TW202033785A - 用於高強度及高硬度鋁合金之ecae處理 - Google Patents

用於高強度及高硬度鋁合金之ecae處理 Download PDF

Info

Publication number
TW202033785A
TW202033785A TW108138173A TW108138173A TW202033785A TW 202033785 A TW202033785 A TW 202033785A TW 108138173 A TW108138173 A TW 108138173A TW 108138173 A TW108138173 A TW 108138173A TW 202033785 A TW202033785 A TW 202033785A
Authority
TW
Taiwan
Prior art keywords
temperature
ecae
aluminum alloy
aluminum
strength
Prior art date
Application number
TW108138173A
Other languages
English (en)
Other versions
TWI833825B (zh
Inventor
斯特凡 費拉斯
法蘭克Ｃ 奧爾福德
蘇珊Ｄ 史托勒
派翠克 安德沃德
Original Assignee
美商哈尼威爾國際公司
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by 美商哈尼威爾國際公司 filed Critical 美商哈尼威爾國際公司
Publication of TW202033785A publication Critical patent/TW202033785A/zh
Application granted granted Critical
Publication of TWI833825B publication Critical patent/TWI833825B/zh

Links

Images

Classifications

    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21C—MANUFACTURE OF METAL SHEETS, WIRE, RODS, TUBES OR PROFILES, OTHERWISE THAN BY ROLLING; AUXILIARY OPERATIONS USED IN CONNECTION WITH METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL
    • B21C23/00—Extruding metal; Impact extrusion
    • B21C23/001—Extruding metal; Impact extrusion to improve the material properties, e.g. lateral extrusion
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21C—MANUFACTURE OF METAL SHEETS, WIRE, RODS, TUBES OR PROFILES, OTHERWISE THAN BY ROLLING; AUXILIARY OPERATIONS USED IN CONNECTION WITH METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL
    • B21C23/00—Extruding metal; Impact extrusion
    • B21C23/002—Extruding materials of special alloys so far as the composition of the alloy requires or permits special extruding methods of sequences
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C21/00—Alloys based on aluminium
    • C22C21/06—Alloys based on aluminium with magnesium as the next major constituent
    • C22C21/08—Alloys based on aluminium with magnesium as the next major constituent with silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
    • C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
    • C22F1/04—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon
    • C22F1/043—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon of alloys with silicon as the next major constituent
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
    • C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
    • C22F1/04—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon
    • C22F1/047—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon of alloys with magnesium as the next major constituent

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Extrusion Of Metal (AREA)

Abstract

揭示一種形成一高強度鋁合金的方法。該方法包括針對該鋁材料固溶至範圍從比一標準固溶溫度高約5℃至比一初熔溫度低約5℃的一溫度，以形成一經加熱鋁材料，然後將其淬火。該鋁材料包括濃度至少0.2重量%作為一次要組分之鎂及矽中之至少一者。使經冷卻之該鋁材料經受使用等溫條件及非等溫條件中之一者的ECAE處理。等溫條件包括具有在從約80℃至約200℃之相同溫度的一坯料及一模具。非等溫條件包括具有在從約80℃至約200℃的一溫度的一坯料及在至多100℃的一溫度的一模具。接著該鋁材料以從約100℃至約175℃的一溫度時效。

