CN112996934A - 用于高强度和高硬度铝合金的ecae处理 - Google Patents

用于高强度和高硬度铝合金的ecae处理 Download PDF

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Abstract

公开了一种形成高强度铝合金的方法。该方法包括固溶化至高于铝材料的标准固溶化温度约5℃至低于铝材料的初始熔融温度约5℃范围内的温度，以形成受热的铝材料，然后对该受热的铝材料进行淬火。铝材料包括镁和硅中的至少一种作为次要组分，该次要组分的浓度为至少0.2重量％。使冷却的铝材料经受使用等温条件和非等温条件中的一者的ECAE处理。等温条件包括使坯锭和模头均在约80℃至约200℃的相同温度下。非等温条件包括使坯锭在约80℃至约200℃的温度下并且使模头在至多100℃的温度下。然后在约100℃至约175℃的温度下老化铝材料。

Description

用于高强度和高硬度铝合金的ECAE处理
技术领域
本公开涉及可用于例如需要高屈服强度的设备中的高强度和高硬度铝合金。更具体地，本公开涉及具有高屈服强度并且可用于形成电子设备的强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)的尺寸和重量的一般趋势。对应地期望减小保持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减小至约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使用之间的存储期间暴露于结构损坏的增加的风险，特别是由于设备壳体挠曲。用户以在正常使用期间和使用之间的存储期间对设备施加机械应力的方式处理便携式电子设备。例如，用户将蜂窝电话放在他的裤子的后袋中并坐下来会给这部电话带来机械应力，这可能导致设备断裂或弯曲。因此需要增加用于形成设备壳体的材料的强度，以使弹性或塑性挠曲、压痕和任何其他类型的损坏最小化。
发明内容
这些和其他需求由本公开的各个方面和构型来解决。
本公开的各个方面包括形成高强度铝合金的方法，该方法包括：将铝材料固溶化至在高于铝材料的标准固溶化温度约5℃至低于铝材料的初始熔融温度约5℃范围内的温度，以形成受热的铝材料，该铝材料包括铝作为主要组分以及镁和硅中的至少一种作为次要组分，次要组分的浓度为至少0.2重量％；将受热的铝材料在水中快速淬火至室温，以形成冷却的铝材料；使用等温条件和非等温条件中的一者使冷却的铝材料经受等通道转角挤出(ECAE)处理以形成具有第一屈服强度的铝合金：等温条件使坯锭和模头均在约80℃至约200℃的相同温度下；并且，非等温条件使坯锭在约80℃至约200℃的温度下并且使模头在至多100℃的温度下；在约100℃至约175℃的温度下将铝合金老化约0.1至约100小时的时间，以形成具有第二屈服强度的铝合金，其中第二屈服强度大于第一屈服强度。
根据上文所述的形成高强度铝合金的方法，其中铝材料为沉淀硬化的铝合金。
根据上文所述的形成高强度铝合金的方法，其中铝材料为铝合金6xxx。
根据上文所述的形成高强度铝合金的方法，其中铝合金6xxx选自AA6061和AA6063。
根据上文所述的形成高强度铝合金的方法，其中固溶化温度为530℃至580℃。
根据上文所述的形成高强度铝合金的方法，其中固溶化温度为约560℃。
根据上文所述的形成高强度铝合金的方法，使用等温条件使冷却的铝材料经受的步骤，其中将坯锭和模头加热至约105℃至约175℃的相同温度。
根据上文所述的形成高强度铝合金的方法，其中将坯锭和模头加热至约140℃的相同温度。
根据上文所述的形成高强度铝合金的方法，使用非等温条件使冷却的铝材料经受的步骤，其中将坯锭加热至约105℃至约175℃的温度，并且模头处于至多80℃的温度。
根据上文所述的形成高强度铝合金的方法，其中将坯锭加热至约140℃的温度，并且模头处于约室温下。
根据上文所述的形成高强度铝合金的方法，还包括在老化步骤之前使铝合金经受选自轧制、挤出和锻造中的至少一者的热机械处理。
根据上文所述的形成高强度铝合金的方法，还包括在老化步骤之后使铝合金经受选自轧制、挤出和锻造中的至少一者的热机械处理。
根据上文所述的形成高强度铝合金的方法，其中使冷却的铝材料经受ECAE处理的步骤包括至少两个ECAE道次。
根据上文所述的形成高强度铝合金的方法，其中老化铝合金的第二屈服强度为至少250MPa。
根据上文所述的形成高强度铝合金的方法，具有在约140℃的温度下老化约4小时的时间的步骤。
本公开的各个方面包括一种高强度铝合金材料，包括：铝作为主要组分；以及镁和硅中的至少一种作为次要组分，次要组分的浓度为至少0.2重量％；至少90BHN的布氏硬度；至少250MPa的屈服强度；至少275MPa的极限拉伸强度；以及至少11.5％的伸长百分比。
根据上文所述的高强度铝合金，其中铝材料含有约0.3重量％至约3.0重量％的镁和约0.2重量％至约2.0重量％的硅。
根据上文所述的高强度铝合金，布氏硬度为至少95BHN，屈服强度为至少275MPa，并且极限拉伸强度为至少300MPa。
根据上文所述的高强度铝合金，布氏硬度为至少100BHN，屈服强度为至少300MPa，极限拉伸强度为至少310MPa，并且伸长百分比为至少15％。
本公开的各个方面包括一种设备壳体，该设备壳体由根据上文所述的高强度铝合金形成。
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是示出根据本公开的形成高强度高硬度铝合金的方法的实施方案的流程图。
