TWI802548B

TWI802548B - 高強度鋁合金底板及製造方法

Info

Publication number: TWI802548B
Application number: TW106133500A
Authority: TW
Inventors: 史蒂芬佛拉賽; 法蘭克Ｃ艾佛德; 麥可Ｒ品特; 蘇珊 D 史托勒
Original assignee: 美商哈尼威爾國際公司
Priority date: 2016-09-30
Filing date: 2017-09-29
Publication date: 2023-05-21
Also published as: JP7411741B2; US10900102B2; CN109804096A; US20180094340A1; BR112019006005A2; MX2019003627A; TW201819647A; EP3519600A4; WO2018063857A1; JP2019536894A; KR20190050797A; JP2022163183A; KR102558192B1; EP3519600A1; CN109804096B

Abstract

本發明係關於一種形成高強度鋁合金之方法。該方法包含將包括鈧之鋁材料加熱至鋁材料之固溶溫度，使得鈧遍及鋁材料分散以形成鋁合金。該方法進一步包含使用等通道轉角擠壓法擠壓鋁合金以形成高強度鋁合金，使得高強度鋁合金在約300℃至約400℃之溫度下歷時至少一小時之後具有高於約40 ksi之屈服強度。

Description

高強度鋁合金底板及製造方法

本發明係關於可用於例如濺鍍靶材總成之高強度鋁合金。更具體而言，本發明係關於熱穩定且可用作濺鍍靶材總成中之底板的高強度鋁合金。亦描述形成高強度鋁合金之方法、高強度底板以及靶材總成。

物理氣相沈積(「PVD」)方法廣泛用於在各種基板上方形成材料薄膜。可使用PVD技術沈積各種金屬和合金，包括例如鋁(Al)、鈦(Ti)、銅(Cu)、鉭(Ta)、鎳(Ni)、鉬(Mo)、金(Au)、銀(Ag)、鉑(Pt)以及此等元素之合金。在一個PVD製程(稱為濺鍍沈積或濺鍍)中，藉由用氣體離子(諸如電漿)轟擊使粒子自濺鍍靶材之表面噴射。因此，濺鍍靶材係沈積於基板(諸如半導體晶圓)上之材料之來源。圖1中展示一部分例示性濺鍍總成10之簡圖。濺鍍總成10包含具有黏結至其上之濺鍍靶材14的底板12。半導體材料晶圓18在總成10內且經提供以與靶材14之濺鍍表面16隔開。在操作中，粒子或濺鍍材料22自靶材14之表面16位移且用於在晶圓18上形成塗層(或薄膜)20。應瞭解，因為例如靶材及底板可為任何合適之尺寸或形狀，所以圖1中描繪之濺鍍總成10係實例組態。濺鍍靶材可耦接或連接至底板。底板可在濺鍍製程期間支撐濺鍍靶材且可例如減少濺鍍靶材之變形。將濺鍍靶材連接至底板之一個方法係熱等靜壓(「HIPing」或「hipping」)。Hipping可用於藉由在加熱至hipping溫度之後將濺鍍靶材及底板壓製在一起來將濺鍍靶材黏結至底板。在一些實施例中，底板12可具有高機械強度，包括例如高楊氏模量(E)及高屈服抗張強度(YS)；與靶材相當之熱膨脹係數；良好的導熱性；以及與靶材相似之電特性及磁特性。屈服強度或楊氏模量確定在材料中產生特定量之塑性變形所處之應力。具有與濺鍍靶材材料相當之熱膨脹係數降低底板12及濺鍍靶材14在濺鍍期間將脫黏結之風險。良好的導熱性提高冷卻效率。具有與靶材相似之電特性及磁特性使在濺鍍期間穿過濺鍍總成10之磁通量及電通量最優化。半導體晶圓製造技術之發展引起對日益增加之大型靶材的需求，尤其對於300 mm至450 mm尺寸晶圓之製造而言。較大之靶材尺寸轉而需要較高強度之底板材料以最小化或避免靶材變形。儘管已對底板材料進行改善，愈來愈需要更堅固之材料從而為支撐較大靶材尺寸提供足夠強度，尤其鑒於日益增加之用於提高輸貫量、薄膜質量及均一性之高濺鍍功率。底板目前最常由鋁、銅、鋁合金及銅合金形成。而Cu合金提供高強度及熱穩定性，A1合金具有較便宜及重量較輕之優勢。然而，大多數商業A1合金在大約hipping溫度下損失峰值強度，該hipping溫度通常高於250℃且通常更接近300℃。因此需求具有高溫度穩定性及高屈服強度之高強度底板。