Description

用於高強度及高硬度鋁合金之ECAE處理
本揭露係關於可使用在例如需要高降伏強度之裝置中的高強度及高硬度鋁合金。更明確地說，本揭露係關於具有高降伏強度並可用於形成電子裝置之更強殼體或外殼的高強度鋁合金。亦描述形成高強度鋁合金及用於可攜式電子裝置之高強度鋁殼體或外殼的方法。
有朝向減少某些可攜式電子裝置（諸如，膝上型電腦、行動電話、及可攜式音樂裝置）之尺寸及重量的一般趨勢。有減少固持該裝置之外殼體或外殼之尺寸的對應期望。舉一實例，某些行動電話製造商已減少其等手機殼體的厚度，例如，從約8 mm減少至約6 mm。減少裝置殼體之尺寸（諸如，厚度）可特別因為裝置殼體撓曲而使裝置在正常使用期間及在使用之間的儲存期間暴露於結構損傷的風險增加。使用者在正常使用期間及在使用之間的儲存期間係以將機械應力放在可攜式電子裝置上的方式對待裝置。例如，將行動電話放在他褲子的後口袋中並坐著的使用者將可導致裝置破裂或彎曲的機械應力放在該電話上。因此，有增加用於形成裝置殼體之材料的強度以最小化彈性或塑性撓曲、凹陷、及任何其他類型之損傷的需求。
此等與其他需求係藉由本揭露的各種態樣及組態解決。
本揭露的各種態樣包括一種形成一高強度鋁合金的方法，該方法包含：將一鋁材料固溶至範圍從高於一標準固溶溫度約5℃至低於該鋁材料之一初熔溫度約5℃的一溫度以形成一經加熱鋁材料，該鋁材料包括作為一主要組分的鋁，及濃度至少0.2重量%的作為一次要組分的鎂及矽中之至少一者；將該經加熱鋁材料迅速地在水中淬火至室溫以形成一經冷卻鋁材料；使該經冷卻鋁材料經受使用等溫條件及非等溫條件的一者的一等通道轉角擠製(equal channel angular extrusion, ECAE)處理以形成具有一第一降伏強度的一鋁合金：該等等溫條件具有在從約80℃至約200℃之相同溫度的一坯料及一模具；及，該等非等溫條件具有在從約80℃至約200℃的一溫度的一坯料及在至多100℃的一溫度的一模具；以從約100℃至約175℃的一溫度時效該鋁合金達從約0.1至約100小時的一時間，以形成具有一第二降伏強度的一鋁合金，其中該第二降伏強度大於該第一降伏強度。
如上述之形成一高強度鋁合金的方法，其中該鋁材料係一析出硬化鋁合金。
如上述之形成一高強度鋁合金的（多種）方法，其中該鋁材料係一合金6xxx。
如上述之形成一高強度鋁合金的（多種）方法，其中該鋁合金6xxx選自AA6061及AA6063。
如上述之形成一高強度鋁合金的（多種）方法，其中該固溶溫度係從530℃至580℃。
如上述之形成一高強度鋁合金的（多種）方法，其中該固溶溫度約560℃。
如上述之形成一高強度鋁合金的（多個）方法，使該經冷卻鋁材料經受使用等溫條件的該步驟，其中將該坯料及該模具加熱至從約105℃至約175℃的相同溫度。
如上述之形成一高強度鋁合金的（多種）方法，其中將該坯料及該模具加熱至約140℃的相同溫度。
如上述之形成一高強度鋁合金的（多種）方法，使該經冷卻鋁材料經受使用非等溫條件的該步驟，其中將該坯料加熱至從約105℃至約175℃的一溫度，且該模具係在至多80℃的一溫度。
如上述之形成一高強度鋁合金的（多個）方法，其中將該坯料加熱至約140℃的一溫度，且該模具約在室溫。
如上述之形成一高強度鋁合金的（多個）方法，其進一步包含使該鋁合金在該時效步驟之前經受選自滾製、擠製、及鍛造中之至少一者的一熱機械處理。
如上述之形成一高強度鋁合金的（多個）方法，其進一步包含使該鋁合金在該時效步驟之後經受選自滾製、擠製、及鍛造中之至少一者的一熱機械處理。
如上述之形成一高強度鋁合金的（多個）方法，其中使該經冷卻鋁材料經受該ECAE處理的該步驟包括至少二個ECAE道次(ECAE passes)。
如上述之形成一高強度鋁合金的（多種）方法，其中該經時效鋁合金的該第二降伏強度係至少250 MPa。
如上述之形成一高強度鋁合金的（多個）方法，其中以約140℃的一溫度時效的該步驟達約4小時的一時間。
本揭露的各種態樣包括一高強度鋁合金材料，其包含：作為一主要組分的鋁及濃度至少0.2重量%的作為一次要組分的鎂及矽中之至少一者；至少90 BHN的一布氏硬度；至少250 MPa的一降伏強度；至少275 MPa的一最終拉伸強度；及，至少11.5%的一百分比伸長率。
如上述之高強度鋁合金，其中該鋁材料含有從約0.3 wt.%至約3.0 wt.%的鎂及從約0.2 wt.%至約2.0 wt.%的矽。
如上述之（多種）高強度鋁合金，至少95 BHN的該布氏硬度、至少275 MPa的該降伏強度、及至少300 MPa的該最終拉伸強度。
如上述之（多種）高強度鋁合金，至少100 BHN的該布氏硬度、至少300 MPa的該降伏強度、至少310 MPa的該最終拉伸強度、及至少15%的百分比拉伸率。
一種裝置殼體，其係由上述該高強度鋁合金形成。
儘管揭示多個實施例，但所屬技術領域中具有通常知識者從以下的實施方式將顯而易見本發明的又其他實施例，其顯示並描述了本發明的說明性實施例。據此，附圖與實施方式將視為本質上是說明性的而非限制性的。
本文揭示形成具有高硬度及降伏強度之鋁(Al)合金的方法。更明確地說，本文所述係形成具有大於95布氏硬度數(BHN)之硬度及大於250 MPa之降伏強度之鋁合金的方法。在一些實施例中，該鋁合金含有作為主要組分的鋁及至少一種次要組分。例如，該鋁合金可含有濃度至少0.1 wt.%之作為次要組分的鎂(Mg)及/或矽(Si)，其餘部分為鋁。在一些實例中，鋁可以比約90 wt.%的重量百分比存在。亦揭示包括藉由等通道轉角擠製(ECAE)形成高強度鋁合金的方法。亦揭示包括藉由使用等溫條件及非等溫條件的一者的ECAE，結合某些時效處理，形成具有從約250 MPa至約600 MPa之降伏強度及從約95至約160 BHN的布氏硬度(BH)之高強度鋁合金的方法。
在一些實施例中，本文揭示的方法可在具有含有作為主要組成之鋁及作為次要組分之鎂及矽之組成物的鋁合金上實行。例如，鋁合金可具有至少0.2 wt.%的鎂濃度。例如，鋁合金可具有在從約0.2 wt.%至約2.0 wt.%、或約0.4 wt.%至約1.0 wt.%之範圍中的鎂濃度及在從約0.2 wt.%至約2.0 wt.%、或約0.4 wt.%至約1.5 wt.%之範圍中的矽濃度。在一些實施例中，鋁合金可係Al 6xxx系列合金中的一者。在一些實施例中，鋁合金可具有微量元素的濃度，諸如，鐵(Fe)、銅(Cu)、錳(Mn)、鉻(Cr)、鋅(Zn)、鈦(Ti)、及/或其他元素。微量元素的濃度可如下：至多0.7 wt.%的Fe、至多1.5 wt.%的Cu、至多1.0 wt.%的Mn、至多0.35 wt.%的Cr、至多0.25 wt.%的Zn、至多0.15 wt.%的Ti、及/或不超過0.15 wt.%之總其他元素之至多0.0.5 wt.%的其他元素。在一些實施例中，鋁合金選自AA6061及AA6063，在本文中亦可分別互換地稱為Al6061及Al6063。在一些實施例中，鋁材料為析出硬化鋁合金。在一些實施例中，鋁合金可具有從約250 MPa至約600 MPa、從約275 MPa至約500 MPa、或從約300 MPa至約400 MPa的降伏強度。在一些實施例中，鋁合金可具有從約275 MPa至約600 MPa、從約300 MPa至約500 MPa、或從約310 MPa至約400 MPa的最終拉伸強度。在一些實施例中，鋁合金可具有至少約90 BHN、至少約95 BHN、至少約100 BHN、至少約105 BHN、或至少約110 BHN的布氏硬度。在一些實施例中，鋁合金可具有約160 BHN的布氏硬度上限。
形成具有鎂及矽之高強度鋁合金的方法100顯示於圖1中。方法100包括在步驟110中固溶起始材料。例如，起始材料可係澆鑄成坯料形式的鋁材料。鋁材料可包括在方法100期間將與鋁合金化以形成鋁合金的添加劑，諸如，其他元素。在一些實施例中，鋁材料坯料可使用用於具有鎂及矽之鋁合金的標準澆鑄方法形成。固溶不必在澆鑄後立刻隨均質化執行。鋁材料坯料可在步驟110中經受固溶，且固溶的溫度及時間可專為特定合金定制。溫度及時間可足以使得次要組分偏布在鋁材料中以形成經固溶鋁材料，換言之，以將鎂與矽置於固溶體中並可在其他熱處理期間（諸如，例如時效）用作析出位置。次要組分可偏布在鋁材料中，使得經固溶鋁材料係實質均質的。根據本揭露的固溶溫度可在從比鋁材料的標準固溶溫度高約5℃至比初熔溫度低約5℃的溫度範圍中，以形成經加熱鋁材料。在一些實施例中，固溶的適當溫度可從約530℃至約580℃、從約550℃至約570℃、或可係約560℃。在一些實施例中，固溶的適當溫度可從530℃至580℃。因為初熔溫度，上限約580℃。根據本揭露之固溶溫度下限比按照ASM（美國金屬學會）標準參考物質之用於Al6063的標準520℃固溶溫度高10℃。對於其他Al6xxx合金，固溶溫度可略高，例如，高達530℃。根據本揭露的方法包括以比特定合金材料之標準高至少5℃或至少10℃的溫度固溶。可執行某些固溶以改善坯料的結構均勻性及後續加工性。在一些實施例中，固溶可導致析出均質地發生，其可在後續處理期間有助於析出物的更高可得強度及更佳穩定性。在一些實施例中，固溶包括作為主要組分之鋁及濃度至少0.2重量%之作為次要組分的鎂及矽中之至少一者的鋁材料係在從約530℃至約580℃的溫度執行，以形成經加熱鋁材料。在一些實施例中，固溶溫度係從約530℃至約560℃。在一些實施例中，固溶溫度係從530℃至560℃。在一些實施例中，固溶溫度係約560℃。在一些實施例中，固溶溫度係560℃。固溶的目的係將添加劑元素（諸如，鎂及/或矽）或其他依需要的微量元素溶解至鋁材料中以形成鋁合金。固溶可基於坯料的尺寸（諸如，截面積）實行適當的持續時間。例如，取決於坯料的截面，固溶可實行從約30分鐘至約8小時、從1小時至約6小時、或從約2小時至約4小時。舉一實例，固溶可在從約530℃至約580℃實行多達8小時。雖然比8小時更長的時間（例如，24小時）可能並不有害，超過8小時的時效時間在微結構或機械性質上不會有預期增益。
