导到锭块外表面上以实现迅速冷却。在脱出的锭坯仍不完全是固体的位置，从表面上去除冷却剂，以致固化作用的潜热和熔融芯的显热使相邻固体壳的温度升至高于使金属原位均化的过渡温度的会合温度。随之不需要进一步的传统均化步骤。

Description

铸造金属锭块的方法和金属锭块以及由此制造金属片材制品的方法

技术领域

本发明涉及金属，特别是金属合金的铸造，及其处理以使它们适合形成金属产品，例如片材和板材制品。

背景技术

金属合金，特别是铝合金，通常由熔融形式铸造以产生锭块或坯段，它们随后进行轧制、热加工或类似加工以产生用于制造许多产品的片材或板材制品。锭块通常通过直冷(DC)铸造法制造，但也可以使用同等铸造方法，例如电磁铸造(例如以均授予Goodrich等人的美国专利3,985,179和4,004,631为代表)。下列论述主要涉及DC铸造，但相同原理适用于在铸造金属中产生相同或同等微结构性质的所有这类铸造程序。

用于制造锭块的金属(例如铝和铝合金-下文统称为铝)DC铸造通常在浅的开口的轴向垂直模具中进行，该模具一开始在其底端被可向下移动的平台(常被称作底座)封闭。该模具被冷却护套围绕，水之类的冷却流体连续循环通过该护套以提供模具壁的外部冷却。将熔融的铝(或其它金属)引入冷却模具的上端，并随着熔融金属在与模具内缘相邻的区域中固化，使该平台向下移动。随着该平台的有效连续移动和相应地向模具连续供应熔融铝，可以制造所需长度的锭块，其仅受到模具下方可供使用的空间的限制。DC铸造的进一步细节可获自授予Ennor的美国专利2,301,027(其公开内容经此引用并入本文)和其它专利。

DC铸造也可以水平进行，即模具非垂直取向并对设备作出一些修改，在这类情况下，铸造操作可以是基本连续的。在下列论述中，参照垂直直冷铸造，但相同原理适用于水平DC铸造。

在垂直DC铸造中从模具下端(出口)脱出的锭块在外部是固体但在其中心仍然熔融。换言之，模具内的熔融金属池(pool)作为熔融 金属贮槽(sump)向下延伸到向下移动的锭块的中心部分直达模具下方的一定距离。随着锭块从外表面向内固化，该熔融金属贮槽(sump)的横截面从上往下逐渐降低直至其芯部分完全为固体。具有固体外壳和熔融芯的铸造金属产品的部分在本文中被称作锭坯(embryonicingot)，其在完全固化时变成铸造锭块。

作为直冷铸造法的重要特征，使连续供应的冷却液，例如水与正好在模具下方的推进(advance)中的锭坯的外表面直接接触，由此导致表面金属直冷。锭块表面的这种直冷有助于使锭块边缘部分保持固态并促进锭块的内部冷却和固化。

传统上，在模具下方提供单个冷却区域。通常，通过沿紧邻模具下方的锭块边缘均匀引导基本连续的水流，实现这一区域中的冷却作用，例如从模具冷却护套的下端排出水。在这种程序中，水以相当大的力或冲量与锭块表面呈相当大的角度撞击该表面并伴随着连续但递减的冷却作用向下流经锭块表面，直至锭块表面温度接近水的温度。

通常，冷却水在接触热金属时首先发生两个沸腾事件。在射流的滞流区域中直接在液体下方并与其紧邻地形成主要为水蒸汽的薄膜，在其任一面的相邻区域中和在射流下方，发生典型的成核薄膜沸腾。在锭块冷却时，气泡的成核和混合效应平息，流体流和热边界层条件变成沿锭块体向下强制对流，直至最终，流体动力条件变成在锭块的最下末端横穿锭块整个表面的简单自由下落薄膜。

由此制成的直冷铸造锭块通常经过热轧和冷轧步骤或其它热加工程序以制造具有各种厚度和宽度的片材或板材制品。但是，在多数情况下，在轧制或其它热加工程序之前通常需要均化程序以便将金属转化成更可用的形式和/或改进轧制产品的最终性质。进行均化以平衡微观浓度梯度。均化步骤包括将铸造锭块加热至升高的温度(通常高于过渡温度，例如合金的固溶线温度的温度，通常高于450℃，并通常(对于多数合金)为500至630℃)持续相当长的时间，例如几小时，通常高达30小时。

对这种均化步骤的需要是在铸造产品中发现的由固化的早期阶段或最终阶段引起的微结构缺陷的结果。在微观层面上，DC铸造合金的固化以下列五个事件为特征：(1)初相的成核(其发生频率可能与晶 粒细化剂的存在相关或不相关)；(2)限定晶粒的多孔状、多枝状结构或多孔状与多枝状组合结构的形成；(3)由于占优势的非平衡固化条件，从多孔状/多枝状结构中推出溶质；(4)固化中的初相的体积变化增强了推出的溶质的运动；和(5)推出的溶质浓缩及其在最终反应温度下固化(例如共晶)。

因此，所得金属结构相当复杂并以整个晶粒内以及在与金属间相相邻的区域(在此相对较软和较硬的区域在该结构中共存)内的组成差异为特征且如果没有改性或转变，会产生最终产品不可接受的最终规格(gauge)性质差异。

均化是常用于描述旨在校正溶质元素分布中的微观缺陷和(随之)改变界面处存在的金属间结构的热处理的通用术语。均化方法的公认结果包括下列：

1.晶粒内的元素分布变得更均匀。

2.在铸造过程中在晶界和三相点处形成的任何低熔点成分粒子(例如共晶体)溶解回晶粒中。

3.某些金属间粒子(例如包晶体)经历化学和结构转变。

4.在铸造过程中形成的大的金属间粒子(例如包晶体)在加热过程中可能断裂和变圆。

5.在加热过程中形成的析出物(precipitate)(例如可用于随后生长以增强该材料)溶解并随后在锭块再冷却至低于固溶线并保持在恒定温度和使其成核和生长或冷却至室温并预热至热加工温度时，在溶解和再分布后在整个晶粒中均匀析出。

在一些情况下，必须在实际DC铸造过程中对锭块施以热处理以校正铸造过程中引起的不同应力场。本领域技术人员将合金按特性分成响应这些应力在固化后裂化或在固化前裂化。

固化后裂纹由铸造过程中发展的宏观应力引起，其在固化完成后导致以穿晶形式形成裂纹。这通常通过在铸造过程中将锭块表面温度保持在升高水平(由此降低锭块中的温度—因此应变—梯度)和通过在铸造后立即将传统铸成的锭块转移到应力消除炉中来校正(correct)。

固化前裂纹也由铸造过程中发展的宏观应力引起。但是，在这种情况下，通过沿低熔点共晶网络在晶粒间撕拉或剪切该结构(与固化 时的溶质推出相关)来减轻固化过程中形成的宏观应力。已经发现，使中心到表面的线性温度梯度差(即，脱出的锭块的表面到中心的温度衍化(derivative))均衡可以成功地减轻这类裂化。

这些缺陷使锭块对许多用途而言不可接受。已经作出各种尝试以便通过控制铸造过程中锭块的表面冷却速率来克服该问题。例如，在容易产生固化后裂化的合金中，Zeigler在美国专利2,705,353中在模具下方一定距离处使用擦拭器从锭块表面去除冷却剂以使锭块的内热将冷却的表面再加热。目的是使表面温度保持高于大约300℉(149℃)并优选保持在大约400至650℉(204至344℃)的典型退火范围内。

Zinniger在美国专利4,237,961中表明带有可吹胀弹性体擦拭环形式的冷却剂擦拭装置的另一直冷铸造系统。这起到与上述Zeigler专利中所述相同的基本作用，其中锭块的表面温度保持在足以减轻内应力的水平。在Zinniger专利的实施例中，锭块表面保持在大约500℉(260℃)，这仍在退火范围内。该程序的目的是通过防止在锭块内产生过高的热应力来实现极大横截面的锭块的铸造。

在容易产生固化前裂纹的合金中，Bryson在美国专利3,713,479中使用两个水平面的具有较低强度的水喷雾冷却以降低冷却速率并使其随着锭块下降沿锭块向下延伸更长距离，并由于该加工，表现出提高该方法中所实现的总铸造速率的能力。

Ohatake等人，在加拿大专利2,095,085中显示了使用擦拭器去除冷却水的直冷铸造设备的另一设计。在该设计中，使用第一和第二水冷却射流，然后用擦拭器去除水，擦拭器后跟着第三冷却水射流。

发明内容

一个示例性形式或方面基于下述观察——通过使铸造锭坯的已冷却外壳和仍然熔融的内部的温度会合至等于或高于金属转变温度(在此发生金属的原位均化，其对于许多铝合金通常为至少425℃)的温度并优选在等于或接近该温度下保持合适的时长以便发生(至少部分发生)所需转变，可以为这类锭块提供与铸造金属锭块的传统均化过程(要求在升高温度下加热数小时的程序)中制成的那些相当或相同的冶金性质。

