TWI744431B - 用於高強度鋁合金之等通道彎角擠製（ecae）材料 - Google Patents

Abstract

本文中揭示一種形成高強度鋁合金之方法。該方法包含加熱鋁材料至固溶溫度達固溶時間，以使得鎂及鋅分散遍及擠出的鋁材料，從而形成固溶鋁材料。該方法包括淬滅該經固溶鋁材料以形成淬滅鋁材料。該方法亦包括老化該淬滅鋁材料以形成鋁合金，隨後使該鋁合金經受等通道彎角擠製(ECAE)製程以形成高強度鋁合金。

Description

用於高強度鋁合金之等通道彎角擠製（ECAE）材料

本發明係關於可在例如需要高屈服強度之裝置中使用的高強度鋁合金。更確切而言，本發明係關於具有高屈服強度且可用於形成電子裝置之殼體或罩殼的高強度鋁合金。亦描述了形成攜帶型電子裝置之高強度鋁合金及高強度鋁殼體或罩殼的方法。

存在減小諸如膝上型電腦、蜂巢式電話及攜帶型音樂裝置之某些攜帶型電子裝置的尺寸的總體傾向。存在相對應的減小固持裝置之外殼體或罩殼的尺寸的需要。作為一實例，某些蜂巢式電話製造商已減小其電話殼之厚度，例如自約8 mm減小至約6 mm。減小裝置殼之尺寸(諸如厚度)可使裝置在正常使用期間及在使用之間儲存期間暴露於增加的結構損害風險，具體地係歸因於裝置殼偏轉。使用者以在正常使用期間及在使用之間儲存期間對裝置施加機械應力的方式來操縱攜帶型電子裝置。舉例而言，將蜂巢式電話放在其褲子之後兜中並坐下的使用者對可引起裝置開裂或彎曲的電話施加機械應力。因此需要增加用以形成裝置殼之材料的強度以便將彈性或塑性偏轉、凹痕及任何其他類型之損害降至最低。

本文中揭示一種形成高強度鋁合金之方法。該方法包含加熱含有鎂及鋅之鋁材料至固溶溫度達固溶時間，以使得鎂及鋅分散遍及擠出的鋁材料，從而形成固溶鋁材料。該方法包括淬滅該固溶鋁材料至約室溫以下，以使得鎂及鋅保持分散遍及固溶鋁材料，從而形成淬滅鋁材料。該方法進一步包括老化該淬滅鋁材料以形成鋁合金。該方法亦包括使鋁合金經受ECAE製程，同時保持鋁合金處於一溫度下以產生高強度鋁合金。 本文亦揭示一種形成高強度鋁合金之方法，其包含：使含有鎂及鋅之鋁材料經受第一等通道彎角擠製(ECAE)製程，同時保持鋁材料處於約100℃至約400℃之間的溫度下，以產生擠出的鋁材料。該方法亦包括加熱擠出的鋁材料至固溶溫度達固溶時間，以使得鎂及鋅分散遍及擠出的鋁材料，從而形成固溶鋁材料。該方法包括淬滅該固溶鋁材料至約室溫以下，以使得鎂及鋅保持分散遍及固溶鋁材料，從而形成淬滅鋁材料。該方法包括使淬滅鋁材料經受第二ECAE製程，同時保持鋁合金處於約20℃與150℃之間的溫度，以形成高強度鋁合金。 本文亦揭示一種高強度鋁合金材料，其包含含有鋁作為主要組分的鋁材料。鋁材料含有按重量計約0.5 wt.%至約4.0 wt.%的鎂及約2.0 wt.%至約7.5 wt.%的鋅。鋁材料具有約0.2 µm至約0.8 µm之平均晶粒尺寸及大於約300 MPa之平均屈服強度。 儘管揭示多個實施例，但對熟習此項技術者而言，本發明之其他實施例將自展示及描述本發明之說明性實施例的以下詳細說明變得顯而易見。因此，圖式及詳細說明應視作本質上為說明性的而非限制性的。