本文中揭露形成高強度鋁合金之方法。該方法包含將包括鈧之鋁材料加熱至鋁材料之固溶溫度，使得鈧遍及鋁材料分散以形成鋁合金。該方法進一步包含使用等通道轉角擠壓法擠壓鋁合金以形成高強度鋁合金，使得高強度鋁合金在約300℃至約400℃之溫度下歷時至少一小時之後具有高於40 ksi之屈服強度。在一些實施例中，該方法進一步包含使高強度鋁合金在約300℃至約400℃之溫度下老化至少一小時，使得至少一部分鈧形成遍及高強度鋁合金之分散膠體。本文亦揭示形成用於濺鍍總成底板之鋁合金的方法。該方法包含將鈧添加至熔融鋁以形成鋁材料且鑄造鋁材料。該方法進一步包含將鋁材料加熱至約500℃至約650℃之溫度，歷時約8小時至約120小時，使得至少一部分鈧遍及鋁材料溶解以形成鋁合金且淬火鋁合金，使得鈧保持遍及鋁合金溶解。該方法進一步包含使鋁合金經受等通道轉角擠壓以形成高強度鋁合金；且使鋁在約300℃至約400℃之溫度下老化至少一小時，使得至少一部分鈧形成遍及高強度鋁合金之分散膠體。高強度鋁合金在約300℃至約400℃之溫度下歷時至少一小時之後具有高於40 ksi之屈服強度。本文亦揭示包含底板濺鍍總成，該底板包含鋁合金。鋁合金包含鋁材料，該鋁材料形成具有鋁作為主要組分之金屬基質且含有按鋁合金之重量計以約0.1 wt.%至約15.0 wt.%之重量百分比存在的鈧。至少一部分鈧形成遍及鋁合金分佈之分散膠體；且鋁合金在鋁合金已在約300℃至約400℃之溫度下歷時至少一小時之後具有至少40 ksi之屈服強度。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。

相關申請案之交叉引用本申請案主張2016年9月30日申請之美國臨時專利申請案第62/402,267號的優先權，其揭示內容在此明確地以全文引用之方式併入本文中。本文中揭露具有高強度及熱穩定性之鋁(Al)合金底板及製造其之方法。更具體而言，本文中描述底板在約300℃至約400℃之溫度下歷時至少一小時之後具有高於40 ksi之屈服強度及/或直徑低於約1微米之晶粒尺寸的A1合金底板。在其他實施例中，底板在約300℃至約400℃至少一小時之後，A1合金可具有約40 ksi至約50 ksi或約40 ksi至約65 ksi之屈服強度。在一些實施例中，A1合金底板含有鈧(Sc)，且可例如包括含有Sc及Al之分散膠體。在一些實施例中，A1合金底板可含有Sc及鋯(Zr)，且可形成含有Al及Sc及/或Zr之分散膠體。亦揭示包括藉由等通道轉角擠壓(ECAE)之形成高強度Al合金之方法。 Al合金包括由Al、遍及金屬基質分佈之分散膠體及視情況選用之其他元素形成的金屬基質。金屬基質由Al形成。亦即，金屬基質用Al作為主要組分形成。舉例而言，起始物質可為高純度Al及微量元素。在一些實施例中，Al合金亦可用於製備金屬基質。可用作起始物質以用於形成金屬基質之合適Al合金包括A15083及A15456。金屬基質係由配置於晶體結構中之主要組分之金屬原子形成的材料主體。亦即，Al金屬基質含有配置於晶體結構中之Al原子。金屬基質可為形成材料主體之基礎晶體結構的完全純金屬或高純金屬。可將添加劑引入於金屬基質晶體結構中。若一或多種添加劑以足夠低之濃度存在於金屬基質中，則該添加劑或數種添加劑可遍及金屬基質分散，使得該一或多種添加劑之個別原子遍及晶體結構擴散，在形成基質之主要組分之原子之間或藉由置換主要組分之原子。具有高屈服強度之Al合金具有一定濃度之Sc及/或適於形成遍及Al基質之分散膠體的其他添加劑。分散膠體係分佈或分散於第一物質中之第二物質之細粉狀顆粒。在冶金中，分散膠體可由Al與某些元素(諸如Sc)的組合形成。在一些實施例中，Al合金含有分散膠體，該分散膠體由Al與Al占合金總重量之約0.05 wt.%至約20 wt.%之重量百分比的至少一種材料組合形成。在一些實施例中，添加至Al中之材料可為鉻(Cr)、鐵(Fe)、鉿(Hf)、錳(Mn)、鈮(Nb)、鎳(Ni)、鈧(Sc)、鈦(Ti)、釩(V)、鋯(Zr)、釔(Y)、鋰(Li)、鉭(Ta)、鉬(Mo)或週期表之鑭系元素系列中之元素(亦即鑭(La)、鈰(Ce)、鐠(Pr)、釹(Nd)、鉕(Pm)、釤(Sm)、銪(Eu)、釓(Gd)、鋱(Tb)、鏑(Dy)、鈥(Ho)、鉺(Er)、鉈(Tm)、鐿(Yb)及鎦(Lu))。舉例而言，合適分散膠體可具有式Al_n X，其中「n」＞3且X係Cr、Fe、Hf、Mn、Nb、Ni、Sc、Ti、V、Zr、Y、Li、Ta、Mo、La、Ce、Pr、Nd、Pm、Sm、Eu、Gd、Tb、Dy、Ho、Er、Tm、Yb或Lu中之至少一者。亦有可能具有若干X元素存在於分散膠體中，例如分散膠體可具有形式Al_n (Xl, X2)_m ，其中「n」及「m」係正整數，X1及X2係取自上述清單之元素，且「n」與「m」之比＞3。