令人惊讶地，通常以此方式在相对较短时间(例如10至30分钟)内产生理想的冶金学变化，且实现这类结果的程序可以并入铸造操作本身中，由此不需要额外的昂贵和不方便的均化步骤。不希望受制于任何具体理论，但这可能是因为，在铸造合金时通过显著的反向扩散效应(在固态和液态中的任一或者其二者，以及它们的组合“糊状”形式)短时间产生或保持理想的冶金学变化，而非在传统冷却过程中具有不理想的冶金性质并随之要求在传统均化步骤中用相当长时间进行校正。

即使在传统铸造锭块通常不进行均化的那些情况下，也可能存在具有使锭块更容易加工或提供具有改进性质的产品的性质的晶粒。

在如上所述的涉及原位均化的铸造方法之后，可任选在锭块从铸造装置中取出之前进行淬火操作，例如通过将推进的铸造锭块的前导部分浸入冷却液池中来进行。这在去除供应到锭坯表面上的冷却液之后和在留出足以实现合适的冶金学转变的时间之后进行。

本发明人杜撰出术语“原位均化”以描述这种现象，由此在铸造过程中实现与通过铸造和冷却后进行的传统均化获得的那些相当的微结构变化。类似地，杜撰出术语“原位淬火”以描述在铸造过程中在原位均化后进行的淬火步骤。

需要注意的是，实施方案可适用于如2005年1月20日公开的美国专利公开2005-0011630或2004年3月16日颁发的美国专利6,705,384中所述的两种或更多金属(或来自两种不同来源的相同金属)的复合锭块的铸造。这种类型的复合锭块按照与由一种金属制成的单块锭块极其相同的方式铸造，但是铸模或类似物具有两个或更多入口，这些入口被内部模具壁或被并入铸造锭块中的连续进料的固体金属条分隔开。一旦通过一个或更多出口离开该模具，就对复合锭块施以液体冷却，并可以按照与单块锭块(monolithic ingot)相同的方式在相同或相当的效果下去除液体冷却剂。

由此，某些示例性实施方案可以提供铸造金属锭块的方法，包括下列步骤：(a)将熔融金属从至少一个来源供应到在边缘限定熔融金属的区域中，由此为熔融金属提供边缘部分；(b)将金属的边缘部分冷却，由此形成具有外部固体壳和内部熔融芯的锭坯(embryonic ingot)；(c)沿推进方向推进锭坯以远离在边缘限定熔融金属的区域，同时向所述区域供应追加的熔融金属，由此使固体壳内所含的熔融芯延伸超出该区域；(d)通过将冷却液供应品引导到所述外表面上，将从在边缘上限定该金属的区域中脱出的锭坯的外表面冷却；和(e)在锭块外表面上的一个位置(在此，与推进方向垂直的锭块横截面贯穿一部分熔融芯)处，从锭坯外表面去除有效量(最优选所有的)冷却液以便在去除有效量的冷却剂后，来自熔融芯的内热将与熔融芯相邻的固体壳再加热，由此导致芯和壳的温度各自接近425℃或更高的会合温度。

在优选情况下可以通过测量体现出在去除冷却液后回弹的温度的锭块外表面来追踪这种会合。这种回弹温度应该最高达到高于合金或相的转变温度，并优选高于426℃。

在上述方法中，步骤(a)中的熔融金属优选供应到直冷铸模的至少一个入口中，该直冷铸模由此构成在边缘限定熔融金属的区域，且锭坯在步骤(c)中从直冷铸模的至少一个出口推出(advance)，其中锭块外表面上的在步骤(e)中在此去除显著量的冷却液的位置与模具的至少一个出口间隔一定距离。该铸造方法(即熔融金属的供应)可以按需要连续或半连续。

可以用擦拭器或其它装置从外表面上去除冷却液。优选地，提供环绕锭块的擦拭器且如果需要，擦拭器位置在铸造操作的不同阶段中是可变的，例如，从而使会合温度的差异最小化，否则在这些不同阶段中可能发生这种差异。

根据另一实施方案，提供了连续或半连续直冷铸造金属锭块的装置，包括：具有至少一个入口、至少一个出口和至少一个模腔的铸模；用于该至少一个模腔的至少一个冷却护套；冷却液供应源，其设置成使冷却液沿着从至少一个出口脱出的锭坯的外表面流动；与该至少一个出口间隔一定距离的用于从锭坯外表面去除冷却液的工具；和使冷却剂去除工具朝向和离开该至少一个出口的装置，由此能够在锭块铸造过程中改变该距离。

另一示例性实施方案提供了制造金属片材制品的方法，其包括通过上述方法制造固化金属锭块；热加工该锭块以产生加工制品；其特 征在于在锭块制造步骤(a)和热加工步骤(b)之间没有将固化的金属锭块均化的情况下进行热加工。热加工可以例如是热轧，如果需要，这之后可以是传统的冷轧。术语“热加工”可以包括，例如，如热轧、挤压和锻造的方法。

另一示例性实施方案提供了在没有预先均化的情况下制造可以热加工的金属锭块的方法，该方法包括在有效制造具有非带芯微结构或可选择地断裂微结构(金属间粒子在铸造结构中断裂)的固化金属的温度和时间条件下铸造金属以形成锭块。

至少在一些示例性实施方案中，在与初始流体冷却过程中接近淬火至低于转变温度(例如固溶线温度)的表面的锭块边缘处存在的，在固化过程中朝晶胞边缘偏析的溶质元素被允许经由穿过枝晶/晶胞的固态扩散而重新分布，并在固化过程中为通常偏析到在锭块中心区域中的枝晶/晶胞边缘的那些溶质元素提供时间和温度以使溶质在生长和变粗之前从均匀液体反向扩散回枝晶/晶胞中。这种反向扩散的结果从均匀混合物中去除了溶质元素，使得均匀混合物中溶质的浓度降低，这又使单位枝晶/晶胞边界处的铸造金属间化合物的体积比例(fraction)最小化，由此降低整个锭块中的整体宏观偏析效应。此时，任何高熔点铸造成分和金属间化合物一旦固化，就容易通过金属中存在的硅(Si)或其它元素在升高温度下的本体扩散而改变，在枝晶/晶胞边界产生溶蚀区域，等于或接近与该特定会合温度下的最大溶度限对应的浓度。类似地，如果在两个邻接二元相区域共享的混合相区域中达到并保持会合温度，高熔点共晶体(或亚稳成分和金属间化合物)可以进一步变换或在结构上可以进一步变换/转变。除此以外，标称的更高熔点铸造成分和金属间化合物可能断裂和/或变圆，且低熔点铸造成分和金属间化合物更可能在铸造过程中熔化或扩散到本体(bulk)材料中。

另一示例性实施方案提供了加热铸造金属锭块以使锭块准备在预定热加工温度下热加工的方法。该方法包括(a)将锭块预热至低于预定热加工温度的成核温度，在此温度下在金属内发生析出物成核，以致发生成核；(b)将锭块进一步加热至析出物生长温度，在此温度下发生析出物生长，以在金属内发生析出物生长；和(c)如果锭块在步 骤(b)后没有处于预定热加工温度，将锭块进一步加热至所述预定热加工温度以备热加工。热加工步骤优选包括热轧，且锭块优选通过DC铸造法铸造。

根据该方法，通常在均化和热轧过程中形成的弥散体以如下方式制成：在两个阶段中将锭块预热至热轧温度并保持一段时间后，弥散体群体大小和在锭块内的分布变得类似于或优于在完全均化法后通常发现的情况，但时间明显更短。

优选地，该方法提供了热加工金属锭块的方法，其包括下列步骤：

(a)将锭块预热至与固溶线上的组成对应的温度，其中

(b)在加热过程中从溶液中析出来的超饱和材料部分有助于析出物的成核，

(c)使锭块在此温度下保持一段时间，然后

(d)将锭块温度升至与固溶线上的组成对应的温度，和

(e)使从溶液中析出来的超饱和材料部分在第二阶段中加热以助于析出物的生长，然后

(f)使锭块在此温度下保持一段时间以使溶质从较小(热不稳定)析出物中连续扩散出来，这增强了更大更稳定的析出物的生长，或可选择地逐渐升高温度由此提高溶质浓度，这有助于生长，而不需要保持温度。

附图发明

图1是直冷铸模的垂直截面图，其显示了根据示例性实施方案的方法的一种优选形式，并特别例示了锭块在整个铸造过程中保持热的情况。

图2是与图1类似的截面图，其例示了一种优选变体，其中擦拭器的位置在铸造过程中可移动。

图3是与图1类似的截面图，其例示了锭块在铸造过程中在下端额外冷却(淬火)的情况。

图4是J-形铸模的顶视平面图，其显示了示例性实施方案的优选形式。

图5是对图4中所示的模具类型显示图1的距离X的图，X的值 对应于在图4中从位置S开始以顺时针方向测得的围绕模具边缘的位置。

图6是设计用于图4的铸模的擦拭器的透视图。

图7是显示根据一种形式的示例性实施方案的铸造程序的图，其显示了Al-1.5％Mn-0.6％Cu合金在其DC铸造并随后水冷和擦除冷却剂时随时间经过的表面温度和中心温度。在锭块体没有强制冷却的情况下，与美国专利6,019,939中类似的Al-1.5％Mn-0.6％Cu合金在发生固化和再热的区域中的热史(下方温度迹线是表面，上方(虚线)迹线是中心)。