相關申請案之交叉參考 本申請案主張2017年11月28日申請之美國專利申請案第15/824,283號之優先權，且亦主張2016年12月2日申請之臨時申請案第62/429,201號及2017年5月8日申請之臨時申請案第62/503,111號之優先權，所述申請案全部以全文引用的方式併入本文中。 本文揭示一種形成具有高屈服強度之鋁(Al)合金的方法。更確切而言，本文描述一種形成具有約400 MPa至約650 MPa之屈服強度之鋁合金的方法。在一些實施例中，鋁合金含有鋁作為主要組分且含有鎂(Mg)及/或鋅(Zn)作為次要組分。舉例而言，鋁的存在量可大於鎂及/或鋅的量。在其他實例中，鋁可以大於約70 wt.%、大於約80 wt.%或大於約90 wt.%之重量百分比存在。亦揭示包括藉由等通道彎角擠製(ECAE)之形成高強度鋁合金之方法。亦揭示包括藉由等通道彎角擠製(ECAE)結合某些熱處理製程之形成具有約400 MPa至約650 MPa之屈服強度的高強度鋁合金的方法。在一些實施例中，鋁合金可為外觀上吸引人的。舉例而言，鋁合金可不含黃色或淡黃色。 在一些實施例中，本文所揭示之方法可對具有組合物之鋁合金進行，該組合物含有在2.0 wt.%至7.5 wt.%、約3.0 wt.%至約6.0 wt.%或約4.0 wt.%至約5.0 wt.%範圍內的鋅及在0.5 wt.%至約4.0 wt.%、約1.0 wt.%至3.0 wt%、約1.3 wt.%至約2.0 wt.%範圍內的鎂。在一些實施例中，本文所揭示之方法可以具有約3:1至約7:1、約4:1至約6 1或或5:1的鋅/鎂重量比的鋁合金進行。在一些實施例中，本文所揭示之方法可對具有鎂及鋅及具有濃度有限的銅(Cu)的鋁合金進行，銅例如為濃度低於1.0 wt.%、低於0.5 wt.%、低於0.2 wt.%、低於0.1 wt.%或低於0.05 wt.%的銅。 在一些實施例中，本文所揭示之方法可以鋁-鋅合金進行。在一些實施例中，本文所揭示之方法可以Al7000系列中之鋁合金進行且形成具有約400MPa至約650MPa、約420 MPa至約600MPa或約440MPa至約580MPa之屈服強度的鋁合金。在一些實施例中，本文所揭示之方法可以Al7000系列中之鋁合金進行且形成直徑低於1微米之次微米晶粒尺寸的鋁合金。 圖1中展示形成具有鎂及鋅之高強度鋁合金之方法100。方法100包括在步驟110中形成起始材料。舉例而言，鋁材料可澆鑄成坯料形式。鋁材料可包括添加劑，諸如其他元素，其將在方法100期間與鋁形成合金，從而形成鋁合金。在一些實施例中，鋁材料坯料可使用具有鎂及鋅之鋁合金(諸如鋁-鋅合金)之標準澆鑄操作形成。 在形成後，鋁材料坯料可視情況經受步驟112中之均勻化熱處理。可藉由將鋁材料坯料保持在室溫以上的合適溫度下達合適的時間應用均勻化熱處理，以在以下步驟中改良鋁之熱可加工性。均勻化熱處理之溫度及時間可經特別調適用於特定合金。該溫度及時間可為充足的，以使得鎂及鋅分散遍及鋁材料，從而形成固溶鋁材料。舉例而言，鎂及鋅可分散遍及鋁材料，以使得固溶鋁材料為基本均勻的。在一些實施例中，用於均勻化熱處理之合適的溫度可為約300℃至約500℃。均勻化熱處理可改良通常為具有微型及巨型偏析的樹枝狀的鑄態微型結構的尺寸及均勻性。可執行某些均勻化熱處理以改良坯料之結構均一性及後續可加工性。在一些實施例中，均勻化熱處理可導致沈澱均勻出現，其可在後續加工期間促成較高可達到的強度及較好的沈澱穩定性。 在均勻化熱處理後，鋁材料坯料可經受步驟114中之固溶。固溶之目標為將添加元素(諸如鋅、鎂及銅)溶解至鋁材料中以形成鋁合金。合適的固溶溫度可為約400℃至約550℃、約420℃至約500℃或約450℃至約480℃。固溶可基於坯料之尺寸(諸如橫截面積)進行合適的持續時間。舉例而言，取決於坯料之橫斷面，固溶可進行約30分鐘至約8小時、1小時至約6小時或約2小時至約4小時。作為一實例，固溶可在450℃至約480℃下進行至多8小時。 固溶之後可為淬滅，如步驟116中所示。對於標準金屬澆鑄而言，通常在接近澆鑄件之固相線溫度(亦即固溶)下進行鑄造件之熱處理，隨後藉由將澆鑄件淬滅至約室溫或低於室溫來快速冷卻澆鑄件。此快速冷卻在高於室溫下彼元素於鋁合金中之平衡濃度的濃度下保持將任何元素溶解於澆鑄件中。 在一些實施例中，在淬滅鋁合金坯料後，可進行人工老化，如步驟118中所示。人工老化可使用兩步熱處理進行。在一些實施例中，第一熱處理步驟可在約80℃至約100℃、約85℃至約95℃或約88℃至約92℃之溫度下進行1小時至約50小時、約8小時至約40小時或約10小時至約20小時的持續時間。在一些實施例中，第二熱處理步驟可在約100℃至約170℃、約100℃至約160℃或約110℃至約160℃之溫度下進行20小時至約100小時、約35小時至約60小時或約40小時至約45小時的持續時間。舉例而言，第一步驟可在約90℃下進行約8小時，且第二步驟可在約115℃下進行約40小時或40小時以下。大體而言，相較於進行第二人工老化熱處理步驟的溫度及持續時間，第一人工老化熱處理步驟可在更低溫度下進行更短時間。在一些實施例中，第二人工老化熱處理步驟可包括低於或等於適合於人工老化具有鎂及鋅之鋁合金至峰值硬度之條件(亦即峰值老化)的溫度及時間。 在人工老化後，鋁合金坯料可經受諸如等通道彎角擠製(ECAE)之嚴重塑性變形，如步驟120中所示。舉例而言，鋁合金坯料可通過ECAE裝置以擠製鋁合金作為具有方形或圓形橫斷面之坯料。可在與所擠製之特定鋁合金之固溶溫度相比相對低的溫度下進行ECAE製程。舉例而言，具有鎂及鋅之鋁合金之ECAE可在約0℃至約160℃或約20℃至約125℃或約室溫(例如約20℃至約35℃)的溫度下進行。在一些實施例中，在擠製期間，擠製鋁合金材料且可將擠製模具維持在進行擠製製程的溫度下，以確保遍及鋁合金材料之始終如一的溫度。亦即，可加熱擠製模具以防止鋁合金材料在擠製製程期間冷卻。在一些實施例中，ECAE製程可包括經過ECAE裝置之一個遍次、兩個或多於兩個遍次或四個或多於四個擠製遍次。 在藉由ECAE進行之嚴重塑性變形後，鋁合金可視情況經歷另外的塑性變形，諸如步驟122中之滾軋，以進一步調適鋁合金性質及/或改變鋁合金之形狀或尺寸。冷加工(諸如拉伸)可用於提供特定形狀或對鋁合金坯料進行應力消除或矯直。對於鋁合金應為板之板應用，滾軋可用於塑形鋁合金。 圖2為形成高強度鋁合金之方法200的流程圖。方法200包括在步驟210中形成起始材料。步驟210可與本文關於圖1所描述之步驟110相同或類似。在一些實施例中，起始材料可為使用具有鎂及鋅之鋁材料(諸如鋁-鋅合金)之標準澆鑄操作形成的鋁材料坯料。 起始材料可視情況經受步驟212中之均勻化熱處理。可藉由將鋁材料坯料保持在室溫以上的合適溫度下來應用此均勻化熱處理，以改良鋁之熱可加工性。均勻化熱處理溫度可在300℃至約500℃之範圍內且可經特別調適用於特定鋁合金。 在均勻化熱處理後，鋁材料坯料可經受步驟214中之第一固溶。固溶之目標為溶解添加元素(諸如鋅、鎂及銅)以形成鋁合金。合適的第一固溶溫度可為約400℃至約550℃、約420℃至約500℃或約450℃至約480℃。固溶可基於坯料之尺寸(諸如橫截面積)進行合適的持續時間。舉例而言，取決於坯料之橫斷面，第一固溶可進行約30分鐘至約8小時、1小時至約6小時或約2小時至約4小時。作為一實例，第一固溶可在450℃至約480℃下進行至多8小時。 第一固溶之後可為淬滅，如步驟216中所示。此快速冷卻在高於室溫下彼元素於鋁合金中之平衡濃度的濃度下保持將任何元素溶解於澆鑄件中。 在一些實施例中，在淬滅鋁合金坯料後，可在步驟218中視情況進行人工老化。人工老化可使用兩步熱處理進行。在一些實施例中，第一熱處理步驟可在約80℃至約100℃、約85℃至約95℃或約88℃至約92℃之溫度下進行1小時至約50小時、約8小時至約40小時或約8小時至約20小時的持續時間。在一些實施例中，第二熱處理步驟可在約100℃至約170℃、約100℃至約160℃或約110℃至約160℃之溫度下進行20小時至約100小時、約35小時至約60小時或約40小時至約45小時的持續時間。舉例而言，第一步驟可在約90℃下進行約8小時，且第二步驟可在約115℃下進行約40小時或40小時以下。大體而言，相較於進行第二人工老化熱處理步驟的溫度及持續時間，第一人工老化熱處理步驟可在更低溫度下進行更短時間。在一些實施例中，第二人工老化熱處理步驟可包括低於或等於適合於人工老化具有鎂及鋅之鋁合金至峰值硬度之條件(亦即峰值老化)的溫度及時間。 如圖2中所示，在步驟216中之淬滅後或在步驟218中之可選人工老化後，鋁合金可經受第一嚴重塑性變形製程，諸如步驟220中之ECAE製程。ECAE可包括使鋁合金坯料通過ECAE裝置而呈特定形狀，諸如具有方形或圓形橫截面之坯料。在一些實施例中，此第一ECAE製程可在低於均勻化熱處理但高於鋁合金之人工老化溫度的溫度下進行。在一些實施例中，此第一ECAE製程可在約100℃至約400℃或約150℃至約300℃或約200℃至約250℃之溫度下進行。在一些實施例中，第一ECAE製程可細化且均勻化合金之微型結構，並可提供溶質及微型偏析之較好、更均一分佈。在一些實施例中，可在高於300℃之溫度下對鋁合金進行此第一ECAE製程。在高於約300℃之溫度下加工鋁合金可提供恢復澆鑄疵點及再分佈沈澱的優點，且亦可產生粗晶粒尺寸並可更難以在加工條件下實施。在一些實施例中，在擠製製程期間，擠製鋁合金材料且可將擠製模具維持在進行擠製製程的溫度下，以確保遍及鋁合金材料之始終如一的溫度。亦即，可加熱擠製模具以防止鋁合金材料在擠製製程期間冷卻。在一些實施例中，第一ECAE製程可包括一個、兩個或多於兩個或四個或多於四個擠製遍次。 在一些實施例中，在第一嚴重塑性變形後，鋁合金可經受步驟222中之第二固溶。可在與第一固溶類似的溫度及時間條件下對鋁合金進行第二固溶。在一些實施例中，可在不同於第一固溶之溫度及/或持續時間下進行第二固溶。在一些實施例中，合適的第二固溶溫度可為約400℃至約550℃、約420℃至約500℃或約450℃至約480℃。第二固溶可基於坯料之尺寸(諸如橫截面積)進行合適的持續時間。舉例而言，取決於坯料之橫斷面，第二固溶可進行約30分鐘至約8小時、1小時至約6小時或約2小時至約4小時。在一些實施例中，第二固溶可在約450℃至約480℃下進行至多8小時。第二固溶之後可為淬滅。 在一些實施例中，在第二固溶後，鋁合金可經受嚴重塑性變形步驟，諸如步驟226中之ECAE製程。在一些實施例中，第二ECAE製程可在比步驟220之第一ECAE製程中使用之溫度低的溫度下進行。舉例而言，第二ECAE製程可在大於0℃且低於160℃或約20℃至約125℃、或約20℃至約100℃、或約室溫(例如約20℃至約35℃)之溫度下進行。在一些實施例中，在擠製期間，擠製鋁合金材料且可將擠製模具維持在進行擠製製程的溫度下，以確保遍及鋁合金材料之始終如一的溫度。亦即，可加熱擠製模具以防止鋁合金材料在擠製製程期間冷卻。在一些實施例中，第二ECAE製程可包括經過ECAE裝置之一個遍次、兩個或多於兩個遍次或四個或多於四個擠製遍次。 在一些實施例中，在使鋁合金經受諸如ECAE之第二嚴重塑性變形步驟後，可在步驟228中進行第二人工老化製程。在一些實施例中，人工老化可在單一熱處理步驟中進行或使用兩步熱處理進行。在一些實施例中，第一熱處理步驟可在約80℃至約100℃、約85℃至約95℃或約88℃至約92℃之溫度下進行1小時至約50小時、約8小時至約40小時或約8小時至約20小時的持續時間。在一些實施例中，第二熱處理步驟可在約100℃至約170℃、約100℃至約160℃或約110℃至約160℃之溫度下進行20小時至約100小時、約35小時至約60小時或約40小時至約45小時的持續時間。舉例而言，第一老化步驟可在約90℃下進行約8小時且第二老化可在約115℃下進行約40小時或40小時以下。在一些實施例中，第二步驟可包括低於或等於適合於人工老化具有鎂及鋅之鋁合金至峰值硬度之條件(亦即峰值硬度)的溫度及時間。 按照方法200，鋁合金可視情況經歷進一步塑性變形(諸如滾軋)以改變鋁合金之形狀或尺寸。 圖3中展示形成高強度鋁合金之方法300。該方法300可包括在步驟310中澆鑄起始材料。舉例而言，鋁材料可澆鑄成坯料形式。鋁材料可包括添加劑，諸如其他元素，其將在方法310期間與鋁形成合金，從而形成鋁合金。在一些實施例中，鋁材料坯料可使用具有鎂及鋅之鋁合金(諸如鋁-鋅合金，例如Al7000系列鋁合金)之標準澆鑄操作形成。 在形成後，鋁材料坯料可經受步驟312中之可選均勻化熱處理。可藉由將鋁材料坯料保持在高於室溫之合適的溫度下來應用均勻化熱處理，以改良以下步驟中之鋁的熱可加工性。均勻化熱處理可經具體調適用於具有鎂及鋅之特定鋁合金，諸如鋁-鋅合金。在一些實施例中，用於均勻化熱處理之合適的溫度可為約300℃至約500℃。 在均勻化熱處理後，鋁材料坯料可經受步驟314中之可選第一固溶以形成鋁合金。第一固溶可類似於本文關於步驟114及214所描述之固溶。合適的第一固溶溫度可為約400℃至約550℃、約420℃至約500℃或約450℃至約480℃。第一固溶可基於坯料之尺寸(諸如橫截面積)進行合適的持續時間。舉例而言，取決於坯料之橫斷面，第一固溶可進行約30分鐘至約8小時、1小時至約6小時或約2小時至約4小時。作為一實例，固溶可在450℃至約480℃下進行至多8小時。固溶之後可為淬滅。在淬滅期間，藉由將鋁合金坯料淬滅至約室溫或室溫以下來快速冷卻鋁合金坯料。此快速冷卻在高於室溫下彼元素於鋁合金中之平衡濃度的濃度下保持將任何元素溶解於鋁合金中。 在一些實施例中，在淬滅鋁合金後，可在步驟316中視情況進行人工老化。在一些實施例中，人工老化可以形成人工老化步驟之兩個熱處理步驟進行。在一些實施例中，第一熱處理步驟可在約80℃至約100℃、約85℃至約95℃或約88℃至約92℃之溫度下進行1小時至約50小時、約8小時至約40小時或約8小時至約20小時的持續時間。在一些實施例中，第二熱處理步驟可在約100℃至約170℃、約100℃至約160℃或約110℃至約160℃之溫度下進行20小時至約100小時、約35小時至約60小時或約40小時至約45小時的持續時間。舉例而言，第一步驟可在約90℃下進行約8小時且第二步驟可在約115℃下進行約40小時或40小時以下。大體而言，相較於進行第二人工老化熱處理步驟的溫度及持續時間，第一人工老化熱處理步驟可在更低溫度下進行更短時間。在一些實施例中，第二人工老化熱處理步驟可包括低於或等於適合於人工老化具有鎂及鋅之鋁合金至峰值硬度之條件(亦即峰值老化)的溫度及時間。 在人工老化後，鋁合金坯料可經受嚴重塑性變形，諸如步驟318中之第一ECAE製程。舉例而言，鋁合金坯料可通過ECAE裝置以擠製鋁合金作為具有方形或圓形橫斷面之坯料。在一些實施例中，第一ECAE製程可在高溫(例如，低於均勻化熱處理但高於特定鋁-鋅合金之人工老化溫度的溫度)下進行。在一些實施例中，第一ECAE製程可以維持在約100℃至約400℃或約200℃至約300℃之溫度下的鋁合金進行。在一些實施例中，第一ECAE製程可以維持在高於300℃之溫度下的鋁合金進行。此水平之溫度可提供某些優點，諸如恢復澆鑄疵點及再分佈沈澱，但亦可產生粗晶粒尺寸並可更難以在加工條件下實施。在一些實施例中，在擠製期間，擠製鋁合金材料且可將擠製模具維持在進行擠製製程的溫度下，以確保遍及鋁合金材料之始終如一的溫度。亦即，可加熱擠製模具以防止鋁合金材料在擠製製程期間冷卻。在一些實施例中，第一ECAE製程可包括經過ECAE裝置之一個遍次、兩個或多於兩個遍次或四個或多於四個擠製遍次。 在一些實施例中，在嚴重塑性變形後，鋁合金可經受步驟320中之第二固溶。合適的第二固溶溫度可為約400℃至約550℃、約420℃至約500℃或約450℃至約480℃。第二固溶可基於坯料之尺寸(諸如橫截面積)進行合適的持續時間。舉例而言，取決於坯料之橫斷面，第二固溶可進行約30分鐘至約8小時、1小時至約6小時或約2小時至約4小時。在一些實施例中，第二固溶可在約450℃至約480℃下進行至多8小時。第二固溶之後可為淬滅。 在一些實施例中，在第二固溶後淬滅鋁合金之後，可在步驟322中進行第二人工老化製程。在一些實施例中，人工老化可在單一熱處理步驟中進行或使用兩步熱處理進行。在一些實施例中，第一熱處理步驟可在約80℃至約100℃、約85℃至約95℃或約88℃至約92℃之溫度下進行1小時至約50小時、約8小時至約40小時或約8小時至約20小時的持續時間。在一些實施例中，第二熱處理步驟可在約100℃至約170℃、約100℃至約160℃或約110℃至約160℃之溫度下進行20小時至約100小時、約35小時至約60小時或約40小時至約45小時的持續時間。舉例而言，第一老化步驟可在約90℃下進行約8小時且第二老化可在約115℃下進行約40小時或40小時以下。在一些實施例中，第二步驟可包括低於或等於適合於人工老化具有鎂及鋅之鋁合金至峰值硬度之條件(亦即峰值硬度)的溫度及時間。 在一些實施例中，在第二人工老化製程後，鋁合金可經受第二嚴重塑性變形製程，諸如步驟324中之第二ECAE製程。在一些實施例中，第二ECAE製程可在比第一ECAE製程中使用的溫度低的溫度下進行。舉例而言，第二ECAE製程可在大於0℃且低於160℃或約20℃至約125℃或約室溫(例如約20℃至約35℃)之溫度下進行。在一些實施例中，在擠製期間，擠製鋁合金材料且可將擠製模具維持在進行擠製製程的溫度下，以確保遍及鋁合金材料之始終如一的溫度。亦即，可加熱擠製模具以防止鋁合金材料在擠製製程期間冷卻。在一些實施例中，第二ECAE製程可包括經過ECAE裝置之一個遍次、兩個或多於兩個遍次或四個或多於四個擠製遍次。 在嚴重塑性變形後，鋁合金可視情況經歷步驟326中之進一步塑性變形(諸如滾軋)，以改變鋁合金之形狀或尺寸。 圖4中展示形成高強度鋁合金之方法。方法400包括在步驟410中形成起始材料。步驟410可與本文關於圖1及圖2描述之步驟110或210相同或類似。在一些實施例中，起始材料可為使用具有鎂及鋅之鋁材料之標準澆鑄操作形成的鋁材料坯料。在澆鑄起始材料後，可在步驟412中視情況採用均勻化熱處理。步驟412可與本文關於圖1及圖2描述之步驟112或212相同或類似。 在均勻化熱處理後，鋁材料可經受步驟414中之第一固溶以形成鋁合金。合適的第一固溶溫度可為約400℃至約550℃、約420℃至約500℃或約450℃至約480℃。第一固溶可基於坯料之尺寸(諸如橫截面積)進行合適的持續時間。舉例而言，取決於坯料之橫斷面，第一固溶可進行約30分鐘至約8小時、1小時至約6小時或約2小時至約4小時。作為一實例，固溶可在450℃至約480℃下進行至多8小時。固溶之後可為淬滅，如步驟416中所示。 在一些實施例中，在固溶及淬滅後，鋁合金坯料可經受步驟418中之嚴重塑性變形製程。在一些實施例中，嚴重塑性變形製程可為ECAE。舉例而言，可使鋁合金坯料通過具有方形或圓形橫截面之ECAE裝置。舉例而言，ECAE製程可包括一或多個ECAE遍次。在一些實施例中，ECAE製程可在大於0℃且低於160℃或約20℃至約125℃或約室溫(例如約20℃至約35℃)之溫度下以鋁合金坯料進行。在一些實施例中，在ECAE期間，擠製鋁合金坯料且可將擠製模具維持在進行擠製製程的溫度下，以確保遍及鋁合金坯料之始終如一的溫度。亦即，可加熱擠製模具以防止鋁合金在擠製製程期間冷卻。在一些實施例中，ECAE製程可包括經過ECAE裝置之一個遍次、兩個或多於兩個遍次或四個或多於四個擠製遍次。 在一些實施例中，在使鋁合金經受步驟418中之嚴重塑性變形後，可在步驟420中進行人工老化。在一些實施例中，人工老化可在單一熱處理步驟中進行或使用兩步熱處理進行。在一些實施例中，第一熱處理步驟可在約80℃至約100℃、約85℃至約95℃或約88℃至約92℃之溫度下進行1小時至約50小時、約8小時至約40小時或約8小時至約20小時的持續時間。在一些實施例中，第二熱處理步驟可在約100℃至約170℃、約100℃至約160℃或約110℃至約160℃之溫度下進行20小時至約100小時、約35小時至約60小時或約40小時至約45小時的持續時間。舉例而言，第一老化步驟可在約90℃下進行約8小時且第二老化可在約115℃下進行約40小時或40小時以下。在一些實施例中，第二步驟可包括低於或等於適合於人工老化具有鎂及鋅之鋁合金至峰值硬度之條件(亦即峰值硬度)的溫度及時間。 在人工老化後，鋁合金可視情況經歷步驟422中之進一步塑性變形(諸如滾軋)，以改變鋁合金坯料之形狀或尺寸。 圖1至圖4中所示之方法可應用於鋁合金，諸如鋁-鋅合金，諸如具有鎂及鋅之鋁合金。在一些實施例中，圖1至圖4之方法可應用於適合用於攜帶型電子裝置殼之鋁合金，歸因於高屈服強度(亦即，400 MPa至650 MPa之屈服強度)、低重量密度（亦即，2.8 g/cm³ )及相對容易製造成複雜形狀。 除了機械強度需求以外，亦可存在對於滿足特定外觀形態需求(諸如色彩或明暗度)之鋁合金的需要。舉例而言，在攜帶型電子裝置區域中，可存在對於在不使用油漆或其他塗層之情況下具有特定色彩或明暗度之外合金殼的需要。 已發現，含銅鋁合金在陽極化後常顯示出淡黃色色彩。在某些應用中，出於諸如營銷或裝飾設計之各種原因，此著色為非所要的。某些鋁-鋅合金可因此成為用於特定應用之更好候選，係因為其含有鋅(Zinc)及鎂(Magnesium)作為主要元素，其中銅以較低濃度存在。為了促進所要著色特徵，銅水平必須保持相對低，較佳低於約0.5 wt.%。亦必須謹慎地控制鋁合金中鋅及鎂之重量百分比及重量比。舉例而言，鋅及鎂負責用於藉由形成諸如藉由沈澱硬化增加鋁合金之強度之MgZn₂ 的(ZnMg)沈澱來增加強度。然而，有過多鋅及鎂出現減小對在諸如陽極化之特定製造步驟期間的應力腐蝕的阻力。. 因此，合適的鋁合金具有鋅與鎂的特定重量比為諸如約3:1至約7:1的平衡組合物。另外，可控制鎂及鋅之總體重量百分比。在大部分實例中，鋅可以約4.25 wt.%至約6.25 wt.%存在且鎂可以約0.5 wt.%至約2.0 wt.%存在。 已經發現具有上文所列之鋅及鎂重量百分比之鋁合金的鑄態屈服強度為約350至380 MPa。使用本文所揭示之方法，已經發現有可能進一步增加具有鋅及鎂以及低濃度的銅之鋁合金的強度，由此使所得合金對於在電子裝置殼中使用有吸引力。舉例而言，使用參考圖1至圖4所描述之方法，已利用具有鋅及鎂以及低濃度的銅之鋁-鋅合金達成420 MPa至500 MPa的屈服強度。 如本文所描述，可藉由使合金經受嚴重塑性變形(SPD)來改良鋁-鋅合金之機械特性。如本文所使用，嚴重塑性變形包括塊體材料段之極端變形。在一些實施例中，當應用於本文所描述之材料時，ECAE提供合適水平的所要機械特性。 ECAE係擠製技術，其由具有大致相等橫截面之兩個通道組成，該等通道以實際上包含於90°與140°之間且較佳為90°之一特定角度會合。圖5中展示ECAE裝置500之實例ECAE示意圖。如圖5中所示，例示性ECAE裝置500包括限定一對交叉通道504及506之模具組合件502。交叉通道504及506之橫截面相同或至少實質上相同，術語「實質上相同」表明通道在ECAE設備之可接受尺寸公差內相同。在操作中，材料508經由通道504及506擠製。此類擠製藉由在位於通道之交叉平面處之薄區域中之一層接一層的簡單剪切導致材料508之塑性變形。儘管可較佳的係通道504及506在約90°之角度交叉，應理解，可使用替代切削角。約90°之切削角通常用於產生最佳變形，亦即真剪切應變。亦即，使用90°切削角，真應變為每個ECAE遍次1.17。 ECAE在每個遍次提供高變形，且多個遍次之ECAE可以組合方式用於達到極端水平之變形，而不會在每個遍次後改變坯料之形狀及體積。在遍次之間旋轉或翻轉坯料允許獲得各種應變路線。此允許控制合金晶粒之結晶紋理之形成及各種結構特徵之形狀，諸如晶粒、粒子、相、澆鑄疵點或沈澱物。使用ECAE藉由控制3個主要因素實現晶粒細化：(i)簡單剪切、(ii)劇烈變形及(iii)利用可能使用多個遍次之ECAE之各種應變路線。ECAE提供可擴展方法、均一最終產品且形成單片材料作為最終產品的能力。 因為ECAE為可擴展製程，所以可經由ECAE加工大型坯料段及尺寸。ECAE亦提供在整個坯料橫截面中之均一變形，係因為可在加工期間控制坯料之橫截面以防止橫截面之形狀或尺寸的變化。此外，簡單剪切在兩個通道之間的交叉平面處係有效的。 ECAE並不涉及變形材料之中間接合或切割。因此，坯料並不具有在材料主體內的接合介面。亦即，所產生的材料為沒有接合線或介面之單片材料，其中兩片或大於兩片的先前獨立材料已結合在一起。介面可為不利的，因為該等介面係用於氧化之較佳位置，其常為不利的。舉例而言，接合線可為用於開裂或分層之來源。此外，接合線或介面負責用於非均勻晶粒尺寸及沈澱且引起特性之各向異性。 在一些情況下，鋁合金坯料可在ECAE期間開裂。在具有鎂及鋅之某些鋁合金中，鋅在鋁合金中之高擴散率可影響加工結果。在一些實施例中，在增加的溫度下進行ECAE可避免鋁合金坯料在ECAE期間開裂。舉例而言，增加鋁合金坯料在擠製期間保持的溫度可改良鋁合金之可加工性且使鋁合金坯料更易於擠製。然而，增加鋁合金之溫度通常導致非所要晶粒生長，且在可加熱處理的鋁合金中，較高溫度可影響沈澱物之尺寸及分佈。改變的沈澱物尺寸及分佈可能對加工後之鋁合金的強度有不利影響。此可為當於ECAE期間使用之溫度及時間高於對應於用於加工鋁合金之峰值硬度的溫度及時間(亦即，高於對應於峰值老化之溫度及時間條件)時的結果。對具有處於過於接近鋁合金之峰值老化溫度之溫度下的合金的鋁合金進行ECAE可因此並非係用於增加某些鋁合金之最終強度的合適的技術，即使其可改良坯料表面條件(亦即，減少所產生疵點之數目)。 在初始固溶及淬滅後將鋁合金保持在約室溫下的情況下經由ECAE加工具有鎂及鋅之鋁合金可提供用於增加鋁合金之強度的合適的製程。在幾乎緊接在初始固溶及淬滅加工後(亦即一小時內)進行單一ECAE遍次時，此技術可極其成功。然而，在使用多個遍次之ECAE，尤其用於具有重量濃度接近高水平之Al7000系列的鋅及鎂之鋁合金(亦即，鋅及鎂的值分別為約6.0 wt.%及4.0 wt.%)時，此技術通常並未成功。已發現，對於具有鎂及鋅之大部分鋁合金(諸如鋁-鋅合金)而言，單一遍次的ECAE可能並未充分增加合金強度或提供足夠好的次微米結構。 在一些實施例中，若鋁-鋅合金已經受初始固溶及淬滅，那麼在冷加工鋁-鋅合金之前，對鋁-鋅合金(諸如，具有鎂及鋅以及低濃度銅的鋁合金)進行人工老化可為有益的。此係因為冷加工固溶後之具有鎂及鋅之鋁合金的效應與一些其他可加熱處理的鋁合金(諸如Al2000合金)相反。例如，冷加工降低過老化回火(temper)的具有鎂及鋅之鋁合金的最大可達到強度及韌性。人工老化鋁-鋅合金之前的冷加工之負面效應係歸因於粗糙沈澱物在位錯上之成核。在固溶及淬滅之後不久並在老化之前使用ECAE的方法可因此需要特定參數。此效應進一步展示於以下實例中。 記住以上考量，已發現特定加工參數可改良用於具有鎂及鋅之鋁合金(諸如Al7000系列合金)之ECAE製程的結果。下文進一步概述該等參數。 ECAE之製程參數 預ECAE熱處理 已發現，產生穩定紀尼埃-普雷斯頓(GP)區並在執行ECAE之前在鋁合金中形成熱穩定沈澱物可改良可加工性，其例如可導致在ECAE期間的坯料開裂減少。在一些實施例中，此可藉由在進行ECAE之前執行諸如人工老化的熱處理來實現。在一些實施例中，人工老化併入有限制在室溫下不穩定沈澱之效應的兩步熱處理(亦被稱作自然老化)。控制沈澱對於具有鎂及鋅合金之鋁合金的ECAE加工而言很重要，係因為該等合金具有極其不穩定之沈澱序列，且在ECAE期間之高變形使合金甚至更不穩定，除非謹慎控制熱處理之加工條件及次序。 已評估熱量及時間對在具有鎂鋅之鋁合金中沈澱的作用。在具有鎂及鋅之鋁合金中沈澱的序列係複雜的且取決於溫度及時間。首先，使用諸如固溶之高溫熱處理，藉由在整個鋁合金中分佈而將諸如鎂及/或鋅之溶質放入溶液中。高溫熱處理之後常為於水或油中之快速冷卻(亦被稱作淬滅)以保持溶液中之溶質。處於相對較低溫度較長時間週期且在適度高溫下人工老化之初始週期期間，主要變化為溶質原子在固溶體晶格內再分佈以形成被稱為紀尼埃普雷斯頓(GP)區的叢集，其顯著富含溶質。溶質原子之此局部偏析產生合金晶格之變形。該等區之強化效應係由對位錯在切割GP區時之運動的額外干擾所致。在室溫下隨著老化時間的強度遞增(定義為自然老化)已歸因於GP區之尺寸的增加。 在隨老化時間或溫度增加的大部分系統中，GP區經轉化成晶體結構不同於固溶體之晶體結構且亦不同於平衡相位之結構的粒子或由其置換。彼等粒子被稱作「過渡」沈澱物。在許多合金中，該等沈澱物與固溶體有特定結晶定向關係，以使得藉由經由局部彈性應變調適基質，兩個相在某些平面上保持相干。只要位錯繼續切割沈澱物，強度即隨著該等「過渡」沈澱物之尺寸及數目增加而繼續增加。沈澱反應之另一進展產生「過渡」相粒子之生長，伴隨相干應變之增加，直至超出介面接合之強度且相干性消失為止。此通常與沈澱物之結構自「過渡」形式至「平衡」形式之變化一致且對應於峰值老化，峰值老化為獲得最大強度的最佳條件。在相干性損失下，強化效應由使位錯迴路循環而非切割沈澱物所需之應力引起。強度隨著平衡相粒子之生長及粒子間的間距之增加而逐漸減小。此終相對應於過老化且在一些實施例中在主要目標為達成最大強度時係不合適的。 在具有鎂及鋅之鋁合金中，GP區之尺寸極小(亦即低於10 nm)且在室溫下非常不穩定。如本文所提供之實例中所示，高水平之硬化在淬滅後之合金保持在室溫下幾小時後發生，即一種被稱作自然老化之現象。在具有鎂及鋅之鋁合金中進行此硬化之一個原因在於鋅之快速擴散率，鋅係在鋁中具有最高擴散率之元素。另一因素係在淬滅後強烈影響高濃度之非平衡空位之留著(retention)的鎂的存在。鎂具有使鎂-空位錯合物之形成及其在淬滅期間之留著更容易的大原子直徑。該等空位可用於使鋅擴散至GP區中並在鎂原子周圍形成GP區。延長之老化時間及高於室溫之溫度(亦即，人工老化)將GP區轉變為被稱作η'或M'之過渡沈澱物、被稱為η或M之平衡MgZn₂ 相之前驅體。對於具有較高鎂含量(例如大於2.0 wt.%)之鋁合金，沈澱序列包括GP區域轉變成被稱作T'之過渡沈澱物，其在延長之老化時間及溫度下變成被稱作T之平衡Mg₃ Zn₃ Al₂ 沈澱物。Al7000中之沈澱序列可概括於圖6中所示之流程示意圖中。 如圖6中之流程示意圖中所示，GP區在晶格內均勻成核且各種沈澱物循序形成。然而，晶界、次晶界、位錯及晶格變形之存在改變區之自由能，且可發生沈澱物形成及顯著不勻成核。此在具有鎂及鋅之鋁合金中具有兩個影響。首先，有產生GP區及沈澱物之非均勻分佈的可能性，GP區及沈澱物中之任一者可變為冷或熱處理期間疵點的來源。其次，在邊界或位錯處之不勻成核沈澱物通常較大並且不會同等促成總體強度，且因此潛在地減小最大可達到強度。至少由於以下原因，該等效應在引入極端水平之塑性變形時(例如，在ECAE期間，在固溶及淬滅步驟後不久)可增強。 首先，ECAE引入高水平之次晶界、晶界及位錯，其可加強不勻成核及沈澱且因此導致沈澱物之非均勻分佈。其次，GP區或沈澱物可裝飾位錯且抑制其導致局部延性之降低的運動。再者，甚至在室溫下加工，在提供用於更快成核及沈澱的能量之ECAE期間有某種水平之絕熱升溫發生。該等互動可在每一ECAE遍次期間動態發生。此引起在ECAE期間加工經固溶及淬滅之具有鎂及鋅之鋁合金的潛在不利的後果。 潛在不利的後果中之一些如下。歸因於局部延性之損失及不勻沈澱物分佈的坯料之表面開裂傾向。此效應在頂部坯料表面處最嚴重。限制可使用之ECAE遍次之數目。隨著遍次數目增加，效應變得更嚴重且開裂變得有可能。部分地歸因於不勻成核效應及部分地歸因於ECAE遍次數目之限制，在ECAE期間之最大可達成強度之減小，其影響晶粒尺寸細化之最終水平。歸因於甚至在室溫下(亦即在自然老化期間)之快速沈澱動力學，在加工經固溶及淬滅之鋁-鋅合金(諸如Al7000系列合金)之時出現額外複雜情況。已發現，固溶及淬滅步驟與ECAE之間的時間對進行控制很重要。在一些實施例中，可在淬滅步驟後相對不久(例如一小時內)進行ECAE。 穩定沈澱物可經定義為即使當鋁合金處於實質上接近其給定組合物之人工峰值老化之溫度及時間下時在鋁合金中熱穩定的沈澱物。詳言之，穩定沈澱物係在室溫下自然老化期間將不會變化的沈澱物。應注意，該等沈澱物並非GP區，而相反包括過渡及/或平衡沈澱物(例如，鋁-鋅合金之η'或M'或T')。加熱(亦即人工老化)之目標為除去大部分不穩定的GP區，其可在ECAE期間導致坯料開裂，且用穩定沈澱物置換該等不穩定GP區，該等穩定沈澱物可為穩定的過渡及平衡沈澱物。其亦可適合於避免加熱鋁合金至高於峰值老化之條件(亦即過老化條件)，如此可產生已生長且變得過大之大部分平衡的沈澱物，其可減小鋁合金最終強度。 可藉由在執行第一次ECAE遍次之前將大部分不穩定GP區轉變成穩定過渡及/或平衡沈澱物來避免該等侷限性。此可例如藉由在固溶及淬滅步驟之後或緊接在其後但在ECAE製程之前進行低溫熱處理(人工老化)而實現。在一些實施例中，此可引起大部分沈澱序列均勻發生，從而促成沈澱物之更高可達到強度及更好穩定性以供ECAE加工。此外，熱處理可由兩步程序構成，該兩步程序包括第一步驟，其包括將材料保持在80℃至100℃之低溫下小於或約40小時；及第二步驟，其包括將材料保持在小於或等於具有鎂及鋅之給定鋁合金之峰值條件的溫度及時間下，例如將材料保持在100℃與150℃之間約80小時或80小時以下。第一低溫熱處理步驟提供當在溫度於第二熱處理步驟期間升高時穩定的GP區之分佈。第二熱處理步驟達成穩定過渡及平衡沈澱物之所需最終分佈。 在一些實施例中，可有利的係在於低溫下進行最終ECAE製程之前增加均一性且達成合金微型結構之預定晶粒尺寸。在一些實施例中，此可改良合金材料在ECAE期間之機械特性及可加工性，如由減少之開裂量所表明。 具有鎂及鋅之鋁合金之特徵為具有大晶粒尺寸及大量巨型及微型偏析之不勻微型結構。舉例而言，初始澆鑄微型結構可具有溶質含量隨著第二相粒子或共晶相之樹枝狀間分佈而自中心至邊緣逐漸增加的樹枝狀結構。某些均勻化熱處理可在固溶及淬滅步驟之前執行，以便改良坯料之結構均一性及後續可加工性。冷加工(諸如拉伸)或熱處理亦常用於提供特定坯料形狀或對產品進行應力消除或矯直。對於諸如形成電話殼之板應用，即使在諸如固溶、淬滅及峰值老化之熱處理後，可使用滾軋且滾軋可產生最終產品之微型結構及特性之各向異性。通常，晶粒沿滾軋方向拉長但沿厚度以及橫向於滾軋方向之方向變平。此各向異性亦反映於詳言之沿著晶界之沈澱物分佈中。 在一些實施例中，具有任何回火(諸如T651)的具有鎂及鋅之鋁合金之微型結構可藉由應用包括在高溫(諸如低於450℃)下之至少單一ECAE遍次之加工序列而解析、細化及製成為更均一。此步驟之後可為固溶及淬滅。在另一實施例中，由具有鎂及鋅之鋁合金製成之坯料可經受第一固溶及淬滅步驟，接著在150℃與250℃之間的適度高溫下進行單遍次或多遍次ECAE，接著係第二固溶及淬滅步驟。在上文所提及之熱機械途徑中任一者後，鋁合金可在人工老化之前或之後進一步經受低溫下之ECAE。詳言之，已發現高溫下之初始ECAE製程有助於減少在經固溶且經淬滅之具有鎂及鋅之鋁合金的低溫下的後續ECAE製程期間的開裂。此結果進一步描述於以下實例中。 在一些實施例中，ECAE可用於賦予嚴重塑性變形且增加鋁-鋅合金之強度。在一些實施例中，ECAE可在進行固溶、淬滅及人工老化之後執行。如上文所描述，在材料處於高溫下時進行的初始ECAE製程可在低溫下之第二或最終ECAE製程之前形成更精細、更均一且更各向同性的初始微型結構。 存在兩種利用ECAE強化的機制。首先係結構單元(諸如次微米級或奈米晶粒級之材料細胞、次晶粒次晶粒)之細化。此亦稱為晶粒尺寸或Hall Petch強化且可使用方程式1定量。 方程式1：