图2是示出根据本公开的形成高强度和高硬度铝合金的方法的替选实施方案的流程图。
图3是示出根据本公开的形成高强度和高硬度铝合金的方法的替选实施方案的流程图。
图4是示出根据本公开的形成高强度和高硬度金属合金的方法的替选实施方案的流程图。
图5是样品等通道转角挤出设备的示意图。
图6是示出520℃和560℃下固溶化温度对沉淀溶质的影响的示意图。
图7是示出根据本公开的铝合金在冷(室温)下以及在105℃和140℃下等温条件(相同温度下的坯锭和模头)下ECAE之前和之后的微结构特征(沉淀和位错/亚晶粒)的示意图。
图8是示出根据本公开的铝合金在等温条件下与非等温条件下相比在ECAE之后的微结构特征的示意图。
图9为示出等温处理温度对硬度(无老化热处理)的影响的图。
图10是示出ECAE结构对沉淀动力学的影响的差示扫描量热法(DSC)图。
图11是曲线图，其示出了在根据本公开的铝合金中通过将105℃、140℃和175℃的老化温度下的老化时间与布氏硬度进行比较而优化的老化热处理条件。
图12是示出根据本公开处理的铝合金的等温处理加上140℃下的峰值老化热处理(示出为与标准T6相比的百分比增加)的影响的曲线图。
图13是对于根据本公开处理的铝合金将ECAE处理(在105℃下等温1205、在105℃下与坯锭非等温1210、在140℃下等温1215、以及在140℃下与坯锭非等温1220)与所得机械性能(示出为与标准T6相比的百分比增加)进行比较的曲线图。
图14是示出将固溶化温度从530℃升高至560℃的影响的曲线图。
具体实施方式
本文公开了一种形成具有高硬度和高屈服强度的铝(A1)合金的方法。更具体地讲，本文描述了形成具有大于95布氏硬度值(BHN)的硬度和大于250MPa的屈服强度的铝合金的方法。在一些实施方案中，铝合金包括铝作为主要组分和至少一种次要组分。例如，铝合金可含有镁(Mg)和/或硅(Si)作为次要组分，其浓度为至少0.1重量％，余量为铝。在一些示例中，铝可以大于约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)。还公开了一种形成高强度铝合金的方法，高强度铝合金具有约250MPa至约600MPa的屈服强度以及约95BHN至约160BHN的布氏硬度(BH)，该方法包括使用等温条件和非等温条件中的一者结合某些老化过程的ECAE。
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0.2重量％的镁的浓度。例如，铝合金可具有在约0.2重量％至约2.0重量％、或0.4重量％至约1.0重量％的范围内的镁的浓度，以及在约0.2重量％至约2.0重量％、或0.4重量％至约1.5重量％的范围内的硅的浓度。在一些实施方案中，铝合金可以是A1 6xxx系列合金中的一种。在一些实施方案中，铝合金可具有一定浓度的痕量元素，诸如铁(Fe)、铜(Cu)、锰(Mn)、铬(Cr)、锌(Zn)、钛(Ti)和/或其他元素。微量元素的浓度可为如下：至多0.7重量％的Fe、至多1.5重量％的Cu、至多1.0重量％的Mn、至多0.35重量％的Cr、至多0.25重量％的Zn、至多0.15重量％的Ti和/或至多0.0.5重量％的其他元素，不超过0.15重量％的总其他元素。在一些实施方案中，铝合金选自AA6061和AA6063，在本文中也可互换地分别称为A16061和A16063。在一些实施方案中，铝材料为沉淀硬化的铝合金。在一些实施方案中，铝合金可具有约250MPa至约600MPa、约275MPa至约500MPa、或约300MPa至约400MPa的屈服强度。在一些实施方案中，铝合金可具有约275MPa至约600MPa、约300MPa至约500MPa、或约310MPa至约400MPa的极限拉伸强度。在一些实施方案中，铝合金可具有至少约90BHN、至少约95BHN、至少约100BHN、至少约105BHN或至少约110BHN的布氏硬度。在一些实施方案中，铝合金可具有约160BHN的布氏硬度上限。
形成具有镁和硅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中固溶化起始材料。例如，起始材料可为浇铸成坯锭形式的铝材料。铝材料可包含添加剂，诸如在方法100期间将与铝铸成合金以形成铝合金的其他元素。在一些实施方案中，铝材料坯锭可使用对于具有镁和硅的铝合金的标准浇铸操作形成。固溶化不需要像匀化一样在浇铸之后立即进行。铝材料坯锭可在步骤110中经受固溶化，并且固溶化的温度和时间可针对特定合金进行特别调整。温度和时间可为足以使得次要组分分散在整个铝材料中以形成固溶化的铝材料，换句话讲，以例如将镁和硅放入固体溶液中并且在其他热处理(诸如老化)期间可用作沉淀位点。次要组分可分散在整个铝材料中，使得固溶化铝材料基本上是匀化的。对于铝材料根据本公开的固溶化温度可在高于标准固溶化温度约5℃至低于初始熔融温度约5℃的温度范围内，以形成受热的铝材料。在一些实施方案中，固溶化的合适温度可为约530℃至约580℃、约550℃至约570℃，或可为约560℃。在一些实施方案中，固溶化的合适温度可为约530℃至约580℃。约580℃的上限是由于初始熔融。根据本公开的固溶化温度下限比根据ASM(美国金属协会)标准参考材料的A16063的标准520℃固溶化温度高10℃。对于其他A16xxx合金，固溶化温度可略高，例如高达530℃。根据本公开的方法包括在比特定合金材料的标准高至少5℃或至少10℃的温度下固溶化。