固溶之後可接著淬火，如步驟120中所示。對於標準金屬澆鑄，澆鑄件的熱處理經常在接近澆鑄件的固相線溫度（亦即，固溶）實行，接著藉由將澆鑄件淬火至約室溫或更低而迅速地冷卻該澆鑄件。此快速冷卻以比該元素在室溫下的鋁合金中的平衡濃度更高的濃度保留溶解至澆鑄件中的任何元素。在一些實施例中，將經固溶經加熱鋁迅速地在水（或油）中淬火至室溫以形成經冷卻鋁材料。
在一些實施例中，經冷卻鋁材料可經受嚴重的塑性變形，諸如，等通道轉角擠製(ECAE)，如步驟130中所示。例如，鋁合金坯料可通過包括模具的ECAE裝置，以將該鋁合金擠製成具有方形、矩形、或圓形截面的坯料。相較於經受擠製之特定鋁合金的固溶溫度，ECAE處理可在相對低溫實行。例如，具有鎂及矽之鋁合金的ECAE可使用等溫條件及非等溫條件的一者實行。在使用等溫條件的一些實施例中，在擠製期間，經受擠製之鋁合金材料及擠製模具可維持在擠壓處理在其實行的溫度，以確保鋁合金材料各處的溫度一致。亦即，可加熱擠製模具以預防鋁合金材料在擠壓處理期間冷卻。使用等溫條件意指鋁坯料及ECAE模具係在從約80℃至約200℃、或從約105℃至約175℃、或從約125℃至約150℃的相同溫度。在一些實施例中，ECAE處理可包括通過ECAE裝置的一個道次、二個道次、三個道次、或四個道次或更多擠製道次。所形成的鋁合金具有第一降伏強度YS1 。
對於非ECAE處理的材料，用於Al 6063 T6回火的標準時效熱處理可係175℃達8小時。然而，對於經ECAE處理的合金，該175℃、8小時的熱處理條件因為析出在次微米ECAE材料中更快發生而不係較佳的。
在一些實施例中，根據本揭露的時效可可選地在ECAE處理之後實行，如步驟140中所示。在一些實施例中，時效熱處理可在從約100℃至約175℃的溫度實行0.1小時至約100小時的持續時間。時效熱處理溫度可係約100℃、約105℃、約110℃、約120℃、約130℃、約140℃、約150℃、約160℃、約170℃、約175℃，在一些實施例中，時效熱處理溫度係從約100℃至約175℃、從約120℃至約160℃、或從約130℃至約150℃。在一些實施例中，時效熱處理溫度係約140℃。時效熱處理時間可為約0.1小時、約0.2小時、約0.3小時、約0.4小時、約0.5小時、約0.6小時、約0.7小時、約0.8小時、約0.9小時、約1小時、約2小時、約3小時、約4小時、約5小時、約6小時、約7小時、約8小時、約9小時、約10小時、約20小時、約40小時、約60小時、約80小時、或約100小時，在一些實施例中，時效熱處理時間係從約0.1小時至約100小時、從約1小時至約20小時、或從約6小時至約10小時。在一些實施例中，時效熱處理時間係約8小時。
在藉由ECAE及時效的嚴重塑性變形之後，鋁合金可可選地經由熱機械處理（諸如，步驟150中的滾製）經受進一步塑性變形，以進一步定製鋁合金性質及/或改變鋁合金的形狀或尺寸。熱機械處理可從滾製、擠製、及鍛造中之至少一者選擇。冷作（諸如，拉伸）可用於提供特定形狀或應力緩解或拉直鋁合金坯料。對於鋁合金將成為平板的平板應用，可使用滾製成形鋁合金。
在步驟140的時效及可選地使鋁合金經受步驟150中的熱機械處理之後，高強度鋁合金在步驟160中形成。高強度鋁合金具有第二降伏強度YS2 ，其中第二降伏強度YS2 大於第一降伏強度YS1 。
圖2係形成高強度鋁合金之方法200的流程圖。方法200包括步驟210中的固溶、步驟220中的迅速淬火、及步驟230中的ECAE處理。步驟210、220、及230可與相關於圖1於本文描述的步驟110、120、及130相同或類似。使鋁合金可選地經受步驟240中的熱機械處理。熱機械處理可從滾製、擠製、及鍛造中之至少一者選擇。在一些實施例中，時效可可選地在經受步驟240中的熱機械處理之後實行，如步驟250中所示。在一些實施例中，時效熱處理可在從約100℃至約175℃的溫度實行0.1小時至約100小時的持續時間。在步驟250的時效之後，高強度鋁合金在步驟260中形成。
圖3係形成高強度鋁合金之方法300的流程圖。方法300包括步驟310中的固溶、步驟320中的迅速淬火、及步驟330中的ECAE處理。步驟310及320可與相關於圖1於本文描述的步驟110及120相同或類似。步驟330的ECAE處理使用非等溫條件。在使用非等溫條件的實施例中，擠製模具在擠製過程期間可相對於坯料溫度為較冷。使用非等溫條件意指鋁坯料及ECAE模具在不同的溫度，其中鋁坯料係在從約80℃至約200℃、或從約105℃至約175℃、或從約125℃至約150℃的溫度，而模具係在約100℃或更低、或約80℃、或約60℃、或約40℃、或約25℃或約室溫的溫度。在一些實施例中，ECAE處理可包括通過ECAE裝置的一個道次、二或更多個道次、或四或更多個擠製道次。在一些實施例中，時效可可選地在步驟330中的ECAE處理之後實行，如步驟340中所示。在一些實施例中，步驟340的時效熱處理可在從約100℃至約175℃的溫度實行0.1小時至約100小時的持續時間。使鋁合金可選地經受步驟350中的熱機械處理。熱機械處理可從滾製、擠製、及鍛造中之至少一者選擇。在步驟340的時效及可選地使鋁合金經受步驟350中的熱機械處理之後，高強度鋁合金在步驟360中形成。
圖4係形成高強度鋁合金之方法400的流程圖。方法400包括步驟410中的固溶、步驟420中的迅速淬火、及步驟430中的ECAE處理。步驟410、420、及430可與相關於圖3於本文描述的步驟310、320、及330相同或類似。步驟430的ECAE處理使用與步驟330相同或類似的非等溫條件。在步驟450中的時效之前，使鋁合金可選地經受步驟440中的熱機械處理。熱機械處理可從滾製、擠製、及鍛造中之至少一者選擇。在一些實施例中，步驟450的時效熱處理可在從約100℃至約175℃的溫度實行0.1小時至約100小時的持續時間。在步驟450的時效之後，高強度鋁合金在步驟460中形成。
顯示於圖1至圖4中的方法可施用至具有一或多種額外組分的鋁合金。例如，鋁合金可含有在從約0.3 wt.%至約3.0 wt.%、0.5 wt.%至約2.0 wt.%、或0.5 wt.%至約1.5 wt.%之範圍中的鎂濃度及在從約0.2 wt.%至約2.0 wt.%、或0.4 wt.%至約1.5 wt.%之範圍中的矽濃度之鎂及矽中之至少一者。例如，鋁合金可係Al 6xxx系列合金中的一者。在一些實施例中，鋁合金可具有微量元素的濃度，諸如，鐵(Fe)、銅(Cu)、錳(Mn)、鉻(Cr)、鋅(Zn)、鈦(Ti)、及/或其他元素。微量元素的濃度可如下：至多0.7 wt.%的Fe、至多1.5 wt.%的Cu、至多1.0 wt.%的Mn、至多0.35 wt.%的Cr、至多0.25 wt.%的Zn、至多0.15 wt.%的Ti、及/或不超過0.15 wt.%之總其他元素之至多0.0.5 wt.%的其他元素。在一些實施例中，鋁合金6xxx係選自AA6061及AA6063。
在一些實施例中，圖1至圖4的方法可應用至因為高降伏強度（亦即，從300 MPa至600 MPa的降伏強度）、低重量密度（亦即，約2.8 g/cm3 ）、及相對易於製造成複雜形狀而適合使用在可攜式電力裝置殼體中的鋁合金。
如本文所述，此等鋁合金的機械性質可藉由使合金經受嚴重塑性變形(SPD)而改善。如本文中所使用的，嚴重塑性變形包括材料之塊件的極端變形。在一些實施例中，當施加至本文描述的材料時，ECAE提供合適程度的期望機械性質。
ECAE係一種擠出技術，其由以實際上包含在90°與140°之間的某個角度相遇之大致相等截面的二個通道組成。ECAE裝置500的實例ECAE示意圖顯示於圖5中。如圖5所示，例示性ECAE裝置500包括定義一對相交通道504及506的模具總成502。相交通道504及506在截面上相同或至少實質相同，其中用語「實質相同(substantially identical)」指示通道在ECAE設備的可接收尺寸公差內係相同的。在操作中，將材料508擠壓通過通道504及506。此類擠製藉由在位於通道之交叉平面之薄區中的層層簡單剪切導致材料508的塑性變形。在一些實施例中，通道504及506則係以約90°的角度相交，以產生足夠的變形（亦即，真實剪切應變）。例如，90°的切削角可導致每一個ECAE道次約1.17的真實應變。然而，應理解可使用例如大於90°之角度的替代切削角（未圖示）。