其中σ_y 係屈服應力；σ_o 係用於起始應力或位錯移動的材料常數(或位錯運動之晶格抗性)；k_y 係強化係數(每種材料專有之常數)；且d 係平均晶粒直徑。基於此方程式，強化在d 小於1微米時變得尤其有效。用於利用ECAE強化之第二機制係位錯硬化，其為歸因於ECAE製程期間之高應變在材料之細胞、次晶粒或晶粒內之位錯的倍增。此等兩種強化機制藉由ECAE觸發，且已發現可控制某些ECAE參數以尤其在擠製先前已經受固溶及淬滅之鋁-鋅合金時在鋁合金中產生特定最終強度。 首先，用於ECAE之溫度及時間可小於對應於給定的具有鎂及鋅之鋁合金的峰值老化之條件的彼等溫度及時間。此涉及在執行包括多個遍次之ECAE製程時控制ECAE期間之模具溫度及在每個ECAE遍次之間潛在地採用中間物熱處理兩者，以維持所擠製材料於所需溫度下。舉例而言，所擠製材料可在每個擠製遍次之間維持在約160℃之溫度下約2小時。在一些實施例中，所擠製材料可在每個擠製遍次之間維持在約120℃之溫度下約2小時。 其次，在一些實施例中，可有利的係在ECAE期間將所擠製材料之溫度維持在儘可能低的溫度下以得到最高強度。舉例而言，所擠製材料可維持在約室溫下。此可引起所形成位錯之數目增加並產生更高效的晶粒細化。 再者，可有利的係執行多個ECAE遍次。舉例而言，在一些實施例中，可在ECAE製程期間使用兩個或多於兩個遍次。在一些實施例中，可使用三個或多於三個或四個或多於四個遍次。在一些實施例中，大量ECAE遍次提供具有引起擠製材料之優良強度及延性的更多等軸高角晶界及位錯的更均一及經細化微型結構。 在一些實施例中，ECAE以至少以下方式影響晶粒細化及沈澱。在一些實施例中，已發現ECAE引起在擠製期間更快沈澱，歸因於增加之晶界體積及儲存於經次微米ECAE加工之材料中的較高機械能。另外，增強與沈澱物成核及生長相關聯之擴散製程。此意謂剩餘GP區或過渡沈澱物中之一些可在ECAE期間經動態轉變成平衡沈澱物。在一些實施例中，已發現ECAE產生更均一及更精細的沈澱物。舉例而言，由於高角晶界，可在ECAE次微米結構中達成極精細沈澱物之更均一分佈。沈澱物可藉由裝飾及牽制位錯及晶界而促成鋁合金之最終強度。更精細及更均一沈澱物可導致所擠製鋁合金最終強度之總體增加。 存在ECAE製程之可受控制以進一步增加成功的額外參數。舉例而言，可控制擠製速度以避免在所擠製材料中形成裂縫。其次，合適的模具設計及坯料形狀亦可幫助減少材料中之裂縫形成。 在一些實施例中，可在鋁合金經歷ECAE之後使用額外滾軋及/或鍛造，以在將鋁合金機械加工成其最終生產形狀之前，使鋁合金更接近最終坯料形狀。在一些實施例中，額外滾軋或鍛造步驟可藉由在合金材料之微型結構中引入更多位錯而增添更多強度。 在下文所描述之實例中，將布氏硬度用作初始測試以評估鋁合金之機械特性。對於下文所包括之實例，使用布氏硬度測試儀(購自位於Norwood, MA之Instron®)。測試儀向固定直徑(10 mm)之碳化滾珠施加預定負載(500 kgf)，將該碳化滾珠每程序保持預定時間段(10至15秒)，如ASTM E10標準中所描述。量測布氏硬度係相對簡單之測試方法且比拉伸測試更快。其可用於形成用於鑑別可隨後分離以進行進一步測試之合適材料的初始評估。材料之硬度係在標準測試條件下其對表面凹陷之抗性。其係材料對局部塑性變形之抗性之量測。將硬度壓痕器壓入材料涉及在外加壓痕器所處之位置處材料之塑性變形(移動)。材料之塑性變形係施加至壓痕器之力量超出所測試材料之強度的結果。因此，材料在硬度測試壓痕器下塑性變形越小，材料強度越高。同時，較小之塑性變形造成較淺之硬度壓痕；因此所得硬度數目較高。此提供總體關係，其中材料硬度越高，預期強度越高。亦即，硬度及屈服強度兩者係金屬對塑性變形之抗性的指標。因此，其為大致成比例的。 拉伸強度通常以兩個參數為特徵：屈服強度(YS)及極限拉伸強度(UTS)。極限拉伸強度係在拉伸測試期間最大之量測強度且其在界限分明的點出現。屈服強度係塑性變形在拉伸測試下變得可覺且顯著時所處之應力的量。因為工程應力-應變曲線通常不存在彈性應變結束及塑性應變開始之明顯點，所以選擇屈服強度為一定量之塑性應變出現時之強度。對於一般工程結構設計而言，在0.2%塑性應變發生時選擇屈服強度。在自樣本之原始橫截面積之0.2%偏位處計算0.2%屈服強度或0.2%偏位屈服強度。可使用之方程式為s=P/A，其中s為屈服應力或屈服強度，P為負載且A為施加負載之面積。 應注意，歸因於諸如晶粒及相尺寸以及分佈之其他微型結構因素，屈服強度遠比極限拉伸強度敏感。然而，有可能量測及憑經驗繪製特定材料之屈服強度與布氏硬度之間的關係，且接著使用所得圖表提供對方法結果之初始評估。評估以下材料及實例的此類關係。用曲線圖表示資料且在圖7中展示結果。如圖7中所展示，判定對於所評估材料，高於約111 HB之布氏硬度對應於高於350 MPa之YS且高於約122 HB之布氏硬度對應於高於400 MPa之YS。 實例 以下非限制性實例說明本發明之各種特徵及特性，但本發明不應理解為限於此。 實例1：具有鎂及鋅之鋁合金中之自然老化 評估具有鋁作為主要組分且具有鎂及鋅作為次要組分之鋁合金中的自然老化效應。對於此初始檢定，選擇Al7020係因為其低銅重量百分比及約3:1至4:1之鋅與鎂之比率。如上文所論述，此等因素影響諸如裝置殼體之應用的外觀形態。表1中顯示樣本合金之組成，剩餘部分為鋁。應注意，鋅(4.8 wt.%)及鎂(1.3 wt.%)為以最高濃度存在之兩種合金元素且銅含量低(0.13 wt.%)。