图8是显示与图7相同的铸造操作但持续更长时间的图，并特别显示了在温度会合或回弹后的冷却期间。

图9是与图7类似的图，但显示了在三个略微不同的时间(如图中所示的不同锭块长度)进行的相同铸件的温度测量。实线显示了三个图表(plot)的表面温度，且虚线显示了中心温度。可以从各个图表中确定表面温度保持高于400℃和500℃的时间，并在每种情况下大于15分钟。对于每一情况，显示了563、581和604℃的回弹温度。

图10a显示了与美国专利No.6,019,939类似的Al-1.5％Mn-0.6％Cu合金的透射电子显微照片，其具有根据商业直冷法的固化和冷却史，和根据下列实施例中的样品A的热和机械加工史，显示了在6毫米厚度处、从表面起25毫米处，和在锭块中心的典型析出物分布。

图10b是图10a的片材中相同区域的显微照片，但在偏振光中显示以揭示重结晶的晶胞大小。

图11a显示了与美国专利No.6,019,939类似的Al-1.5％Mn-0.6％Cu合金的透射电子显微照片，其具有根据商业直冷法的固化和冷却史，和根据下列实施例的样品B的热和机械加工史，显示了在6毫米厚度处、从表面起25毫米处，和在锭块中心的典型析出物分布。

图11b是与图11a相同的片材区域的显微照片，但在偏振光中显示以揭示重结晶的晶胞大小。

图12a显示了与美国专利No.6,019,939类似的Al-1.5％Mn-0.6％Cu合金的透射电子显微照片，其具有根据图7和图8的固化和冷却史，和根据下列实施例中的样品C的热和机械加工史，显示了在6毫米厚 度处、从表面起25毫米处，和在锭块中心的典型析出物分布。

图12b是与图12a相同的片材区域的显微照片，但在光学偏振光中显示以揭示重结晶的晶胞大小。

图13a显示了与美国专利No.6,019,939类似的Al-1.5％Mn-0.6％Cu合金的透射电子显微照片，其具有根据图9的固化和冷却史，和根据下列实施例的样品D的热和机械加工史，显示了在6毫米厚度处、从表面起25毫米处，和在锭块中心的典型析出物分布。

图13b是与图13a相同的片材区域的显微照片，但在偏振光中显示以揭示重结晶的晶胞大小。

图14a显示了与美国专利No.6,019,939类似的Al-1.5％Mn-0.6％Cu合金的透射电子显微照片，其具有根据商业直冷法的固化和冷却史，和根据下列实施例中的样品E的热和机械加工史，显示了在6毫米厚度处、从表面起25毫米处，和在锭块中心的典型析出物分布。

图14b是图14a的片材中的相同区域的显微照片，但在偏振光中显示以揭示重结晶的晶胞大小。

图15a显示了与美国专利No.6,019,939类似的Al-1.5％Mn-0.6％Cu合金的透射电子显微照片，其具有根据商业直冷法的固化和冷却史，和根据下列实施例中的样品F的热和机械加工史，显示了在6毫米厚度处、从表面起25毫米处，和在锭块中心的典型析出物分布。

图15b是图15a的片材中的相同区域的显微照片，但在偏振光中显示以揭示重结晶的晶胞大小。

图16是Al-4.5％Cu的透过固化晶粒结构中心的具有铜(Cu)线扫描的扫描电子显微照片，其显示了传统直冷铸造法共有的典型显微偏析。

图17是在使用擦拭器和在Ziegler，2,705,353或Zinniger，4,237,961所教导的范围内的回弹/会合温度(300℃)的情况下，Al-4.5％Cu的具有铜(Cu)线扫描的SEM图像。

图18是在没有将锭块体强制冷却的情况下根据示例性实施方案的Al-4.5％Cu的具有铜(Cu)线扫描的SEM图像(见图19)。

图19是显示在没有将锭块体强制冷却的情况下Al-4.5％Cu合金在发生固化和再热的区域中的热史的图(见图18)。

图20是在有意延迟后将锭块体强制冷却的情况下根据示例性实施方案的Al-4.5％Cu的具有铜(Cu)线扫描的SEM图像(见图21)。

图21是显示在有意延迟后将锭块体强制冷却的情况下在Al-4.5％Cu合金发生固化和再热的区域中的热史的图(见图20)。

图22是显示通过三种不同加工途径比较的铸造金属间相的代表性面积比例的图。

图23是显示在没有将锭块体强制冷却的情况下在Al-0.5％Mg-0.45％Si合金(6063)发生固化和再热的区域中的热史的图。

图24是显示在有意延迟后将锭块体强制冷却的情况下在Al-0.5％Mg-0.45％Si合金(AA 6063)发生固化和再热的区域中的热史的图。

图25a、25b和25c各自是根据图23处理过的合金的衍射图，且图24是XRD相识别。

图26a、26b和26c各自是在传统铸造的以及根据图23和24的程序处理过的锭块上进行的FDC技术的图示。

图27a和27b是根据示例性实施方案加工的铸态(as cast)金属间Al-1.3％Mn合金(AA3003)的光学显微照片，断裂；

图28是根据示例性实施方案加工的铸态金属间Al-1.3％Mn合金的光学显微照片，改进；

图29是根据该示例性实施方案铸造的，通过使Si扩散到粒子中而改性的铸态金属间相的透射电子显微照片，显示出溶蚀区域；

图30是显示传统加工的Al-7％Mg合金的热史的图；

图31是显示在锭块体没有强制冷却的情况下在使用低于贝塔(β)相的溶解温度的回弹温度时Al-7％Mg合金在发生固化和再热的区域中的热史的图；

图32是显示在锭块体没有强制冷却的情况下在使用高于β相的溶解温度的回弹温度时Al-7％Mg合金在发生固化和再热的区域中的热史的图；

图33是差示扫描量热计(DSC)的输出迹线，显示了在451-453℃范围内的存在β相(传统直冷铸造材料)(见图30)；

图34是差示扫描量热计(DSC)的输出迹线，表明不存在β相(见 图31)；且

图35是差示扫描量热计(DSC)的输出迹线，表明不存在β相(见图32)。

具体实施方式

下列描述涉及铝合金的直冷铸造，但仅是举例说明。本示例性实施方案适用于各种铸造金属锭块的方法，适用于多数合金的铸造，特别是轻金属合金，尤其是转变温度高于450℃且要求在铸造后和在热加工，例如轧制之前均化的那些。除了基于铝的合金外，可以铸造的其它金属的实例包括基于镁、铜、锌、铅-锡和铁的合金。该示例性实施方案也可能适用于纯铝或其它金属的铸造，其中可以实现均化法的五个结果之一的效果(参见上述这些步骤的描述)。

附图的图1显示了可用于实施根据本示例性实施方案的一个示例性形式的方法的至少一部分的垂直DC铸造机10的一个实例的简化垂直横截面。当然，本领域技术人员会实现，这类铸造机可以构成均同时以相同方式运行的更大组的铸造机的一部分，例如构成多铸造台的一部分。

将熔融金属12通过模具入口15引入垂直取向的水冷模具14，并作为锭坯16从模具出口17脱出。锭坯在固体外壳26内具有液体金属芯24，该外壳随锭坯冷却而变厚(如线19所示)直至产生完全固体的铸造锭块。要理解的是，模具14在边缘限定并将熔融金属冷却以引发固体壳26的形成，且冷却中的金属以图1中的箭头A所示的推进方向移出并远离模具。随着锭块从模具中脱出，将冷却液射流18引导到锭块外表面上以增强冷却并维持固化过程。冷却液通常是水，但对于专用合金，例如铝-锂合金，可能可以使用另一液体，例如乙二醇。所用冷却剂流量可以是对DC铸造而言相当常见的，例如每厘米边缘每分钟1.04升至每厘米边缘每分钟1.78升(0.7加仑/分钟(gpm)/英寸边缘至1.2gpm/英寸)。

在模具出口17下方间隔距离X处，提供与锭块外表面接触的环形擦拭器20，这具有从锭块表面去除冷却液(表示为流体22)的作用以便随着锭块进一步下降，擦拭器下方的锭块部分的表面不含冷却液。 冷却剂流体22显示为从擦拭器20上流走，但它们与锭块16的表面间隔一定距离以致它们不提供冷却作用。