ECAE在每道次提供高變形，且ECAE的多個道次可組合使用，以達到極端程度的變形，而在每次道次之後不改變坯料的形狀及體積。在道次之間旋轉或翻轉坯料允許達成各種應變路徑。此允許控制合金晶粒之晶體紋理及各種結構特徵（諸如，晶粒、粒子、相位、澆鑄缺陷、或析出物）之形狀的形成。晶粒細化係藉由控制三個主要因素而使用ECAE促成：(i)簡單剪切、(ii)劇烈變形、及(iii)利用使用ECAE的多個道次而可行的各種應變路徑之好處。ECAE提供可擴展的方法、均勻的最終產品、及將單塊材料件形成為最終產品的能力。
因為ECAE係可擴展的處理，大的坯料截面或尺寸可經由ECAE處理。因為在處理期間可控制坯料的截面以預防截面之形狀或尺寸上的變化，ECAE亦在整個坯料截面各處提供均勻變形。同樣地，簡單剪切在二個通道之間的相交平面處有效。
ECAE不涉及正被變形之材料的中間接合或切割。因此，坯料在該材料的本體內不具有接合界面。亦即，所產生之材料係不具有接合線或界面的單塊件材料，其中已將二或更多件的先前分開材料連接在一起。界面可能係不利的，因為其等係通常係不利之氧化的較佳位置。例如，接合線可係破裂或分層的來源。此外，接合線或界面對非均質晶粒尺寸及析出負責，並導致性質的各向異性。
在一些實例中，鋁合金坯料可在ECAE期間破裂。在某些鋁合金中，鋁合金中之成分的高擴散率可影響處理結果。在一些實施例中，以增加的溫度實行ECAE可避免鋁合金坯料在ECAE期間破裂。例如，增加鋁合金坯料在擠製期間所保持的溫度可改善鋁合金的加工性，並使鋁合金坯料更易於擠製。然而，增加鋁合金的溫度通常導致非所欲的晶粒生長，且在可熱處理的鋁合金中，較高的溫度可影響析出物的尺寸及分布。經改變的析出物尺寸和分布可對處理後之鋁合金的強度具有有害的影響。此可係在ECAE期間使用的溫度及時間高於對應於經受處理之鋁合金之尖峰硬度的溫度與時間（亦即，高於對應於尖峰時效的溫度及時間條件）時的結果。即使可改善坯料表面條件（亦即，減少所產生之缺陷數目），以鋁合金在太接近鋁合金之尖峰時效溫度之溫度的狀態在該合金上實行ECAE可因此不係增加某些鋁合金之最終強度的適當技術。
謹記上述考量，已發現特定處理參數可為具有鎂及/或矽的鋁合金改善ECAE處理的結果。此等參數在以下實例中進一步概述。
預ECAE熱處理包括固溶具有鎂及矽的Al合金。一般而言，在執行ECAE之前在鋁合金中產生穩定的紀尼埃-普雷斯頓區(Guinier Preston (GP) zone)並建立熱穩定析出物可改善例如可在ECAE期間導致坯料破裂減少的加工性。此對於具有鎂及矽之鋁合金的ECAE處理係重要的，因為此等合金具有相當不穩定的析出序列，且除非仔細控制處理條件，ECAE期間的高變形甚至使合金變得更不穩定。
已評估熱及時間對具有鎂及矽之鋁合金中的析出的影響。具有鎂及矽之鋁合金中的析出序列係複雜的且取決於溫度及時間。相較於Al 6063，根據本揭露已發現處理參數的關鍵最佳化改善鋁合金材料，標準回火T6在本文中亦可互換地稱為Al 6063 T6。此等最佳化處理參數包括固溶溫度、ECAE處理期間ECAE坯料的溫度及ECAE模具的溫度、及時效溫度及時間。
首先，使用高溫熱處理（諸如，固溶），藉由分布在鋁合金各處而將溶質（諸如，鎂及/或矽）置於溶液中。圖6示意地顯示較高的固溶溫度的效應。相較於在520℃之標準溫度固溶的類似材料425，如藉由更高密度的點410所表示的，具有固溶溫度560℃的此合金材料450在溶液中形成更多的矽及鎂。高溫熱處理之後係迅速地在水（或油）中冷卻，亦稱為淬火，以將溶質保持在溶液中。藉由將溫度從標準的520℃（例如，用於Al 6063 T6）增加至從530℃的至約560℃在淬火期間將更多的矽及鎂提供至固溶體，並在後續熱處理期間產生可用於析出強化的更多（Mg、Si）析出物。以相對低的溫度持續長時間週期且在適度昇高溫度的人工時效的最初週期期間，主要變化係溶質原子在固溶體晶格內的重分布以形成在溶質中相當豐富之稱為紀尼埃-普雷斯頓區(GP)的簇。溶質原子的此局部凝析產生合金晶格的畸變。該等區的強化效應係當差排切割GP區時對差排之運動的額外干擾的結果。在室溫下隨時效時間的漸進強度增加（定義為自然時效）已歸因於GP區之尺寸上的增加。
在大多數系統中，隨著時效時間或溫度增加，GP區轉換成具有與固溶體之晶體組態相異且亦與平衡相之結構不同之晶體組態的粒子或由該等粒子所置換。其等稱為「轉變(transition)」或「轉移(metastable)」或「中間(intermediate)」析出物。在許多合金中，第一「轉變」析出物與固溶物具有具體的晶體定向關係，使得其等藉由通過局部彈性應變的基質調適而與某些晶體平面上的鋁基質連貫。強度隨著此等第一「轉變」析出物的尺寸及數目增加而持續增加。強化機制係藉由差排可多輕易地移動通過材料而提供。阻礙差排之移動的任何析出物將增加合金的強度。對於非常小且與鋁基質連貫的第一轉變析出物，差排切割且剪切通過析出物。伴隨著連貫性應變上的增加，析出反應的進一步進展引起「轉變(transition)」相粒子的生長，直到超過界面接合的強度且連貫性消失：此導致新的半連貫轉變析出物的形成，其逐步置換第一類型的轉變析出物。隨著連貫性的損失，強化效應係由導致差排環繞而非切割析出物所需的應力所導致。在更長時間及溫度的時效期間的額外熱處理導致析出物變得更大且不與基質連貫，而此與平衡析出物的形成重合。強度隨著平衡相粒子的生長及粒子間間距的增加而逐步減少。此最後相對應於過時效，且在一些實施例中，當該主目標係實現最大強度時，係不適合的。更具體地說，對於含鎂及矽的Al合金，析出的順序始於GP區從空位周圍的Si及Mg原子簇形成、接著係具有針形之連貫轉變β”析出物的形成、隨後係桿形之半連貫轉變β’析出物的形成、且最終係更大的非連貫平衡β-Mg2Si析出物的形成。因為藉由剪切及/或曲折而減緩差排運動之析出物的精細尺寸，時效期間的尖峰強度（亦稱為尖峰時效）通常在β”至β’的轉變期間發生。
GP區均質地在晶格內成核且各種析出物依序發展。然而，晶粒邊界、次晶粒邊界、差排、及晶格扭曲的存在改變區的自由能量及析出物形成，且顯著的異質成核可發生。當引入極端程度的塑性變形時，例如，正在固溶及淬火步驟之後的ECAE期間，可增強此等效應。ECAE引入高程度之可增強異質成核及析出的次晶粒、晶粒邊界、及差排，且因此導致析出物的非均質分布。GP區或析出物可修飾差排並抑制其等之導致局部延性減少的移動。即使在室溫下的處理，在ECAE期間仍發生某種程度的絕熱加熱，其為更快速的成核及析出提供能量。此等交互作用可在各ECAE道次期間動態地發生。
ECAE模具溫度及坯料溫度的效應經檢測並示意性顯示在圖7中。顯示在ECAE之前增加坯料溫度的示意圖700繪示冷或室溫條件的微結構710、105℃的微結構730、及140℃的微結構750。顯示在ECAE之後增加坯料溫度的示意圖705繪示冷或室溫條件的微結構720、105℃的微結構740、及140℃的微結構760，其中將模具針對等溫條件保持在相同溫度。藉由比較實質缺乏析出物之冷（例如，室溫）條件的微結構710與具有適中密度之析出物之坯料加熱至105℃的微結構730與具有較高密度之析出物之坯料加熱至140℃的微結構750之析出物或點702的增加，已發現在ECAE之前的較高坯料溫度提供更多的Mg2 Si的析出物，如示意圖700中所繪示的。在ECAE期間產生且如示意圖705中所繪示的差排704係由析出物702所固定。差排704的增加有助於原始晶粒（具有藉由粗線指示之邊界706）內之次晶粒（具有邊界704）增加，且導致更強強度。已發現更高的坯料溫度，其中使模具溫度維持等溫，如示意圖705中所繪示的，在ECAE後提供更多的差排及次晶粒。差排/次晶粒704的增加係以比較具有低密度差排/次晶粒之冷（例如，室溫）條件的微結構720及具有適中密度之差排/次晶粒之等溫於105℃的微結構740及具有較高密度之差排/次晶粒之等溫於140℃的微結構760的方式顯示。較高密度的析出物（隨坯料的增加溫度）及差排/次晶粒（在等溫條件下隨模具及坯料二者的增加溫度）的此等效應甚至在後ECAE尖峰時效之後（其將於下文更詳細地討論）仍維持。
圖8示意地繪示等溫條件800相較於非等溫條件805對晶粒邊界806內的析出物702及差排或次晶粒704之密度之效應。已令人驚訝地判定與等溫條件相比（對於相同的坯料溫度），非等溫條件（換言之具有在比坯料溫度更低之溫度或更冷的模具）導致更高密度的析出物702及差排或次晶粒704。示意圖800展示相較於微結構830（其中坯料及ECAE模具二者均等溫地保持在140℃），微結構810（其中坯料及ECAE模具二者均等溫地保持在105℃）在ECAE後具有較低密度的析出物702及差排/次晶粒704。類似地，示意圖805展示相較於微結構840（具有冷模具，但具有在140℃的坯料），微結構820（具有冷模具，但具有在105℃的坯料）在ECAE後具有較低密度的析出物702及差排/次晶粒704。比較微結構810及820（其中坯料在105℃經受熱處理），具有非等溫條件（冷模具）的微結構820有較高密度的差排/次晶粒704。相似地，比較微結構830及840（其中坯料係在140℃），具有非等溫條件（冷模具）的微結構840有較高密度的差排/次晶粒704。至少部分由於較少回復導致更強強度，模具溫度比坯料溫度更冷導致更多的差排在ECAE之後殘留，且不為理論所約束。觀察到此等效應限於至多約150℃的坯料溫度，高於該溫度導致有害效應。
