CN110023527A - 用于高强度铝合金的ecae材料 - Google Patents

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韦恩·D·迈耶
卢西亚·M·冯
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Abstract

本发明公开了一种形成高强度铝合金的方法。所述方法包括使含有浓度为至少0.1重量％的镁、锰、硅、铜和锌中的至少一种的铝材料经受等通道转角挤出(ECAE)方法。所述方法产生了高强度铝合金，其具有的平均晶粒尺寸为约0.2μm至约0.8μm，并且屈服强度为约300MPa至约650MPa。

Description

用于高强度铝合金的ECAE材料
相关申请的交叉引用
本专利申请要求于2017年11月28日提交的美国专利申请号15/824,149以及2016年12月2日提交的临时申请号62/429,201和2017年5月8日提交的临时申请号62/503,111的优先权，所有这些专利的全文以引用方式并入本文。
技术领域
本公开涉及高强度铝合金，其可用于例如需要高屈服强度的设备中。更具体地，本公开涉及具有高屈服强度并且可以用于形成电子设备的壳体或外壳的高强度铝合金。还描述了形成用于便携式电子设备的高强度铝合金和高强度铝壳体或外壳的方法。
背景技术
存在减小某些便携式电子设备(诸如膝上型计算机、蜂窝电话和便携式音乐设备)的尺寸的总体趋势。对应地期望减小保持该设备的外壳体或外壳的尺寸。例如，某些蜂窝电话制造商已经减小了他们的电话壳体的厚度，例如，从约8mm至约6mm。减小设备壳体的尺寸(诸如厚度)可能使设备在正常使用期间和在使用之间的存储期间两者暴露于结构损坏的风险增加，特别是由于设备壳体挠曲。用户处理便携式电子设备的方式是在正常使用期间和在使用之间的存储期间给设备带来机械应力。例如，用户将蜂窝电话放在他的裤子的后口袋中并坐下来会给这部电话带来机械应力，这可能使得该设备断裂或弯曲。因此需要增加用于形成设备壳体的材料的强度，以便最小化弹性或塑性挠曲、压痕和任何其他类型的损坏。
发明内容
本文公开了形成高强度铝合金的方法。该方法包括使含有浓度为至少0.1重量％的镁、锰、硅、铜和锌中的至少一种的铝材料经受约400℃至约550℃的温度，以形成受热的铝材料。该方法还包括将固溶化铝材料淬火至低于约室温，以形成冷却的铝材料。该方法还包括使铝合金经受等通道转角挤出(ECAE)方法，同时将冷却的铝材料保持在约20℃至200℃的温度下，以形成高强度铝合金。高强度铝合金具有直径为约0.2μm至约0.8μm的平均晶粒尺寸以及大于约300MPa的屈服强度。
本文还公开了一种包括铝材料的高强度铝合金材料，该铝材料含有镁、锰、硅、铜和锌中的至少一种，浓度为至少0.1重量％。高强度铝合金材料具有直径为约0.2μm至约0.8μm的平均晶粒尺寸以及大于约300MPa的屈服强度。
虽然公开了多个实施方案，但是本领域技术人员从以下示出并描述了本发明的例示性实施方案的具体实施方式中将理解本发明的其他实施方案。因此，附图和具体实施方式本质上被认为是例示性的而非限制性的。
附图说明
图1为示出形成高强度铝合金的方法的实施方案的流程图。
图2为示出形成高强度铝合金的方法的另选实施方案的流程图。
图3为示出形成高强度铝合金的方法的另选实施方案的流程图。
图4为示出形成高强度金属合金的方法的另选实施方案的流程图。
图5为样品等通道拐角挤出设备的示意图。
图6为经受热处理的铝合金中的示例性材料变化的流动路径的示意图。
图7为将铝合金中的布氏硬度与屈服强度进行比较的图表。
图8为将铝合金中的自然老化时间与布氏硬度进行比较的图表。
图9为示出为热机械加工制备的样品材料的各种取向的示意图。
图10A至图10C为使用本文公开的示例性方法加工的铝合金的光学显微镜图像。
图11为使用本文公开的示例性方法加工的铝合金的图像。
图12A和图12B为使用本文公开的示例性方法加工的铝合金的光学显微镜图像。
图13A和图13B为使用本文公开的示例性方法加工的铝合金的光学显微镜图像。
图14为将使用本文公开的示例性方法加工的铝合金中的材料温度与布氏硬度进行比较的图表。
图15为将使用本文公开的示例性方法加工的铝合金中的加工温度与拉伸强度进行比较的图表。
图16为将使用本文公开的示例性方法加工的铝合金的挤出道次数与所得布氏硬度进行比较的图表。
图17为将使用本文公开的示例性方法加工的铝合金的挤出道次数与所得拉伸强度进行比较的图表。
图18为将使用本文公开的示例性方法加工的铝合金的各种加工途径与所得拉伸强度进行比较的图表。
图19为使用本文公开的示例性方法加工的铝合金的照片。
图20A和图20B为使用本文公开的示例性方法加工的铝合金的照片。
图21为将使用本文公开的示例性方法加工的铝合金中的退火温度与布氏硬度进行比较的图表。
具体实施方式
本文公开了一种形成具有高屈服强度的铝(Al)合金的方法。更具体地，本文描述了一种形成铝合金的方法，该铝合金具有约300MPa至约650MPa的屈服强度。在一些实施方案中，铝合金包含铝作为主要组分和至少一种次要组分。例如，铝合金可包含镁(Mg)、锰(Mn)、硅(Si)、铜(Cu)和/或锌(Zn)作为次要组分，浓度为至少0.1重量％，余量为铝。在一些示例中，铝可以以大于约70重量％、大于约80重量％或大于约90重量％的重量百分比存在。还公开了形成高强度铝合金的方法，包括通过等通道转角挤出(ECAE)。还公开了形成屈服强度为约300MPa至约650MPa的高强度铝合金的方法，包括通过等通道转角挤出(ECAE)结合某些热处理工艺。在一些实施方案中，铝合金可以在美观上具有吸引力。例如，铝合金可以不含黄色或淡黄色。
在一些实施方案中，本文公开的方法可以在铝合金上进行，该铝合金具有含有铝作为主要组分以及锌和镁作为次要组分的组合物。例如，铝合金可含有范围为2.0重量％至7.5重量％、约3.0重量％至约6.0重量％、或约4.0重量％至约5.0重量％的锌；以及范围为0.5重量％至约4.0重量％、约1.0重量％至3.0重量％、约1.3重量％至约2.0重量％的镁。例如，铝合金可以是Al 7xxx系列合金中的一种。在一些实施方案中，本文公开的方法可以使用锌与镁的重量比为约3:1至约7:1、约4:1至约6:1或约5:1的铝合金进行。在一些实施方案中，本文公开的方法可以在具有镁和锌并且具有有限浓度的铜(Cu)的铝合金上进行。例如，铜可以以小于约1.0重量％、小于0.5重量％、小于0.2重量％、小于0.1重量％、或小于0.05重量％的浓度存在。
在一些实施方案中，铝合金可具有约400MPa至约650MPa、约420MPa至约600MPa、或约440MPa至约580MPa的屈服强度。在一些实施方案中，本文公开的方法可以用Al 7xxx系列中的铝合金进行，并且形成具有直径小于约1μm的亚微米晶粒尺寸的铝合金。例如，晶粒尺寸可为约0.2μm至约0.8μm。
在一些实施方案中，本文公开的方法可以在铝合金上进行，该铝合金具有含有铝作为主要组分以及镁和硅作为次要组分的组合物。例如，铝合金可具有至少1.0重量％的镁浓度。例如，铝合金具有的镁的浓度范围可为约0.3重量％至约3.0重量％、0.5重量％至约2.0重量％、或0.5重量％至约1.5重量％，硅的浓度范围可为约0.2重量％至约2.0重量％、或0.4重量％至约1.5重量％。例如，铝合金可以是Al 6xxx系列合金中的一种。在一些实施方案中，铝合金可具有约300MPa至约600MPa、约350MPa至约600MPa、或约400MPa至约550MPa的屈服强度。
在一些实施方案中，本文公开的方法可以在铝合金上进行，该铝合金具有铝作为主要组分以及铜作为次要组分。例如，铝合金可具有包含浓度范围为约0.5重量％至约7.0重量％或约2.0重量％至约6.5重量％的铜的组合物。例如，铝合金可以是Al 2xxx系列合金中的一种。在一些实施方案中，铝合金可具有约300MPa至约650MPa、约350MPa至约600MPa、或约350MPa至约550MPa的屈服强度。
在其他实施方案中，本文公开的方法可以在铝合金上进行，该铝合金具有铝作为主要组分以及镁和锰作为次要组分。例如，铝合金可具有含浓度范围为约0.5重量％至约7.0重量％、约1.0重量％至约5.5重量％、或约4.0重量％至约5.5重量％的镁以及浓度范围为约0.1％重量至约2.0重量％或约0.25重量％至约1.5重量％的锰的组合物。例如，铝合金可以是Al 3xxx系列合金或Al 5xxx系列合金中的一种。在一些实施方案中，铝合金可具有约300MPa至约550MPa、约350MPa至约500MPa、或约400MPa至约500MPa的屈服强度。
形成具有镁和锌的高强度铝合金的方法100示于图1中。方法100包括在步骤110中形成起始材料。例如，铝材料可以浇铸成坯锭形式。铝材料可包含添加剂，诸如其他元素，其在方法100期间将与铝铸成合金以形成铝合金。在一些实施方案中，铝材料坯锭可以使用标准浇铸实践形成，用于具有镁和锌的铝合金，诸如铝-锌合金。然而，在其他实施方案中，铝材料坯锭可以使用标准浇铸实践形成，用于具有镁、锰、硅、铜和/或锌的铝合金。
在形成之后，可以在步骤112中任选地使铝材料坯锭经受均质化热处理。可以通过将铝材料坯锭保持在高于室温的合适温度下持续适当的时间来施加均质化热处理，以在随后的步骤中改善铝的热可加工性。均质化热处理的温度和时间可以特别地调制为特定的合金。温度和时间可以是足够的，使得次要组分分散在整个铝材料中，以形成固溶化铝材料。例如，次要组分可以分散在整个铝材料中，使得固溶化铝材料基本上是均质化的。在一些实施方案中，均质化热处理的合适温度可为约300℃至约500℃。均质化热处理可以改善铸态微结构的尺寸和均质性，该微结构通常是具有微观和宏观离析的树枝状结构。可以进行某些均质化热处理以改善坯锭的结构均匀度和随后的可加工性。在一些实施方案中，均质化热处理可以导致均匀地发生沉淀，这可以有助于在随后的加工期间中获得更高的强度和更好的沉淀物稳定性。
在一些实施方案中，在均质化热处理之后，可以在步骤114中使铝材料坯锭经受固溶化。固溶化的目标是将添加元素诸如镁、锰、硅、铜和/或锌溶解到铝材料中，以形成铝合金。合适的固溶化温度可为约400℃至约550℃、约420℃至约500℃、或约450℃至约480℃。可以基于坯锭的尺寸(诸如横截面积)进行固溶化合适的持续时间。例如，取决于坯锭的横截面，固溶化可以进行约30分钟至约8小时、1小时至约6小时、或约2小时至约4小时。例如，固溶化可以在450℃至约480℃下进行长达8小时。
固溶化之后可以淬火，如步骤116所示。对于标准金属浇铸而言，通常在铸件的固相线温度附近执行铸件的热处理(即，固溶化)，然后通过将铸件淬火到约室温或更低来快速冷却铸件。该快速冷却保持溶解到铸件中的任何元素的浓度高于在室温下该元素在铝合金中的平衡浓度。
在一些实施方案中，可以在铝合金坯锭淬火之后和ECAE方法之前任选地进行老化，如步骤118所示。在一个示例中，可以使用一步热处理进行老化。在一些实施方案中，一步热处理可以在约80℃至约200℃的温度下进行，持续时间为0.25小时至约40小时。在其他示例中，可以使用两步热处理进行老化。例如，第一热处理步骤可以在约80℃至约100℃、约85℃至约95℃、或约88℃至约92℃的温度下进行，持续时间为1小时至约50小时、约8小时至约40小时、或约10小时至约20小时。在一些实施方案中，第二热处理步骤可以在约100℃至约170℃、约100℃至约160℃、或约110℃至约160℃的温度下进行，持续时间为20小时至约100小时、约35小时至约60小时、或约40小时至约45小时。例如，第一步骤可以在约90℃下进行约8小时，并且第二步骤可以在约115℃下进行约40小时或更短时间。一般来讲，第一老化热处理步骤可以在比第二人工老化热处理步骤进行的温度和持续时间低的温度和短的时间内进行。在一些实施方案中，第二老化热处理步骤可包括小于或等于适于使铝合金老化至峰值硬度(即峰值老化)的条件的温度和时间。
在一些实施方案中，铝合金坯锭可经受大塑性变形，诸如等通道转角挤出(ECAE)，如步骤120所示。例如，铝合金坯锭可以通过ECAE设备以挤出铝合金，作为具有正方形或圆形横截面的坯锭。与被挤出的特定铝合金的固溶化温度相比，ECAE方法可以在相对低的温度下进行。例如，具有镁和锌的铝合金的ECAE可以在约0℃至约200℃、约20℃至约150℃、或约20℃至约125℃、或约室温的温度下进行，例如，约20℃至约35℃。在一些实施方案中，在挤出期间中，挤出的铝合金材料和挤出模头可以保持在进行挤出工艺的温度，以确保整个铝合金材料的温度一致。也就是说，可以加热挤出模头以防止铝合金材料在挤出工艺期间冷却。在一些实施方案中，ECAE方法可包括通过ECAE设备的一个道次、两个或更多个道次、或者四个或更多个挤出道次。
在通过ECAE的大塑性变形之后，铝合金可任选地经历进一步的塑性变形，诸如在步骤122中的轧制，以进一步调制铝合金的性能和/或改变铝合金的形状或尺寸。冷加工(诸如拉伸)可用于提供特定形状或应力消除或拉直铝合金坯锭。对于铝合金是板的板应用，可以使用轧制来对铝合金成型。
图2为形成高强度铝合金的方法200的流程图。方法200包括在步骤210中形成起始材料。步骤210可以与本文参照图1描述的步骤110相同或相似。在一些实施方案中，起始材料可以是使用标准浇铸实践形成的铝材料坯锭，用于具有镁和锌的铝材料，诸如铝-锌合金。然而，在其他实施方案中，铝材料坯锭可以使用标准浇铸实践形成，用于具有镁、锰、硅、铜和/或锌的铝合金。