确定距离X以便在锭块仍然是坯料(即其仍然含有包含在固体壳26内的液体中心24)的同时从锭块上去除冷却液。换言之，在擦拭器20的放置位置，与推进方向A垂直截取的锭块横截面贯穿锭坯的液体金属芯24的一部分。在擦拭器20的上表面下方的位置，锭块芯内的熔融金属的继续冷却和固化向固体壳26释放出固化潜热和显热。潜热和显热的这种转移在缺乏连续强制(液体)冷却的情况下导致固体壳26温度(在擦拭器20去除冷却剂的位置下方)升高(与刚好在擦拭器上方的其温度相比)并与熔融芯的温度会合在高于金属发生原位均化的转变温度的温度。至少对于铝合金，会合温度通常等于或高于425℃，更优选等于或高于450℃。出于温度测量方面的实际原因，“会合温度”(熔融芯和固体壳首次达到的共同温度)被认为与“回弹温度”相同，回弹温度是固体壳在该方法中在去除冷却液后升至的最大温度。

可以使回弹温度尽可能高于425℃，通常，温度越高，原位均化的所需结果越好，但回弹温度当然不升至金属的初熔点，因为冷却和固化的外壳26从芯中吸收热并对回弹温度施加最高限度。顺便提及，通常至少425℃的回弹温度通常高于金属的退火温度(铝合金的退火温度通常为343至415℃)。

425℃的温度是多数合金的临界温度，因为在更低温度下，金属元素在固化结构内的扩散速率太慢以致不能使整个晶粒内的合金化学组成正规化或均等。在等于和高于该温度下，特别在等于和高于450℃下，扩散速率适合产生所需均衡化以引起金属的理想的原位均化效应。

实际上，确保会合温度达到高于425℃的某一最小温度通常是理想的。对于任何特定合金，通常存在在425℃和合金熔点之间的过渡温度，例如固溶线温度或转变温度，在该温度以上，发生合金的微结构变化，例如从β-相转化成α-相成分或金属间结构。如果会合温度超过这种转变温度，可以在合金结构内引入所需转变。

通过铸造参数，特别是通过擦拭器20在模具下方的定位(即图1中距离X的大小)，确定回弹或会合温度。应该优选选择距离X以致：(a)在冷却剂去除后在芯中留下足够的液体金属，和熔融金属的足够过温(过热)和潜热以使锭块的芯和壳的温度达到上述所需会合温度；(b)在冷却剂去除后使金属在高于425℃的温度下暴露足够时间以便在正常铸造速度下在正常的空气冷却速率下发生所需微结构变化；和(c)使锭块在冷却液下暴露(即去除冷却液之前)足以使外壳固化至使锭块稳定化并防止熔融金属从内部渗出或涌出的程度的时间。优选地，锭坯的外表面的所述温度在去除所述有效量的所述冷却液之前降至低于350℃。

通常难以在擦拭器20与模具出口17的距离小于50毫米的同时为液体冷却和外壳的固化留出足够空间，因此这通常是距离X的实际下限(最小尺寸)。无论锭块尺寸如何，上限(最大尺寸)据发现作为实际情况为大约150毫米，从而实现所需回弹温度，且距离X的优选范围通常为50毫米至100毫米。擦拭器的最佳位置可以随合金和铸造设备的不同而变(因为不同尺寸的锭块可以在不同铸造速度下铸造)，但始终高于锭块芯变成完全固体的位置。对于每一情况，通过计算(使用热生成和热损耗公式)或通过表面温度测量(例如使用嵌在表面内或作为表面接触或非接触探针的标准热电偶)，或通过试验和实验法，确定合适的位置(或位置的范围)。对于形成直径10至60厘米锭块的正常容积的DC铸模，通常使用至少40毫米/分钟，更优选50至75毫米/分钟(或9.0×10^-4至4.0×10^-3米/秒)的铸造速度。

在一些情况下，需要使铸造过程中不同时间的距离X变化，即通过使擦拭器20可移动到更接近模具14或进一步远离模具。这是要适应在铸造程序的开始和结束时的瞬变阶段中遇到的不同热条件。

在铸造开始时，底座堵住模具出口并逐渐下降以引发铸造锭块的形成。热从锭块流失到底座(其通常由导热金属制成)上以及从脱出的锭块的外表面上流失。但是，随着铸造继续进行且锭块的脱出部分与底座分开的距离越来越大，热仅从锭块外表面上流失。在铸造结束时，可能需要使外壳比铸造刚要结束之前的正常温度低。这是因为，从模具中脱出的锭块的最后部分通常用升降装置夹住以使整个锭块可以升高。如果外壳较冷且较厚，升降装置就不太可能造成可能危害升高操作的变形或撕裂。为了实现这一点，可以在铸造的最终阶段提高冷却液的流速。

在启动阶段中，由于流失到底座上的热，与正常铸造阶段相比，从锭块中去除更多热。在这种情况下，可以将擦拭器暂时朝模具移近 以降低锭块表面在冷却水中暴露的时长，由此减少热除去。在一定时间后，可以将擦拭器重新定位至其在正常铸造阶段中的正常位置。在最终阶段中，在实践中发现，可能不要求移动擦拭器，但如果必要，可升高擦拭器以补偿由于提高的冷却液流速而去除的额外热量。

擦拭器移动通过的距离(X的变量，即ΔX)和进行移动的时间可以由理论热损耗公式计算，由试验和实验法评估，或(更优选地)基于通过适当传感器测定的在擦拭器上方(或可能下方)的锭块表面的温度。在后一情况下，异常的低表面温度可能意味着需要缩短距离X(更少冷却)，异常的高表面温度可能意味着需要增长距离X(更多冷却)。在2000年1月11日颁发给Marc Auger等人的美国专利6,012,507(其公开经此引用并入本文)中描述了适合此用途的传感器。

在铸造开始时，通常只需对铸造程序的最初50厘米至60厘米调节擦拭器位置。可以作出一些小的递增变化，例如每一情况下增加25毫米的距离。对于68.5厘米厚的锭块，初次调节可以在锭块最初的150-300毫米内，然后可以在30厘米和50-60厘米处作出类似的变化。对于50厘米厚的锭块，可以在15厘米、30厘米、50厘米和80厘米处作出调节。擦拭器的最终位置是正常铸造程序所要求的位置，因此擦拭器从最靠近模具的位置开始，然后随着铸造继续进行而下移。随着锭块的脱出部分在铸造继续进行时离底座越来越远，其趋近于减少热损耗。因此，距离X开始时比在正常铸造阶段中短，并逐渐增长至正常铸造所需的距离。

在铸造结束时，如果需要任何调节，其可以在铸件的最后25厘米内进行，且通常只需要调节1至2厘米一次。

擦拭器的擦拭器位置的调节可以手动进行(例如，如果用具有链环或金属圈的链支撑擦拭器，擦拭器上的凸起(例如钩子)穿过该链环或金属圈，则可以支撑并升高擦拭器以使这些凸起穿过不同的链环或金属圈)。或者且更优选地，可以用任选通过计算机(或对等物)连接到上述类型的温度传感装置上的电动、气动或液力起重器支撑和移动擦拭器以使擦拭器可以根据具有内置逻辑的反馈回路移动。这种类型的布置以简化形式显示在图2中。

图2中所示的装置与图1的类似，只是擦拭器20的高度可调节， 例如从实线所示的上方位置调节到虚线所示的下方位置。因此，与模具14的出口的距离X可以变动ΔX(向上或向下)。因为擦拭器20支撑在可调节载体21(该载体是液压活塞和可通过液压发动机23操作的柱形装置)上，这种可调节性是可行的。液压发动机23本身由计算机25根据温度传感器27(其检测模具14出口17下方紧邻的锭块16的表面温度)输出的温度信息控制。如上所述，如果传感器27记录的温度低于预定值，可以升高擦拭器20，且如果温度高于预定值，可以降低擦拭器。

理想地，在所有形式的示例性实施方案中，擦拭器20下方的锭块的会合温度应该在原位均化的转变温度以上(通常高于425℃)保持允许发生所需微结构转变的时间。确切时间取决于合金，但根据元素扩散速率和回弹温度在425℃以上升高的量，优选为10分钟至4小时。通常，可以在不超过30分钟，并通常在10至15分钟后发生所需变化。这与合金的传统均化所需的时间形成明显对比，其通常为在高于金属转变温度(例如固溶线)(通常550至626℃)的温度下46至48小时。尽管示例性实施方案的方法的时间比传统均化低得多，但是金属的所得微结构在这两种情况下基本相同，即示例性实施方案的铸造产品在没有经过传统均化的情况下具有均化金属的微结构并可以在不进一步均化的情况下轧制或热加工。本发明的本示例性实施方案因此被称作“原位均化”，即在铸造过程中而非此后进行的均化。

由于施加冷却液并随后去除，脱出的锭块表面首先经受薄膜和成核薄膜沸腾状况特有的迅速冷却，由此确保表面温度迅速降至低水平(例如150℃至300℃)，但随后去除冷却液，由此使锭块的熔融中心的过温和潜热(以及固体金属的显热)将固体壳表面再加热。这确保达到理想的微结构转变所必须的温度。