可执行某些固溶化以改善坯锭的结构均匀性和随后的可加工性。在一些实施方案中，固溶化可导致均匀地发生沉淀，这可有助于在随后的处理过程中更高的可获得的强度和更好的沉淀物稳定性。在一些实施方案中，在约530℃至约580℃的温度下对包括铝作为主要组分以及镁和硅中的至少一种作为次要组分的铝材料固溶化以形成受热的铝材料，次要组分的浓度为至少0.2重量％。在一些实施方案中，固溶化温度为约530℃至约560℃。在一些实施方案中，固溶化温度为530℃至560℃。在一些实施方案中，固溶化温度为约560℃。在一些实施方案中，固溶化温度为560℃。固溶化的目标是将添加元素诸如镁和/或硅或根据需要的其他痕量元素溶解到铝材料中，以形成铝合金。可基于坯锭的尺寸(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，固溶化可在约530℃至约580℃下进行长达8小时。虽然长于8小时(例如24小时)的时间可能是无害的，但对于超过8小时的老化时间，微结构或机械性能将不存在预期的增益。
可在固溶化之后进行淬火，如步骤120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。这种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，将固溶化的受热的铝在水(或油)中快速淬火至室温以形成冷却的铝材料。
在一些实施方案中，冷却的铝材料可经受大塑性变形，诸如等通道转角挤出(ECAE)，如步骤130所示。例如，铝合金坯锭可通过包括模头的ECAE设备以挤出铝合金，作为具有正方形、矩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处理可在相对低的温度下进行。例如，可使用等温条件和非等温条件中的一者来执行具有镁和硅的铝合金的ECAE。在一些使用等温条件的实施方案中，在挤出期间，被挤出的铝合金材料和挤出模头可保持在执行挤出处理的温度下，以确保整个铝合金材料的温度一致。也就是说，可对挤出模头进行加热以防止铝合金材料在挤出工艺中冷却。使用等温条件意味着铝坯锭和ECAE模头处于约80℃至约200℃、或约105℃至约175℃、或约125℃至约150℃的相同温度下。在一些实施方案中，ECAE处理可包括通过ECAE设备的一个道次、两个道次、三个道次、或四个或更多个挤出道次。所形成的铝合金具有第一屈服强度YS1。
对于非ECAE处理过的材料，A1 6063 T6回火的标准老化热处理可为175℃持续8小时。然而，对于ECAE处理过的合金，175℃、8小时的热处理条件不是优选的，因为在亚微米ECAE材料中沉淀发生得更快。
在一些实施方案中，根据本公开的老化可任选地在ECAE处理之后进行，如步骤140所示。在一些实施方案中，老化热处理可在约100℃至约175℃的温度下进行0.1小时至约100小时的持续时间。老化热处理温度可为约100℃、约105℃、约110℃、约120℃、约130℃、约140℃、约150℃、约160℃、约170℃、约175℃，在一些实施方案中，老化热处理温度为约100℃至约175℃、约120℃至约160℃、或约130℃至约150℃。在一些实施方案中，老化热处理温度为约140℃。老化热处理时间可为约0.1小时、约0.2小时、约0.3小时、约0.4小时、约0.5小时、约0.6小时、约0.7小时、约0.8小时、约0.9小时、约1小时、约2小时、约3小时、约4小时、约5小时、约6小时、约7小时、约8小时、约9小时、约10小时、约20小时、约40小时、约60小时、约80小时、或约100小时，在一些实施方案中，老化热处理时间为约0.1小时至约100小时、约1小时至约20小时、或约6小时至约10小时。在一些实施方案中，老化热处理时间为约8小时。
在通过ECAE和老化进行大塑性变形之后，在步骤150中，铝合金可任选地通过热机械处理经历进一步的塑性变形，诸如轧制，以进一步调整铝合金的性能和/或改变铝合金的形状或尺寸。热机械处理可选自轧制、挤出和锻造中的至少一者。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，可使用轧制来使铝合金成型。
在步骤140的老化以及如步骤150中任选地使铝合金经受热机械处理之后，如步骤160中那样形成高强度铝合金。高强度铝合金具有第二屈服强度YS2，其中第二屈服强度YS2大于第一屈服强度YS1。
图2是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中的固溶化、在步骤220中的快速淬火、以及如在步骤230中的ECAE处理。步骤210、220和230可以与本文参照图1描述的步骤110、120和130相同或相似。如步骤240中，任选地，使铝合金经受热机械处理。热机械处理可选自轧制、挤出和锻造中的至少一者。在一些实施方案中，可在如步骤240那样经受热机械处理之后任选地进行老化，如步骤250所示。在一些实施方案中，老化热处理可在约100℃至约175℃的温度下进行0.1小时至约100小时的持续时间。在步骤250的老化之后，如步骤260中那样形成高强度铝合金。