藉由將剛接收之Al7020材料保持在450℃下兩小時來使該材料經受固溶熱處理且接著在冷水淬滅。隨後將樣本材料保持在室溫(25℃)下數天。布氏硬度用於評估在儲存於室溫下許多天(所謂自然老化)後之樣本材料之機械特性的穩定性。硬度資料呈現於圖8中。如圖8中所示，在僅於室溫下一天後，硬度已有自60.5 HB至約76.8 HB之實質增加；約30%增加。在於室溫下約5天後，硬度達到96.3 HB且保持極其穩定，展示出在20天內量測時之最小變化。硬度之增加速率指示Al7020之不穩定的過飽和溶液及沈澱序列。此不穩定的過飽和溶液及沈澱序列為許多Al7000系列合金所特有的。 實例2：初始合金材料中之微型結構之各向異性的實例 實例1中形成之鋁合金經受熱滾軋以將合金材料形成為坯料，隨後經受熱機械加工至T651回火，其包括固溶、淬滅、藉由拉伸至大於起始長度及人工峰值老化之2.2%增加的應力消除。表2中列出所得材料之經量測機械特性。Al7020材料之屈服強度、極限拉伸強度及布氏硬度分別為347.8 MPa、396.5 MPa及108 HB。使用具有螺紋端之圓拉桿對室溫下之實例材料進行拉伸測試。拉桿之直徑為0.250吋且量規為長度1.000吋。圓拉伸測試樣品之幾何結構描述於ASTM標準E8中。