一些潛在有害後果描述如下。因為局部延性及異質析出物分布的損失，坯料的表面傾向於破裂。此效應在頂坯料表面處最嚴重。另一效應可限制可使用的ECAE道次數目。當道次數目增加時，效應變得更嚴重且破裂變得愈發可能。最大可達成強度在ECAE期間的減少（部分因為異質成核效應且部分因為ECAE道次數目的限制），其影響晶粒尺寸細化的最終程度。
在一些實施例中，已發現處理最佳化包括後ECAE時效熱處理，其可在選自滾製、擠製、及鍛造中之至少一者的進一步熱機械處理之前或之後執行。以從約100℃至約175℃之溫度時效熱處理達從約0.1小時至約100小時提供對形成具有第二降伏強度之鋁合金係穩定的析出物分布，其中第二降伏強度大於第一降伏強度（時效前的降伏強度），且經時效鋁合金的第二降伏強度係至少250 MPa。根據本發明，如將於以下實例中所顯示的，已發現即使在最佳的時效熱處理（亦即，尖峰時效）之後，在各種ECAE處理條件之間的ECAE步驟之後立刻觀察的強度或硬度上的相對差異仍持續。影響尖峰強度的該等各種ECAE處理條件包括尤其係道次數目、坯料的裝載路徑、等溫處理期間的溫度、及模具及坯料在非等溫處理期間的溫度。此意指因為ECAE微結構影響析出及所得的尖峰強度，由ECAE產生之在微結構特徵（諸如，差排或次晶粒（如先前段落中所述者））上的變化在時效期間仍持續重要。
可能有利於執行多個ECAE道次。例如，在一些實施例中，ECAE處理期間可使用二或更多個道次。在一些實施例中，可使用三或更多個、或四個或更多個道次。在一些實施例中，高數目的ECAE道次提供更均勻且經細化微結構，該微結構具有更多的導致經擠製材料的優異強度及延性的等軸高角度邊界及差排。
在一些實施例中，額外的熱機械處理（諸如，滾製及/或鍛造）可在鋁合金已經受ECAE之後且在時效熱處理之前或之後使用，以在將鋁合金機械加工成其最終產品形狀之前使鋁合金更接近最終坯料形狀。在一些實施例中，額外的滾製及/或鍛造步驟可藉由將更多差排引入合金材料的微結構中而進一步增加強度。
硬度主要用於評估材料的強度，如以下實例所示。材料的硬度係其在標準測試條件下對表面壓痕的抗性。其係材料對局部塑性變形之抗性的量度。將硬度壓痕器壓入材料中涉及材料在壓印壓痕器之位置的塑性變形（移動）。材料的塑性變形係施加至壓痕器的力量超過受試材料之強度的結果。因此，材料在硬度測試壓痕器下的塑性變形愈少，材料的強度愈高。同時，較少的塑性變形導致較淺的硬度壓印；從而導致較高的硬度數。此提供材料的硬度愈高，預期強度愈高的總體關係。亦即，硬度及降伏強度二者均係金屬對塑性變形之抗性的指示器。因此，其等大致成比例。用於判定布氏硬度的布氏硬度測試方法係根據ASTM E10定義，且對測試不能使用另一測試方法測試之具有太粗之結構或具有太粗糙之表面的材料（例如，澆鑄件或鍛造件）係有用的。將布氏硬度測試器（可購自Instron®，位於Norwood, MA）用於下文所包括的實例。測試器將預定負載(500 kgf)）施加至固定直徑(10 mm)的碳化物球，該負載每程序保持預定的時間週期（10至15秒），如ASTM E10標準所述。
亦為最關注的處理條件評估拉伸強度（見以下的實例及圖式）。拉伸強度通常藉由二個參數特徵化：降伏強度(YS)及最終拉伸強度(UTS)。最終拉伸強度係拉伸測試期間的最大經測量強度，且其在良好定義的點發生。降伏強度係在拉伸測試下在其之塑性變形變得明顯且顯著之應力的量。因為在工程應力應變曲線上通常沒有彈性應變結束且塑性應變開始的明確點，將降伏強度選擇成塑性應變的明確量已發生的該強度。對於一般工程結構設計，選擇已發生0.2%之塑性應變時的降伏強度。0.2%的降伏強度或0.2%的偏移降伏強度係在從樣本的原始截面面積偏移0.2%處計算。可使用的方程式為s=P/A，其中s係降伏應力或降伏強度、P係負載、且A係負載施加於其上的面積。應注意因為其他微結構因素（諸如，晶粒及相尺寸及分布），降伏強度比最終拉伸強度更敏感。 實例
下列非限制性實例說明本發明之各種特徵及特性，其不應解釋為受限於此。
實例1：等溫ECAE處理的最佳化。圖9繪示等溫處理溫度對硬度（無時效）的效應。然後對以從1至4之道次數目經ECAE處理的樣本測試BH。代表變化的處理參數的資料顯示於圖9中。圖9繪示具有用於初始或「原有」材料之硬度的資料點905的圖表900，且資料點910代表以530℃固溶及淬火後材料的硬度。對樣本測試隨1、2、3、及4個ECAE道次而變動的BH：圖表915（在冷條件下經受ECAE處理）、圖表920（在105℃之等溫條件下經受ECAE處理）、及圖表925（在140℃之等溫條件下經受ECAE處理）。對於模具&坯料溫度從室溫（冷）至105℃的等溫條件增加至140℃的等溫條件，觀察到隨道次的數目而變動之在硬度上的增加。在不受理論約束的情況下，據信促進較高數目之差排及次晶粒產生之在ECAE之前及期間的動態析出更有可能係在較高溫度並使用更多道次，如圖7之示意圖所描繪的。
實例2：如微差掃描熱量法(DSC)測量所展示之ECAE材料中的析出動力學。經固溶+經淬火之Al 6063樣本在ECAE之前及之後的熱行為係藉由使用Perkin Elmer DSC8000微差掃描熱量法(DSC)評估，其結果顯示在圖10中。DSC係在受控制氣氛中測量與材料中之隨溫度及時間而變動的特定轉變關聯之熱流的技術。金屬及合金中的一般轉變包括析出物的形成及再溶解。DSC用於識別析出事件。析出事件一般係放熱的（系統釋放熱），且在DSC中顯示成放熱峰，然而溶解事件係吸熱的（系統接收熱）。DSC運行係在純氮氣氛下以20℃/min之加熱速率實行。將約35至40 mg的Al 6063樣本放置在DSC室中的純鋁鍋的一者內側，且另一鍋係空的並用於參考。所有樣本均以530℃的溫度固溶幾小時並迅速地淬火。ECAE樣本以105℃等溫處理4個道次。如圖10所示，圖表950繪示含鎂及矽之Al 6063中的複雜析出順序。峰1（放熱）與紀尼埃-普雷斯頓(GP)區的形成及之後的其溶解（吸熱峰1’）關聯，放熱峰2、3、及4（放熱）分別對應於連貫式β”、半連貫式β’、及平衡非連貫式β析出物的析出，且吸熱峰2’、3’、及4’分別對應於β”、β’、及β的消失。因為β”的溶解及β’的形成的相伴，除了峰2’外，偵測到大多數的峰。此外，已發現對於經ECAE處理的Al 6063，峰2、3、3’、及4有朝向較低溫度的偏移。此證實因為各種微結構特徵（諸如，次微米晶粒/次晶粒及差排）的影響，析出及再溶解的動力學在經ECAE處理的材料中更快。此亦意指必需將經ECAE處理之材料中的時效處理最佳化。用於ECAE Al 6063之時效的此類最佳化程序顯示於次一實例中。
實例3：ECAE材料之時效熱處理的最佳化。圖11說明時效熱處理溫度最佳化。根據最佳化程序，對各ECAE處理嘗試各種時效溫度及時間，然後測量布氏硬度以評估指示最佳時效（亦稱為「尖峰時效」）的最大硬度。已經由時效熱處理最佳化發現較高尖峰強度係在比標準材料之溫度及時間減少的溫度及減少的時間獲得。相較於以用於標準Al 6063 T6合金的該溫度時效達8個小時（根據ASM標準資料），如圖表1065所示，在4個ECAE道次之後，在175℃僅需要一個小時以達到最高BH。此外，已發現實質低於175℃的時效溫度在經ECAE處理材料中提供更高的尖峰強度。例如，如圖表1055所示，在140℃下時效達2至4個小時顯示在室溫下經等溫處理並具有4個ECAE道次之樣本的最佳時效溫度。以140℃時效的尖峰硬度約98 HB（如圖表1055中所示）且高於以175℃時效之後發現的94 HB的尖峰硬度（如圖表1065中所示）。如已發現的，約140℃的時效溫度代表用於時效之溫度及時間的最佳折衷。例如，如圖表1045中所示，在105℃的時效亦提供高尖峰強度（比在175℃的時效更高），但需要遠超過10小時的時效時間，其對於可製造性係非所欲的。已進一步發現數個ECAE處理條件顯著地影響尖峰強度及最佳的尖峰時效處理。將對於在不同時效溫度的1個道次相對於4個道次的ECAE道次的數目繪示圖11中。如圖表1065（4個ECAE道次之後）及圖表1035（1個ECAE道次之後）所示，相較於1個道次，在175℃之時效溫度的4個道次花費較少時間到達尖峰時效，亦即，1個小時進行4個道次相對於2個小時進行1個道次。同樣地，相對於4個道次(94 BHN)，1個道次(88 BHN)的最大可達成尖峰硬度較小。已令人驚訝地發現除了道次的數目及負載路徑外，如將以下實例中所描述的，其他ECAE處理參數對尖峰強度及最佳時效處理具有顯著影響：其等包括用於等溫ECAE處理的溫度（實例4）及模具與坯料在非等溫處理期間的溫度（實例5）。實例6亦顯示預ECAE固溶溫度的效應。