每個X元素將具有特定Al_n X_m 組成，其中「n」與「m」之比將可能為最高(例如，其將為具有最大Al含量之相且在Al合金中存在低濃度元素X時第一個形成。)。Al合金可包括分散膠體，其由Al與Sc及以約0.1 wt.%至約1.0 wt.%之重量百分比存在於Al合金中之以下中之至少一者的組合形成：Cr、Fe、Hf、Mg、Mn、Nb、Ni、Ti、V、Zr、Y、Li、Ta、Mo、La、Ce、Pr、Nd、Pm、Sm、Eu、Gd、Tb、Dy、Ho、Er、Tm、Yb或Lu。在一些實施例中，除了含有Sc之分散膠體以外，Al合金亦可包括由可在熔融期間添加之氧化物、矽化物及碳化物(例如，石墨烯、奈米管)之分散膠體形成。在一些實施例中，穩定初相或穩定初始粒子可為具有式Al_n (X)_m 之材料，其中「n」及「m」係正整數且X係以下中之至少一者：Cr、Fe、Hf、Mn、Nb、Ni、Sc、Ti、V、Zr、Y、Li、Ta、Mo、La、Ce、Pr、Nd、Pm、Sm、Eu、Gd、Tb、Dy、Ho、Er、Tm、Yb或Lu。通常，在鑄造期間之熔融合金之冷卻期間且當X元素之濃度大於給定組成之鋁基質中之彼元素的最大溶解度及熔融及冷卻之處理條件時，Al_n (X)_m 形成。應注意，初相可為在熔融及冷卻製程期間形成且在低於Al合金熔點之溫度下的後續熱處理期間仍然穩定的相。相比之下，次相(有時亦稱為沈澱物或次級粒子)在後續熱處理(諸如固溶、淬火或低溫老化(下文進一步描述))期間形成。相比於無分散膠體之相同Al合金，合適濃度之分散膠體可提高Al合金之強度。在一些實施例中，相比於無分散膠體之相同Al合金，低濃度之分散膠體可足以提高Al合金之強度。當分散膠體包括諸如Sc或可具有受限的可用性之稀土元素的元素時，低濃度需求可尤其有利。在一些實施例中，分散膠體與Al金屬基質相干。亦即，當分散膠體係最小時，在Al晶格內可存在小晶格失配。在一些實施例中，Al合金之次微米級結構之穩定性可藉由各種方法定量，該等方法包括藉由量測合金或含有分散膠體之粒子之晶粒尺寸。在一些實施例中，將Sc添加至Al合金中抑制Al合金再結晶為較大晶粒。在一些實施例中，Al合金及/或Al合金中之含有分散膠體之粒子中的細粒均勻尺寸化晶粒係Al合金屈服強度之一個預測因子。在一些實施例中，預測達到特定溫度之維持細粒均勻晶粒尺寸之Al合金在特定溫度下維持高屈服強度。已發現添加於Al合金中之某些元素形成具有Al之分散膠體，其促進Al合金之強度且有助於使次微米級結構達到約300℃至約400℃，且更尤其約300℃至約350℃之間的hipping溫度熱穩定。在一些實施例中，將分散膠體添加於Al合金中與嚴重的塑性變形組合，可形成適合於底板及底板材料之高強度Al合金。一個合適的嚴重塑性變形製程係等通道轉角擠壓(ECAE)。在一些實施例中，ECAE次數之最佳數目可包括至少一次，且在一些實施例中達到四次。在一些實施例中，Al合金之嚴重塑性變形為Al合金提供合適的屈服強化且亦使次微米級結構達到約300℃至約400℃、或約300℃至約350℃之hipping溫度熱穩定。在一些實施例中，較高的屈服強度及布氏硬度可藉由組合嚴重的塑性變形(諸如ECAE)與藉由塑性變形(諸如藉由滾軋及/或鍛造)提供之強度獲得。 Al合金可視情況包括某些過渡元素。合適的過渡元素可包括濃度高於0.5 wt.%、高於3.0 wt.%、高於5.0 wt.%之Fe、Cu、Zn、Co、Ni、Cr、Mo、V、Zr、Mn、Mg、Ti、Y、Si、Li、硼(B)、鉛(Pb)、鉍(Bi)。與不包括Sc及過渡元素之Al合金或包括Sc但不包括過渡元素之Al合金相比，包括Sc及其他過渡元素之Al合金可有助於提高的強度。除了添加分散膠體以外，使用過渡元素之重合金化亦可有助於提高的強度及熱穩定性。過渡元素可以溶質(例如，固溶體中之填隙原子或取代型原子)形式存在於Al基質中或在熔融及冷卻期間形成不溶性相或在初始熔融及冷卻之後的後續熱處理期間形成可溶性次相。在合金化製程期間，Sc在具有特定Ll₂ 晶體結構之Al基質中形成Al₃ Sc分散膠體，該晶體結構具有接近於Al之晶格參數。用於沈澱硬化Al₃ Sc分散膠體之溫度範圍為275℃至350℃，峰值強度特性大約在300℃。相比之下，用於商業Al合金之沈澱硬化的習知元素具有85℃至200℃之用於沈澱的較低溫度範圍。已發現Al₃ Sc分散膠體之峰值老化在約300℃下至少一小時之後實現，且分散膠體在約此等溫度下大於一小時、大於8小時，或大於24小時仍然穩定。