圖9說明實例坯料602之平面以展示坯料602之頂面604的定向。箭頭606展示滾軋及拉伸之方向。第一側面608處於平行於滾軋方向且垂直於頂面604之平面中。第二側面610處於垂直於箭頭606之滾軋方向及頂面604之平面中。箭頭612指示垂直於第一側面之平面的方向，且箭頭614指示垂直於第二側面610之平面的方向。實例2之Al7020材料之晶粒結構的光學顯微影像展示於圖10A至圖10C中。圖10A至圖10C展示跨越圖9中所示之三個平面的具有T651回火的Al7020的微型結構。光學顯微法用於晶粒尺寸分析。圖10A為圖9中所示之頂面604之處於×100放大率下的光學顯微影像。圖10B為圖9中所示之第一側面608之處於×100放大率下的光學顯微影像。圖10C為圖9中所示之第二側面610之處於×100放大率下的光學顯微影像。 如圖10A至圖10C中所示，偵測由經拉長晶粒組成之各向異性纖維微型結構。原始晶粒經由坯料厚度壓縮，該坯料厚度為垂直於滾軋方向之方向，且其在熱機械加工期間沿著滾軋方向拉長。如跨越頂面量測之晶粒尺寸較大且不均一，直徑約400至600 µm，具有在7:1至10:1之間的範圍內的平均晶粒長度與厚度之大縱橫比。晶界難以沿著圖10B及圖10C中所展示之兩個其他面解析，但明顯展現出如藉由薄平行帶所例示之大量伸長及壓縮。此類型之大型及不均一微型結構為具有鎂及鋅並具有諸如T651之標準回火的鋁合金所特有的。 實例3：剛固溶及淬滅Al7020材料之ECAE 具有與實例2中相同的組成及T651等級回火之Al7020材料之坯料在450℃之溫度下經受固溶2小時並緊接著在冷水中淬滅。進行此製程以在鋁材料基質中保留作為固溶體中之溶質(諸如鋅及鎂)添加之元素的最大數目。據信此步驟亦將存在於鋁材料中之(ZnMg)沈澱物溶解回固溶體中。Al7020材料之所得微型結構極類似於針對鋁材料描述於實例2中之微型結構，該鋁材料具有回火T651並由平行於初始滾軋方向之大型經拉長晶粒組成。唯一差異為精細可溶沈澱物不存在。可溶沈澱物並非係由光學顯微法可見的，因為其在1微米之解析度極限以下；僅大(亦即直徑大於1微米)的不可溶沈澱物係可見的。因此，實例3之結果說明在固溶及淬滅步驟之後，初始T651微型結構之晶粒尺寸及各向異性保持不變。 Al7020材料隨後成形為具有方形橫截面及大於該橫截面之長度的三個坯料，亦即桿，且隨後對該等坯料執行ECAE。在固溶及淬滅後30分鐘內執行第一遍次，以將自然老化之效應降至最低。此外，在室溫下進行ECAE以限制對沈澱之溫度效應。圖11展示經歷一個遍次後之Al7020之第一坯料620、經歷兩個遍次之第二坯料622以及經歷三個遍次之第三坯料624之像片。ECAE製程對於一個遍次後之第一坯料620係成功的。亦即，如圖11中所示，坯料並未在一個ECAE遍次之後開裂。然而，在坯料頂面處大量局部開裂出現在經受兩個遍次之第二坯料622中。圖11展示在兩個遍次後形成之第二坯料622中之裂縫628。如亦圖11中所示，經受三個遍次之第三坯料624亦顯現裂縫628。如圖11中所示，裂縫加強至如此程度以使得一個巨型裂縫630延伸穿過第三坯料624之厚度並將坯料分成兩片。 三個樣本坯料進一步經受兩步峰值老化加工，其由保持在90℃下8小時之樣本的第一熱處理步驟隨後保持在115℃下40小時之樣本的第二熱處理步驟組成。表3顯示第一坯料620之布氏硬度資料以及抗拉資料。第二坯料622及第三坯料624具有過深開裂且可不進行對此等樣本之機械拉伸測試。在室溫下對樣本材料進行所有量測。