實例4。峰值時效之後的等溫ECAE處理。相較於圖12中的Al 6063 T6合金材料，顯示等溫ECAE處理（以各種數目的ECAE道次）的效應，隨後為在140℃的經最佳化時效。圖12係包括以530℃固溶、經等溫ECAE處理、及以140℃時效之樣本之UTS、YS、BH、及伸長率百分比之資料的圖形表示1100。將資料圖形化為相較於標準T6在性質上的百分比增加。標準Al 6063 T6回火的機械性質係UTS = 245 MPa、YS = 219 MPa、布氏硬度= 73 BHN、且百分比伸長率係15.2%以供參考。顯示1、2、3、及4個ECAE道次的各資料集，且從左列至右列顯示UTS、YS、BH、及百分比伸長率。值得注意的係，相較於標準T6鋁材料，該圖繪示以根據上述最佳化條件的1、2、3、及4個ECAE道次的處理，全部顯示UTS上的至少20%的增加、YS上的至少25%的增加、BH上的至少35%的增加、且在伸長率百分比上沒有顯著減少。
實例5：尖峰時效之後的等溫對非等溫ECAE。圖13係改變ECAE處理參數以比較隨後係140℃之最佳化時效的非等溫對等溫處理條件之資料的圖形表示1200。顯示ECAE條件的各資料集，且從左列至右列將YS、UTS、BH、及伸長率顯示為相較於標準T6在性質上的百分比增加。標準Al 6063 T6回火的機械性質係UTS = 245 MPa、YS = 219 MPa、布氏硬度= 73 HB、且百分比伸長率係15.2%以供參考。ECAE處理的條件包括對於在105℃等溫的4個道次的ECAE處理的資料集1205、對於使用冷（室溫）模具及在105℃之坯料的非等溫4個道次的ECAE條件的資料集1210、對於在140℃等溫的4個道次的ECAE處理的資料集1215、及對於使用冷（室溫）模具及在140℃之坯料的非等溫4個道次的ECAE條件的資料集1220。如圖13所示，相較於等溫條件（坯料及模具溫度係相同的），非等溫條件（冷模具/經加熱坯料）相對於標準T6條件甚至在強度上提供更高的增加，但在伸長率上減少。
實例6：（預ECAE）更高固溶溫度的效應。圖14係繪示對於等溫ECAE處理的二個例示性溫度：105℃及140℃而將固溶溫度從530℃增加至560℃的效應。所有樣本均經由4個ECAE道次（等溫）及之後的尖峰時效另外處理。如所示的，對於等溫ECAE處理的各經選擇溫度（105℃或140℃的其中一者），強度性質（YS、UTS、及BH）大致對較高的固溶溫度（560℃，相較於530℃）及之後的較高的時效溫度（140℃，相較於105℃）改善而不大幅影響伸長率。
實例7：收集樣本資料並與標準T6資料比較。如表1所示，針對UTS、YS、BH、及伸長率測試樣本，且資料以二種方式顯示：如所測量的資料及如對標準T6資料之百分比增加。固溶溫度係560℃，且樣本以105℃或140℃經ECAE等溫處理1至4個道次。表顯示樣本0至7的結果。樣本0表示標準的Al 6063 T6資料。樣本1至樣本4表示以560℃固溶且經以105℃之ECAE等溫處理1個道次（樣本1）、2個道次（樣本2）、3個道次（樣本3）、及4個道次（樣本4）的Al 6063。樣本5至樣本7表示以560℃固溶且經以140℃之ECAE等溫處理1個道次（樣本5）、2個道次（樣本6）、及4個道次（樣本7）的Al 6063。 ［表1.］
樣本處理 #道次 UTS (MPa) YS (MPa) 布氏硬度 伸長率(%) 相對於T6在UTS上的%增加 相對於T6在YS上的%增加 相對於T6的%增加布氏硬度 相對於T6在伸長率上的%增加
0 0 245.0 219 73 15.2 N/A
1 1 297.50 269.1 100.13 17.45 21% 22.9% 37% 14.8%
2 2 324.3 307.71 105.66 16.875 32% 41% 45% 11.0%
3 3 333 318.56 108.17 15.725 36% 45% 48% 3.5%
4 4 339.1 325.07 108.17 17.8 38% 48% 48% 17.1%
5 1 301.9 274.68 102.66 18 23% 25% 41% 18.4%
6 2 332.4 318.25 107.33 17.05 36% 45% 47% 12.2%
7 4 345.5 335.56 105.66 14.8 41% 53% 45% -2.6%
實例8：導熱率及擴散率資料。收集使用ECAE處理之Al 6061及Al 6063樣本的導熱率及擴散率資料，並與標準（非ECAE）材料比較且顯示於表2中。所有樣本均以530℃固溶達3小時並淬火。ECAE等溫地執行4個道次，之後執行140℃的尖峰時效。 ［表2.］
樣本編號 材料/處理 厚度(mm) 導熱率(W/mK)) 熱擴散率(mm2 /s)
8 Al 6061 ECAE 2.019 159.21 65.811
9 Al 6061 ECAE 2.001 154.503 63.865
10 Al 6061 T6 2.002 157.593 65.143
11 Al 6061 T6 1.86 153.779 63.566
12 Al 6063 ECAE 2.011 190.332 78.326
13 Al 6063 ECAE 2.017 193.506 79.632
14 Al 6063 T6 2.044 187.331 77.091
15 Al 6063 T6 2.034 185.567 76.365
將表2之樣本8至15的熱導率與擴散率資料的摘要顯示於表3中。結果指示ECAE Al合金展現若未略優於則相類於使用T6回火之標準Al合金的熱性質。 ［表3.］
材料/處理 平均導熱率(W/mK)) ECAE相對於T6之平均導熱率的%差 平均熱擴散率(mm2 /s) ECAE相對於T6之平均熱擴散率的%差
Al 6061 ECAE 156.9 0.75% 64.8 0.75%
Al 6061 T6 155.7 64.4
Al 6063 ECAE 191.9 2.93% 79.0 2.93%
Al 6063 T6 186.4 76.7
可對所討論的例示性實施例進行各種修改與添加，而不脫離本發明的範圍。例如，雖然上述實施例關於特定的特徵，但本發明的範圍亦包括具有並不包括所有上述特徵的特徵與實施例的不同組合之實施例。
1:峰 1’:峰 2:峰 2’:峰 3:峰 3’:峰 4:峰 4’:峰 100:方法 110:步驟 120:步驟 130:步驟 140:步驟 150:步驟 160:步驟 200:方法 210:步驟 220:步驟 230:步驟 240:步驟 250:步驟 260:步驟 300:方法 310:步驟 320:步驟 330:步驟 340:步驟 350:步驟 360:步驟 400:方法 410:步驟/點 420:步驟 425:材料 430:步驟 440:步驟 450:步驟/合金材料 460:步驟 500:ECAE裝置 502:模具總成 504:通道 506:通道 508:材料 700:示意圖 702:析出物/點 704:差排/次晶粒/邊界 705:示意圖 706:邊界 710:微結構 720:微結構 730:微結構 740:微結構 750:微結構 760:微結構 800:等溫條件/示意圖 805:非等溫條件/示意圖 806:晶粒邊界 810:微結構 820:微結構 830:微結構 840:微結構 900:圖表 905:資料點 910:資料點 915:圖表 920:圖表 925:圖表 950:圖表 1035:圖表 1045:圖表 1055:圖表 1065:圖表 1100:圖形表示 1200:圖形表示 1205:資料集/ECAE處理 1210:資料集/ECAE處理 1215:資料集/ECAE處理 1220:資料集/ECAE處理 β:非連貫平衡 β’:半連貫轉變 β”:連貫轉變
［圖1］係顯示根據本揭露形成高強度及高硬度鋁合金之方法之實施例的流程圖。 ［圖2］係顯示根據本揭露形成高強度及高硬度鋁合金之方法之替代實施例的流程圖。 ［圖3］係顯示根據本揭露形成高強度及高硬度鋁合金之方法之替代實施例的流程圖。 ［圖4］係顯示根據本揭露形成高強度及高硬度金屬合金之方法之替代實施例的流程圖。 ［圖5］係樣本等通道轉角擠製裝置的示意圖。 ［圖6］係繪示520℃及560℃的固溶溫度對析出溶質之效應的示意圖。 ［圖7］係繪示根據本揭露在用於鋁合金之在冷（室溫）及在105℃及140℃的等溫條件下（坯料及模具在相同溫度）的ECAE之前及之後的微結構特徵（析出物及差排/次晶粒）。 ［圖8］係繪示根據本揭露在用於鋁合金之等溫條件相較於非等溫條件下的ECAE之後的微結構特徵的示意圖。 ［圖9］係繪示等溫處理溫度對硬度（無時效熱處理）之效應的圖。 ［圖10］係繪示ECAE結構對析出動力學之效應的微差掃描熱量法(DSC)圖。 ［圖11］係繪示根據本揭露藉由比較105℃、140℃、及175℃的時效溫度的時效時間與鋁合金中的布氏硬度的最佳化時效熱處理條件的圖。 ［圖12］係繪示在140℃的等溫處理加尖峰時效熱處理對根據本揭露處理之鋁合金之效應（顯示成與標準T6相比之在百分比上的增加）的圖。 ［圖13］係比較以105℃等溫地ECAE處理1205、具有在105℃之坯體的不等溫地ECAE處理1210、以140℃等溫地ECAE處理1215、及具有在140℃之坯體的不等溫地ECAE處理1220與根據本揭露處理之鋁合金的所得機械特質（顯示成與標準T6相比之在百分比上的增加）的圖。 ［圖14］係繪示將固溶溫度從530℃增加至560℃之效應的圖。
100:方法
110:步驟
120:步驟
130:步驟
140:步驟
150:步驟
160:步驟