需要注意的是，如果在从锭块表面上去除冷却剂之前使冷却剂与锭块接触的时间长于理想时间(或如果没有完全去除冷却剂)，就不再能利用熔融芯的固化的过热和潜热的显著作用使锭块壳再热至足以实现所需冶金学变化。尽管使用这种程序在整个锭块内具有一定的温度均衡程度，且尽管这可能导致有益的应力降低和裂化降低，但没有获得所需冶金学变化且随后在将锭块轧制成规格或所需厚度之前需要传 统的附加均化程序。如果以所需方式从锭块表面上去除冷却剂，然后在整个锭块内的温度均衡之前使追加的冷却剂与锭块接触，并金属内已经发生所需微结构变化，可能发生相同问题。

在一些情况下，冷却剂(特别是水基冷却剂)可以通过自然成核薄膜沸腾临时和至少部分从锭块表面上去除，以致在金属表面上产生的蒸汽将液体冷却剂从锭块上去驱除。但是，通常，随着发生进一步冷却，液体回到表面。如果在这种示例性实施方案中所用的擦拭器之前发生冷却剂的这种暂时去除，锭块表面可以在其温度分布图中表现出双倾斜(dip)。冷却剂将表面冷却直至其通过成核薄膜沸腾暂时去除，因此温度随后升至一些程度，然后使锭块表面通过保持在擦拭器上表面上的冷却剂池(擦拭器可以朝锭块向内凹进以利于形成冷却剂池)，温度再降低，仅在擦拭器从锭块表面上去除所有冷却剂时再一次升高。这在锭块外壳的冷却曲线中产生特有的“W”形状(如从图23和24中可以看出的那样)。

图1的擦拭器20可以为装在外围刚性载体外罩32(例如由金属制成)内的环状的软的耐温弹性体材料30(例如耐高温有机硅橡胶)形式。

尽管图1显示了物理擦拭器20，如果需要，可以使用其它冷却剂去除装置。实际上，提供非接触式冷却剂去除法通常是有利的。例如，可以在所需位置提供气体或不同液体的射流以便去除沿锭块流动的冷却剂。或者，可以使用上述成核薄膜沸腾，即可以防止冷却剂由于成核薄膜沸腾在暂时去除后又回到锭块表面。这类非接触式冷却剂去除法的实例例如显示在授予Zeigler的美国专利2,705,353、授予Moritz的德国专利DE 1,289,957、授予Kilpatrick的美国专利2,871,529和授予Beke等人的美国专利3,763,921中(这些专利的公开内容特此引用并入本文)。可以通过在液体冷却剂中加入溶解或压缩气体，例如二氧化碳或空气来辅助成核薄膜沸腾，例如授予Yu的美国专利no.4,474,225或授予Wagstaff的美国专利4,693,298和5,040,595所述(它们的公开内容经此引用并入本文)。

或者，冷却剂在流体18中的传送速率可以控制在锭块到达模具下方的临界点(距离X)之前或在将锭块表面冷却至低于临界表面温度 之前所有冷却剂从锭块表面上蒸发的程度。这可以使用如1996年12月10日颁发给Wagstaff等人的美国专利5,582,230(其公开内容经此引用并入本文)中所示的冷却剂源进行。在这种构造中，将冷却液通过两排连接到不同冷却剂源上的喷嘴供应，这是改变施加到锭块表面上的冷却剂的量的简单方式以确保冷却剂在需要时蒸发(距离X)。或者或此外，可以按照与美国专利6,546,995类似的方式根据模具的环形连续部件环形部分进行热计算以确保按需要蒸发所施加的水量。

可以根据示例性实施方案铸造的铝合金包括不可热处理的合金(例如AA1000、3000、4000、5000和8000系列以及AA3004)和可热处理的合金(例如AA2000、6000和7000系列)。在以已知方式铸造的可热处理的合金的情况下，Uchida等人在PCT/JP02/02900中教导，均化步骤和随后在加热和热轧之前淬火至低于300℃的温度，优选至室温并随后溶液热处理和老化，与传统加工的材料相比表现出优异的性能(抗凹坑性、改进的坯成型值和坚硬性)。出乎意料地，如果需要，通过在冷却液去除后经过足以使合金均化的时间(例如至少10至15分钟)之后但在锭块的显著附加冷却之前对锭块(即刚经过原位均化的锭块部分)施以淬火步骤，可以在锭块铸造程序中在示例性实施方案中重现这种特性。

这种最终淬火(原位淬火)显示在附图的图3中，其中进行DC铸造操作(与图1的基本相同)，但锭块浸在水池34(被称作坑池或矿坑水)中，该水池位于从锭块上去除冷却剂用的位置下方的适当距离Y。如上所述距离Y必须足以使所需原位均化继续进行有效时间，但不足以实现显著的进一步冷却。例如，刚要浸入池34之前的锭块外表面的温度应该优选高于425℃，且理想地为450至500℃。浸渍随后导致锭块温度迅速水淬至一定温度(例如350℃)，在该温度以下，不会以明显速率发生固体结构的转变。此后，将锭块切成用于轧制或进一步加工的标准长度。

顺便提及，为了使锭块能在其整个长度上被水淬，铸坑(锭块从模具中脱出时下降到该坑中)应该比锭块长度深，因此当在模具中没有进一步加入熔融金属时，锭块可以继续下降到坑中，并进入池34直至其完全浸没。或者，锭块可以部分浸没至该池34的最大深度，然后可以在铸坑中加入更多水以使池表面的水平面升高直至将锭块完全浸 没。

应该注意，示例性实施方案不限于柱形锭块的铸造，其可用于其它形状的锭块，例如矩形锭块或通过如2003年4月15日颁发给Wagstaff的美国专利No.6,546,995(该专利的公开内容经此引用并入本文)的图9或图10中公开的成型DC铸模形成的形状。该专利的图10在本申请中作为图4重现，其是向铸模里看的顶视平面图。可以看出，模具是大致“J”形并旨在制造具有相应的截面形状的锭块。由这种模具制成的锭坯在围绕锭块外周的位置具有与外表面隔开不同距离的熔融芯并因此，假定围绕锭块外周具有相同的冷却终点(距离X)，但向锭块外壳的不同部分输递不同量的固化过热和潜热。

实际上，理想的是使边缘四周的所有外壳部分承受相同的会合温度。在美国专利6,546,995中，通过调节模具的铸造表面的几何形状以配合铸造锭块的形状，确保模具四周相同的铸造特性。在示例性实施方案中，通过将锭块外周根据锭块形状分成概念片段并在不同片段中在与模具出口的不同距离处去除冷却液，可以确保锭坯外壳的各部分(在冷却终止后)承受来自熔融芯的相同热输入和相同会合温度。一些片段(承受来自芯的更高热输入)在冷却液中暴露的时间比其它片段(具有较少热暴露的那些)长。在去除冷却液后，外壳的一些片段因此具有比其它片段低的温度，这种较低温度补偿了从芯到那些片段的较高热输入，以使围绕锭块外周的会合温度均等。

可以例如通过设计擦拭器来实现这种程序，该擦拭器(a)成型成贴合在成型锭块周围，和(b)在面向模具的擦拭器末端具有不同平面或成型轮廓，该不同平面或轮廓截面与模具出口具有不同的间距。图5是显示图4的模具外周上的距离X的变化的图，其设计成在锭块四周产生均匀的会合温度(该图在图4中的位置S处开始并以顺时针方向继续)。然后使用具有相应外周形状的擦拭器使锭块边缘四周的会合温度实现所需均等化。

图6显示了可有效铸造具有与图4类似的形状的锭块的擦拭器20’。可以看出，擦拭器20’具有复杂形状，有些部分高于其它部分，由此确保在如下位置从脱出锭块的外表面上去除冷却液：该位置设计成使擦拭器20’下方位置处的锭块四周的会合温度均等。

对于具有不同形状的每一锭块，从各种片段上去除冷却剂的位置和片段本身的宽度可以通过铸造锭块内的热通量的计算机建模或通过简单的试验和实验法确定。再者，目标是在锭块外壳的外缘四周实现相同或非常类似的会合温度。

如上详述，示例性实施方案至少在其优选形式中提供了具有与以传统方式(没有擦拭冷却液)铸造并随后经过传统均化的相同金属铸件类似或相同的微晶结构。因此，示例性实施方案的锭块可以轧制或热加工而不用求助于进一步的均化处理。通常，首先将锭块热轧，这要求将它们预热至合适温度，例如通常至少500℃，更优选至少520℃。在热轧后，所得具有中间规格的片材随后通常冷轧至最终规格。

作为示例性实施方案的另一方面，已经发现，至少一些金属和合金获益于在锭块成型之后和热轧之前的特定任选两级预热程序。这种锭块可通过上述“原位均化”法理想地制造，或者可以通过传统的铸造(cast)程序制造，在这种情况下，仍然获得有利的改进。这种两级预热程序特别适合要具有“深拉”特性的合金，例如含有Mn和Cu的铝合金(例如具有1.5重量％Mn和0.6重量％Cu的AA3003铝合金)。这些合金依赖于析出或分散增强。在该两级预热程序中，DC铸造锭块通常被刮光，然后置于用于两级加热法的预热炉中，该方法包括：(1)缓慢加热至低于所涉合金的传统热轧温度的中间成核温度，和(2)将锭块继续缓慢加热至正常热轧预热温度或更低温度，并将合金在此温度下保持许多小时。中间温度允许金属的成核和允许不稳定的核的再吸收或破坏并使它们被稳定的核替代，这些稳定的核构成更强健(robust)的析出物生长所用的中心。在轧制开始之前，保持在较高温度下的时间留出了由稳定的核生长析出物的时间。