低於275℃之溫度未提供足夠能量以遍及Al合金分佈合適量之Al₃ Sc分散膠體從而明顯提高強度，且在大於350℃之溫度下，Al₃ Sc分散膠體開始聚集及聚結以形成較大沈澱物或形成直徑大於100 nm之較大分散膠體。提高溫度大於400℃最終使分散膠體粒子之尺寸直徑增長大於1微米，其產生過粗且具有降低之機械益處的材料。在Al中形成分散膠體之其他元素包括Cr、Fe、Hf、Mn、Nb、Ni、Ti、V、Zr、Y、Li、Ta、Mo、La、Ce、Pr、Nd、Pm、Sm、Eu、Gd、Tb、Dy、Ho、Er、Tm、Yb及Lu。在一些實施例中，此等元素可組合Al及Sc以形成具有更加複雜之組成的分散膠體。舉例而言，將Zr添加至含有Sc之Al材料形成具有形式Al₃ (Sc,Zr)之具有分散膠體的Al合金，從而形成較富含Sc之分散膠體核及較富含Zr之外部表面(亦稱為殼)。在一些實施例中，此核/殼結構可用於描述Al₃ (Sc,Zr)分散膠體。在一些實施例中，遍及Al材料之Sc擴散控制Al₃ Sc之早期成核及生長，且可組合Zr以在後期形成Al₃ (Sc,Zr)分散膠體。此藉由相比於Sc Zr在Al中低得多的擴散率解釋且產生核/殼結構，其中Al₃ Sc核之成核及初始生長由Sc擴散控制，且Al₃ (Sc,Zr)殼之後期生長及粗化階段由Zr擴散控制。此類型之核/殼Al₃ (Sc,Zr)結構對於分散膠體控制而言可具有由更加穩定及更細之分散膠體提供的優勢。在一些實施例中，Al合金包括由Al與兩種或大於兩種元素組合形成的分散膠體且經優化之晶粒尺寸及晶粒尺寸分佈的峰值老化溫度及時間保持在275℃與350℃之間，歷時大於1小時、大於8小時，或大於24小時。在一些實施例中，含有由Al與Sc及另一元素組合形成之分散膠體的Al合金尤其適合於減緩在大於300℃、大於350℃及大於400℃之溫度下之晶粒尺寸生長且可提供促進熱穩定性之穩定晶粒結構。可形成之分散膠體之其他實例包括Al₃ (Zr, RE)，其中RE係稀土元素，諸如週期表之鑭系元素系列中之元素。舉例而言，Yb及Er可形成Al₃ (Zr,Er)及Al₃ (Zr,Yb)分散膠體，該等分散膠體具有即使在達到500℃之溫度下仍保持L12結構之高熱穩定性。亦有可能使具有第四週期過渡元素(諸如Cr或Mn)之三元分散膠體穩定，從而導致例如(Al, Cr)₃ (Zr, Yb)分散膠體之形成。可在不形成次相(諸如出自材料基質之沈澱或聚結)之情況下存在於第一材料中之第二材料的最大原子數目稱為最大溶解度且很大程度上視溫度而定。一般而言，溫度越高，給定元素之最大溶解度越大。舉例而言，室溫下Sc於Al中之最大溶解度低於0.01 wt.%但在平衡條件(例如在足夠時間量之後)下接近660℃(Al之固相線溫度)時可高達0.38 wt.%。有可能藉由改變溫度及/或加熱及冷卻速率控制第二材料(亦即某一元素)於第一材料中之最大溶解度。對於標準金屬鑄件而言，通常在接近鑄造件之固相線溫度(亦即固溶)下進行鑄造件之熱處理，隨後藉由將鑄造件淬火至室溫快速冷卻鑄造件。此製程保持在高於室溫下彼元素於Al合金中之平衡濃度的濃度下保持將任何元素溶解於鑄造件中。在淬火之後，稱鑄造件被第二材料過飽和且在室溫下為非平衡(亦即介穩態)的。在比接近固相線溫度(亦即對於Al而言為約660℃)時低得多的熱處理溫度及時間下，第二材料往往將自鑄造件沈澱出來成為新相。對於Al中之Sc而言，可藉由使用接近固相線之高溫處理及於油或水中之標準淬火(低冷卻速率)在室溫下於過飽和溶液中保持約0.38 wt.% (0.23 at.%)之最大溶解度。有可能藉由調節鑄造製程，例如使用較快之冷卻速率或稱為「非習知鑄造」或「非習知錠冶金」之技術實現過飽和溶液之較高最大溶解度。若形成材料基質中分散膠體之元素量高於彼元素之最大溶解度，則在固溶及淬火期間僅最大可溶量將進入溶液且多餘量之彼元素將呈穩定初相保留。舉例而言，若Sc以大於0.38 wt.%存在於Al中，且使用標準鑄造及冷卻方法，則在固溶及淬火期間僅0.38 wt.%之Sc將進入溶液。多餘Sc將保持不受影響且呈在熔融及冷卻期間形成之各種穩定初相(諸如Al₂ Sc)之形式保持。由初相形成之粒子通常極其粗糙(直徑為若干微米)、非均勻分佈且可具有不同於A1₃ SC之組成、晶格失配及/或晶體結構。穩定初相將不受後續熱處理，諸如固溶、淬火、及300℃下之低溫老化的影響。在溶液中僅0.38 wt.% Sc將受熱處理影響且形成分散膠體。因此，呈初相過量存在之Sc對Al合金之最終強度的影響將相對較低。