在步骤212中，可任选使起始材料经受均质化热处理。可以通过将铝材料坯锭保持在高于室温的合适温度下来施加该均质化热处理，以改善铝的热可加工性。均质化热处理温度可以在300℃至约500℃的范围内，并且可以特别地调制为特定的铝合金。
在均质化热处理之后，可以在步骤214中使铝材料坯锭任选地经受第一固溶化。固溶化的目标是溶解添加元素，诸如镁、锰、硅、铜和/或锌、锌镁，以形成铝合金。合适的第一固溶化温度可为约400℃至约550℃、约420℃至约500℃、或约450℃至约480℃。可以基于坯锭的尺寸(诸如横截面积)进行固溶化合适的持续时间。例如，取决于坯锭的横截面，第一固溶化可以进行约30分钟至约8小时、1小时至约6小时、或约2小时至约4小时。例如，第一固溶化可以在450℃至约480℃下进行长达8小时。
第一固溶化之后可以淬火，如步骤216所示。该快速冷却保持溶解到铸件中的任何元素的浓度高于在室温下该元素在铝合金中的平衡浓度。
在一些实施方案中，在铝合金坯锭淬火之后，可任选地在步骤218中进行老化。在一个示例中，可以使用一步热处理进行老化。在一些实施方案中，一步热处理可以在约80℃至约200℃的温度下进行，持续时间为0.25小时至约40小时。可以使用两步热处理进行老化。在一些实施方案中，第一热处理步骤可以在约80℃至约100℃、约85℃至约95℃、或约88℃至约92℃的温度下进行，持续时间为1小时至约50小时、约8小时至约40小时、或约8小时至约20小时。在一些实施方案中，第二热处理步骤可以在约100℃至约170℃、约100℃至约160℃、或约110℃至约160℃的温度下进行，持续时间为20小时至约100小时、约35小时至约60小时、或约40小时至约45小时。例如，第一步骤可以在约90℃下进行约8小时，并且第二步骤可以在约115℃下进行约40小时或更短时间。一般来讲，第一老化热处理步骤可以在比第二人工老化热处理步骤进行的温度和持续时间低的温度和短的时间内进行。在一些实施方案中，第二老化热处理步骤可包括小于或等于适于使铝合金人工老化的条件的温度和时间。
如图2所示，在步骤216中淬火之后，或者在步骤218中的任选老化之后，可以在步骤220中使铝合金经受第一大塑性变形工艺，诸如ECAE方法。ECAE可以包括使铝合金坯锭通过具有特定形状的ECAE设备，诸如具有正方形或圆形横截面的坯锭。在一些实施方案中，该第一ECAE方法可以在低于均质化热处理但高于铝合金的人工老化温度的温度下进行。在一些实施方案中，该第一ECAE方法可以在约100℃至约400℃、或约150℃至约300℃、或约200℃至约250℃的温度下进行。在一些实施方案中，第一ECAE方法可以精修和均质化合金的微结构，并且可以提供更好、更均匀的溶质分布和微观离析。在一些实施方案中，该第一ECAE方法可在高于300℃的温度下在铝合金上进行。在高于约300℃的温度下加工铝合金可以为浇铸缺陷的愈合和沉淀物的重新分布提供优势，但是也可能导致更粗的晶粒尺寸并且可能在加工条件中更难以实施。在一些实施方案中，在挤出工艺期间中，挤出的铝合金材料和挤出模头可以保持在执行挤出工艺的温度，以确保整个铝合金材料的温度一致。也就是说，可以加热挤出模头以防止铝合金材料在挤出工艺期间冷却。在一些实施方案中，第一ECAE方法可包括一个、两个或更多个、或者四个或更多个挤出道次。
在一些实施方案中，在第一大塑性变形之后，铝合金可任选地在步骤222中经受第二固溶化。第二固溶化可以在与第一固溶化相似的温度和时间条件下在铝合金上进行。在一些实施方案中，第二固溶化可以在不同于第一固溶化的温度和/或持续时间下进行。在一些实施方案中，合适的第二固溶化温度可为约400℃至约550℃、约420℃至约500℃、或约450℃至约480℃。可以基于坯锭的尺寸(诸如横截面积)进行第二固溶化合适的持续时间。例如，取决于坯锭的横截面，第二固溶化可以进行约30分钟至约8小时、1小时至约6小时、或约2小时至约4小时。在一些实施方案中，第二固溶化可以在约450℃至约480℃进行长达8小时。在各种实施方案中，第二固溶化之后可以进行淬火。
在一些实施方案中，在第二固溶化和/或淬火之后，在步骤226中，铝合金可任选地经受第二大塑性变形步骤，诸如ECAE方法。在一些实施方案中，第二ECAE方法可以在比步骤220的第一ECAE方法中使用的温度低的温度下进行。例如，第二ECAE方法可以在高于0℃且低于200℃、或约20℃至约125℃、或约20℃至约100℃、或约室温的温度下进行，例如约20℃至约35℃。在一些实施方案中，在挤出期间中，挤出的铝合金材料和挤出模头可以保持在进行挤出工艺的温度，以确保整个铝合金材料的温度一致。也就是说，可以加热挤出模头以防止铝合金材料在挤出工艺期间冷却。在一些实施方案中，第二ECAE方法可包括通过ECAE设备的一个道次、两个或更多个道次、或者四个或更多个挤出道次。
在一些实施方案中，在铝合金经受第二大塑性变形步骤(诸如ECAE)之后，可任选地在步骤228中进行第二老化工艺。在一个示例中，可以使用一步热处理进行老化。在一些实施方案中，一步热处理可以在约80℃至约200℃的温度下进行，持续时间为0.25小时至约40小时。在一些实施方案中，可以使用两步热处理进行老化。在一些实施方案中，第一热处理步骤可以在约80℃至约100℃、约85℃至约95℃、或约88℃至约92℃的温度下进行，持续时间为1小时至约50小时、约8小时至约40小时、或约8小时至约20小时。在一些实施方案中，第二热处理步骤可以在约100℃至约170℃、约100℃至约160℃、或约110℃至约160℃的温度下进行，持续时间为20小时至约100小时、约35小时至约60小时、或约40小时至约45小时。例如，第一老化步骤可以在约90℃下进行约8小时，并且第二老化可以在约115℃下进行约40小时或更短时间。在一些实施方案中，第二步骤可包括小于或等于适于使铝合金人工老化至峰值硬度(即峰值硬度)的条件的温度和时间。
在方法200之后，铝合金可任选地经历进一步的塑性变形诸如轧制以改变铝合金的形状或尺寸。
形成高强度铝合金的方法300示于图3中。方法300可包括在步骤310中浇铸起始材料。例如，铝材料可以浇铸成坯锭形式。铝材料可包含添加剂，诸如其他元素，其在方法310期间将与铝铸成合金以形成铝合金。在一些实施方案中，铝材料坯锭可以使用标准浇铸实践形成，用于具有镁和锌的铝合金，诸如铝-锌合金，例如Al 7xxx系列铝合金。然而，在其他实施方案中，铝材料坯锭可以使用标准浇铸实践形成，用于具有镁、锰、铜和/或锌中的至少一种的铝合金，诸如例如，Al 2xxx、Al 3xxx、Al 5xxx或Al 6xxx系列合金。
在形成之后，可以在步骤312中使铝材料坯锭经受均质化热处理。可以通过将铝材料坯锭保持在高于室温的合适温度下来施加均质化热处理，以在随后的步骤中改善铝的热可加工性。均质化热处理可以特别地调制为特定的铝合金。例如，取决于铝合金的组合物或使用哪一系列合金，温度可以变化。在一些实施方案中，均质化热处理的合适温度可为约300℃至约500℃。
在均质化热处理之后，可以在步骤314中使铝材料坯锭经受第一固溶化，以形成铝合金。第一固溶化可以类似于本文参照步骤114和步骤214描述的固溶化。合适的第一固溶化温度可为约400℃至约550℃、约420℃至约500℃、或约450℃至约480℃。可以基于坯锭的尺寸(诸如横截面积)进行第一固溶化合适的持续时间。例如，取决于坯锭的横截面，第一固溶化可以进行约30分钟至约8小时、1小时至约6小时、或约2小时至约4小时。例如，固溶化可以在450℃至约480℃下进行长达8小时。固溶化之后可以进行淬火。在淬火期间，铝合金坯锭通过淬火快速冷却，铝合金坯锭冷却至约室温或更低。该快速冷却保持溶解到铝合金中的任何元素的浓度高于在室温下该元素在铝合金中的平衡浓度。在一些实施方案中，淬火可在第一固溶化的24小时内发生。
在一些实施方案中，在铝合金淬火之后，可任选地在步骤316中进行老化。在一个示例中，可以使用一步热处理进行老化。在一些实施方案中，一步热处理可以在约80℃至约200℃的温度下进行，持续时间为0.25小时至约40小时。在一些实施方案中，可以用形成人工老化步骤的两个热处理步骤进行老化。在一些实施方案中，第一热处理步骤可以在约80℃至约100℃、约85℃至约95℃、或约88℃至约92℃的温度下进行，持续时间为1小时至约50小时、约8小时至约40小时、或约8小时至约20小时。在一些实施方案中，第二热处理步骤可以在约100℃至约170℃、约100℃至约160℃、或约110℃至约160℃的温度下进行，持续时间为20小时至约100小时、约35小时至约60小时、或约40小时至约45小时。例如，第一步骤可以在约90℃下进行约8小时，并且第二步骤可以在约115℃下进行约40小时或更短时间。一般来讲，第一老化热处理步骤可以在比第二老化热处理步骤进行的温度和持续时间低的温度和短的时间内进行。在一些实施方案中，第二老化热处理步骤可包括小于或等于适于使铝合金老化至峰值硬度(即峰值老化)的条件的温度和时间。
在老化之后，在步骤318中，铝合金坯锭可能经受大塑性变形，诸如第一ECAE方法。例如，铝合金坯锭可以通过ECAE设备以挤出铝合金，作为具有正方形或圆形横截面的坯锭。在一些实施方案中，第一ECAE方法可以在升高的温度下进行，例如，低于均质化热处理但高于特定铝-锌合金的老化温度的温度。在一些实施方案中，第一ECAE方法可以在铝合金保持在约100℃至约400℃或约200℃至约300℃的温度下进行。在一些实施方案中，第一ECAE方法可以在铝合金保持在高于300℃的温度下进行。该水平的温度可以提供某些优点，诸如浇铸缺陷的愈合和沉淀物的重新分布，但是也可能导致更粗的晶粒尺寸并且可能在加工条件中更难以实施。在一些实施方案中，在挤出期间中，挤出的铝合金材料和挤出模头可以保持在进行挤出工艺的温度，以确保整个铝合金材料的温度一致。也就是说，可以加热挤出模头以防止铝合金材料在挤出工艺期间冷却。在一些实施方案中，第一ECAE方法可包括通过ECAE设备的一个道次、两个或更多个道次、或者四个或更多个挤出道次。
在一些实施方案中，在大塑性变形之后，铝合金可在步骤320中经受第二固溶化。合适的第二固溶化温度可为约400℃至约550℃、约420℃至约500℃、或约450℃至约480℃。可以基于坯锭的尺寸(诸如横截面积)进行第二固溶化合适的持续时间。例如，取决于坯锭的横截面，第二固溶化可以进行约30分钟至约8小时、1小时至约6小时、或约2小时至约4小时。在一些实施方案中，第二固溶化可以在约450℃至约480℃进行长达8小时。第二固溶化之后可以进行淬火。
在一些实施方案中，在第二固溶化和/或淬火之后，可以在步骤322中进行第二老化热处理步骤。在一个示例中，可以使用一步热处理进行老化。在一些实施方案中，一步热处理可以在约80℃至约200℃的温度下进行，持续时间为0.25小时至约40小时。在一些实施方案中，可以使用两步热处理进行第二老化。在一些实施方案中，第一热处理步骤可以在约80℃至约100℃、约85℃至约95℃、或约88℃至约92℃的温度下进行，持续时间为1小时至约50小时、约8小时至约40小时、或约8小时至约20小时。在一些实施方案中，第二热处理步骤可以在约100℃至约170℃、约100℃至约160℃、或约110℃至约160℃的温度下进行，持续时间为20小时至约100小时、约35小时至约60小时、或约40小时至约45小时。例如，第一老化步骤可以在约90℃下进行约8小时，并且第二老化可以在约115℃下进行约40小时或更短时间。在一些实施方案中，第二步骤可包括小于或等于适于使铝合金老化至峰值硬度(即峰值硬度)的条件的温度和时间。
在一些实施方案中，在第二老化工艺之后，在步骤324中，铝合金可经受第二大塑性变形工艺，诸如第二ECAE方法。在一些实施方案中，第二ECAE方法可以在比第一ECAE方法中使用的温度低的温度下进行。例如，第二ECAE方法可以在高于0℃且低于200℃、或约20℃至约125℃、或约室温的温度下进行，例如约20℃至约35℃。在一些实施方案中，在挤出期间中，挤出的铝合金材料和挤出模头可以保持在进行挤出工艺的温度，以确保整个铝合金材料的温度一致。也就是说，可以加热挤出模头以防止铝合金材料在挤出工艺期间冷却。在一些实施方案中，第二ECAE方法可包括通过ECAE设备的一个道次、两个或更多个道次、或者四个或更多个挤出道次。
在第二大塑性变形之后，铝合金可以在步骤326中任选地经历进一步的塑性变形，诸如轧制，以改变铝合金的形状或尺寸。
形成高强度铝合金的方法示于图4中。方法400包括在步骤410中形成起始材料。步骤410可以与本文参照图1和图2描述的步骤110或步骤210相同或相似。在一些实施方案中，起始材料可以是使用标准浇铸实践形成的铝材料坯锭，用于具有镁、锰、铜和/或锌的铝材料。在浇铸起始材料之后，可任选地在步骤412中采用均质化热处理。步骤412可以与本文参照图1和图2描述的步骤112或步骤212相同或相似。
在均质化热处理之后，可以在步骤414中使铝材料经受第一固溶化，以形成铝合金。合适的第一固溶化温度可为约400℃至约550℃、约420℃至约500℃、或约450℃至约480℃。可以基于坯锭的尺寸(诸如横截面积)进行第一固溶化合适的持续时间。例如，取决于坯锭的横截面，第一固溶化可以进行约30分钟至约8小时、1小时至约6小时、或约2小时至约4小时。例如，固溶化可以在450℃至约480℃下进行长达8小时。固溶化之后可以淬火，如步骤416所示。