加热法的阶段(1)可以包括使温度保持在成核温度(开始成核时的最低温度)或更理想地，包括将温度朝阶段(2)的较高温度逐渐提高。此阶段中的温度可以为380-450℃，更优选400-420℃，可以将温度保持在此范围内或在此范围内缓慢升高。升温速率应该优选低于25℃/小时，更优选低于20℃/小时，并通常持续2至4小时。加热至成核温度的速率可以更高，例如平均大约50℃/小时(尽管最初半小时中的速率可以更快，例如100-120℃/小时，随后随着接近成核温度而减慢)。

在阶段(1)后，将锭块温度进一步(如果必要)升至热轧温度或升至可发生析出物生长的较低温度，通常480-550℃，或更优选500-520℃。随后将该温度保持恒定或进一步缓慢升高(例如升至热轧温度)，这对于整个两级加热过程持续总共优选不少于10小时且不多于24小时的时间段。

尽管将锭块直接加热至轧制预热温度(例如520℃)使得第二晶体或析出物量高，所得析出物通常具有小尺寸。在中间温度下的预热导致成核，随后继续加热至等于或低于轧制预热温度(例如520℃)导致二级析出物的尺寸生长，例如，因为更多Mn和Cu从溶液中析出且析出物继续生长。

在加热至热轧温度后，通常无延迟地进行传统热轧。

本文所述的包括原位均化的方法也可用于铸造如2004年6月23日提交并在2005年1月20日作为U.S.2005-0011630公布的美国专利申请系列号No.10/875,978中所述以及如2004年3月16日颁发的美国专利6,705,384中所述的复合锭块，它们的完整公开内容经此引用并入本文。

在下列实施例和对比例中更详细描述本发明，它们仅以举例说明为目的提供且不应该被视为限制性的。

实施例1

在530毫米和1500毫米直冷轧制扁锭模具中以大于3米的最终长度铸造三个直冷铸造锭块。锭块具有与美国专利No.6,019,939(其公开内容经此引用并入本文)相同的Al 1.5％Mn；6％Cu组成。第一锭块根据传统程序DC铸造，第二锭块根据图7和8中所示的程序在原位均化下DC铸造，其中在从铸坑中取出后去除冷却剂并使锭块冷却至室温，第三锭块根据图9的程序在原位淬火均化下DC铸造，其中从锭块表面上去除冷却剂并使锭块再热然后在模具下方大约1米处的水坑中淬火。

更详细地，图7显示了Al-Mn-Cu合金在DC铸造和随后进行水冷和冷却剂擦拭时随时间经过的表面温度和中心(芯)温度。表面温度分布图显示随着锭块与冷却剂接触，刚铸好后的温度的大幅降低，而 中心温度保持几乎不变。在刚要去除冷却剂之前，表面温度降至低至大约255℃。表面温度随后上升并在576℃的会合或回弹温度下与中心温度会合。在会合后(当锭块是完全固体时)，温度缓慢降低并与空气冷却一致。

图8显示与图7相同的铸造操作但持续更长时间，并特别显示在温度会合或回弹后的冷却期间。从该图中可以看出，固化锭块的温度在425℃以上保持多于1.5小时，这足以实现锭块的所需原位均化。

图9是与图7类似的图，但显示了在三个略微不同的时间(如图中所示的不同锭块长度)进行的相同铸件的温度测量。实线显示了三个图的表面温度，且虚线显示了锭块厚度中心的温度。可以从各图中确定表面温度保持高于400℃和500℃的时间，并在每种情况下大于15分钟。对于每一情况，显示了563、581和604℃的回弹温度。

这些锭块样品随后用传统预热法轧制至热轧温度，或用各种预热法轧制以证实示例性实施方案的性质。

铸造程序在工业-典型冷却条件，例如60毫米/分钟、1.5升/分钟/厘米、705℃金属温度下进行。

将每一锭块沿中心(中间截面)剖开，每一锭块产生宽250毫米的两个部分，然后在中心和在表面上保持热史的同时，将各个250毫米厚板切成多个轧制锭块，75毫米厚，250毫米宽(原始锭块的1/2厚度)和150毫米长(在铸造方向上)。

轧制锭块随后以下列方式处理。

样品A(在传统热史和改变的传统均化下直冷铸造)置于615℃炉中，在此大约在2.5小时后使金属温度稳定化并在615℃下另外保持8小时。样品经过3小时炉内淬火至480℃，然后在480℃下浸泡15小时，然后取出并热轧至6毫米厚度。然后将这种6毫米规格(gauge)的一部分冷轧至1毫米厚度，以50℃/小时的速率加热至400℃的退火温度，并保持2小时，然后炉内冷却。

在从6毫米材料的任一边缘(表面和中心)起1英寸内截取的纵剖面中表征显示二级析出物分布的透射电子显微照片(图10a)。在从1毫米厚材料的任一边缘(表面和中心)起1英寸内截取的纵剖面中表征重结晶的晶粒结构(图10b)。

该样品代表传统铸造和均化，只是将均化步骤缩短至总共26小时，而正常的传统均化进行48小时。

样品B(在传统铸造热史和改变的二级预热下直冷铸造)置于440℃炉中，在此大约在2小时后使金属温度稳定化并在440℃下另外保持2小时。升高炉温以使金属经过2小时加热至520℃，并使样品保持20小时，然后取出并热轧至6毫米厚度。然后将这种6毫米规格(gauge)的一部分冷轧至1毫米厚度，以50℃/小时的速率加热至400℃的退火温度，并保持2小时，然后炉内冷却。

在从6毫米厚材料的任一边缘(表面和中心)起1英寸内截取的纵剖面中表征显示二级析出物分布的透射电子显微照片(图11a)。在从1毫米厚材料的任一边缘(表面和中心)起1英寸内截取的纵剖面中表征重结晶的晶粒结构(图11b)。

样品C(在原位均化(根据图7和8)铸造热史和改变的二级预热下直冷铸造)置于440℃炉中，在此大约在2小时后使金属温度稳定化并在440℃下另外保持2小时。升高炉温以使金属经过2小时加热至520℃，并使样品保持20小时，然后取出并热轧至6毫米厚度。然后将这种6毫米规格(gauge)的一部分冷轧至1毫米厚度，以50℃/小时的速率加热至400℃的退火温度，并保持2小时，然后炉内冷却。

在从6毫米厚材料的任一边缘(表面和中心)起1英寸内截取的纵剖面中表征显示二级析出物分布的透射电子显微照片(图12a)。在从1毫米厚材料的任一边缘(表面和中心)起1英寸内截取的纵剖面中表征重结晶的晶粒结构(图12b)。

样品D(在原位均化和迅速淬火(根据图9)和二级预热下直冷铸造)置于440℃炉中，在此在2小时后使金属温度稳定化并在440℃下另外保持2小时。升高炉温以使金属经过2小时加热至520℃，并使样品保持20小时，然后取出并热轧至6毫米厚度。然后将这种6毫米规格(gauge)的一部分冷轧至1毫米厚度，以50℃/小时的速率加热至400℃的退火温度，并保持2小时，然后炉内冷却。

在从6毫米厚材料的任一边缘(表面和中心)起25毫米内截取的纵剖面中表征显示二级析出物分布的透射电子显微照片(图13a)。在从1毫米厚材料的任一边缘(表面和中心)起25毫米内截取的纵剖面中表征重结晶的晶粒结构(图13b)。

样品F(在传统热史和改变的传统均化下直冷铸造)置于615℃炉中，在此大约在2.5小时后使金属温度稳定化并在615℃下另外保持8小时。样品经过3小时炉内淬火至480℃，然后在480℃下浸泡38小时，然后取出并热轧至6毫米厚度。然后将这种6毫米规格(gauge)的一部分冷轧至1毫米厚度，以50℃/小时的速率加热至400℃的退火温度，并保持2小时，然后炉内冷却。

在从6毫米材料的任一边缘(表面和中心)起1英寸内截取的纵剖面中表征显示二级析出物分布的透射电子显微照片(图14a)。在从1毫米厚材料的任一边缘(表面和中心)起25毫米内截取的纵剖面中表征重结晶的晶粒结构(图14b)。该样品代表传统铸造和均化，而正常的传统均化进行48小时。

样品G(在改变的单级预热下直冷铸造)置于520℃炉中，在此在大约2小时后使金属温度稳定化并在520℃下另外保持20小时，然后取出并热轧至6毫米厚度。然后将这种6毫米规格(gauge)的一部分冷轧至1毫米厚度，以50℃/小时的速率加热至400℃的退火温度，并保持2小时，然后炉内冷却。

在从6毫米厚材料的任一边缘(表面和中心)起1英寸内截取的纵剖面中表征显示二级析出物分布的透射电子显微照片(图15a)。在从1毫米厚材料的任一边缘(表面和中心)起25毫米内截取的纵剖面中表征重结晶的晶粒结构(图13b)。