图3是形成高强度铝合金的方法300的流程图。方法300包括在步骤310中的固溶化、在步骤320中的快速淬火、以及如在步骤330中的ECAE处理。步骤310和320可以与本文参照图1描述的步骤110和120相同或相似。步骤330的ECAE处理使用非等温条件。在使用非等温条件的实施方案中，挤出模头在挤出处理期间可相对于坯锭温度更冷。使用非等温条件意味着铝坯锭和ECAE模头处于不同温度，其中铝坯锭处于约80℃至约200℃的温度、或约105℃至约175℃、或约125℃至约150℃，同时模头处于约100℃或更低、或约80℃、或约60℃、或约40℃、或约25℃、或约室温的温度。在一些实施方案中，ECAE处理可包括通过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，可在如步骤330那样的ECAE处理之后任选地进行老化，如步骤340所示。在一些实施方案中，步骤340的老化热处理可在约100℃至约175℃的温度下进行0.1小时至约100小时的持续时间。如步骤350中，任选地，使铝合金经受热机械处理。热机械处理可选自轧制、挤出和锻造中的至少一者。在步骤340的老化以及如步骤350中任选地使铝合金经受热机械处理之后，如步骤360中那样形成高强度铝合金。
图4是形成高强度铝合金的方法400的流程图。方法400包括在步骤410中的固溶化、在步骤420中的快速淬火、以及如在步骤430中的ECAE处理。步骤410、420和430可以与本文参照图3描述的步骤310、320和330相同或相似。步骤430的ECAE处理使用非等温条件，与步骤330相同或类似。任选地，在如步骤450中那样老化之前，使铝合金经受如步骤440中那样的热机械处理。热机械处理可选自轧制、挤出和锻造中的至少一者。在一些实施方案中，步骤450的老化热处理可在约100℃至约175℃的温度下进行0.1小时至约100小时的持续时间。在步骤450的老化之后，如步骤460中那样形成高强度铝合金。
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，铝合金可含有镁和硅中的至少一种，其中镁的浓度在约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％的范围内，并且硅的浓度在约0.2重量％至约2.0重量％、或0.4重量％至约1.5重量％的范围内。例如，铝合金可以是A1 6xxx系列合金中的一种。在一些实施方案中，铝合金可具有一定浓度的痕量元素，诸如铁(Fe)、铜(Cu)、锰(Mn)、铬(Cr)、锌(Zn)、钛(Ti)和/或其他元素。微量元素的浓度可为如下：至多0.7重量％的Fe、至多1.5重量％的Cu、至多1.0重量％的Mn、至多0.35重量％的Cr、至多0.25重量％的Zn、至多0.15重量％的Ti和/或至多0.0.5重量％的其他元素，不超过0.15重量％的总其他元素。在一些实施方案中，铝合金6xxx选自AA6061和AA6063。
在一些实施方案中，图1至图4的方法可应用于适合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600MPa的屈服强度)、低重量密度(即，约2.8g/cm3)，并且相对容易制造成复杂形状。
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，大塑性变形包括大块材料件的极端变形。在一些实施方案中，当应用于本文所述的材料时，ECAE提供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的模头组件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的多个道次可组合使用以达到极端的变形水平，而不会在每个道次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、浇铸缺陷或沉淀物)的形状。通过控制三个主要因素，可通过ECAE进行晶粒细化：(i)简单剪切、(ii)强烈变形和(iii)利用在使用多道次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，以及形成整块材料件作为最终产品的能力。
由于ECAE是一种可扩展的方法，因此可通过ECAE处理大型坯锭截面和尺寸。ECAE还提供在整个坯锭横截面上的均匀的变形，因为在加工过程中可控制坯锭的横截面，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起作用。
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，所生产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可避免铝合金坯锭在ECAE期间断裂。例如，提高铝合金坯锭在挤出期间中保持的温度可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希望的晶粒生长，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处理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，这可能是这种结果。在铝合金上进行ECAE，其中合金在太接近铝合金的峰值老化温度的温度下，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。
考虑到上述考虑因素，已经发现特定的处理参数可改善用于具有镁和/或硅的铝合金的ECAE处理的结果。这些参数在以下实施例中进一步概述。