在一些实施方案中，在固溶化和淬火之后，可以在步骤418中使铝合金坯锭经受大塑性变形工艺。在一些实施方案中，大塑性变形工艺可以是ECAE。例如，铝合金坯锭可以通过具有正方形或圆形横截面的ECAE设备。例如，ECAE方法可包括一个或多个ECAE方法。在一些实施方案中，ECAE方法可以在铝合金坯锭的温度高于0℃且低于160℃、或约20℃至约125℃、或约室温的温度下进行，例如，约20℃至约35℃。在一些实施方案中，在ECAE期间中，挤出的铝合金坯锭和挤出模头可以保持在进行挤出工艺的温度，以确保整个铝合金坯锭的温度一致。也就是说，可以加热挤出模头以防止铝合金在挤出工艺期间冷却。在一些实施方案中，ECAE方法可包括通过ECAE设备的一个道次、两个或更多个道次、或者四个或更多个挤出道次。
在一些实施方案中，在步骤418中铝合金经受大塑性变形之后，可以在步骤420中进行老化。在一个示例中，可以使用一步热处理进行老化。在一些实施方案中，一步热处理可以在约80℃至约200℃的温度下进行，持续时间为0.25小时至约40小时。在一些实施方案中，可以使用两步热处理进行老化。在一些实施方案中，第一热处理步骤可以在约80℃至约100℃、约85℃至约95℃、或约88℃至约92℃的温度下进行，持续时间为1小时至约50小时、约8小时至约40小时、或约8小时至约20小时。在一些实施方案中，第二热处理步骤可以在约100℃至约170℃、约100℃至约160℃、或约110℃至约160℃的温度下进行，持续时间为20小时至约100小时、约35小时至约60小时、或约40小时至约45小时。例如，第一老化步骤可以在约90℃下进行约8小时，并且第二老化可以在约115℃下进行约40小时或更短时间。在一些实施方案中，第二步骤可包括小于或等于适于使铝合金老化至峰值硬度(即峰值硬度)的条件的温度和时间。
在老化之后，铝合金可任选地在步骤422中经历进一步的塑性变形，诸如轧制以改变铝合金坯锭的形状或尺寸。
图1至图4中所示的方法可以应用于具有一种或多种附加组分的铝合金。例如，铝合金可包含镁、锰、硅、铜和锌中的至少一种。在一些实施方案中，图1至图4的方法可以应用于适用于便携式电子设备壳体的铝合金，这是由于高屈服强度(即300MPa至650MPa的屈服强度)、低重量密度(即约2.8g/cm3)以及相对容易制造成复杂形状。
除机械强度要求之外，还可能需要铝合金满足特定的外表外观要求，诸如所需的颜色或色调。例如，在便携式电子设备区域，可能需要外部合金壳体具有特定的颜色或色调而不使用涂料或其他涂层。
因此，用于各种应用中的特定合金可取决于所需特征。例如，已经发现含铜铝合金在阳极化后经常显示为淡黄色。在不需要淡黄色的其他示例中，由于铜的浓度较低，可以使用铝-锌合金。为了促进铝-锌合金中所需的着色特征，铜的浓度必须保持相对较低。例如，在一些实施方案中，铜的浓度可小于约0.5重量％。还可以小心地控制铝合金中锌和镁的重量百分比和重量比。例如，通过形成锌-镁沉淀物诸如MgZn2，锌和镁可以通过沉淀硬化提高铝合金的强度，从而导致强度增加。然而，在一些实施方案中，过高的锌和镁浓度可能会降低合金在特定制造步骤(诸如阳极化)期间对应力腐蚀的抵抗力。
已发现含镁的铝合金的铸态屈服强度为约50MPa至450MPa。已发现含铜的铝合金的铸态屈服强度为约50MPa至400MPa。已发现含镁和锰的铝合金的铸态屈服强度为约50MPa至350MPa。使用本文公开的方法，已经发现可以进一步提高铝合金的强度，因此所得到的合金可以用于电子设备壳体中。例如，使用参照图1至图4描述的方法，使用含有镁、锰、硅、铜和锌中的至少一种的铝合金，已经实现了300MPa至650MPa、300MPa至500MPa、350MPa至600MPa和420MPa至500MPa的屈服强度。
如本文所述，通过使合金经受大塑性变形(SPD)，可以改善这些铝合金的机械性能。如本文所用，大塑性变形包括散装材料件的极端变形。在一些实施方案中，当应用于本文描述的材料时，ECAE提供了合适水平的所需机械性能。
ECAE是一种挤出技术，由横截面粗略相等的两个通道组成，这两个通道以实际上介于90°与140°之间的特定角度相交。图5中示出了ECAE设备500的示例性ECAE示意图。如图5所示，示例性ECAE设备500包括限定一对交叉通道504和506的模具组件502。交叉通道504和506在横截面上是相同的或至少基本上相同的，其中术语“基本上相同的”表示这些通道在ECAE装置的可接受尺寸公差内是相同的。在操作中，将材料508挤出通过通道504和506。此类挤出通过在位于这些通道的相交平面处的薄区中逐层进行简单剪切，而在材料508中产生塑性变形。在一些实施方案中，然后通道504和506以约90°的角度相交以产生足够的变形(即，真实的剪切应变)。例如，90°的工具角度可导致每个ECAE道次约1.17的真应变。然而，应当理解，可以使用另选的工具角度，例如大于90°的角度(未示出)。
ECAE提供每道次的高变形，并且ECAE的多个道次可以组合使用以达到极端变形水平，而无需在每个道次之后改变坯锭的形状和体积。在道次之间旋转或翻转坯锭允许实现各种应变路径。这允许控制合金晶粒的晶体质构的形成以及各种结构特征(诸如晶粒、颗粒、相、铸造缺陷或沉淀物)的形状。利用ECAE通过控制以下三个主要因素实现晶粒细化：(i)简单剪切、(ii)强烈变形和(iii)利用在使用多个道次ECAE时可能的各种应变路径。ECAE提供可扩展的方法，均匀的最终产品，以及作为最终产品形成整块材料件的能力。
因为ECAE是一种可扩展的工艺，因此可以经由ECAE加工大型坯锭截面和尺寸。ECAE还在整个坯锭横截面上提供均匀的变形，因为在加工期间可以控制坯锭的横截面，以防止横截面的形状或尺寸发生变化。而且，简单剪切在两个通道之间的交叉平面处是有效的。
ECAE不涉及中间粘结或切割变形的材料。因此，坯锭在材料的主体内没有粘结界面。也就是说，所产生的材料是整块材料件，没有粘结线或界面，其中两块或多块先前分离的材料已经连接在一起。界面可能是有害的，因为它们是氧化的优选位置，这通常是有害的。例如，粘结线可以是断裂或分层的来源。此外，粘结线或界面导致不均匀的晶粒尺寸和沉淀，并导致性能的各向异性。
在一些情况下，铝合金坯锭可能在ECAE期间断裂。在某些铝合金中，铝合金中的高组分扩散速率可能影响加工结果。在一些实施方案中，在升高的温度下进行ECAE可以避免在ECAE期间铝合金坯锭的断裂。例如，提高铝合金坯锭在挤出期间保持的温度可以改善铝合金的可加工性并使铝合金坯锭更容易挤出。然而，提高铝合金的温度通常会导致不期望的晶粒生长，而在可热处理的铝合金中，较高的温度可能会影响沉淀物的尺寸和分布。改变的沉淀物尺寸和分布可能对加工后铝合金的强度产生有害影响。当ECAE期间使用的温度和时间高于对应于正在加工的铝合金的峰值硬度的温度和时间时，即高于对应于峰值老化的温度和时间条件时，可能是这种结果。在铝合金上进行ECAE，合金的温度太接近铝合金的峰值老化温度，因此即使它可以改善坯锭表面条件(即减少产生的缺陷数量)，也不是用于提高某些铝合金的最终强度的合适技术。
在初始固溶化和淬火之后，经由ECAE加工铝合金，铝合金保持在约室温，可以提供合适的工艺来提高铝合金的强度。当在初始固溶化和淬火处理之后几乎立即(即，在一小时内)进行单次ECAE道次时，该技术可能相当成功。然而，对于某些合金组合物或当使用多个道次ECAE时，该技术通常不成功。例如，对于具有接近Al 7xxx系列的上限水平的重量浓度的锌和镁的铝合金(即，锌和镁的值分别为约6.0重量％和4.0重量％)，已经发现单个道次ECAE可能不足以提高合金强度或提供足够细小的亚微米结构。
在一些实施方案中，在冷加工合金之前并且如果合金已经经受初始固溶化和淬火，则在铝合金上进行老化可能是有益的。此类合金的一个示例是具有镁和锌以及低浓度的Cu的铝合金。在某些实施方案中，老化可能是有益的，因为在固溶化后冷加工某些铝合金(诸如例如Al 7xxx系列中的那些铝合金)的效果与一些其他可热处理的铝合金(诸如Al2xxx系列合金)相反。例如，冷加工可能会降低铝合金的过时效韧度的最大可获得的强度和韧性。在老化某些铝合金之前冷加工的负面效应归因于位错上的粗沉淀物的核化。因此，在固溶化和淬火之后以及老化之前直接使用ECAE的方法可能需要特定的参数。该效应在以下实施例中进一步显示。
考虑到上述考虑因素，已经发现特定的加工参数可以改善用于具有镁、锰、硅、铜和/或锌的铝合金的ECAE方法的结果。这些参数在以下实施例中进一步概述。
ECAE的工艺参数
预ECAE热处理
已经发现，在进行ECAE之前生产稳定的Guinier Preston(GP)区并在铝合金中建立热稳定的沉淀物可以改善可加工性，例如，这可以导致ECAE期间的坯锭断裂减少。在一些实施方案中，这通过在进行ECAE之前执行热处理诸如人工老化来实现。在一些实施方案中，人工老化包括两步热处理，其限制室温下不稳定沉淀的影响(也称为自然老化)。控制沉淀对于ECAE加工具有镁和锌合金的铝合金是重要的，因为这些合金具有相当不稳定的沉淀顺序，并且ECAE期间的高变形使得合金更加不稳定，除非小心控制加工条件和热处理的次序。
已经评估了热和时间对具有镁和锌的铝合金中的沉淀的影响。具有镁和锌的铝合金中的沉淀顺序是复杂的并且取决于温度和时间。首先，使用高温热处理诸如固溶化，通过分布在整个铝合金中将溶质诸如镁和/或锌置于溶液中。高温热处理之后通常在水或油中快速冷却，也称为淬火，以将溶质保持在溶液中。在相对较低的温度下长时间段以及在适度升高的温度下人工老化的初始阶段，主要变化是溶质原子在固溶体晶格内的重新分布，形成称为Guinier Preston(GP)区的簇，其中溶质相当丰富。溶质原子的这种局部离析产生合金晶格的变形。这些区的强化效果是在它们切割GP区时对位错运动的附加干扰的结果。随着在室温下老化时间(定义为自然老化)的增加，渐进强度增加归因于GP区的尺寸增加。
在大多数系统中，随着老化时间或温度的增加，GP区被转化为具有不同于固溶体的晶体结构的颗粒或被其替代，并且也不同于平衡相的结构。这些被称为“过渡”沉淀物。在许多合金中，这些沉淀物与固溶体具有特定的晶体学取向关系，使得通过局部弹性应变使基质适应，两相在某些平面上保持相干。只要位错继续切割沉淀物，随着这些“过渡”沉淀物的尺寸和数量增加，强度继续增加。沉淀反应的进一步进展产生“过渡”相颗粒的生长，伴随着相干性应变的增加，直到超过界面粘结的强度并且相干性消失。这通常与沉淀物从“过渡”到“平衡”形式的结构变化一致，并且对应于峰值老化，这是获得最大强度的最佳条件。随着相干性的丧失，强化效应是由引起位错环绕而不是切割沉淀物所需的应力引起的。随着平衡相颗粒的增长和颗粒间间距的增加，强度逐渐降低。该最后阶段对应于过时效，并且在一些实施方案中当主要目标是实现最大强度时不适合。
在具有镁和锌的铝合金中，GP区的尺寸非常小(即小于10nm)并且在室温下非常不稳定。如本文提供的实施例中所示，在合金在淬火后在室温下保持几小时之后发生高水平的硬化，这种现象称为自然老化。在具有镁和锌的铝合金中这种硬化的一个原因是锌的快速扩散速率，锌是铝中具有最高扩散速率的元素。另一个因素是镁的存在，其强烈影响淬火后高浓度非平衡空位的保留。镁具有大的原子直径，使得镁空位复合物的形成和它们在淬火期间的保留更容易。这些空位可用于锌扩散到镁原子周围并在镁原子周围形成GP区。延长的老化时间和高于室温的温度(即人工老化)将GP区转化为称为η'或M'的过渡沉淀物，平衡MgZn2相的前体称为η或M。对于具有较高镁含量(例如大于2.0重量％)的铝合金，沉淀顺序包括GP区转化为称为T'的过渡沉淀物，其在延长的老化时间和温度下变成称为T的平衡Mg3Zn3Al2沉淀物。Al 7xxx中的沉淀顺序可以汇总在图6中所示的流程示意图中。
如图6中的流程示意图所示，GP区在晶格内均匀成核，并且各种沉淀物依次形成。然而，晶界、亚晶界、位错和晶格畸变的存在改变了区的自由能和沉淀物的形成，并且可能发生显著的异质核化。这在具有镁和锌的铝合金中具有两种结果。首先，存在产生GP区和沉淀物的不均匀分布的可能性，其中任一种都可能成为冷加工或热加工期间缺陷的来源。第二，在边界或位错处的异质核化沉淀物通常较大并且对总强度的贡献不大，因此可能降低最大可获得的强度。当在固溶化和淬火步骤之后直接引入极端水平的塑性变形时，例如在ECAE期间，至少由于以下原因，可以增强这些效果。
首先，ECAE引入了高水平的亚晶、晶界和位错，这可能增强异质核化和沉淀，因此导致沉淀物的非均匀分布。第二，GP区或沉淀物可以修饰位错并抑制它们的运动，这导致局部延展性的降低。第三，即使在室温加工中，在ECAE期间发生一定程度的绝热加热，其提供能量以更快地核化和沉淀。这些相互作用可能在每次ECAE道次期间动态地发生。这导致在ECAE期间加工具有镁和锌的固溶化和淬火铝合金的潜在有害后果。
一些潜在的有害后果如下。由于局部延展性和异质沉淀物分布的损失，导致坯锭表面断裂的倾向。这种效应在顶部坯锭表面最严重。可以使用的ECAE道次数的限制。随着道次数增加，效果变得更加严重并且更可能发生断裂。ECAE期间可达到的最大强度的降低，部分是由于异质核化效应，部分是由于ECAE道次数的限制，这影响了晶粒尺寸细化的最终水平。由于即使在室温下(即在自然老化期间)沉淀的快速动力学，加工固溶化和淬火的铝-锌合金(诸如Al 7xxx系列合金)也会产生附加的复杂性。已经发现，固溶化和淬火步骤与ECAE之间的时间对于控制可能是重要的。在一些实施方案中，ECAE可在淬火步骤后相对较快地进行，例如在一小时内进行。