Claims (10)

  1. 一種形成一高強度鋁合金之方法，該方法包含： 將一鋁材料固溶至範圍從高於一標準固溶溫度約5℃至低於該鋁材料之一初熔溫度約5℃的一溫度以形成一經加熱鋁材料，該鋁材料包括作為一主要組分的鋁，及濃度至少0.2重量%的作為一次要組分的鎂及矽中之至少一者； 將該經加熱鋁材料迅速地在水中淬火至室溫以形成一經冷卻鋁材料； 使該經冷卻鋁材料經受使用等溫條件及非等溫條件中之一者的一等通道轉角擠製(ECAE)處理以形成具有一第一降伏強度的一鋁合金： 該等等溫條件具有在從約80℃至約200℃之相同溫度的一坯料及一模具；及， 該等非等溫條件具有在從約80℃至約200℃的一溫度的一坯料及在至多100℃的一溫度的一模具； 以從約100℃至約175℃的一溫度時效該鋁合金達從約0.1至約100小時的一時間，以形成具有一第二降伏強度的一鋁合金，其中該第二降伏強度大於該第一降伏強度。
  2. 如請求項1之方法，其中該鋁材料係一鋁合金6xxx。
  3. 如請求項1之方法，其中該固溶溫度係從530℃至580℃。
  4. 如請求項1之方法，使該經冷卻鋁材料經受使用等溫條件的該步驟，其中將該坯料及該模具加熱至從約105℃至約175℃的相同溫度。
  5. 如請求項1之方法，使該經冷卻鋁材料經受使用非等溫條件的該步驟，其中將該坯料加熱至從約105℃至約175℃的一溫度，且該模具係在至多80℃的一溫度。
  6. 如請求項1之方法，其進一步包含使該鋁合金在該時效步驟之前經受選自滾製、擠製、及鍛造中之至少一者的一熱機械處理。
  7. 如請求項1之方法，其進一步包含使該鋁合金在該時效步驟之後經受選自滾製、擠製、及鍛造中之至少一者的一熱機械處理。
  8. 如請求項1之方法，其中使該經冷卻鋁材料經受該ECAE處理的該步驟包括至少二個ECAE道次。
  9. 一種高強度鋁合金材料，其包含： 作為一主要組分的鋁及濃度至少0.2重量%的作為一次要組分的鎂及矽中之至少一者； 至少90 BHN的一布氏硬度； 至少250 MPa的一降伏強度； 至少275 MPa的一極限拉伸強度；及， 至少11.5%的一百分比伸長率。
  10. 如請求項9之高強度鋁合金，其中該材料含有從約0.3 wt.%至約3.0 wt.%的鎂及從約0.2 wt.%至約2.0 wt.%的矽。
TW108138173A 2018-10-25 2019-10-23 用於高強度及高硬度鋁合金之ecae處理 TWI833825B (zh)