有可能添加高重量百分比之形成分散膠體之元素(例如對於Sc而言，約5 wt.%或約15.0 wt.%)且產生大量個別粗糙的穩定初相粒子，該等粒子含有形成分散膠體之元素且促進Al合金之額外強度。然而，一般而言，由於諸如鈧及週期表之鑭系元素系列中之元素(La、Ce、Pr、Nd、Pm、Sm、Eu、Gd、Tb、Dy、Ho、Er、Tm、Yb、Lu)的元素之受限的可用性，以及含有多餘量之形成分散膠體之元素的初相的粗糙尺寸，以遠高於其最大溶解限度之濃度添加此等元素並非高度有效。實際上，為實現所添加量之最大效果，更加合適的係，添加接近於特定形成分散膠體之元素於Al合金中之溶解限度的量的形成分散膠體之元素。習知熱機械處理提供不合適之低水平塑性變形且產生具有遠大於1微米之尺寸的粗糙非均質晶粒結構或第二相。已發現使含有含Sc分散膠體之Al合金經受嚴重塑性變形產生具有提高之強度的Al合金。使用包括嚴重塑性變形之製造方法的強化的強度本發明含有藉由將分散膠體添加於金屬基質中與塑性變形組合形成高強度Al之方法。已發現此等方法提供具有足夠高之屈服強度或布氏硬度之Al合金從而適用於底板材料。在一些實施例中，所用之嚴重塑性變形之形式包括ECAE。本文中描述之ECAE方法可另外與標準塑性變形組合從而進一步提高Al合金之屈服強度或布氏硬度。在一些實施例中，本文所揭示之方法可包括具有分散膠體以及習知沈澱物之Al合金之溶液及/或沈澱硬化。本發明亦提供可應用於濺鍍靶材底板黏結應用之最佳熱熱處理。在一些實施例中，可形成Al合金以用於底板材料，該底板材料在Al合金已在至少250℃之溫度下歷時至少一小時之後具有大於40 ksi、大於45 ksi或大於50 ksi之屈服強度。此等結果可藉由組合由塑性變形(諸如藉由滾軋及/或鍛造)提供之強度與嚴重塑性變形(諸如ECAE)獲得。已發現ECAE次數之最佳數目可包括至少一次，且在一些實施例中達到四次。已發現使用Al合金之嚴重塑性變形為Al合金提供合適之屈服強化且亦使次微米級結構達到約300℃至約350℃之間的hipping溫度熱穩定。 ECAE係一種擠壓技術，其由具有大致相同截面之兩個通道組成，該兩個通道以實際上介於90°與140°之間且通常為90°之某一角度交匯。圖2係實例ECAE裝置40之示意圖。如圖2中所示，例示性ECAE裝置40包括限定一對交叉通道44及46之模具總成42。交叉通道44及46之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裝置之可接受尺寸公差內係相同的。在操作中，材料48通過通道44及通道46擠壓。此類擠壓藉由在位於通道之交叉平面處之薄區域中的逐層簡單剪切導致材料48之塑性變形。在一些實施例中，通道44與通道46以約90°之角度相交。然而，應瞭解，可使用替代切削角(未圖示)。約90°之切削角通常用於產生最佳變形，亦即真剪切應變(true shear strain)。亦即，使用90°之切削角，真應變係1.17。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)利用使用多次ECAE可以實現之各種應變路徑。因為ECAE之典型製程特性係每次都有高度變形，所以可組合使用多次的ECAE(多次ECAE)從而達到極限變形程度而不會在每次之後改變坯料之形狀及體積。在每次之間使坯料旋轉或翻轉可以獲得各種應變路徑。此允許控制合金晶粒之結晶紋理之形成及諸如晶粒、粒子、相、鑄造疵點或沈澱物之各種結構特徵之形狀。如本文所揭示，ECAE可用於將嚴重塑性變形賦予金屬及合金且為彼等材料提供額外強度。在ECAE期間，存在兩種主要強化機制。第一種係在次微米級下細化諸如材料單元、次晶粒及晶粒之結構單元。此亦稱為晶粒尺寸或Hall Petch強化且可使用等式1定量。等式1：

其中s _y 係屈服應力；s ₀ 係用於起始差排移動之應力的材料常數(或晶格對差排運動之抗性)；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。如等式1所揭示，Hall Petch強化在d＜l微米時變得尤其有效。此效果歸因於次微米及奈米尺寸化晶粒(d＜l微米)具有遠高於由過渡材料形成之晶粒(d通常更接近10-100微米)的晶粒界數目；此等晶界有效阻礙及阻滯差排移動。用ECAE引入之另一強化機制係差排硬化。由於藉由ECAE引入至材料中之高應力，所以產生大量差排且倍增以形成單元內之複雜差排網路、粒子、次晶粒或晶粒，包括次微米級晶粒。