稳定的沉淀物可以定义为在铝合金中热稳定的沉淀物，即使当铝合金的温度和时间基本接近其给定组合物的人工峰值老化时也是如此。具体地讲，稳定的沉淀物是在室温下自然老化期间不会改变的沉淀物。需注意，这些沉淀物不是GP区，而是包括过渡和/或平衡沉淀物(例如铝-锌合金的η'或M'或T')。加热(即人工老化)的目标是消除大部分不稳定的GP区，这可能导致ECAE期间的坯锭断裂，并用稳定的沉淀物代替它们，稳定的沉淀物可以是稳定的过渡和平衡沉淀物。避免将铝合金加热到高于峰值老化(即过时效条件)的条件也是合适的，这可能主要产生已经生长并变得太大的平衡沉淀物，这可能降低铝合金的最终强度。
通过在执行第一ECAE道次之前将大多数不稳定的GP区转化为稳定的过渡和/或平衡沉淀物，可以避免这些限制。这可以通过例如在固溶化和淬火步骤之后或之后立即但在ECAE方法之前进行低温热处理(人工老化)来实现。在一些实施方案中，这可导致大部分沉淀序列均匀发生，从而有助于针对ECAE加工的更高的可获得的强度和更好的沉淀物的稳定性。此外，热处理可以包括两步程序，其包括第一步骤，该步骤包括将材料在80℃至100℃的低温下保持少于或约40小时，以及第二步骤，该步骤包括将该材料保持在低于或等于给定的具有镁和锌的铝合金的峰值老化条件的温度和时间，例如，将该材料保持在100℃至150℃约80小时或更短时间。第一低温热处理步骤提供GP区的分布，其在第二热处理步骤期间升高温度时是稳定的。第二热处理步骤实现了稳定过渡和平衡沉淀物的所需最终分布。
在一些实施方案中，在低温下进行最终ECAE方法之前，增加均匀性并获得合金微结构的预先确定晶粒尺寸可能是有利的。在一些实施方案中，这可以改善ECAE期间合金材料的机械性能和可加工性，如通过减少的断裂量所展示的。
具有镁和锌的铝合金的特征在于具有大晶粒尺寸和大量宏观和微观离析的异质微结构。例如，初始浇铸微结构可具有树枝状结构，其中溶质含量从中心到边缘逐渐增加，具有第二相颗粒或共晶相的枝晶间分布。可以在固溶化和淬火步骤之前执行某些均质化热处理，以改善坯锭的结构均匀性和随后的可加工性。冷加工(诸如拉伸)或热加工也经常用于提供特定的坯锭形状或应力消除或拉直产品。对于诸如形成电话壳体的板应用，可以使用轧制，并且即使在热处理诸如固溶化、淬火和峰值老化的之后，也可以导致最终产品的微结构和性能的各向异性。通常，晶粒沿轧制方向伸长，但沿厚度以及横向于轧制方向的方向变平。这种各向异性也反映在沉淀物分布中，特别是沿着晶界。
在一些实施方案中，具有任何韧度的具有镁和锌的铝合金的微结构，诸如例如T651，可以在升高的温度(诸如低于450℃)下应用包括至少单次ECAE道次的加工顺序进行分解、精制并制成更均匀。该步骤之后可以进行固溶化和淬火。在另一个实施方案中，由具有镁和锌的铝合金制成的坯锭可以经受第一固溶化和淬火步骤，然后在150℃至250℃的中等升高的温度下进行单个道次或多个道次ECAE，接着进行第二固溶化和淬火步骤。在上述任一种热机械途径之后，铝合金可以在人工老化之前或之后在低温下进一步经受ECAE。具体地讲，已经发现，在升高的温度下的初始ECAE方法有助于在随后的ECAE方法期间在具有镁和锌的固溶化和淬火的铝合金的低温下减少断裂。该结果在以下实施例中进一步描述。
在一些实施方案中，ECAE可用于赋予大塑性变形并增加铝-锌合金的强度。在一些实施方案中，ECAE可在进行固溶化、淬火和人工老化之后执行。如上所述，在材料处于升高的温度下进行的初始ECAE方法可以在低温下的第二或最终ECAE方法之前产生更细、更均匀和更具各向同性的初始微结构。
ECAE存在两种主要强化机制。第一个机制是结构单元(诸如材料晶胞、亚晶粒和晶粒)在亚微米或纳米晶水平的细化。这也称为晶粒尺寸或Hall Petch强化，并且可使用方程1来量化。
方程1：
其中σy是屈服应力，σo是起始应力或位错运动的材料常数(或晶格对位错运动的阻力)，ky是强化系数(特定于每种材料的常数)，并且d是平均晶粒直径。基于该方程，当d小于1微米时，强化变得特别有效。用ECAE强化的第二种机制是位错硬化，这是由于ECAE方法期间的高应变导致的材料的晶胞、亚晶粒或晶粒内的位错的倍增。这两种强化机制由ECAE激活，并且已经发现可以控制某些ECAE参数以在铝合金中产生特定的最终强度，特别是在挤出先前已经经受固溶化和淬火的铝-锌合金时。
首先，用于ECAE的温度和时间可以小于对应于给定的具有镁和锌的铝合金的峰值老化条件的温度和时间。这涉及在ECAE期间控制模头温度并且在执行包括多个道次的ECAE方法时可能地在每个ECAE道次之间采用中间热处理，以将该材料保持在所需温度下挤出。例如，挤出的材料可以在每次挤出道次之间保持在约200℃的温度下约2小时。在一些实施方案中，挤出的材料可以在每次挤出道次之间保持在约120℃的温度下约2小时。
第二，在一些实施方案中，在ECAE期间将被挤出材料的温度保持在尽可能低的温度以获得最高强度可能是有利的。例如，挤出的材料可以保持在约室温。这可能导致形成的位错数量增加并产生更有效的晶粒细化。
第三，执行多个ECAE道次可能是有利的。例如，在一些实施方案中，在ECAE方法期间可以使用两个或更多个道次。在一些实施方案中，可以使用三个或更多个、或者四个或更多个道次。在一些实施方案中，大量ECAE道次提供更均匀和精致的微结构，其具有更等轴的高角度边界和位错，这导致挤出材料的优异强度和延展性。
在一些实施方案中，ECAE以至少以下方式影响晶粒细化和沉淀。在一些实施方案中，已经发现ECAE在挤出期间产生更快的沉淀，这是由于增加的晶界体积和存储在亚微米ECAE加工材料中的更高机械能。另外，增强了与沉淀物核化和生长相关联的扩散过程。这意味着，在ECAE期间，一些剩余的GP区或过渡沉淀物可以动态地转化为平衡沉淀物。在一些实施方案中，已发现ECAE产生更均匀和更细的沉淀物。例如，由于高角度边界，在ECAE亚微米结构中可以实现更均匀的非常细的沉淀物分布。通过修饰和钉扎位错和晶界，沉淀物可以有助于铝合金的最终强度。更细和更均匀的沉淀物可导致挤出铝合金最终强度的整体增加。
可以控制ECAE方法的其他参数以进一步提高成功率。例如，可以控制挤出速度以避免在被挤出的材料中形成断裂。第二，合适的模头设计和坯锭形状也可有助于减少材料中的断裂形成。
在一些实施方案中，在铝合金经历ECAE之后可以使用附加的轧制和/或锻造，以在将铝合金机加工成其最终生产形状之前使铝合金更接近最终的坯锭形状。在一些实施方案中，附加的轧制或锻造步骤可通过在合金材料的微结构中引入更多位错来增加进一步的强度。
在以下描述的实施例中，布氏硬度用作初始试验以评估铝合金的机械性能。对于以下包括的实施例，使用的是布氏硬度测试仪(购自位于马萨诸塞州诺伍德市(Norwood,MA))。该测试仪将预先确定的载荷(500kgf)施加到固定直径(10mm)的硬质合金球上，如ASTM E10标准所描述，每个程序保持一段预先确定的时间(10秒-15秒)。测试布氏硬度是相对简单的测试方法，并且快于拉伸测试。其可用于形成鉴别合适材料的初始评估，然后可分开这些材料以进行进一步测试。材料的硬度是在标准测试条件下其对表面压痕的抗性。这是材料对局部塑性变形的抗性的量度。将硬度压头按压到材料中涉及材料在压下压头的位置处的塑性变形(运动)。材料的塑性变形是施加到压头上的力的量超过所测试的材料的强度的结果。因此，材料在硬度测试压头下塑性变形得越小，材料的强度越高。与此同时，越小的塑性变形会产生越浅的硬度压痕；因此所得的硬度数越高。这提供了这样的总体关系：材料的硬度越高，预期的强度也越高。即，硬度和屈服强度均是金属对塑性变形的抗性的指标。因此，它们大致呈比例。
拉伸强度通常由以下两个参数表征：屈服强度(YS)和极限拉伸强度(UTS)。极限拉伸强度是拉伸测试期间的最大测量强度，并且其在明确定义的点处发生。屈服强度是在拉伸测试下塑性变形变得明显且显著时的应力的量。由于在工程应力-应变曲线上通常没有弹性应变结束和塑性应变开始的确定点，屈服强度被选择为已发生确定量的塑性应变处的强度。对于一般工程结构设计，在已发生0.2％塑性应变时选择屈服强度。在与样品的初始横截面积偏移0.2％时计算0.2％屈服强度或0.2％偏移屈服强度。可以使用的方程是s＝P/A，其中s是屈服应力或屈服强度，P是载荷，A是其上施加载荷的面积。
需注意，由于其他微观结构因素，诸如晶粒和相尺寸和分布，屈服强度比极限拉伸强度更敏感。然而，可以测量并凭经验绘制特定材料的屈服强度与布氏硬度之间的关系，然后使用所得到的图表提供方法结果的初始评估。评估此类关系的材料和实施例如下。绘制数据并将结果显示在图7中。如图7所示，确定对于所评估的材料，高于约111HB的布氏硬度对应于高于350MPa的YS，高于约122HB的布氏硬度对应于高于400MPa的YS。
实施例
以下非限制性实施例说明了本发明的各种特征和特性，本发明不应解释为限制于此。
实施例1：具有镁和锌的铝合金中的自然老化
在具有铝为主要组分以及镁和锌为次要组分的铝合金中评估自然老化的效果。对于该初始测定，选择Al 7020是因为其低Cu重量百分比以及锌与镁的比率为约3:1至4:1。如上所述，这些因素影响应用的外表外观诸如设备壳体。样品合金的组分显示在表1中，余量为铝。应当注意，锌(4.8重量％)和镁(1.3重量％)是以最高浓度存在的两种合金元素，并且Cu含量低(0.13重量％)。
通过将材料在450℃下保持两小时，使原样的Al 7020材料经受固溶化热处理，然后在冷水中淬火。然后将样品材料在室温(25℃)下保持数天。布氏硬度用于评估样品材料在室温下储存数天后的机械性能的稳定性(所谓的自然老化)。硬度数据显示在图8中。如图8所示，在室温下仅一天之后，硬度已经从60.5HB大幅增加到约76.8HB；增加约30％。在室温下约5天后，硬度达到96.3HB并保持相当稳定，在20天内测量时显示出最小的变化。硬度的增加速率表明Al 7020的不稳定的过饱和溶液和沉淀顺序。这种不稳定的过饱和溶液和沉淀顺序是许多Al 7xxx系列合金的特征。
实施例2：初始合金材料中微结构的各向异性的实施例
使实施例1中形成的铝合金经受热轧，以将合金材料成形为坯锭，然后热机械加工成具有T651韧度，包括固溶化、淬火、通过拉伸比起始长度增加2.2％的应力消除和人工峰值老化。所得材料的所测量机械性能列于表2中。Al 7020材料的屈服强度、极限拉伸强度和布氏硬度分别为347.8MPa、396.5MPa和108HB。使用具有螺纹端部的圆形张力杆在室温下用示例材料进行拉伸测试。张力杆的直径为0.250英寸，应变计的长度为1.000英寸。圆形张力试样的几何形状在ASTM标准E8中描述。
图9示出了示例性坯锭602的平面，以示出坯锭602的顶面604的取向。箭头606示出轧制和拉伸的方向。第一侧面608位于平行于轧制方向并且垂直于顶面604的平面中。第二侧面610位于垂直于箭头606的轧制方向和顶面604的平面中。箭头612示出了与第一侧面的平面正交的方向，箭头614示出了与第二侧面610的平面正交的方向。来自实施例2的Al7020材料的晶粒结构的光学显微镜图像显示在图10A至图10C中。图10A至图10C示出了在图9中所示的三个平面上具有T651韧度的Al 7020的微结构。光学显微镜用于晶粒尺寸分析。图10A是图9中所示的顶面604在×100放大率下的光学显微镜图像。图10B是图9中所示的第一侧面608在×100放大率下的光学显微镜图像。图10C是图9中所示的第二侧面610在×100放大率下的光学显微镜图像。
如图10A至图10C所示，检测由细长晶粒组成的各向异性纤维微结构。原始晶粒通过坯锭厚度压缩，该厚度是与轧制方向正交的方向，并且在热机械加工期间沿轧制方向伸长。在顶面上测量的晶粒尺寸大并且在直径为约400μm至600μm之间不均匀，平均晶粒长度与厚度的大纵横比在7:1至10:1的范围。沿着图10B和图10C中所示的另外两个面很难分辨晶粒边界，但是清楚地表明了重的伸长和压缩，如薄的平行带所例示。这种大而不均匀的微结构类型在具有镁和锌并具有标准韧度诸如T651的铝合金中是特征性的。
实施例3：固溶化和淬火的Al 7020材料的ECAE
将具有与实施例2中相同组分和T651韧度的Al 7020材料的坯锭在450℃的温度下经受固溶化2小时，并立即在冷水中淬火。进行该过程以将作为溶质添加的最大数量的元素(诸如锌和镁)保持在铝材料基质中的固溶体中。据信该步骤还将存在于铝材料中的(ZnMg)沉淀物溶解回固溶体中。所得的Al 7020材料的微结构与实施例2中描述的具有韧度T651的铝材料非常相似，并且由平行于初始轧制方向的大细长晶粒组成。唯一的区别是不存在细小的可溶性沉淀物。通过光学显微镜观察不到可溶性沉淀物，因为它们低于1微米的分辨率极限；只有大的(即直径大于1微米)不可溶沉淀物是可见的。因此，实施例3的结果表明，在固溶化和淬火步骤之后，初始T651微结构的晶粒尺寸和各向异性保持不变。