前ECAE热处理包括固溶化具有镁和硅的A1合金。典型地，在执行ECAE之前生产稳定的吉尼尔·普雷斯顿区(Guinier Preston)(GP)区并在铝合金中建立热稳定的沉淀物可改善可加工性，例如，这可导致ECAE期间的坯锭断裂减少。这对于具有镁和硅的铝合金的ECAE处理是重要的，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甚至更加不稳定，除非小心控制处理条件。
已经评估了加热和时间对具有镁和硅的铝合金中的沉淀的影响。具有镁和硅的铝合金中的沉淀顺序是复杂的并且取决于温度和时间。据发现，与A1 6063(标准回火T6，在本文中也可互换地称为A1 6063 T6)相比，处理参数的临界优化改善了根据本公开的铝合金材料。这些优化的处理参数包括固溶化温度、ECAE处理期间ECAE坯锭的温度和ECAE模头的温度、以及老化温度和时间。
首先，使用高温热处理诸如固溶化，通过在整个铝合金中分布，将溶质诸如镁和/或硅放入溶液中。图6示意性地示出了较高固溶化温度的影响。与在520℃的标准温度下固溶化的类似材料425相比，具有560℃固溶化温度的该合金材料450在溶液中形成更多的硅和镁，如更高密度的点410所表示的。高温热处理之后在水(或油)中快速冷却，也称为淬火，以将溶质保持在溶液中。通过将温度从标准520℃(例如，对于A1 6063 T6)增加到约530℃至约560℃，在淬火期间向固溶体中提供更多的硅和镁，并且在后续热处理期间产生更多的可用于沉淀强化的(Mg，Si)沉淀物。在相对较低的温度下持续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，形成称为吉尼尔·普雷斯顿区(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畸变。这些区的强化效果是在它们切割GP区时对位错运动的额外干扰的结果。随着室温下老化时间(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增加，GP区被转化为具有与固溶体的晶体结构不同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。那些被称为“过渡”或“亚稳态”或“中间”沉淀物。在许多合金中，第一“过渡”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，它们在某些晶体学平面上与铝基质保持相干。随着这些第一“过渡”沉淀物的尺寸和数量增加，强度继续增加。通过位错在材料中可移动的容易程度来提供增强机制。任何阻碍位错运动的沉淀物将增加合金的强度。对于非常小且与铝基质相干的第一过渡沉淀物，位错被切割并剪切穿过沉淀物。沉淀反应的进一步进展产生“过渡”相颗粒的生长，伴随着相干应变增加，直到界面键的强度被超过并且相干性消失：这导致新的半相干过渡沉淀物的形成，该沉淀物逐渐替代第一种类型的过渡沉淀物。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。在老化期间进行更长时间和更长温度的附加热处理导致沉淀物变得更大并且与基质不相干，并且这与平衡沉淀物的形成同时发生。随着平衡相颗粒的生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。更具体地讲，对于包含镁和硅的A1合金，沉淀顺序始于由空位周围的Si和Mg原子簇形成GP区，然后形成具有针状形状的相干过渡β”沉淀物，然后形成棒状的半相干过渡β’沉淀物，最后形成较大的非相干平衡β-Mg2Si沉淀物。老化期间的峰值强度(也称为峰值老化)通常在β”至β’转变期间发生，这是由于沉淀物的细小尺寸通过剪切和/或翘曲减缓了位错运动。
GP区在晶格内均匀成核，并且各种沉淀物依次发生。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。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，可增强这些效果。ECAE引入了高水平的亚晶粒、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。GP区或沉淀物可修饰位错并抑制它们的运动，这导致局部延展性的降低。即使在室温处理中，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个ECAE道次期间动态发生。
检查了ECAE模头温度和坯锭温度的影响，并在图7中示意性地示出。示意图700示出ECAE之前坯锭的升高的温度，其示出了用于冷或室温条件的微结构710、用于105℃的微结构730和用于140℃的微结构750。示意图705示出了ECAE之后坯锭的升高的温度，其中模头保持在与等温条件相同的温度下，其示出了用于冷或室温条件的微结构720、用于105℃的微结构740和用于140℃的微结构760。据发现，通过将冷(例如室温)条件的基本上没有沉淀物的微结构710、对于具有中等的沉淀物密度的加热至105℃的坯锭的微结构730和对于具有较高的沉淀物密度的加热至140℃的坯锭的微结构750比较，如示意图700所示，通过增加沉淀或点702，在ECAE之前较高的坯锭温度提供更多Mg2Si的沉淀物。如示意图705所示，ECAE期间产生的位错704由沉淀物702钉扎。位错704的增加有助于原始晶粒(具有由粗线指示的边界706)内的亚晶粒(具有边界704)的增加，并且导致更大的强度。据发现，如示意图705所示，较高的坯锭温度(其中模头温度被等温保持)在ECAE之后提供更多的位错和亚晶粒。位错/亚晶粒704的增加在比较具有低密度位错/亚晶粒的冷(例如室温)条件微结构720与具有中等密度位错/亚晶粒的在105℃下等温的微结构740与具有较高密度位错/亚晶粒的在140℃下等温的微结构760时示出。即使在后ECAE峰值老化之后，更高密度的沉淀物(随着坯锭温度的升高)和位错/亚晶粒(随着等温条件下模头和坯锭两者的温度的升高)的这些影响仍然存在，这将在下文更详细地讨论。