一般而言，對於一些習知Al合金(例如，Al lxxx至Al 8xxx系列)，自ECAE獲得之某些益處僅針對低於250℃之溫度實現。換言之，在此等Al合金中，經由ECAE獲得之次微米級晶粒尺寸在Al合金經受大於250℃之溫度數小時之後不穩定。此係因為在大於250℃之溫度下，晶粒尺寸不連續生長且晶粒再結晶為直徑大於1 μm之晶粒，此僅提供強度之少量提高。然而，已發現，在ECAE處理之前將特定分散膠體元素或材料添加至Al合金中時，ECAE次微米級晶粒尺寸達到至少300℃之溫度變得更加熱穩定。在一些實施例中，已產生在高達425℃之溫度下具有穩定屈服強度、硬度及/或晶粒結構之Al合金。當單獨或與以下各者組合使用諸如Sc之分散膠體元素時：Zr、Ti、Nb、Ni、Y、Li、Hf、V、Fe、Mn、Cr、Ta、La、Ce、Pr、Nd、Pm、Sm、Eu、Gd、Tb、Dy、Ho、Er、Tm、Yb及Lu，已獲得此等結果。因此，已發現有可能使用ECAE藉由組合分散膠體、晶粒尺寸控制及差排硬化形成相比先前在300℃下獲得及維持的屈服強度及硬度，具有強化的屈服強度及硬度之Al合金。此屈服強度及硬度之提高的一個機制係在大約250℃-275℃下之溫度下奈米尺寸化A1₃ (X₁ 及/或X₂ )分散膠體之成核及緩慢生長。X₁ 、X₂ 等係指形成具有Al之分散膠體的元素，例如Sc或Zr。分散膠體遍及次微米級晶粒之內部且沿晶粒界均相分佈。因此，隨著加熱Al合金，分散膠體固定晶粒界且有效阻滯次微米級晶粒之生長以及其後續再結晶為較大晶粒。類似地，差排可由分散膠體固定，從而使差排移動在高溫下停止或阻滯。已觀測到，最佳熱處理(亦即峰值老化)之溫度及時間降低到接近於300℃歷時數小時且產生由細粒(直徑低於約100 nm)均質分散膠體包圍之次微米級晶粒，其提供最佳的機械特性。亦已發現將ECAE應用於含有分散膠體之Al合金不僅影響晶粒細化且亦以至少兩種其他方式影響分散膠體之沈澱。首先，ECAE導致在ECAE之後在退火(例如老化)期間分散膠體之成核加快。此歸因於晶粒界之增加之體積及存儲於亞微米ECAE材料中之較高機械能。由於此提高，促進與分散膠體成核及生長相關之擴散製程，其減少分散膠體(包括甚至大多數穩定分散膠體)達到峰值老化所需要之時間。此影響之一個優勢係ECAE減少採用熱處理操作所需之時間及能量，且繼而可降低生產成本。其次，ECAE提供更加均勻及更細之沈澱。亦即，其導致極細分散膠體(例如低於1 μm，及通常在峰值老化下低於100 nm)之更加均一之分佈。此極細分散膠體之均一分佈可在ECAE次微米級結構中獲得，因為大量角邊界促進成核過程。分散膠體因此遍及晶粒內部及晶粒界均勻分佈，其使晶粒內部及晶粒界可用於裝飾且將差排固定於Al合金中。因此，更細及更加均勻之分散膠體沈澱有益於強化。使用形成非分散膠體之元素的強化強度由於用於形成分散膠體之某些元素，尤其Sc及稀土元素(La、Ce、Pr、Nd、Pm、Sm、Eu、Gd、Tb、Dy、Ho、Er、Tm、Yb及Lu)之受限的可用性，添加遠超形成分散膠體之元素或材料之溶解限度的形成分散膠體之元素或材料可能為不合適的。已發現，Al合金之最終強度可藉由添加包括Zn、Mg、Mn、Si、Cu、Ni、B、Co、Fe、Cr、Li及V之元素提高。已發現此添加提高最終強度約5%至20%。應注意，在某些情況下，此等元素之中某些可形成A1₃ X分散膠體，但亦可反應以形成除A1₃ X分散膠體外之次相。此等元素可溶解於溶液中或形成不溶性相或可溶性次相。諸如Zn、Mg、Mn、Si、Cu、Ni、B、Co、Fe、Cr、Li及V之某些元素可用於Al合金以提高總強度所藉由之一個機制係藉由固溶體強化。保持溶解於固體Al合金中之合金元素強化晶格結構且阻滯差排移動以及促進總強度。若所添加之量在固體元素溶解度之極限內，則不形成次相且硬化僅歸因於以溶液中之個別原子形式存在於基質中之元素(亦即固溶體強化)。通常此等組成以與純Al相似之方式呈現。若起始Al合金具有由例如Si、Cu、Mn、Mg、Zn、Fe、Ni、Li或Cr製成之次級相且隨後將Al合金加熱至在約300℃至350℃之溫度範圍內，則原始呈次相之該等元素中之一些可保持次相且溶解返回於Al基質中，從而引起固溶體強化。作為額外實例，諸如Zn、Mg、Mn、Si、Cu、Fe、Cr、V、Ni或Li之某些元素可用於形成商業Al合金，且可在Al合金內形成可溶性次相或不溶性相。可溶性次相(亦稱為沈澱物)係可藉由固溶、淬火及峰值老化熱處理，從而藉由稱為「沈澱硬化」之機制提高強度之一者。在沈澱硬化中，可溶性次相阻礙及阻滯差排移動。