然后将Al 7020材料成型为三个坯锭，即杆，具有正方形横截面并且长度大于该横截面，然后在坯锭上执行ECAE。在固溶化和淬火之后30分钟内执行第一道次，以使自然老化的影响最小化。此外，ECAE在室温下进行以限制温度对沉淀的影响。图11示出了经历一个道次后的Al 7020的第一坯锭620、经历两个道次的第二坯锭622以及经历三个道次的第三坯锭624的照片。一个道次之后，第一坯锭620的ECAE方法成功。也就是说，如图11所示，在一个ECAE道次之后，坯锭未断裂。然而，在经受两个道次的第二坯锭622中发生了坯锭的顶面处的严重局部断裂。图11示出了在两个道次之后形成的第二坯锭622中的断裂628。还如图11所示，经受三个道次的第三坯锭624也显示出断裂628。如图11所示，断裂增强到此类程度，即一个宏观断裂630穿过第三坯锭624的整个厚度并将坯锭分成两个部分。
三个样品坯锭进一步进行两步峰值老化处理，包括第一个热处理步骤，样品在90℃下保持8小时，然后进行第二热处理步骤，样品在115℃下保持40小时。表3显示了第一坯锭620的布氏硬度数据以及拉伸数据。第二坯锭622和第三坯锭624具有太深的断裂，并且不能对这些样品进行机器拉伸试验。所有测量均在室温下用样品材料进行。
如表3所示，随着ECAE道次数的增加，记录硬度稳定增加约127至138。如实施例2中所示，每个道次之后的材料硬度高于仅具有T651韧度条件的材料的硬度值。与仅具有T651韧度的材料相比，一个道次之后第一样品的屈服强度数据也示出屈服强度增加。例如，屈服强度从347.8MPa增加到382MPa。
该实施例展示了ECAE改善铝-锌合金强度的能力以及ECAE加工期间由于坯锭断裂引起的某些限制。下面的实施例说明了在低温下将ECAE应用于Al合金时可用于改善整体加工的技术，并且可以在不断裂该材料的情况下提高Al合金材料强度。
实施例4：固溶化和淬火样品的多步ECAE—初始晶粒尺寸和各向异性的影响
为了评估初始微结构对加工结果的潜在影响，使实施例1和实施例2的具有T651韧度的Al7020材料进行比实施例3更复杂的热机械加工途径。在该实施例中，ECAE在两个步骤中执行，一个步骤在固溶化和淬火步骤之前，一个步骤在固溶化和淬火步骤之后，每个步骤包括具有多个道次的ECAE循环。第一ECAE循环旨在在固溶化和淬火步骤之前和之后精制和均质化微结构，而第二ECAE循环在低温下进行以改善实施例3的最终强度。
以下工艺参数用于第一ECAE循环。使用四个ECAE道次，每道次之间的坯锭旋转90度，以改善变形的均匀性，并因此得到微结构的均匀性。这是通过在多道次ECAE期间沿着有效剪切平面的三维网络激活简单剪切来实现的。形成坯锭的Al 7020材料在整个ECAE中保持175℃的加工温度。选择该温度是因为它足够低以在ECAE之后产生亚微米晶粒，但是高于峰值老化温度并因此提供整体更低的强度和更高的延展性，这有利于ECAE方法。在第一ECAE循环期间，Al 7020材料坯锭没有遭受任何断裂。
在第一ECAE方法之后，使用与实施例3中所述相同的条件进行固溶化和淬火(即，将坯锭在450℃下保持2小时，然后立即在冷水中淬火)。通过光学显微镜分析所得Al 7020材料的微结构，并显示在图12A和图12B中。图12A是在×100放大率下所得的材料，图12B是在×400放大率下的相同材料。如图12A和图12B所示，所得材料在整个材料的所有方向上由10μm-15μm的细小的各向同性晶粒组成。该微结构在高温固溶热处理期间通过再结晶和最初由ECAE形成的亚微米晶粒的生长而形成。如图12A和图12B所示，所得材料含有更细的晶粒，并且该材料在所有方向上具有比实施例3的固溶化和淬火的初始微结构更好的各向同性。
在固溶化和淬火之后，样品再次经由另一种ECAE方法变形，这次是在比第一ECAE方法中使用的温度低的温度下。为了进行比较，在该第二ECAE方法中使用与实施例3中所使用的相同的工艺参数。第二ECAE方法在室温下执行，在淬火步骤之后(即在淬火后30分钟内)尽快进行两个道次。发现使用第二ECAE方法作为较低温度ECAE方法，整体ECAE加工具有改善的结果。具体地讲，与实施例3不同，实施例4中的坯锭在较低温度下用坯锭材料进行两个ECAE道次之后没有断裂。表4示出了样品材料经受两个ECAE道次之后收集的拉伸数据。
如表4所示，所得材料与仅具有T651韧度条件的材料相比也具有显著的改善。也就是说，经历两步ECAE方法的Al 7020材料具有416MPa的屈服强度和440MPa的极限拉伸强度。
实施例4表明，ECAE之前材料的晶粒尺寸和各向同性可影响加工结果和最终可获得的强度。ECAE在相对适中的温度(大约175℃)下可能是破坏、精修和均匀化Al 7xxx合金材料的结构的有效方法，并使材料更好地进行进一步加工。针对用ECAE加工Al 7xxx的其他重要因素是在ECAE加工之前稳定GP区和沉淀物。这将在以下实施例中进一步描述。
实施例5：仅具有T651韧度的人工老化的Al 7020样品的ECAE
在该实施例中，对实施例1的Al 7020合金材料进行初始加工，该初始加工包括固溶化、淬火、通过拉伸至比起始长度大2.2％的应力消除和人工峰值老化。该Al 7020材料的人工峰值老化包括两步程序，包括在90℃下第一次热处理8小时，然后在115℃下第二次热处理40小时，这与该材料的T651韧度相似。在淬火步骤之后几小时内开始峰值老化。所得材料的布氏硬度测量为108HB，屈服强度为347MPa(即与实施例2中的材料相似)。第一热处理步骤用于在第二热处理之前稳定GP区的分布并抑制自然老化的影响。发现该程序促进均匀沉淀并优化沉淀强化。
然后在人工峰值老化之后进行低温ECAE。评估了两个ECAE方法参数。首先，ECAE道次数是多种多样的。测试了一个、两个、三个和四个道次。对于所有ECAE循环，材料坯锭在每个道次之间旋转90度。第二，ECAE期间材料温度的影响是变化的。评估的ECAE模头和坯锭温度为25℃、110℃、130℃、150℃、175℃、200℃和250℃。在一定的加工条件下，在室温下用样品材料获得布氏硬度和拉伸数据两者，以评估对强化的影响。光学显微镜用于产生所得材料样品的图像，并显示在图13A和图13B中。
作为初步观察，即使对于在室温下经历ECAE加工的坯锭，在任何样品坯锭的材料中也未观察到断裂。该实施例与实施例3形成对比，其中ECAE在不稳定的固溶化和淬火状态之后立即进行，并且在第二样品和第三样品中发生断裂。该结果显示了GP区和沉淀物的稳定化对Al 7xxx系列合金材料的加工的影响。由于两种主要组成元素锌和镁的性质和快速扩散，这种现象特别适用于Al 7xxx合金。
图13A和图13B显示了通过光学显微镜分析经历ECAE之后的Al7020合金材料的典型微结构。图13A显示在室温下经受四个ECAE道次并在约250℃保持一小时之后的室温下的材料。图13B显示在室温下经受四个ECAE道次并在325℃保持一小时之后的室温下的材料。从这些图像中，发现亚微米晶粒尺寸在高达约250℃的温度下是稳定的。在约250℃保持一小时之后，平均测量的晶粒尺寸为亚微米(直径小于1μm)。测得的平均晶粒尺寸的直径为约0.1μm至约0.8μm。在约300℃至约325℃保持相同的时间量之后，发生完全再结晶，并且亚微米晶粒尺寸生长为均匀且细小的再结晶微结构，晶粒尺寸为约5μm至10μm。在约450℃的温度下热处理之后，晶粒尺寸略微增加，直至约10μm至15μm，这在固溶化的典型温度范围内(参见实施例4)。该结构研究表明，当ECAE在低于约250℃至275℃的温度下执行时，即当晶粒尺寸为亚微米时，ECAE对晶粒尺寸细化引起的硬化可能是最有效的。
表5包含由于在ECAE期间改变Al 7020合金材料的温度而导致的布氏硬度和拉伸强度的测量结果。
图14和图15显示了实施例5中形成的材料的测量结果，因为这些图表显示了ECAE温度对最终布氏硬度和拉伸强度的影响。图14和图15中所示的所有样品经受总共4个ECAE道次，在给定温度下进行中间退火，持续30分钟至一小时的短时间段。如图14所示，当材料经历ECAE而挤出期间的材料温度小于或等于约150℃时，硬度大于仅具有T651韧度的材料。此外，随着坯锭材料加工温度降低，强度和硬度更高，从150℃至约110℃显示出最大的增加。具有最大最终强度的样品是在室温下用坯锭材料经历ECAE的样品。如图15和表5所示，该样品的所得布氏硬度为约140HB，YS和UTS分别等于488MPa和493MPa。这表明，在仅具有标准T651韧度的材料之上，屈服强度增加了近40％。即使在接近该材料的峰值老化温度的110℃，YS和UTS分别为447MPa和483MPa。其中一些结果可以解释如下。
将Al 7020合金材料在约115℃至150℃的温度下保持几小时对应于Al7xxx合金中的过时效处理，当沉淀物比峰值老化条件期间的生长更大时，这提供了峰值强度。在约115℃至约150℃的温度下，ECAE挤出材料仍然比仅经历T651韧度的材料更强，因为由于过时效引起的强度损失可以通过由于ECAE的晶粒尺寸硬化来补偿。由于过时效引起的强度损失是快速的，这解释了当材料保持在110℃至约150℃的温度时降低的最终强度，如图14所示。在高于约200℃至约225℃下，强度损失不仅由过时效引起，而且由亚微米晶粒尺寸的增长引起。在高于250℃的温度下也观察到这种效应，其中开始发生再结晶。
大约110℃至约115℃的温度接近Al 7xxx峰值老化的条件(即T651韧度)，并且强度高于仅具有T651韧度的材料强度主要是由于晶粒尺寸和ECAE的位错硬化。当Al 7020合金材料处于低于约110℃至约115℃的温度时，沉淀物是稳定的并且处于峰值老化条件。随着材料降低到接近室温的温度，ECAE硬化变得更有效，因为产生了更多的位错和更细的亚微米晶粒尺寸。当该材料在室温附近加工时，强度增加的速率与约110℃至150℃的温度相比更加平缓。
图16和图17以及表6示出了ECAE道次数对Al 7020合金的可获得强度的影响。
用于在图16和图17的图表中产生数据的样品在室温下与样品材料一起挤出，并且坯锭在每个道次之间旋转90度。随着ECAE道次数的增加，观察到强度和硬度的逐渐增加。在材料经历一至两个道次之后，强度和硬度增加最大。在所有情况下，最终屈服强度分别在一个、两个、三个和四个道次之后超过400MPa，特别是408MPa、469MPa、475MPa和488MPa。该实施例表明，在ECAE期间通过简单剪切增加变形水平，细化成亚微米晶粒尺寸的机制(包括位错产生和相互作用以及新晶界的产生)变得更有效。如前所述，ECAE期间较低的坯锭材料温度也可导致强度增加。
如实施例5所示，通过在使用两步老化程序来稳定GP区和沉淀物的人工老化之后执行ECAE，在不断裂材料的情况下实现了强度的改善。避免坯锭断裂能够降低ECAE加工温度，并允许使用更多数量的ECAE道次。结果，可以在Al 7020合金材料中形成更高的强度。
实施例6：各种加工途径的比较
表7和图18显示了比较实施例3、4和5中描述的各种加工途径的强度数据。仅比较在室温下经受ECAE的样品，从而示出一个和两个道次。
如图18和表7所示，将ECAE应用于已经固溶化和老化的Al 7020合金材料样品(即实施例3和实施例4)与将ECAE应用于相同给定道次数的人工老化样品(即实施例5)相比，不会产生高的最终强度。即，对于一个ECAE道次，比较382MPa(实施例3)至408MPa(实施例5)，对于两个道次，比较416MPa(实施例4)至469MPa(实施例5)。该比较表明，固溶化和淬火的Al7xxx的标准冷加工通常不如例如Al 2xxx系列合金那样有效。这通常归因于位错上较粗的沉淀。这种趋势似乎也适用于Al 7xxx系列合金的极端塑性变形，至少在前两个道次时。该比较表明，包括在施加ECAE之前通过人工老化稳定沉淀的加工途径比在固溶化和淬火步骤之后直接使用ECAE的途径具有更多优点。已经表明，优点导致更好的表面条件，诸如对于被挤出的材料更少的断裂，并且允许材料在给定的变形水平下达到更高的强度。
实施例7：在Al 7020板上进行ECAE的结果
将实施例5中描述的程序应用于形成板而不是杆的材料，如图10所示。图19示出了具有长度652、宽度654和小于长度652或宽度654的厚度的示例性板650。在一些实施方案中，长度652和宽度654可以基本上相同，使得板在平行于长度652和宽度654的平面中是正方形。通常，长度652和宽度654基本上大于厚度，例如，约三倍。这种形状对于应用诸如便携式电子设备壳体可能更有利，因为它是近净成型。在与实施例5中使用的相同的初始热机械性能处理之后进行ECAE：固溶化、淬火、通过拉伸至2.2％应力消除，以及两步峰值老化包括在90℃下第一次热处理8小时，然后在115℃下第二次热处理40小时。图19中的板650是在材料经受ECAE之后示出的Al 7020合金板。
板650的可加工性良好，在所有温度下都没有大断裂，包括在室温下。板650的硬度和强度测试的结果包含在表8中。如表8所示，在施加一个、两个和四个ECAE道次以及两个和四个ECAE道次之后的拉伸数据之后，进行硬度和强度测试。表8示出了将ECAE应用于板的结果与ECAE杆的结果相似。具体地讲，作为板挤出的材料中的屈服强度(YS)远高于400MPa。
实施例8：ECAE之后的轧制效应
图20A和图20B示出了经历ECAE的Al 7020合金材料，其中该材料形成为板660。在ECAE之后，对板660进行轧制。轧制减少了板的厚度多达50％。当使用多个轧制道次逐渐将厚度减小到最终厚度时，与在板660经历ECAE之后的初始轧制道次相比，在最终轧制步骤期间机械性能通常略微更好，只要在接近室温的相对较低温度下进行轧制即可。该实施例表明，具有经历ECAE的镁和锌的铝合金具有通过常规热机械加工以进行进一步加工的潜力，以在需要时形成最终所需的近净成型。一些示例性热机械加工步骤可包括例如轧制、锻造、压印或标准挤出，以及标准加工、修整和清洁步骤。