图8示意性地示出了，等温条件800与非等温条件805相比对晶界806内的沉淀物702和位错或亚晶粒704的密度的影响。令人惊讶地确定，与等温条件(对于相同的坯锭温度)相比，非等温条件(换句话讲，使模头处于比坯锭温度更低或更冷的温度)导致更高密度的沉淀物702和位错或亚晶粒704。示意图800示出了其中坯锭和ECAE模头两者均等温保持在105℃下的微结构810，与其中坯锭和ECAE模头两者均等温保持在140℃下的微结构830相比，在ECAE之后具有较低密度的沉淀物702和位错/亚晶粒704。类似地，示意图805示出了具有冷模头但具有105℃下的坯锭的微结构820，与其中具有冷模头但具有140℃下的坯锭的微结构840相比，在ECAE之后具有较低的密度的沉淀物702和位错或亚晶粒704。比较微结构810和820，对于具有其中坯锭在105℃下进行热处理的非等温条件(冷模头)的微结构820而言，存在更高密度的位错/亚晶粒704。同样比较微结构830和840，对于具有其中坯锭处于140℃的非等温条件(冷模头)的微结构840，存在更高密度的位错/亚晶粒704。模头温度比坯锭温度更冷导致ECAE之后保留更多位错，并且不受理论的约束，这至少部分地是由于较少的恢复导致更大的强度。观察到这些效应限于最高至约150℃的坯锭温度，高于该温度会导致有害效应。
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。另一个效应可以是限制可使用的ECAE道次的数目。随着道次数增加，该效应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。
在一些实施方案中，据发现，处理优化包括后ECAE老化热处理，其可在选自轧制、挤出和锻造中的至少一者的另外的热机械处理之前或之后执行。在约100℃至约175℃的温度下进行老化热处理约0.1至约100小时的时间提供了沉淀物的分布，该沉淀物稳定以形成具有第二屈服强度的铝合金，其中第二屈服强度大于第一屈服强度(老化前的屈服强度)，并且老化铝合金的第二屈服强度为至少250MPa。根据本发明，如将在下面的实施例中所示，据发现，即使在最佳老化热处理(即，峰值老化)之后，在ECAE步骤之后在各种ECAE处理条件之间立即观察到的强度或硬度的相对差异仍然存在。影响峰值强度的那些各种ECAE处理条件具体地包括道次的数目、坯锭的装载路径、等温处理期间的温度以及非等温处理期间模头和坯锭的温度。这意味着由ECAE产生的微结构特征诸如位错或亚晶粒(如先前部分所述)的变化在老化期间一直是重要的，因为ECAE微结构影响沉淀和所得的峰值强度。
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处理期间可使用两个或更多个道次。在一些实施方案中，可使用三个或更多个、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细的微结构，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，在铝合金经历ECAE之后并且在老化热处理之前或之后可使用附加的热机械处理，诸如轧制和/或锻造，以在将铝合金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。
硬度主要用于评估材料的强度，如以下实施例所示。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；因此得到更高的硬度数。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。用于测定布氏硬度的布氏硬度测试方法根据ASTM E10定义，并且可用于测试具有太粗糙的结构或具有太粗糙的表面而不能使用另一种测试方法(例如，铸件和锻造)测试的材料。对于下面包括的实施例，使用布氏硬度测试仪(可购自
Figure BDA0003060391480000151
位于马萨诸塞州诺伍德市(Norwood，MA))。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标准所述，每个程序保持一段预先确定的时间(10秒-15秒)。
还针对最关注的处理条件评估了拉伸强度(参见实施例和接下来的图)。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时的强度。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，并且A是在其上施加载荷的面积。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。