然而，彼等可溶性相僅在低溫，通常80℃與225℃之間達到其最佳尺寸且對應地可促進峰值強度。在約300℃下，此等元素將形成次相粒子，該等粒子生長且聚結以形成尺寸遠超1.0微米之粒子。若此發生，則大多數合金之峰值強度損失。然而，較粗的可溶性相仍略微促進總強度。在一些情況下，在300℃或更高之溫度下，可溶性大次相材料可部分地溶解返回於溶液中且藉由固溶體硬化促進金屬基質之強度，如先前所描述。相比可溶性次相，不溶性相在熔融期間形成且不受後續熱處理，諸如固溶、淬火及老化之控制；此等相通常尺寸較大(遠超1微米)。若存在適當地足夠大量之此等不溶性相為差排移動提供障礙，則此等不溶性相可促進強化。在一些實施例中，因此使用充分大量之形成此等次相之元素係重要的。舉例而言，為充分促進總強度，總計大於0.5 wt.%可為合適的。具有在Al合金中具有某些元素(諸如，Zn、Mg、Mn、Si、Cu、Fe、Cr、V、Li、Ni)之不溶性相與如先前所解釋之當形成分散膠體之元素以遠超給定元素之最大溶解限度的量存在時出現的情況相似。過量元素之材料形成可略微促進總強度之穩定初相，尤其若存在大量初相粒子。應注意，彼等相中之一些可不同於A1₃ X相，且通常較粗以及與Al金屬基質之晶格具有較大差異，兩者因素促進較低效之強化影響。如先前所描述，沈澱硬化係使用以下事實之處理技術：一些更加常見之Al合金元素，諸如Zn、Mg、Mn、Si、Cu、Fe、Cr、V、Ni及Li藉由產生具有最佳尺寸及分佈之可溶性次相阻礙或阻滯差排移動來促進強化。三步驟程序可用於提高含有此等元素之Al合金的強度，且如下。高溫下之溶液退火 ( 固溶 ) ：在高溫下具有較高溶解度之合金元素可溶解於金屬基質中且加入固溶體中。若此等元素係沈澱物，則沈澱物將亦擴散且溶解於基質中。淬火：在溶液退火之後，材料在水或油中快速冷卻以在基質中維持最大數量可溶性元素。在此情況下，彼等元素不穩定且呈非平衡狀態，歸因於在室溫下存在大於其溶解限度。老化或時效硬化 ( 在低於溶液退火之溫度下 ) ：在較低溫度下藉由熱處理(沈澱或「老化」)降不穩定合金元素自溶液中移出。物理地，合金元素沈澱出固溶體以形成離散粒子。峰值老化根據定義對應於獲得實現最佳強度之最佳粒度及分佈之溫度及時間的最佳條件。此實踐產生遍及金屬之沈澱物，其在不損壞傳導性下強化基質。對於包括諸如Zn、Mg、Mn、Si、Cu、Fe、Cr、V、Ni、Li之元素的可熱處理Al合金(亦即2000系列、6000系列或7000系列，或Al-Li)，最佳沈澱硬化之溫度區為約85℃至200℃。在此溫度範圍退火數小時提供合適強度，此歸因於所得沈澱物之尺寸及分佈。然而，大於200℃至225℃，且可能在300℃下，歸因於沈澱硬化之強度損失；強度損失在300℃下可大於50%。損失之主要原因係在高於約200℃之溫度下，沈澱物之生長及最終溶解。樣品組成 在一些實施例中，可形成含有約0.05 wt.%至約20.0 wt%、約0.05 wt.%至約10.0 wt.%、約0.05 wt.%至約1.0 wt.%，或約0.05 wt.%至約0.5 wt.%或約0.1 wt.%至約0.5 wt.%之Sc的Al合金。在一些實施例中，可形成含有除Sc以外之形成分散膠體之元素的Al合金，該等元素例如Zr、Ti、Nb、Ni、Y、Li、Hf、V、Fe、Mn、Cr、Ta，或稀土元素，包括La、Ce、Pr、Nd、Pm、Sm、Eu、Gd、Tb、Dy、Ho、Er、Tm、Yb及Lu。在一些實施例中，可將其他形成分散膠體之一或多種元素添加至含有Sc之Al合金中。在一些實施例中，可將某些形成分散膠體之一或多種元素添加至Al合金中代替Sc。在一些實施例中，可以單獨或與Al合金中之Sc組合形成約0.05 wt.%至約20.0 wt.%、約0.05 wt.%至約10.0 wt.%、約0.05 wt.%至約1.0 wt.%、或約0.05 wt.%至約0.5 wt.%或約0.1 wt.%至約0.5 wt.%之形成分散膠體之材料的組合重量百分比的量將形成分散膠體之一或多種元素添加至Al合金中。在一些實施例中，可形成具有Sc及其他強化元素(Mg、Mn、Si、Cu、Ni、Mo、Cr、Zn、Li、V、Fe、B、Zr、Li、Bi、Pb)之Al合金。在一些實施例中，可形成具有Sc、其他形成分散膠體之一或多種元素及其他強化元素的Al合金。在一些實施例中，可添加一種其他強化元素。在一些實施例中，可添加兩種或大於兩種其他強化元素。在一些實施例中，其他強化元素的總量構成Al合金的大於0.1 wt.%、大於0.3 wt.%、大於0.5 wt.%、或大於1.0 wt.