如表3中所示，記錄硬度隨著ECAE遍次數目增加的約127至138之穩定增加。此增加高於僅具有T651回火條件之材料的硬度值，如實例2中所示。在一個遍次後的第一樣本之屈服強度資料亦展示當與僅具有T651回火之材料相比時增加的硬度。亦即，屈服強度自347.8 MPa增加至382 MPa。 此實例表明ECAE改良鋁-鋅合金之強度的能力以及歸因於ECAE加工期間之坯料開裂的某些侷限性。接下來的實例說明在低溫下之ECAE期間改良總體加工且因此增強材料強度而不使材料開裂的技術。 實例4：剛固溶及淬滅樣本之多步驟ECAE——初始晶粒尺度及各向異性 為評估初始微型結構對加工結構之潛在效應，具有實例1及2之T651回火之Al7020材料經受比實例3中更複雜的熱機械加工路線。在此實例中，以兩個步驟執行ECAE，一個在固溶及淬滅步驟之前且一個在固溶及淬滅步驟之後，其中每一步驟包括具有多個遍次之ECAE循環。第一ECAE循環的目標在於在固溶及淬滅步驟之前及之後細化及均勻化微型結構，而在低溫下進行第二ECAE循環以改良如實例3中之最終強度。 以下製程參數用於第一ECAE循環。使用四個ECAE遍次，其中在每個遍次之間坯料旋轉90度以改變變形均一性且因此改良微型結構之均一性。此藉由在多遍次ECAE期間沿著主動剪切平面之三維網路觸發簡單剪切而實現。在整個ECAE中將形成坯料之Al7020材料維持在175℃之加工溫度下。選擇此溫度係因為其足夠低以在ECAE之後得到次微米晶粒，但其高於峰值老化溫度，且因此提供總體較低強度及較高延性，其對於ECAE製程而言為有利的。Al7020材料坯料不會在此第一ECAE循環期間經歷任何開裂。 在第一ECAE製程後，使用如實例3中所描述的相同條件進行固溶及淬滅(亦即，將坯料保持在450℃下2小時，隨後在冷水中立即淬滅)。所得Al7020材料之微型結構藉由光學顯微法分析且展示於圖12A及圖12B中。圖12A為處於×100放大率下之所得材料，且圖12B為處於×400放大率下之相同材料。如圖12A及圖12B中所示，所得材料由在所有方向遍及材料之10至15 µm的精細的各向同性晶粒尺寸組成。藉由最初由ECAE形成之次微米晶粒之再結晶及生長在高溫溶液熱處理期間形成此微型結構。如圖12A及圖12B中所示，與實例3之經固溶及經淬滅的初始微型結構相比，所得材料含有更精細的晶粒且該材料具有在所有方向上更好的各向同性。 在固溶及淬滅後，經由ECAE之另一製程使樣本再次變形，此時處於比第一ECAE製程中所使用的更低的溫度。為了比較，將實例3中使用之相同製程參數用於此第二ECAE製程中。在淬滅步驟(亦即，在淬滅30分鐘內)之後儘可能快地在室溫下利用兩個遍次執行第二ECAE製程。發現總體ECAE加工具有使用第二ECAE製程作為低溫ECAE製程的經改良結果。詳言之，不同於實例3中，實例4中之坯料在於低溫下對坯料材料進行兩個ECAE遍次之後不會開裂。表4展示在樣本材料已經受兩個ECAE遍次之後收集之拉伸資料。