Applications Claiming Priority (4)

Application Number Priority Date Filing Date Title
US201862750469P 2018-10-25 2018-10-25
US62/750469 2018-10-25
US16/580,905 US11649535B2 (en) 2018-10-25 2019-09-24 ECAE processing for high strength and high hardness aluminum alloys
US16/580905 2019-09-24

Publications (2)

Publication Number Publication Date
TW202033785A true TW202033785A (zh) 2020-09-16
TWI833825B TWI833825B (zh) 2024-03-01

Family

ID=

Also Published As

Publication number Publication date
EP3870729A4 (en) 2022-07-13
KR20210069109A (ko) 2021-06-10
CN112996934B (zh) 2023-01-13
US20200131611A1 (en) 2020-04-30
JP2022512800A (ja) 2022-02-07
JP7492954B2 (ja) 2024-05-30
US11649535B2 (en) 2023-05-16
EP3870729A1 (en) 2021-09-01
WO2020086373A1 (en) 2020-04-30
US20230243027A1 (en) 2023-08-03
CN112996934A (zh) 2021-06-18

Similar Documents

Publication Publication Date Title
TWI744431B (zh) 用於高強度鋁合金之等通道彎角擠製（ecae）材料
Magalhães et al. Natural aging behavior of AA7050 Al alloy after cryogenic rolling
EP3009525A1 (en) Aluminium alloy forging and method for producing the same
JPH07145441A (ja) 超塑性アルミニウム合金およびその製造方法
JP2018529019A (ja) 金属及び金属合金の作製のための熱処理方法
Zhou et al. Effects of hot-forging and subsequent annealing on microstructure and mechanical behaviors of Fe35Ni35Cr20Mn10 high-entropy alloy
Chen et al. Microstructure evolution and mechanical properties of 7A09 high strength aluminium alloy processed by backward extrusion at room temperature
Kheradmand et al. Effect of quench-controlled precipitation hardening on microstructure and mechanical properties of Al-Zn-Mg-Cu-Zr alloys contain of Sc micro-alloying
Nie et al. Microstructure, tensile properties and work hardening behavior of an extruded Mg–Zn–Ca–Mn magnesium alloy
TWI434939B (zh) 鋁合金及其製備方法
US20230243027A1 (en) Ecae processing for high strength and high hardness aluminum alloys
KR20190000756A (ko) 상온 성형성이 우수한 고강도 마그네슘 합금 판재 및 그 제조방법
Spuskanyuk et al. Structural Modification of Hypereutectic Al-16.5 mass% Si Alloy by Thermo-Mechanical Treatment with ECAP
TWI833825B (zh) 用於高強度及高硬度鋁合金之ecae處理
JP2003247033A (ja) Ｃｕ基合金、及びこれを用いた高強度高熱伝導性の鍛造物の製造方法
KR101252784B1 (ko) 고강도 고성형성 마그네슘 합금 판재 및 그 제조방법
KR101610360B1 (ko) 마그네슘 합금판, 및 이의 제조방법
RU2491365C2 (ru) Сверхпластичный сплав на основе алюминия
JP2017155334A (ja) 熱間成形用アルミニウム合金板及びその製造方法
JP6345016B2 (ja) 熱間成形用アルミニウム合金板及びその製造方法