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：等温ECAE处理的优化。图9示出了等温处理温度对硬度(未老化)的影响。然后针对BH测试经过ECAE处理且为1至4个的道次数的样品。表示不同处理参数的数据在图9中示出。图9示出了曲线图900，其具有数据点905用于初始或“按原样的”材料的硬度，并且数据点910表示在530℃下固溶化并淬火之后材料的硬度。测试了样品的BH根据1、2、3和4个ECAE道次而变化：在冷条件下经历ECAE处理的曲线图915，在105℃的等温条件下经历ECAE处理的曲线图920，以及在140℃的等温条件下经历ECAE处理的曲线图925。对于将模头和坯锭的温度从室温(冷)升高至105℃的等温条件至140℃的等温条件，观察到硬度随道次的数目的变化而增加。不受理论的约束，据信在ECAE之前和期间促进产生更多数量位错和亚晶粒的动态沉淀更有可能处于更高的温度下并且伴随道次更多，如图7中的示意图所示。
实施例2：如差示扫描量热法(DSC)测量所证实的ECAE材料中的沉淀动力学。使用Perkin Elmer DSC8000差示扫描量热仪(DSC)评估ECAE之前和之后固溶化+淬火A1 6063样品的热行为，其结果示于图10中。DSC是测量与材料中的特定过渡相关联的热流根据受控气氛中的温度和时间而变化的技术。金属和合金的典型过渡包括沉淀物的形成和再溶解。DSC用于识别沉淀事件。沉淀事件典型地是放热的(系统释放热)并且在DSC中显示为放热峰，而溶解事件是吸热的(系统接收热)。DSC运行在纯氮气氛下以20℃/min的加热速率进行。将约35-40mg的A1 6063样品置于DSC室中的一个纯铝盘内，另一个盘为空并用作参考。将所有样品在530℃的温度下固溶化几小时并快速淬火。将ECAE样品在105℃下等温处理4个道次。如图10所示，曲线图950示出了在含镁和硅的A1 6063中沉淀的复杂顺序。峰1(放热)与吉尼尔·普雷斯顿区(GP)区的形成相关联，然后其溶解(吸热峰1’)、放热峰2、3和4(放热)分别对应于相干β”、半相干β’和平衡非相干β沉淀物的沉淀，并且吸热峰2′、3′和4′分别对应于β”、β’和β消失。由于同时β”的溶解和β’的形成，除了峰2′之外，大多数峰被检测到。此外，据发现，对于ECAE处理过的A1 6063，存在峰2、3、3′和4朝向较低温度的偏移。这证实了由于诸如亚微米晶粒/亚晶粒和位错之类的各种微结构特征的影响，ECAE处理过的材料中沉淀和再溶解的动力学更快。这也意味着有必要优化ECAE处理材料中的老化处理。在下一个实施例中示出了用于ECAE A1 6063老化的此类优化过程。
实施例3：对于ECAE材料的老化热处理的优化。图11示出了老化热处理温度优化。根据优化过程，尝试了各种老化温度和时间，并且对于每个ECAE处理，测量布氏硬度以评估最大硬度，该最大硬度指示最佳老化(也称为“峰值老化”)。据发现，通过老化热处理优化，与标准材料相比，在降低的温度和减少的时间下获得更高的峰值强度。如曲线图1065所示，在4个ECAE道次之后，与标准A1 6063 T6合金在175℃下老化8小时(根据ASM标准数据)相比，在该温度下仅需要一小时来获得最高BH。另外，据发现，显著低于175℃的老化温度在ECAE处理过的材料中赋予更高的峰值强度。例如，如曲线图1055所示，在140℃下老化2至4小时示出了在室温下等温处理并具有4个ECAE道次的样品的最佳老化温度。在140℃下老化的峰值硬度为约98HB(如曲线图1055所示)，并且高于在175℃下老化后发现的94HB的峰值硬度(如曲线图1065所示)。如所发现的，约140℃的老化温度表示对于老化的温度和时间的最佳折衷。如例如曲线图1045所示，在105℃下老化也提供高峰值强度(高于175℃)，但需要超过10小时的老化时间，这对于可制造性是不期望的。还发现，若干ECAE处理条件显著影响峰值强度和最佳峰值老化处理。图11中示出了在不同老化温度下对于1个道次相对于4个道次的ECAE道次的数目。如在4个ECAE道次之后的曲线图1065和在1个ECAE道次之后的曲线图1035所示，对于4个道次与1个道次相比，在175℃的老化温度下达到峰值老化花费更少的时间，即对于4个道次为1小时，而对于1个道次为2小时。另外，对于1个道次(88BHN)相对于4个道次(94BHN)，可实现的最大峰值硬度较小。令人惊讶地发现，除了道次的数目和装载路径之外，其他ECAE处理参数对峰值强度和最佳老化处理具有显著影响，如将在下面的实施例中描述的：这些参数包括等温ECAE处理的温度(实施例4)以及非等温处理期间模头和坯锭的温度(实施例5)。实施例6还示出了前ECAE固溶化温度的影响。
实施例4：峰值老化后的等温ECAE处理。在图12中示出了，与A1 6063 T6合金材料相比，等温ECAE处理(在不同数目的ECAE道次下)之后在140℃下优化老化的影响。图12为对于在530℃下固溶化、等温ECAE处理并在140℃下老化的样品的包括UTS、YS、BH和伸长百分比的数据的图形表示1100。将数据作图为与标准T6相比的特性增加的百分比。作为参考，标准A1 6063 T6回火的机械性能为UTS＝245MPa，YS＝219MPa，布氏硬度＝73BHN，并且伸长百分比为15.2％。对于1、2、3和4个ECAE道次的每个数据集，从左到右的列，示出了UTS、YS、BH和伸长百分比。值得注意的是，该图示出了与标准T6铝材料相比，根据上述优化条件在1、2、3和4个ECAE道次处的处理均显示出UTS增加至少20％，YS增加至少25％，BH增加至少35％，并且伸长百分比没有显著降低。