如表4中所示，所得材料亦具有對僅已經受T651回火狀況的材料的實質性改良。亦即，經歷兩步ECAE製程之Al7020材料具有416 MPa之屈服強度及440 MPa之極限拉伸強度。 實例4表明ECAE之前的材料之晶粒尺寸及各向同性可影響加工結果及極限可達到強度。處於相對適度溫度(約175℃)下之ECAE可為破壞、細化及均一化Al7000合金材料之結構且使該材料更好地用於進一步加工的有效方法。用於利用ECAE加工Al7000之其他關鍵因素係在ECAE加工之前對GP區及沈澱物之穩定。此進一步描述於以下實例中。 實例5：僅具有T651回火之人工老化之Al7020樣本的ECAE 在此實例中，實例1之Al7020合金材料經受初始加工，該初始加工包括固溶、淬滅、藉由拉伸至大於起始長度之2.2%而應力消除以及人工峰值老化。此Al7020材料之人工峰值老化由兩步程序組成，該兩步程序包括在90℃下達8小時之第一熱處理及隨後在115℃下達40小時之第二熱處理，其類似於此材料的T651回火。在淬滅步驟後幾小時內開始峰值老化。在108 HB下量測所得材料之布氏硬度且屈服強度為347 MPa (亦即，類似於實例2中之材料)。第一熱處理步驟用於使第二熱處理之前的GP區之分佈穩定且用於抑制自然老化之影響。發現此程序促進均勻沈澱且最佳化自沈澱強化。 隨後在人工峰值老化後進行低溫ECAE。評估兩個ECAE製程參數。首先，ECAE遍次之數目係變化的。測試一個、兩個、三個及四個遍次。對於所有ECAE循環，材料坯料在每個遍次之間旋轉90度。其次，材料溫度在ECAE期間之效應係變化的。所評估之ECAE模具及坯料溫度為25℃、110℃、130℃、150℃、175℃、200℃及250℃。在某些加工條件下採集室溫下之樣本材料之布氏硬度與拉伸資料兩者，以便評估對強化之效應。光學顯微法用於建立所得材料之樣本之影像且展示於圖13A及圖13B中。 作為初始觀測，甚至對於在室溫下經歷ECAE加工之坯料而言，在任何樣本坯料之材料中未觀測到開裂。此實例與實例3相對比，其中剛好在不穩定的固溶及淬滅回火後進行ECAE且在第二及第三樣本中出現開裂。此結果展示GP區及沈澱物之穩定化對Al7000合金材料之加工的效應。歸因於兩個主要構成元素(鋅及鎂)之性質及快速擴散，此現象極特定於Al7000合金。 圖13A及圖13B展示在ECAE之後如藉由光學顯微法分析之典型微型結構。圖13A展示在於室溫下經受四個ECAE遍次之後及在250℃下保持一小時後的室溫下的材料。圖13B展示在於室溫下經受四個ECAE遍次之後及在325℃下保持一小時後的室溫下的材料。根據此等影像，發現次微米晶粒尺寸係穩定的，直至約250℃。在此溫度範圍中，晶粒尺寸為次微米的且過小而無法由光學顯微法解析。在約300℃至約325℃下，發生完全再結晶，且次微米晶粒尺寸已生長成晶粒尺寸約5至10 µm之均一及精細的再結晶微型結構。此晶粒尺寸在高達450℃之熱處理後僅略生長至多10至15 µm，450℃處於用於固溶之典型溫度範圍中(參見實例4)。此結構研究展示歸因於藉由ECAE之晶粒尺寸細化之硬化在於低於約250℃至275℃之溫度下執行ECAE時(亦即當晶粒尺寸為次微米時)將為最有效的。 表5含有作為使Al7020合金材料在ECAE期間之溫度變化的結果的布氏硬度及拉伸強度之經量測結果。

圖14及圖15展示實例5中形成之材料之所量測結果作為曲線圖，其展示ECAE溫度對最終布氏硬度及拉伸強度之效應。圖14及圖15中所示之所有樣本經受總共4個ECAE遍次，其中在給定溫度下進行中間物退火達持續30分鐘與一小時之間的短週期。如圖14中所示，當材料經歷ECAE而擠製期間之材料溫度小於或等於約150℃時，硬度大於僅具有T651回火之材料。此外，強度及硬度在坯料材料加工溫度降低時較高，其具有150℃至約110℃之所示最大增加。具有最大最終強度之樣本為在坯料材料處於室溫下之情況下經歷ECAE之樣本。如圖15及表5中所示，此樣本具有約140 HB之所得布氏硬度及分別等於488 MPa及493 MPa之YS及UTS。此展示高於僅具有標準T651回火之材料的屈服強度之幾乎40%增加。甚至在110℃下，其接近此材料之峰值老化溫度，YS及UTS分別為447 MPa及483 MPa。此等結果中之一些可解釋如下。 將Al7020合金材料保持在約115℃至150℃之溫度下幾小時對應於當沈澱物已生長得比獲得峰值強度之峰值老化條件期間大時在Al7000合金中之過老化加工。在約115℃至約150℃之溫度下，ECAE擠製材料仍比僅經歷T651回火之材料更強硬，係因為歸因於過老化之強度損失由歸因於ECAE之晶粒尺寸硬化補償。歸因於過老化之強度損失係快速的，其解釋當將材料保持在自110℃至約150℃增加之溫度下時的降低的最終強度，如圖14中所示。高於約200℃至約225℃，強度損失不僅由過老化引起而且由次微米晶粒尺寸之生長引起。在高於其中再結晶開始發生之250℃之溫度下亦觀測到該效應。 約110℃至約115℃之溫度接近Al7000之峰值老化之條件(亦即T651回火)且高於僅具有T651回火之材料之強度的增加的強度主要係歸因於晶粒尺寸及藉由ECAE之位錯硬化。當Al7020合金材料處於低於約110℃至約115℃之溫度下時，沈澱物穩定且處於峰值老化條件下。當材料降低至接近室溫之溫度下時，ECAE硬化變得更有效，係因為產生更多位錯及更精細的次微米晶粒尺寸。相比約110℃與150℃之間的溫度，當在大約室溫下加工材料時之強度增加速率係更平緩的。 圖16及圖17以及表6展示ECAE遍次之數目對Al7020合金之可達到強度之效應。

在室溫下利用樣本材料擠製用於建立圖16及圖17之曲線圖中之資料的樣本，且坯料在每個遍次之間旋轉90度。觀測到強度及硬度隨著ECAE遍次數目之增加的逐步增加。強度及硬度之最大增加在材料經受一至兩個遍次之後出現。在所有情況下，最終屈服強度高於400 MPa，具體而言在一個、兩個、三個及四個遍次之後分別為408 MPa、469 MPa、475 MPa及488 MPa。此實例展示細化至次微米晶粒尺寸之機制，其包括位錯產生，且新晶界之互動及建立隨著藉由ECAE期間之簡單剪切的漸增的變形水平而變得更有效。在ECAE期間之較低坯料材料溫度亦可引起如前所描述之強度增加。 如實例5中所示，在使用兩步老化程序以使GP區及沈澱物穩定之人工老化之後，在不藉由執行ECAE使材料開裂的情況下達成強度改良。避免坯料開裂實現較低ECAE加工溫度且允許使用更高數目之ECAE遍次。因此，可在Al7020合金材料中形成較高強度。 實例6：各種加工路線之比較 表7及圖18顯示比較實例3、4及5中描述之各種加工路線的強度資料。僅比較在室溫下經受ECAE之樣本，其展示一個及兩個遍次。