对比例1

为了例证示例性实施方案与已知铸造程序的差别，根据传统DC铸造法，根据授予Ziegler的美国专利2,705,353或授予Zinniger的美国专利4,237,961的程序，和根据示例性实施方案，铸造Al-4.5重量％Cu 合金的锭块。Ziegler/Zinniger铸造使用的擦拭器定位至产生仅300℃的回弹/会合温度。示例性实施方案的铸造法使用的擦拭器定位至产生453℃的回弹温度。制造三个所得产品的扫描电子显微照片并分别显示在图16、17和18中。图19显示了根据示例性实施方案在不淬火的情况下进行的铸造程序的芯和表面温度(见图18)。

SEMs显示了在不根据示例性实施方案进行的铸造程序的产品中整个晶胞内铜浓度如何变化(图16和17-注意在峰之间的图的向上曲线)。但是，在示例性实施方案的产品的情况下，SEM显示出晶胞内少得多的Cu含量变化(图18)。这是经过传统均化的金属的微结构的典型特征。

实施例2

根据本发明铸造Al-4.5％Cu锭块，并在铸造结束时将锭块冷却(淬火)。图20是所得锭块的具有铜(Cu)线扫描的SEM。应注意到在单位晶胞中不存在铜的任何核化。尽管晶胞略大于图16的那些，但是在单位晶胞的交叉点具有降低量的铸造金属间化合物且粒子为圆形的。

图21显示了锭块铸造的热史，其显示了在铸造结束时的最终淬火。在这种情况下，会合温度(452℃)低于所选组合物的固溶线，但获得理想的性质。

对比例2

图22显示了铸造的金属间相的代表性面积比例，其比较了上述三种不同的加工途径(传统DC铸造和冷却(标为DC)、根据示例性实施方案的无最终淬火的DC铸造和冷却(标为原位样品ID)，和根据示例性实施方案的具有最终淬火的DC铸造(标为原位淬火)。较小的面积被认为对所得合金的机械性质而言更好。这种比较以给定顺序显示了根据不同方法铸造的金属间相面积递减的比例(fraction)。传统的DC途径产生最高的相面积，具有最终淬火的本发明产生最低的相面积。

实施例3

根据图23中所示的方法铸造Al-0.5％Mg-0.45％Si合金(6063)的锭块。这显示在没有将锭块体强制冷却的情况下在发生固化和再热的区域中的热史。

在图24中所示的条件下铸造相同的合金(包括淬火)。这显示了锭块的温度演化，其中表面和芯温度在570℃下会合，其随后强制冷却至室温。这可以与图8中所示的程序进行比较，该程序包括高回弹温度和缓慢冷却，这在需要更迅速校正晶胞偏析时或在合金含有慢速扩散的元素时是理想的。长时间保持的高回弹温度的使用(明显高于合金的固溶线)允许接近晶界的元素相当迅速地扩散到铸造的金属间相中，由此能够改性或更完全转变成更有用或有益的金属间相，和在铸造的金属间相四周形成无析出物的区域。需要注意的是，图24显示了在擦拭器前方的成核薄膜沸腾特有的“W”形外壳冷却曲线。

对比例3

图25a、25b和25c是获自6063合金的X-射线衍射图，其与传统DC铸造和图18和19的两种原位程序相比具有不同的α和β相的量。各图的上方迹线代表传统铸造的DC合金，中间迹线代表低于合金转变温度的回弹温度，下方迹线代表高于合金转变温度的回弹温度。

对比例4

图26a、26b和26c是FDC技术的图示，其中图26a代表传统DC铸造的锭块，图26b代表图23的合金，图26c代表图24的合金。这些图显示了在回弹温度经过转变温度时理想的α-相存在的增加。

顺便提及，关于FDC和SiBut/XRD技术以及它们在相变研究中的应用的更多信息可以获自：″Intermetallic Phase Selection andTransformation in Aluminium 3xxx Alloys″，H.Cama，J.Worth，P.V.Evans，A.Bosland和J.M.Brown著，Solidification Processing，Proceedings of the4th Decennial International Conference on Solidification Processing，University of Sheffield，1997年7月，eds J.Beech and H.Jones，第555页(其公开内容经此引用并入本文)。

实施例4

图27a和27b显示了根据本发明加工的铸造金属间Al-1.3％Mn合金(AA3003)的两个光学显微照片。可以看出，金属间化合物(图中的深色形状)裂化或断裂。

图28是与图27a和27b的那些类似的光学显微照片，其仍表明，金属间化合物裂化或断裂。粒子的大区域是MnAl₆。棱纹表明Si扩散 到金属间化合物中，形成AlMnSi。

实施例5

图29是如图31中所示的，无最终淬火地铸造的AA3104合金的铸态金属间相的透射电子显微TEM图。通过使Si扩散到粒子中，使金属间相改变，表现出溶蚀区域。从冷却剂的初始施加使粒子成核的表面上提取样品。但是，回弹温度改变粒子和改变结构。

对比例5

图30显示传统加工的Al-7％Mg合金的热史。可以看出，由于持续存在冷却剂，外壳温度没有回弹。

图31和32显示在铸造过程中没有将锭块冷却的情况下Al-7％Mg合金的热史。该合金构成图30的基础。

对比例6

图33是来自差示扫描量热计(DSC)的迹线，其显示了传统直冷铸造合金在450℃范围内的β相存在，该合金构成图30的基础。β-相在轧制过程中引起问题。随着吸热使β-相转化成α-相，通过刚刚高于450℃的迹线中的小幅下倾，可以看出β相的存在。降至620℃的大幅下倾代表合金熔融。

图34是与图33的类似的迹线，其表明在根据本发明铸造的材料中不存在β相，其中锭块在铸造过程中保持热(无最终淬火)(见图31)。

图35也是与图33类似的根据本发明铸造的材料的迹线，其中在铸造过程中锭块保持热(无最终淬火)(见图32)。该迹线表明不存在β相。

Claims (44)

1.铸造金属锭块的方法，包括下列步骤：(a)将熔融金属从至少一个来源供应到在边缘限定熔融金属的区域中，由此为熔融金属提供边缘部分；(b)将金属的边缘部分冷却，由此形成具有外部固体壳和内部熔融芯的锭坯；(c)沿推进方向推进锭坯以远离在边缘限定熔融金属的区域，同时向所述区域供应追加的熔融金属，由此使固体壳内所含的熔融芯延伸超出所述区域；和(d)通过将冷却液供应品引导到从在边缘上限定该金属的区域中脱出的锭坯的外表面上，而将所述外表面冷却；其特征在于，该方法还包括步骤(e)：在锭块外表面上的一个位置处，其中在该位置与推进方向垂直的锭块横截面贯穿一部分所述熔融芯，从锭坯外表面去除有效量的冷却液以便在去除所述有效量的冷却剂后，来自熔融芯的内热将与熔融芯相邻的固体壳再加热，由此导致芯和壳的温度各自接近425℃或更高的会合温度。

2.根据权利要求1的方法，其特征在于步骤(a)中的所述熔融金属供应到直冷铸模的至少一个入口中，所述直冷铸模由此构成在边缘限定熔融金属的区域，且所述锭坯在步骤(c)中从所述直冷铸模的至少一个出口推出，其中所述锭块的所述外表面上的在步骤(e)中去除所述有效量的冷却液的所述位置与模具的所述至少一个出口间隔一定距离。

3.根据权利要求2的方法，其特征在于，所述熔融金属供应自两个或更多来源，来自每一来源的熔融金属供应到所述模具的不同入口。

4.根据权利要求2或权利要求3的方法，其特征在于所述距离被设置成以使所述会合温度变成450℃或更高。

5.根据权利要求2或权利要求3的方法，其特征在于所述距离为50-150mm。

6.根据权利要求5的方法，其特征在于所述距离为50-100mm。

7.根据权利要求2或权利要求3的方法，其特征在于锭坯的外表面的所述温度在去除所述有效量的所述冷却液之前降至低于350℃。

8.根据权利要求2或权利要求3的方法，其特征在于选择在所述锭块的所述外表面上的所述位置以使芯和壳的温度在高于425℃的所述会合温度保持有效地使金属至少部分发生均化的时长。