实施例9：ECAE对Al 6xxx系列合金材料的影响
ECAE加工在其他类型的可热处理合金上进行了测试。首先描述了在可热处理的Al6xxx系列合金Al 6061上进行ECAE加工的示例。起始材料是原样的Al 6061坯锭，在铸态和均质化条件下。含有铝作为主要组分以及镁和硅作为次要组分的Al 6061起始材料的组合物包括在表9中。
执行初始热处理以评估温度和时间对Al 6061起始材料的硬度、沉淀和微结构的影响。
热处理1(HT 1)包括将起始材料在530℃下固溶化3小时，然后立即进行水淬火。该处理有助于将沉淀物溶解到溶液中。HT1之后的测量的硬度为60.5HB。
热处理2(HT 2)包括将起始材料在530℃下固溶化3小时，然后立即进行水淬火，然后在空气中在175℃下峰值老化8小时。该工艺产生平衡固溶体基质，其含有许多直径约0.05μm至0.1μm的小且均匀间隔的沉淀物颗粒。加工温度和时间的该范围与用于在Al 6061合金中产生T6韧度的热处理相当。HT 2之后的测量的硬度为92.6HB。对于T6韧度，该硬度值与ASTM标准值95HB相当。最终测量的强度为310MPa的UTS以及的275MPa的YS，它们与具有T6韧度条件的标准Al 6061相当。这些值包括在下表10中。
热处理3(HT 3)包括将起始材料在530℃下固溶化3小时，然后立即进行水淬火，然后在空气中在400℃下人工过时效8小时。该工艺导致小的可溶性沉淀物生长并聚结成平均直径约1μm至5μm的大沉淀物。一般来讲，大的沉淀物提供最小的强化效果。HT 3之后测得的材料硬度低，大约30HB。使用的热处理工艺和所得硬度值类似于经历过O韧度的材料。最终测量的强度也与具有O韧度的标准Al 6061合金相当。UTS为125MPa，YS为55MPa。这些值包括在下表10中。
热处理4(HT 4)包括将起始材料在530℃下固溶化3小时，然后立即进行水淬火并且在室温下自然老化。这从过饱和固溶体中产生非常细的沉淀颗粒。一个月之后，这种材料的硬度从60.5缓慢增加到71.5HB，并在该硬度值下趋于平稳。在初始的一个月之后，在观察到硬度的另外变化之前经过了若干天的持续时间。
经历HT 4的Al 6061材料的测量结果显示，与Al 7020相比，Al 6061中的沉淀速率与Al 7020相比较慢。因此，在ECAE加工期间，Al 6061合金对断裂不太敏感，特别是在固溶化和淬火步骤之后。从这些测量结果可以看出，可以在已经经历至少两种初始条件之一的Al 6061合金上执行多个道次ECAE：直接在固溶化和淬火之后或在包括固溶化、淬火和老化的工艺之后。
ECAE加工对Al 6061合金材料的影响
研究了ECAE与热处理的组合的两个示例。在ECAE方法A中，包括固溶化、淬火、峰值老化和ECAE，使Al 6061材料的坯锭经受上述HT2，然后在低于175℃的温度下用模头进行4个ECAE道次。获得了Al 6061合金材料强度的增加。该材料的最终UTS为430.25MPa，并且YS为403.3MPa。结果包含在表10中。
在ECAE方法B中，使用固溶化、淬火和ECAE。在该实施例中，如上所述，首先使Al6061材料的坯锭经受HT 1。然后在保持温度低于175℃的模头下进行两次分别具有4个和6个道次的ECAE方法。在ECAE方法期间，将Al 6061材料的模头和坯锭加热到约100℃至约140℃的温度下。也就是说，在ECAE方法期间加热模头，并且在每个道次之间将Al 6061合金材料的坯锭加热至接近模头温度的温度(在模头温度的50℃范围内)约5分钟至一小时。在整个挤出工艺中，在每个ECAE道次之间加热模头和坯锭使坯锭保持在更均匀的温度。每个道次之间的这个中间加热步骤还可以在每个道次之间提供Al 6061材料的一些退火。在Al6061材料经历ECAE之后测得的硬度为133HB。这表示与T6和O韧度相比，硬度分别增加了1.25倍至1.4倍和4倍至4.3倍。硬度增加被认为是由于ECAE和在每个ECAE道次之间施加的变形和中间退火期间引起的动态沉淀的组合效应。表10中包含最终材料强度和硬度的测量结果。经历ECAE方法B之后，Al6061材料的最终UTS为456.5MPa，YS为443MPa，这表示相比于具有T6韧度的标准Al 6061，UTS增加了46％，YS高出60％，并且相比于具有O韧度的标准Al6061的UTS和YS，UTS增加262％，YS高700％。尽管Al6061材料的强度增加，但伸长百分比(大约13％)与标准Al 6061T6的伸长百分比(12％)相当。
还发现，在ECAE之后包括在低温下保持的Al 6061合金材料的退火处理可以进一步增强Al 6061合金材料上ECAE强度的增加。图21为示出在一小时的总热处理时间，在100℃至400℃的退火温度对在首先经历上述ECAE方法B的样品中测量的最终布氏硬度的影响的图表。对于在100℃至175℃的温度下进行一小时的热处理，布氏硬度增加至约143HB的值，与之相比在该材料经历ECAE方法B之后立即测量的初始值为133HB。
实施例10：ECAE对Al 2xxx系列合金材料的影响
测试了ECAE对另一种可热处理的Al合金的影响。在该实施例中，使用Al 2xxx系列合金Al 2618。含有铝作为主要组分以及铜作为次要组分的Al 2618起始材料的组合物包括在表11中。Al 2618起始材料成型为坯锭处于铸态和均质化条件下。
执行初始热处理测试以评估温度和时间对Al 2618合金的沉淀动力学的影响。Al2618合金含有各种类型的沉淀物，包括CuMgAl2、FeNiAl9和(Cu,Fe)Al6。受固溶化和老化处理影响的主要可溶性第二相是CuMgAl2。
热处理A(HT A)包括在530℃下固溶化24小时，然后立即进行水淬火。热处理将可溶性沉淀物溶解回溶液中。HT A之后的测量的硬度为72.6HB至76HB。
热处理B(HT B)包括在530℃下固溶化24小时，然后立即在沸水中水淬火，并且在空气中在200℃下人工峰值老化20小时。这产生了平衡固溶体基质，其含有许多小且均匀间隔的沉淀物颗粒，主要是CuMgAl2，其直径为约0.05μm至0.1μm。Al 2618使用该温度和时间范围来获得标准T6韧度。HT B之后测得材料的硬度为114HB至119HB，接近标准T61韧度的ASTM标准值115HB。
热处理C(HT C)包括在530℃下固溶化24小时，然后立即进行水淬火，并且在空气中在385℃下退火4小时。这种热处理使沉淀物生长并聚结成大尺寸。在该实施例中，大多数可溶性沉淀物诸如CuMgAl2的直径超过一微米并且失去了它们的大部分强化能力。测得的最终材料的硬度为约47.5HB。本文使用的热处理工艺和所得硬度值与标准O韧度相似。
热处理D(HT D)包括在530℃下固溶化24小时，然后立即进行水淬火，然后在室温下自然老化。这种热处理用于测量从固溶体中沉淀的速度。2周之后，硬度从72.6HB增加至82HB，并且在3周至4周之后，硬度进一步增加到100HB。将这些结果与上述实施例1和实施例9进行比较，对于Al 2618，沉淀发生得比Al 6061快，但比Al 7020慢。
ECAE加工对Al 2618合金材料的影响
研究了ECAE对热处理之后Al 2618合金材料的影响。对于该测试，使用经历热处理A的Al 2618材料。ECAE期间Al 2618材料的温度、所用ECAE道次数以及ECAE退火后的时间和温度是变化的，以评估每个参数对Al 2618材料的最终强度的影响。
在将Al 2618材料保持在高于150℃且低于230℃的温度下进行ECAE时，在材料强度与良好的坯锭表面条件之间提供了平衡。由于沉淀发生所需的更好热稳定性和更高温度和时间范围，使用了Al 2618材料上用于ECAE的更高加工温度，这是Al 2618合金中存在的Ni和Fe的含量高于许多其他合金的结果。
与更多个道次诸如4个道次相比，当使用1个或2个道次时，获得了最佳强度结果。测量结果包括在下表12中。ECAE不仅影响晶粒细化，而且还影响沉淀的程度和动态。在ECAE期间，沉淀动态地发生，沉淀物与新产生的位错和更细的晶粒尺寸相互作用。如测量结果所示，当仅使用几个道次时，诸如1个或2个道次，这种效果最强。当使用附加的道次时，附加的道次可以增加溶解速率和沉淀物的尺寸，从而降低它们对Al 2618合金中的总强度的贡献。
还测量了ECAE退火后总持续时间为一小时的影响，其与温度在100℃至400℃之间的变化有关。对于低于约200℃的温度，退火进一步增加了经历ECAE任意道次数的固溶化合金材料的强度。测量结果示于表12中。对于100℃至150℃的退火温度，ECAE退火后的影响最为明显。
如表12中的测量值所示，使用ECAE的1个和2个道次获得最稳定和最高的硬度。使用2个道次，即使在200℃下退火一小时，也可以获得高达158HB至160HB的最终硬度。总的来说，具有标准T6韧度的Al 2618材料的硬度增加在1个道次之后为32.7％，2个道次之后为42.8％，4个道次之后为23.5％。T6韧度下YS的增加为1个道次37％，2个道次53％，4个道次10％。这种附加增加的一个原因被认为是在ECAE之后保留在固溶体中的第二相材料的进一步沉淀、分布和生长，以及这些颗粒物与位错线和由机械变形产生的新晶界的相互作用。
(n/a：未测得)
实施例11：Al 2xxx系列合金材料的ECAE
在ECAE之后测试了来自Al 2xxx系列的另一种可热处理的Al合金；在这种情况下为Al 2219。含有铝作为主要组分以及铜作为次要组分的起始材料的组合物在表13中给出。在任何热处理之前，Al 2219合金起始材料处于铸态和均质化条件。执行初始热处理测试，以评估对Al 2219内可溶相的沉淀的影响。
热处理AA(HT AA)包括在537℃下固溶化24小时，然后立即进行水淬火。这种热处理将所有可溶性沉淀物溶解回溶液中。HT AA之后的测量的硬度为74.1HB。
热处理BB(HT BB)包括在537℃下固溶化24小时，然后立即进行水淬火，并且在空气中在190℃下人工峰值老化29小时。这产生了平衡固溶体基质，其含有许多小且均匀间隔的Al-Cu-Fe-Mn沉淀物。在HT BB之后测得的材料硬度为115HB，对于具有T6韧度的该材料，其接近ASTM标准值115HB。
热处理CC(HT CC)包括在537℃下固溶化24小时，然后立即进行水淬火，并且在空气中在400℃下退火2小时。这种热处理使沉淀物生长并聚结成若干微米的大尺寸，因此沉淀强化的益处很低。HT CC之后测得的材料硬度为约45HB。这种热处理对应于Al 2219的低强度O韧度下使用的热处理。
热处理D(HT D)包括在537℃下固溶化24小时，然后立即进行水淬火，并且在室温下自然老化。该工艺用于评估室温下固溶体的沉淀动力学。在3周之后，材料的硬度保持稳定在74.1HB。这表明，当与Al 7xxx系列中的Al合金比较时，Al 2219具有缓慢的沉淀速率。
ECAE加工对Al 2219合金材料的影响
ECAE是在经历HT AA热处理的Al 2219合金材料上进行的。在ECAE道次之前和之间对Al 2219材料和模头的坯锭进行热处理，以使其温度介于150℃至275℃之间，更具体地介于175℃至250℃之间。在这种类型的热处理序列的1个和2个ECAE道次之后，发现ECAE条件下的最高强度水平。表20包括1个和2个ECAE道次之后拉伸强度和布氏硬度的最终结果。为了进行比较，还示出了具有经历标准热机械加工(TMP)的O韧度和T6韧度的Al 2219材料的强度和硬度的数据。
经过1个和2个ECAE道次之后硬度分别增加至130HB和139HB。与标准T6和O韧度条件相比，这分别增加了×1.13至1.21和×2.9至3.1。拉伸测试也证实了强度的增加。增加幅度最大的是1个道次的415MPa和2个道次的365MPa的屈服强度，这比T6韧度高约26％(2个道次)至43％(1个道次)，比O韧度高420％(2个道次)至490％(1个道次)。在整个加工步骤中，材料的延展性水平保持良好，并且与T6条件类似。
在ECAE之后测试低温热处理(退火)以测试对最终强度的影响。ECAE退火后的最佳温度和时间范围分别为100℃至200℃以及0.5小时至长达50小时。针对1个和2个道次，在150℃下进行6小时的热处理的数据显示在表20中。在2个ECAE道次之后，观察到YS和UTS中最大强度改善约8％至9％。附加的强度增加是由于在ECAE之后保留在固溶体中的附加的第二相的沉淀。
实施例12：ECAE对不可热处理合金(Al 5xxx系列合金)的影响
测量ECAE对Al 5083(Al 5xxx系列中的Al合金)的影响。表15显示了在本实施例中使用的含有铝作为主要组分以及镁和锰作为次要组分的Al 5083合金材料的组合物。与5xxx系列中的大多数锻造Al合金一样，Al5083主要基于Al-Mg二元系统，并且没有显示出明显的沉淀硬化特征，这对于具有浓度低于7重量％的镁的Al合金是预期的。因此，Al 5083被称为不可热处理的Al合金，其中热处理诸如固溶化、淬火和老化硬化通常不会产生细小的可溶性沉淀物。Al 5083中的常见第二相是例如Mg2Al或MnAl6。这些第二相是不可溶的并且在初始浇铸和冷却步骤期间产生，并且在随后的热处理期间保持大部分尺寸和数量稳定。