如圖18及表7中所示，針對相同給定數目之遍次，當與將ECAE應用於人工老化樣本(亦即實例5)相比時，將ECAE應用於經固溶及經老化之Al7020合金材料樣本(亦即實例3及4)並不會產生一樣高的最終強度。亦即，針對一個ECAE遍次比較382 MPa (實例3)與408 MPa (實例5)且針對兩個遍次比較416 MPa (實例4)與469 MPa (實例5)。此比較展示經固溶及經淬滅Al7000之標準冷加工例如對於Al2000系列合金大體上並非同等有效的。此大體上歸因於位錯上之粗糙沈澱。此傾向似乎亦適用於至少針對前兩個遍次之Al7000系列合金之極端塑性變形。此比較指示涉及藉由在應用ECAE之前的人工老化使沈澱穩定的加工路線比在固溶及淬滅步驟後不久使用ECAE之路線具有更多優點。已展示出該等優點導致所擠製材料之較好表面狀況，諸如較少開裂，且允許該材料達到給定變形水平之更高強度。 實例7：在Al7020板上進行ECAE之結果 實例5中所描述之程序應用於形成為板而非桿之材料，如圖10中所示。圖19展示具有長度652、寬度654及小於長度652或寬度654之實例板650。在一些實施例中，長度652及寬度654可實質上相同，以使得板在平行於長度652及寬度654之平面中為方形。常常，長度652及寬度654比厚度實質上大例如三倍。此形狀在其為近淨形時對於諸如攜帶型電子裝置殼體之應用可為更有利的。在實例5中使用之相同初始熱機械特性之後進行ECAE：固溶、淬滅、藉由拉伸至2.2%之應力消除以及包含在90℃下達8小時之第一熱處理及隨後在115℃下達40小時之第二熱處理的兩步峰值老化。圖19中之板650為在材料經受ECAE之後所展示之Al7020合金板。 板650之可加工性在所有溫度下(包括在室溫下)係良好的而沒有嚴重開裂。表8中包含板650之硬度及強度測試的結果。如表8中所示，在應用一個、兩個及四個ECAE遍次之後進行硬度及強度測試，且在兩個及四個ECAE遍次之後採集拉伸資料。表8展示將ECAE應用於板之結果類似於ECAE桿之結果。詳言之，作為板擠製之材料的屈服強度(YS)遠高於400 MPa。

實例8：ECAE後之滾軋之效應 圖20A及圖20B展示在材料形成為板660之情況下經歷ECAE之Al7020合金材料。在ECAE之後，滾軋板660。滾軋將板之厚度減少高達50%。當使用多個滾軋遍次以逐步減少厚度至最終厚度時，如與在板660經歷ECAE之後的初始滾軋遍次相比，機械特性在最終滾軋步驟期間常常略較好，只要在接近室溫之相對低的溫度下進行滾軋。此實例表明經歷ECAE之具有鎂及鋅之鋁合金有可能經歷藉由習知熱機械加工之進一步加工，以在需要時形成最終合需要的近淨形。一些實例熱機械加工步驟可涵蓋滾軋、鍛造、衝壓或標準擠製，例如標準機械加工、表面加工及清潔步驟。 在不偏離本發明之範疇的情況下，可對所論述之例示性實施例作出各種修改及添加。舉例而言，儘管上述實施例係指特定特徵，但本發明之範疇亦包括具有不同特徵組合之實施例及不包括所有上述特徵之實施例。

100‧‧‧方法110‧‧‧步驟112‧‧‧步驟114‧‧‧步驟116‧‧‧步驟118‧‧‧步驟120‧‧‧步驟122‧‧‧步驟200‧‧‧方法210‧‧‧步驟212‧‧‧步驟214‧‧‧步驟216‧‧‧步驟218‧‧‧步驟220‧‧‧步驟222‧‧‧步驟224‧‧‧步驟226‧‧‧步驟228‧‧‧步驟300‧‧‧方法310‧‧‧步驟312‧‧‧步驟314‧‧‧步驟316‧‧‧步驟318‧‧‧步驟320‧‧‧步驟322‧‧‧步驟324‧‧‧步驟326‧‧‧步驟400‧‧‧方法410‧‧‧步驟412‧‧‧步驟414‧‧‧步驟416‧‧‧步驟418‧‧‧步驟420‧‧‧步驟422‧‧‧步驟500‧‧‧ECAE裝置502‧‧‧模具組合件504‧‧‧交叉通道506‧‧‧交叉通道508‧‧‧材料602‧‧‧坯料604‧‧‧頂面606‧‧‧箭頭608‧‧‧第一側面610‧‧‧第二側面612‧‧‧箭頭614‧‧‧箭頭620‧‧‧第一坯料622‧‧‧第二坯料624‧‧‧第三坯料628‧‧‧裂縫630‧‧‧巨型裂縫650‧‧‧板652‧‧‧長度654‧‧‧寬度660‧‧‧板

圖1為展示形成高強度鋁合金之方法的實施例的流程圖。 圖2為展示形成高強度鋁合金之方法的替代實施例的流程圖。 圖3為展示形成高強度鋁合金之方法的替代實施例的流程圖。 圖4為展示形成高強度金屬合金之方法的替代實施例的流程圖。 圖5為樣本等通道彎角擠製裝置之示意圖。 圖6為經歷熱處理之鋁合金中的實例材料變化的流程的示意圖。 圖7為比較鋁合金中布氏硬度與屈服強度的曲線圖。 圖8為比較鋁合金中自然老化時間與布氏硬度的曲線圖。 圖9為經製備用於熱機械加工的樣本材料的示意性說明的各種定向。 圖10A至圖10C為已使用本文所揭示之例示性方法加工的鋁合金的光學顯微法影像。 圖11為已使用本文所揭示之例示性方法加工的鋁合金的影像。 圖12A及圖12B為已使用本文所揭示之例示性方法加工的鋁合金的光學顯微影像。 圖13A及圖13B為已使用本文所揭示之例示性方法加工的鋁合金的光學顯微影像。 圖14為比較使用本文所揭示之例示性方法加工的鋁合金中材料溫度與布氏硬度的曲線圖。 圖15為比較使用本文所揭示之例示性方法加工的鋁合金中加工溫度與拉伸強度的曲線圖。 圖16為比較使用本文所揭示之例示性方法加工的鋁合金的擠製通過次數與所得布氏硬度的曲線圖。 圖17為比較使用本文所揭示之例示性方法加工的鋁合金的擠製通過次數與所得拉伸強度的曲線圖。 圖18為比較使用本文所揭示之例示性方法加工的鋁合金的各種加工路線與所得拉伸強度的曲線圖。 圖19為已使用本文所揭示之例示性方法加工的鋁合金的像片。 圖20A及圖20B為已使用本文所揭示之例示性方法加工的鋁合金的像片。

100‧‧‧方法

110‧‧‧步驟

112‧‧‧步驟

114‧‧‧步驟

116‧‧‧步驟

118‧‧‧步驟

120‧‧‧步驟

122‧‧‧步驟

Claims (9)

1. 一種形成高強度鋁合金之方法，該方法包含：加熱含有鎂及鋅之鋁材料至固溶溫度，以使得該鎂及鋅分散遍及該鋁材料以形成經固溶鋁材料；淬滅該經固溶鋁材料至約室溫以下，以使得該鎂及鋅保持分散遍及該經固溶鋁材料以形成經淬滅鋁材料；老化該經淬滅鋁材料以形成鋁合金；以及使該鋁合金經受等通道彎角擠製(ECAE)製程，同時維持該鋁合金處於一溫度下以產生高強度鋁合金，其中該鋁材料含有鋁作為主要組分，含有約0.5wt.%至約4.0wt.%的Mg及約2.0wt.%至約7.5wt.%的Zn，其中在該鋁材料中之銅的濃度係低於約0.5wt.%；其中在該ECAE製程期間，將該鋁合金維持於20℃至35℃之溫度下。
2. 如請求項1之方法，其中該鋁材料含有鋁作為主要組分，含有約1.0wt.%至約3.0wt.%的Mg及約3.0wt.%至約6.0wt.%的Zn。
3. 如請求項1之方法，其中該老化步驟包括加熱該經淬滅鋁材料至約80℃至約100℃之溫度達約一小時至約八小時，接著加熱該鋁合金至約100℃至約150℃之溫度達約八小時至約40小時。
4. 如請求項1之方法，其中該高強度鋁合金具有約400MPa至約650MPa之屈服強度。
5. 如請求項1之方法，其中該高強度鋁合金具有約0.2μm至約0.8μm之平均晶粒尺寸。
6. 一種高強度鋁合金材料，其包含：鋁材料，其含有約0.5wt.%至約4.0wt.%的鎂及約2.0wt.%至約7.5wt.%的鋅，其中在該鋁材料中之銅的濃度係低於約0.5wt.%，其中該鋁材料具有直徑約0.2μm至約0.8μm之平均晶粒尺寸，且其中該鋁材料具有大於約300MPa之平均屈服強度。
7. 如請求項6之高強度鋁合金，其中該鋁材料含有約1.0wt.%至約3.0wt.%的鎂及約3.0wt.%至約6.0wt.%的鋅。
8. 如請求項6之高強度鋁合金，其中該鋁材料具有約400MPa至約650MPa之平均屈服強度。
9. 一種由請求項6之高強度鋁合金材料形成之裝置殼。

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