实施例5：峰值老化后的等温ECAE与非等温ECAE。图13为对于改变ECAE处理参数来比较非等温处理条件与等温处理条件然后在140℃下优化老化的数据的图形表示1200。对于ECAE条件的每个数据集，从左到右的列，YS、UTS、BH和伸长显示为与标准T6相比的特性增加百分比。作为参考，标准A1 6063 T6回火的机械性能为UTS＝245MPa，YS＝219MPa，布氏硬度＝73HB，并且伸长百分比为15.2％。对于ECAE处理的条件包括用于在105℃下等温地4个道次ECAE处理的数据集1205、用于在105℃下使用冷(室温)模头和坯锭的非等温4个道次ECAE条件的数据集1210、用于在140℃下等温地4个道次ECAE处理的数据集1215、以及用于在140℃下使用冷(室温)模头和坯锭的非等温4个道次ECAE条件的数据集1220。如图13所示，与等温条件(坯锭和模头温度相同)相比，非等温条件(冷模头/加热坯锭)提供甚至更高的强度增加(与标准T6条件相比)，但伸长降低。
实施例6：(前ECAE)更高固溶化温度的影响。图14为示出对于等温ECAE处理的两个示例性温度：105℃和140℃，固溶化温度从530℃升高至560℃的影响的曲线图。另外通过4个ECAE道次(等温)处理所有样品，之后进行峰值老化。如图所示，对于等温ECAE处理的每个选定温度(105℃或140℃)，强度特性(YS、UTS和BH)通常针对较高固溶化温度(560℃，与530℃相比)而得到改善，并且之后是较高老化温度(140℃，与105℃相比)没有很大地影响伸长。
实施例7：收集样品数据并与标准T6数据进行比较。如表1所示，测试样品的UTS、YS、BH和伸长，并且数据以两种方式显示：如所测量的；以及与标准T6数据相比的增加百分比。固溶化温度为560℃，并且样品在105℃或140℃下等温ECAE处理1至4个道次。表示出了样品0-7的结果。样品0表示标准A1 6063 T6数据。样品1至4表示在560℃下固溶化并在105℃下等温ECAE处理1个道次(样品1)、2个道次(样品2)、3个道次(样品3)和4个道次(样品4)的A1 6063。样品5至7表示在560℃下固溶化并在140℃下等温ECAE处理1个道次(样品5)、2个道次(样品6)和4个道次(样品7)的A1 6063。
表1.
表1.
Figure BDA0003060391480000191
实施例8：热导率和扩散率数据。收集使用ECAE处理的A1 6061和A1 6063样品的热导率和扩散率数据，并与标准(非ECAE)材料进行比较，并示于表2中。将所有样品在530℃下固溶化3小时并淬火。等温执行ECAE进行4个道次，然后在140℃下进行峰值老化。
表2.
Figure BDA0003060391480000201
对于表2的样品8-15的热导率和扩散率数据的汇总示于表3中。结果表明，ECAE A1合金表现出与具有T6回火的标准A1合金相比即使不稍好也类似的热特性。
表3.
Figure BDA0003060391480000202
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，但是本发明的范围还包括具有不同结构组合的实施方案和不包括所有上述特征的实施方案。

Claims (10)

1.一种形成高强度铝合金的方法，所述方法包括：
将铝材料固溶化至在高于铝材料的标准固溶化温度约5℃至低于铝材料的初始熔融温度约5℃范围内的温度，以形成受热的铝材料，所述铝材料包括铝作为主要组分以及镁和硅中的至少一种作为次要组分，所述次要组分的浓度为至少0.2重量％；
将所述受热的铝材料在水中快速淬火至室温，以形成冷却的铝材料；
使用等温条件和非等温条件中的一者使所述冷却的铝材料经受等通道转角挤出(ECAE)处理以形成具有第一屈服强度的铝合金：
所述等温条件使坯锭和模头均在约80℃至约200℃的相同温度下；并且，
所述非等温条件使坯锭在约80℃至约200℃的温度下并且使模头在至多100℃的温度下；
在约100℃至约175℃的温度下将所述铝合金老化约0.1至约100小时的时间，以形成具有第二屈服强度的铝合金，其中所述第二屈服强度大于所述第一屈服强度。
2.根据权利要求1所述的方法，其中所述铝材料为铝合金6xxx。
3.根据权利要求1所述的方法，其中所述固溶化温度为530℃至580℃。
4.根据权利要求1所述的方法，使用等温条件使所述冷却的铝材料经受的步骤，其中将所述坯锭和所述模头加热至约105℃至约175℃的相同温度。
5.根据权利要求1所述的方法，使用非等温条件使所述冷却的铝材料经受的步骤，其中将所述坯锭加热至约105℃至约175℃的温度，并且所述模头处于至多80℃的温度。
6.根据权利要求1所述的方法，还包括在老化步骤之前使所述铝合金经受选自轧制、挤出和锻造中的至少一者的热机械处理。
7.根据权利要求1所述的方法，还包括在老化步骤之后使所述铝合金经受选自轧制、挤出和锻造中的至少一者的热机械处理。
8.根据权利要求1所述的方法，其中使所述冷却的铝材料经受所述ECAE处理的步骤包括至少两个ECAE道次。
9.一种高强度铝合金材料，包括：
铝作为主要组分；以及镁和硅中的至少一种作为次要组分，所述次要组分的浓度为至少0.2重量％；
至少90BHN的布氏硬度；
至少250MPa的屈服强度；
至少275MPa的极限拉伸强度；以及
至少11.5％的伸长百分比。
10.根据权利要求9所述的高强度铝合金材料，其中所述材料含有约0.3重量％至约3.0重量％的镁和约0.2重量％至约2.0重量％的硅。
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