在不可热处理的AL合金中，因为沉淀硬化通常不是非常有效，所以提高强度的一种方法是通过位错硬化。在位错硬化中，在热加工或冷加工期间使用TMP技术诸如轧制、锻造或拉伸将大量的位错引入到材料晶粒中。这些TMP技术将应变引入加工过的材料中，例如，通过减小样品的厚度，同时增加其他尺寸。所得材料中的位错的量和密度与引入材料中的应变量直接相关，因此也与材料的机械变形量相关。在实施过程中，通常可以限制材料的可实现的机械变形，诸如对于相当厚的板，例如大于0.5英寸至1英寸厚。在此类实施例中，材料的最终强度取决于在应用TMP技术之前初始晶粒尺寸在材料中的精细程度，这通常由浇铸工艺设定。
如上所述的ECAE提供了两种强化机制：晶粒尺寸(Hall Petch)硬化和位错硬化。这意味着ECAE提供了超越标准TMP方法的附加强化机制。也就是说，除Hall Petch硬化之外，ECAE还提供了强化机制。ECAE也不会改变坯锭的厚度或形状尺寸，因此可以在整个坯锭厚度上加强大坯锭，同时还会引入非常高的应变水平。
在该实施例中，加工具有表15中列出的组合物的铸态和均质化的Al5083材料，其中铝作为主要组分存在。为了在ECAE期间限制Al 5083坯锭的表面断裂，在挤出期间加热ECAE模头以及挤出的Al 5083材料的坯锭。发现在ECAE期间将Al 5083材料保持在适当的温度范围150℃至275℃，约175℃至约250℃。测试了ECAE的多个道次，并且在总道次数之后测量的Al 5083材料介于4至6之间。表14示出了经历4个道次的Al5083与具有O韧度(完全退火)或H116韧度(冷轧)的标准Al 5083的所得拉伸强度数据。在材料经历ECAE之后测量强度和硬度的增加，屈服强度(399MPa，比H116韧度增加77％)和极限拉伸强度(421MPa，比H116韧度增加37.8％)急剧增加。
还表明，通过使用TMP技术，诸如在ECAE方法之后轧制或锻造Al5083材料，可以引入附加的强化。表14示出了一个实施例，其包括在ECAE之后执行的Al 5083材料的附加冷轧至35％的高度降低。最终的YS和UTS分别为418MPa和441MPa。在该实施例中，在ECAE之后但在冷轧之前的Al 5083合金的微结构具有相对细小的亚微米晶粒尺寸，并且在轧制步骤期间赋予附加的位错，以进一步有助于最终强度。在冷轧期间可以进行控制以减少材料中的成形缺陷的因素包括每道次材料的高度减少百分比、所用辊的直径、锋利边缘和拐角的修整以及辊温度。
实施例13：ECAE对不可热处理合金(Al 5xxx和Al 3xxx系列合金)的影响
在该实施例中，根据上述实施例12中使用的类似方法，使用ECAE加工另外2种不可热处理的Al合金，即来自Al 5xxx系列的Al 5456和来自Al 3xxx系列的Al 3004，并进行一些改变。在该实施例中使用的含铝作为主要组分以及镁和锰作为次要组分的起始Al合金的组合物列于表17和表18中。在表17中，“其他每个”是除列出的元素之外的任何单个元素的最大重量百分比，“其他总计”是除列出的元素之外的所有元素的最大组合重量百分比。
使用的ECAE道次总数为4至6个道次。发现合适的工艺温度为100℃至275℃，约150℃至约225℃，这为坯锭提供了良好的表面条件。
最终测得的拉伸性能在表19和表20中给出。对于完全退火条件(O韧度)或不同程度的应变工作，还给出了具有商业韧度的Al 3004和Al5456的测量结果以进行比较，例如Al5456的H116韧度和Al 3004的H38韧度。如表19和表20中包含的测量值所示，ECAE改善了YS和UTS值，YS为约1.5倍至8倍，UTS为约1.3倍至1.4倍，高于标准应变工作韧度H116或H38。与O韧度相比，强度增加更大。
如实施例12所述，示出了在进行ECAE之后使材料经受冷轧是有利的，以进一步提高Al合金的最终强度。使用坯锭高度降低40％的冷轧。所得的机械性能示于表19的底行。
应当注意，对于来自Al 3xxx和Al 5xxx系列的Al合金，高于350MPa的YS相对较高，这通常比来自Al 2xxx和Al 7xxx系列的Al合金弱。在该实施例中通过该工艺赋予的Al3xxx和Al 5xxx系列合金的所得强度增加意味着当决定具有高于特定值的强度的Al合金时，用户可以从更宽范围的合金中进行选择。换句话讲，具有所需强度的更宽范围的Al合金可由除Al2xxx和Al 7xxx系列之外的一系列合金形成。由于特定的特征(诸如其美观的吸引力)而可能更合适但由于例如较低的强度而先前不适合的合金可以使用上述技术加工，从而导致材料具有比以前更多的所需性能。
在不脱离本发明的范围的情况下，可以对所讨论的示例性实施方案进行各种修改和添加。例如，虽然上述实施方案涉及特定特征结构，但是本发明的范围还包括具有不同特征结构组合的实施方案和不包括所有上述特征结构的实施方案。

Claims (10)

1.一种形成高强度铝合金的方法，所述方法包括：
将含有铝作为主要组分以及镁、锰、硅、铜和锌中的至少一种作为次要组分的铝材料加热至约400℃至约550℃的温度，以形成受热的铝材料，所述次要组分的浓度为至少0.1重量％；
将受热的铝材料淬火至室温，以形成冷却的铝材料；以及
使所述冷却的铝材料经受等通道转角挤出(ECAE)方法，同时将所述冷却的铝材料保持在约20℃至约200℃的温度下，以形成高强度铝合金，其中所述高强度铝合金具有直径为约0.2μm至约0.8μm的平均晶粒尺寸以及约300MPa至约650MPa的屈服强度。
2.根据权利要求1所述的方法，其中所述ECAE方法在所述淬火步骤的24小时内完成。
3.根据权利要求1所述的方法，还包括在所述ECAE方法之前使所述冷却的铝材料经受老化步骤。
4.根据权利要求1所述的方法，其中含有铝作为主要组分以及锌和镁作为次要组分的所述铝材料具有约400MPa至约650MPa的屈服强度。
5.根据权利要求1所述的方法，其中含有铝作为主要组分以及镁和硅作为次要组分的所述铝材料具有约300MPa至约600MPa的屈服强度。
6.根据权利要求1所述的方法，其中含有铝作为主要组分以及铜作为次要组分的所述铝材料具有约300MPa至约600MPa的屈服强度。
7.根据权利要求1所述的方法，其中含有铝作为主要组分以及镁和锰作为次要组分的所述高强度铝合金具有约300MPa至约500MPa的屈服强度。
8.一种高强度铝合金材料，包括：
含有浓度为至少0.1重量％的镁、锰、硅、铜和锌中的至少一种的铝材料，其中
所述铝材料具有直径为约0.2μm至约0.8μm的平均晶粒尺寸；以及
约300MPa至约650MPa的平均屈服强度。
9.根据权利要求7所述的高强度铝合金，其中所述铝材料包含作为主要组分的铝和作为次要组分的镁、锰、硅、铜和锌中的至少一种。
10.根据权利要求7所述的高强度铝合金材料，其中所述高强度铝合金形成为设备壳体。
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Cited By (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN111057978A (zh) * 2020-01-11 2020-04-24 甘肃西北之光电缆有限公司 一种超细晶、高强韧耐热铝合金导线的制备方法
CN113430426A (zh) * 2021-06-07 2021-09-24 江苏大学 一种高强低镁Al-Mg铝合金材料及其制备方法
CN114574737A (zh) * 2020-12-01 2022-06-03 中国科学院金属研究所 一种高强高塑性抗应力腐蚀纳米结构铝合金及其制备方法

Families Citing this family (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US10851447B2 (en) 2016-12-02 2020-12-01 Honeywell International Inc. ECAE materials for high strength aluminum alloys
CN108998709A (zh) * 2018-08-21 2018-12-14 南京理工大学 一种铝合金的制备方法
US11649535B2 (en) 2018-10-25 2023-05-16 Honeywell International Inc. ECAE processing for high strength and high hardness aluminum alloys
JP7167642B2 (ja) * 2018-11-08 2022-11-09 三菱マテリアル株式会社 接合体、ヒートシンク付絶縁回路基板、及び、ヒートシンク
US11068755B2 (en) * 2019-08-30 2021-07-20 Primetals Technologies Germany Gmbh Locating method and a locator system for locating a billet in a stack of billets
CN115505805B (zh) * 2022-10-13 2023-04-28 吉林大学 一种高强变形Al-Zn-Mg-Cu合金及其制备方法

Family Cites Families (72)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
GB751125A (en) 1953-03-02 1956-06-27 Burkon G M B H Improvements relating to the manufacture of metal cases
JPS62175702A (ja) 1986-01-29 1987-08-01 Takashi Mori 光ラジエ−タ
US4770848A (en) * 1987-08-17 1988-09-13 Rockwell International Corporation Grain refinement and superplastic forming of an aluminum base alloy
US5513512A (en) 1994-06-17 1996-05-07 Segal; Vladimir Plastic deformation of crystalline materials
US5620537A (en) 1995-04-28 1997-04-15 Rockwell International Corporation Method of superplastic extrusion
JP3654466B2 (ja) 1995-09-14 2005-06-02 健司 東 アルミニウム合金の押出加工法及びそれにより得られる高強度、高靭性のアルミニウム合金材料
JPH10258334A (ja) 1997-03-17 1998-09-29 Ykk Corp アルミニウム合金成形品の製造方法
JP3556445B2 (ja) 1997-10-09 2004-08-18 Ｙｋｋ株式会社 アルミニウム合金板材の製造方法
JP2000271631A (ja) * 1999-03-26 2000-10-03 Kenji Azuma 押出成形材及び成形品の製造方法
JP2000271695A (ja) * 1999-03-26 2000-10-03 Ykk Corp 成形品の製造方法
US6878250B1 (en) 1999-12-16 2005-04-12 Honeywell International Inc. Sputtering targets formed from cast materials
US20020017344A1 (en) 1999-12-17 2002-02-14 Gupta Alok Kumar Method of quenching alloy sheet to minimize distortion
US20010047838A1 (en) 2000-03-28 2001-12-06 Segal Vladimir M. Methods of forming aluminum-comprising physical vapor deposition targets; sputtered films; and target constructions
CN1233866C (zh) 2002-05-20 2005-12-28 曾梅光 亚微晶超高强铝合金制备方法
JP2004176134A (ja) * 2002-11-27 2004-06-24 Chiba Inst Of Technology 超微細結晶粒を有するアルミニウム及びアルミニウム合金材の製造方法
RU2235799C1 (ru) 2003-03-12 2004-09-10 Федеральное государственное унитарное предприятие "Всероссийский научно-исследовательский институт авиационных материалов" Способ термической обработки полуфабрикатов и изделие из сплава на основе алюминия
KR20050042657A (ko) 2003-11-04 2005-05-10 삼성전자주식회사 결상면 조절부를 구비하는 광학계 및 경사광학계.