9.根据权利要求8的方法，其特征在于所述时长有效地发生金属的完全均化。

10.根据权利要求8的方法，其特征在于所述时长为10分钟至4小时。

11.根据权利要求8的方法，其特征在于所述时长不超过30分钟。

12.根据权利要求8的方法，其特征在于所述时长为10-15分钟。

13.根据权利要求8的方法，其特征在于在所述时长或更久后，通过与进一步的冷却液接触，将所述锭块淬火。

14.根据权利要求13的方法，其特征在于所述锭块在与所述进一步冷却液接触时为425℃或更高的温度。

15.根据权利要求2或权利要求3的方法，其特征在于冷却液包含水。

16.根据权利要求2或权利要求3的方法，其特征在于通过在所述位置从所述锭坯上擦去所述冷却液来从锭坯表面去除冷却液。

17.根据权利要求2或权利要求3的方法，其特征在于通过控制向锭块外表面供应冷却液的速率来在所述位置从锭坯表面去除冷却液，由此使冷却液在所述位置从锭坯上完全蒸发。

18.根据权利要求2或权利要求3的方法，其特征在于通过成核薄膜沸腾在所述位置从锭坯表面去除冷却液。

19.根据权利要求18的方法，其特征在于在冷却液中加入气体以增强所述成核薄膜沸腾。

20.根据权利要求2或权利要求3的方法，其特征在于通过在所述位置对准冷却液引导气体射流，而从锭坯表面去除冷却液。

21.根据权利要求2或权利要求3的方法，其特征在于向所述区域供应的金属是至少一种铝合金。

22.根据权利要求21的方法，其特征在于所述至少一种铝合金是不可热处理的铝合金。

23.根据权利要求21的方法，其特征在于所述至少一种铝合金是可热处理的铝合金。

24.根据权利要求22的方法，其特征在于所述铝合金是选自AA1000系列合金、AA3000系列合金、AA4000系列合金、AA5000系列合金的合金。

25.根据权利要求23的方法，其特征在于所述铝合金是选自AA2000系列合金、AA6000系列合金和AA7000系列合金的合金。

26.根据权利要求21的方法，其特征在于铝合金是AA8000系列的合金。

27.根据权利要求21的方法，其特征在于所述铝合金选自AA3003、AA3104和AA3004。

28.根据权利要求2或权利要求3的方法，其特征在于在冷却液的所述去除后，将锭坯冷却或使其冷却，以形成完全固化的铸造锭块。

29.根据权利要求28的方法，其特征在于以适合随后轧制的形状制造完全固化的铸造锭块。

30.根据权利要求2或权利要求3的方法，其特征在于所述铸模被成型为制造在水平横截面中是非圆形的锭坯，并在所述外表面四周的不同位置使与所述至少一个出口的所述距离变化以便在所述锭块的所述外表面四周产生相等的会合温度。

31.根据权利要求30的方法，其特征在于所述外表面四周的所述距离变化是通过铸造锭块内的热通量的计算机建模而确定。

32.铸造金属锭块的方法，包括下列步骤：

(a)将熔融金属从至少一个来源供应到在边缘限定熔融金属的区域中，由此为熔融金属提供边缘部分；

(b)将金属的边缘部分冷却，由此形成具有外部固体壳和内部熔融芯的锭坯；

(c)沿推进方向推进锭坯以远离在边缘限定熔融金属的区域，同时向所述区域供应追加的熔融金属，由此使固体壳内所含的熔融芯延伸超出所述区域；

(d)通过将冷却液供应品引导到从在边缘上限定该金属的区域中脱出的锭坯的外表面上，而将所述外表面冷却；和

(e)在锭块外表面上的一个位置处，其中在该位置与推进方向垂直的锭块横截面贯穿一部分所述熔融芯，从锭坯外表面去除有效量冷却液以便在去除所述有效量的冷却剂后，来自熔融芯的内热将与熔融芯相邻的固体壳再加热，由此导致所述壳的所述外表面的温度在下降之前升至最大回弹温度，所述回弹温度为425℃或更高。

33.通过根据权利要求1至32任一项的方法制成的金属锭块。

34.根据权利要求33的金属锭块，其具有与通过相同方法但在所述位置没有去除冷却液且随后作为单独步骤完全均化而形成的相同金属的锭块基本相同的结晶微结构。

35.制造金属片材制品的方法，其包括下列步骤(A)通过根据权利要求1至32任一项的方法制造铸造金属锭块；和(B)热加工该锭块以产生加工制品；其特征在于在所述锭块制造步骤(A)和所述热加工步骤(B)之间没有将固化的金属锭块均化的情况下进行热加工。

36.根据权利要求35的方法，其特征在于在步骤(B)中对所述锭块施以热轧，且所述热轧在低于所述锭块的所述金属的均化温度的温度下进行。

37.铸造金属锭块的方法，包括下列步骤：

(a)将熔融金属供应到至少一个在边缘限定熔融金属的区域中，由此为熔融金属提供边缘部分；

(b)将金属的边缘部分冷却，由此形成具有外部固体壳和内部熔融芯的锭坯；

(c)沿推进方向推进锭坯以远离在边缘限定熔融金属的区域，同时向所述区域供应追加的熔融金属，由此使固体壳内所含的熔融芯延伸超出在边缘限定熔融金属的所述区域；

(d)通过将冷却液供应品引导到从在边缘上限定该金属的区域中脱出的锭坯的外表面上，而将所述外表面冷却；

(e)在锭块外表面上的一个位置处，其中在该位置与推进方向垂直的锭块横截面贯穿一部分熔融芯，从锭坯外表面去除有效量的冷却液，由此产生一部分基本不含冷却液的所述锭块，从而使来自所述熔融芯的内热将与所述部分的熔融芯相邻的固体壳再加热，由此导致所述芯和壳的温度各自接近高于金属转变温度的会合温度，在该金属转变温度实现与通过铸造和冷却后进行的均化而获得微结构变化相当的微结构变化；和

(f)在所述部分已在所述会合温度保持有效导致所述部分均化的时间后，将所述锭块的所述部分淬火。

38.根据权利要求37的方法，其特征在于步骤(a)中的所述熔融金属供应到直冷铸模的至少一个入口中，所述直冷铸模由此构成在边缘限定熔融金属的区域，且所述锭坯在步骤(c)中从所述直冷铸模的至少一个出口推出，其中所述锭块的所述外表面上的在步骤(e)中在此去除所述有效量的冷却液的所述位置与模具的所述至少一个出口间隔一定距离。

39.根据权利要求37或权利要求38的方法，其特征在于所述会合温度为425℃或更高。

40.一种连续或半连续直冷铸造由可铸造金属制成的锭块的方法，其包括下列步骤：

(a)提供具有一个或多个模具入口和一个或多个模具出口的直冷铸模；

(b)向铸模的至少一个入口供应熔融金属；

(c)将模具冷却以使金属的边缘部分固化，由此形成具有外部固体壳和内部熔融芯的锭坯；

(d)使锭坯连续推进离开模具的至少一个出口，由此使固体壳内所含的熔融芯延伸超出所述模具的至少一个出口；

(e)通过将冷却液供应品引导到锭坯外表面上，而将从模具中脱出的锭坯冷却以继续其固化；

(f)在锭块转变成完全固体的锭块之前，从锭坯表面去除所述冷却液，以使来自熔融芯的内热将与芯相邻的固体壳再加热，由此导致所述芯和所述壳的温度在会合温度下均衡，在使所述会合温度高于转变温度的、与所述至少一个模具出口间隔一定距离处，从所述表面上去除所述冷却液，其中在该转变温度所述金属承受与通过铸造和冷却后进行的均化而获得的微结构变化相当的微结构变化；

(g)将所述锭块冷却或使所述锭块冷却；

(h)没有居中的均化，将所述锭块预热至对热轧有效的温度；和

(i)热轧所述锭块；

其特征在于步骤(h)的所述预热在两个步骤中进行，第一步骤包括将所述锭块加热至低于对热轧有效的所述温度的成核温度并在所述成核温度下保持有效引起所述锭块内的成核的时间，第二步骤包括将所述锭块从所述成核温度加热至所述对热轧有效的温度，并使所述锭块在步骤(i)的所述热轧之前在所述对热轧有效的温度下保持允许晶体生长的时间。

41.根据权利要求40的方法，其特征在于所述转变温度为425℃或更高。

42.一种连续或半连续直冷铸造由可铸造金属制成的锭块的方法，其包括下列步骤：

(a)提供具有一个或多个模具入口和一个或多个模具出口的直冷铸模；

(b)向铸模的至少一个入口供应熔融金属；

(c)将模具冷却以使金属的边缘部分固化，由此形成具有外部固体壳和内部熔融芯的锭坯；

(d)使锭坯连续推进离开模具的至少一个出口，由此使固体壳内所含的熔融芯延伸超出所述模具的所述至少一个出口；

(e)通过将冷却液供应品引导到锭坯外表面上，将从模具中脱出的锭坯冷却以继续其固化；

(f)在锭块尚未转变成完全固体的锭块的位置，使用擦拭器从锭坯表面去除所述冷却液，以使来自熔融芯的内热将与芯相邻的固体壳再加热，由此导致所述芯和所述壳的温度在会合温度下均衡，在使所述会合温度变成425℃或更高的、距所述至少一个模具出口的距离处，从所述表面上去除所述冷却液；

(g)在所述锭块的所述铸造的不同阶段改变步骤(f)中的所述位置以使在所述不同铸造阶段过程中在所述擦拭器下方的所述会合温度的差异最小化。

43.根据权利要求42的方法，其特征在于在铸造初始阶段将所述位置移至比在随后阶段中更接近所述模具。

44.根据权利要求42的方法，其特征在于在铸造最终阶段相对于所述模具移动所述位置。

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