KR100623662B1 (ko) 2004-01-09 2006-09-18 김우진 강소성가공과 저온 에이징 처리를 통해 시효경화능이 있는 소재의 강도를 대폭 증가시키는 방법
DE102004007704A1 (de) 2004-02-16 2005-08-25 Mahle Gmbh Werkstoff auf der Basis einer Aluminium-Legierung, Verfahren zu seiner Herstellung sowie Verwendung hierfür
WO2005094280A2 (en) 2004-03-31 2005-10-13 Honeywell International Inc. High-strength backing plates, target assemblies, and methods of forming high-strength backing plates and target assemblies
KR20050105825A (ko) 2004-05-03 2005-11-08 김우진 Ｅｃａｐ 방법을 이용하여 높은 변형률 속도로 초소성가공하는 방법
JP4139841B2 (ja) 2004-09-30 2008-08-27 能人 河村 鋳造物及びマグネシウム合金の製造方法
JP4616638B2 (ja) 2004-12-24 2011-01-19 古河スカイ株式会社 小型電子筐体及びその製造方法
US8137755B2 (en) * 2005-04-20 2012-03-20 The Boeing Company Method for preparing pre-coated, ultra-fine, submicron grain high-temperature aluminum and aluminum-alloy components and components prepared thereby
US7699946B2 (en) 2005-09-07 2010-04-20 Los Alamos National Security, Llc Preparation of nanostructured materials having improved ductility
JP4753240B2 (ja) 2005-10-04 2011-08-24 三菱アルミニウム株式会社 高強度アルミニウム合金材ならびに該合金材の製造方法
US20070084527A1 (en) 2005-10-19 2007-04-19 Stephane Ferrasse High-strength mechanical and structural components, and methods of making high-strength components
US7296453B1 (en) 2005-11-22 2007-11-20 General Electric Company Method of forming a structural component having a nano sized/sub-micron homogeneous grain structure
KR100778763B1 (ko) 2006-11-13 2007-11-27 한국과학기술원 한 개의 공전롤을 갖는 인발형 연속 전단변형장치
JP5082483B2 (ja) * 2007-02-13 2012-11-28 トヨタ自動車株式会社 アルミニウム合金材の製造方法
JP4920455B2 (ja) 2007-03-05 2012-04-18 日本金属株式会社 異形断面長尺薄板コイル及びこれを使用した成形体
CN101325849B (zh) 2007-06-14 2011-07-27 鸿富锦精密工业（深圳）有限公司 金属壳体及其成型方法
US8028558B2 (en) 2007-10-31 2011-10-04 Segal Vladimir M Method and apparatus for forming of panels and similar parts
JP5202038B2 (ja) 2008-03-03 2013-06-05 学校法人同志社 高靭性軽合金材料及びその製造方法
KR20090115471A (ko) 2008-05-02 2009-11-05 한국과학기술원 Ｅｃａｅ 공정을 이용한 튜브형 소재의 결정립 미세화 장치및 방법
KR20090118404A (ko) 2008-05-13 2009-11-18 포항공과대학교 산학협력단 동적 변형 특성이 개선된 알루미늄 합금의 제조방법
DE102008033027B4 (de) 2008-07-14 2010-06-10 Technische Universität Bergakademie Freiberg Verfahren zur Erhöhung von Festigkeit und Verformbarkeit von ausscheidungshärtbaren Werkstoffen
RU2396368C2 (ru) 2008-07-24 2010-08-10 Российская Федерация, от имени которой выступает государственный заказчик-Федеральное агентство по науке и инновациям СПОСОБ ТЕРМОМЕХАНИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ СПЛАВОВ СИСТЕМЫ Mg-Al-Zn
JP2010172909A (ja) 2009-01-27 2010-08-12 Sumitomo Electric Ind Ltd 圧延板、および圧延板の製造方法
CN101883477A (zh) 2009-05-04 2010-11-10 富准精密工业(深圳)有限公司 壳体及其制造方法
CN101690957B (zh) 2009-10-19 2012-03-28 江苏大学 提高7000系铸态铝合金组织和性能的等通道转角挤压加工方法
KR101834590B1 (ko) 2010-09-08 2018-03-05 아르코닉 인코포레이티드 개선된 6xxx 알루미늄 합금 및 이의 제조 방법
US9469892B2 (en) * 2010-10-11 2016-10-18 Engineered Performance Materials Company, Llc Hot thermo-mechanical processing of heat-treatable aluminum alloys
RU2468114C1 (ru) 2011-11-30 2012-11-27 Федеральное государственное автономное образовательное учреждение высшего профессионального образования "Белгородский государственный национальный исследовательский университет" Способ получения сверхпластичного листа из алюминиевого сплава системы алюминий-литий-магний
EP2822717A4 (en) 2012-03-07 2016-03-09 Alcoa Inc IMPROVED 6XXX SERIES ALUMINUM ALLOYS AND PROCESSES FOR PRODUCING THEM
WO2014010678A1 (ja) 2012-07-12 2014-01-16 昭和電工株式会社 ハードディスクドライブ装置ケースボディ用素形材の製造方法およびケースボディ用素形材
KR20140041285A (ko) 2012-09-27 2014-04-04 현대제철 주식회사 고강도 Ａｌ-Ｍｇ-Ｓｉ계 합금 및 그 제조 방법
CN102925827B (zh) 2012-11-27 2014-08-06 东北大学 一种铝合金导线的制备及在线形变热处理方法
CN103909690A (zh) * 2013-01-07 2014-07-09 深圳富泰宏精密工业有限公司 壳体及应用该壳体的电子装置
CN103060730A (zh) 2013-01-17 2013-04-24 中国石油大学(华东) 具有优良综合性能的铝合金制备方法
CN105308220A (zh) 2013-02-19 2016-02-03 铝镀公司 改善铝薄膜粘附的方法
KR101455524B1 (ko) 2013-03-28 2014-10-27 현대제철 주식회사 Ａｌ-Ｍｇ-Ｓｉ계 합금의 전위밀도 저감 방법 및 이를 이용한 Ａｌ-Ｍｇ-Ｓｉ계 합금 제조 방법
KR20150001463A (ko) 2013-06-27 2015-01-06 현대제철 주식회사 Ａｌ-Ｍｇ-Ｓｉ계 합금 제조 방법
KR20200118506A (ko) * 2013-09-30 2020-10-15 애플 인크. 높은 강도와 심미감을 갖는 알루미늄 합금
US20160237530A1 (en) 2013-10-15 2016-08-18 Schlumberger Technology Corporation Material processing for components
US20150354045A1 (en) 2014-06-10 2015-12-10 Apple Inc. 7XXX Series Alloy with Cu Having High Yield Strength and Improved Extrudability
RU2571993C1 (ru) 2014-10-02 2015-12-27 Федеральное государственное бюджетное образовательное учреждение высшего профессионального образования "Уфимский государственный авиационный технический университет" Способ деформационно-термической обработки объемных полуфабрикатов из al-cu-mg сплавов
CN106795592A (zh) 2014-10-28 2017-05-31 诺维尔里斯公司 铝合金产品和制备方法
ES2576791B1 (es) 2014-12-10 2017-04-24 Consejo Superior De Investigaciones Científicas (Csic) Procedimiento de obtención de material metálico mediante procesado por extrusión en canal angular de material metálico en estado semisólido, dispositivo asociado y material metálico obtenible
EP3253573A4 (en) 2015-02-04 2018-10-24 Conde Systems, Inc. Thermal transfer printed polymeric phone case insert
EP3325686A4 (en) 2015-07-17 2019-04-03 Honeywell International Inc. METHOD FOR HEAT TREATMENT OF METAL AND PRODUCTION OF METAL ALLOY
CN105077941B (zh) 2015-07-20 2016-08-31 京东方科技集团股份有限公司 一种移动设备保护套、移动设备
ES2875799T3 (es) 2015-10-08 2021-11-11 Novelis Inc Optimización del trabajo en caliente del aluminio
CN105331858A (zh) 2015-11-20 2016-02-17 江苏大学 高强高韧超细晶铝合金的制备方法
EP3390678B1 (en) 2015-12-18 2020-11-25 Novelis, Inc. High strength 6xxx aluminum alloys and methods of making the same
EP3394304B1 (en) 2015-12-23 2020-09-23 Norsk Hydro ASA Method for producing a heat treatable aluminium alloy with improved mechanical properties
CN205556754U (zh) 2016-03-25 2016-09-07 贵阳产业技术研究院有限公司 一种SiC颗粒增强铝基复合材料组织细化装置
RU2019112640A (ru) 2016-10-27 2020-11-27 Новелис Инк. Высокопрочные алюминиевые сплавы серии 6ххх и способы их изготовления
US10851447B2 (en) 2016-12-02 2020-12-01 Honeywell International Inc. ECAE materials for high strength aluminum alloys
CN107502841B (zh) 2017-08-18 2020-05-26 江苏大学 一种提高锆和锶复合微合金化铝合金耐腐蚀性的方法
CN108468005A (zh) 2018-02-09 2018-08-31 江苏广川线缆股份有限公司 一种6000系铝合金大变形挤压棒材生产工艺
US11649535B2 (en) 2018-10-25 2023-05-16 Honeywell International Inc. ECAE processing for high strength and high hardness aluminum alloys

Cited By (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN111057978A (zh) * 2020-01-11 2020-04-24 甘肃西北之光电缆有限公司 一种超细晶、高强韧耐热铝合金导线的制备方法
CN114574737A (zh) * 2020-12-01 2022-06-03 中国科学院金属研究所 一种高强高塑性抗应力腐蚀纳米结构铝合金及其制备方法
CN113430426A (zh) * 2021-06-07 2021-09-24 江苏大学 一种高强低镁Al-Mg铝合金材料及其制备方法

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