%。在一些實施例中，可形成具有Al合金之較不習知添加物的Al合金，該等添加物諸如鎢(W)、碳(C)、氧(O)、鉬(Mo)、鈷(Co)、銀(Ag)、碳化矽(SiC)及其他形式之奈米粒子，諸如奈米管、金屬陶瓷、氧化物、碳化物、矽化物及富勒烯。在一些實施例中，可形成具有Sc及Al合金之較不習知添加物(諸如W、C、O、Mo、Co、Ag、SiC及其他形式之奈米粒子，諸如奈米管、金屬陶瓷、氧化物、碳化物、矽化物及富勒烯)的Al合金。在一些實施例中，可形成具有Sc、其他形成分散膠體之一或多種元素及Al合金之較不習知添加物(諸如W、C、O、Mo、Co、Ag及形成分散膠體的材料，諸如奈米管、金屬陶瓷、氧化物、諸如SiC之碳化物、矽化物及富勒烯)的Al合金。在一些實施例中，將Sc添加至Al合金中以形成Al₃ (Sc)分散膠體且Al合金具有直徑低於1微米、或直徑低於100 nm之平均晶粒尺寸(亦即，凝聚性Ll₂ 凝聚性沈澱物，通常為立方相)。在一些實施例中，將Sc添加至具有一或多種形成分散膠體之元素的Al合金中，該等元素與Sc組合以形成呈Al₃ (Sc, Xi)形式之穩定分散膠體，其中「X」表示除Sc外之形成分散膠體之元素。通常，可將Sc添加至具有一或多種形成分散膠體之元素的Al合金中，該等元素與Sc組合以形成呈Al_n (Sc, Xi)_m 形式之穩定分散膠體，其中「n」與「m」之比值＞3。在一些實施例中，將Sc添加至具有一或多種形成分散膠體之元素的Al合金中，該等元素與Sc組合以形成呈Al₃ (Sc, Xi)形式之穩定分散膠體，該等分散膠體在至少300℃之溫度下之平均晶粒尺寸低於1.0微米。在一些實施例中，Al合金在大於300℃之溫度下維持穩定的晶粒尺寸及晶粒尺寸分佈。在一些實施例中，晶粒尺寸在大於300℃之溫度下大於一小時、大於兩小時、或大於三小時仍保持穩定。在一些實施例中，使用本文所揭示之材料及方法，可形成Al合金，該Al合金維持至少40 ksi之屈服強度且在至少高達300℃之溫度下歷時至少30分鐘、至少一小時或至少2小時為穩定的。在一些實施例中，使用本文所揭示之材料及方法，Al合金維持大於92 HB之布氏硬度且其在至少高達300℃之溫度下歷時至少30分鐘、至少一小時或至少2小時為穩定的。在一些實施例中，使用本文所揭示之材料及方法，Al合金維持低於1微米之晶粒尺寸且其在至少高達300℃之溫度下歷時至少30分鐘、至少一小時或至少2小時為穩定的。形成鋁合金底板之樣品方法圖3含有包括本文所揭示之各種技術中之一些或全部的樣品方法100之總流程圖。如圖3中所示，在一些實施例中，方法100可包括基底硬化步驟104及視情況選用之額外硬化步驟106。如圖3中所示，總體而言方法100可採用以下步驟：諸如鑄造之初始處理110，隨後固溶112、淬火114及諸如ECAE之嚴重塑性變形116。在基底硬化步驟104之後，額外硬化步驟106可與基底硬化步驟104組合使用。在一些實施例中，額外硬化步驟106包括滾軋或鍛造118及熱處理步驟120。熱處理步驟120可包括時效硬化或老化。在一些實施例中，基底硬化步驟104及額外硬化步驟106之後可為已使用方法100形成之材料之製備或黏結122。在一些實施例中，熱處理步驟120可與黏結步驟122同時進行。下文描述每個步驟之其他細節。初始處理(鑄造) 如圖3中所示，方法100可包括初始處理110，諸如鑄造Al材料或Al合金。習知鑄造可首先用於形成具有給定組成之Al合金。在鑄造期間，可首先熔融Al材料或Al合金，且可直接添加作為純元素或作為預鑄造母合金之一部分的形成分散膠體之元素(諸如Sc、Zr、Ti、Nb、Ni、Y、Hf、V、Fe、Li、Mn、Cr、Ta、La、Ce、Pr、Nd、Pm、Sm、Eu、Gd、Tb、Dy、Ho、Er、Tm、Yb或Lu中之一者或多者)以熔融。合適的鑄造及混合方法將使用母合金。Sc之合適母合金包括具有2.0 wt.% Sc之Al、具有10.0 wt.% Sc之Al，或及具有20.0 wt.% Sc之Al。可替代地或另外，例如，可添加Zr作為具有10.0 wt% Zr之Al之預鑄造母合金。在最終組成物中具有0.1 wt %至0.5 wt.%之Sc以形成促進形成合適穩定性及強度之分散膠體係有益的。對於形成標準可溶性次相或不溶性沈澱物之替代強化元素，使用已經存在於標準商業Al合金之元素(包括Mg、Mn、Si、Cu、Ni、Mo、Cr、Zn、Li、V、Fe、B、Zr、V、Bi、Pb)可為有利的。此等元素之合適量可為約0.5 wt.%至約15.0 wt.%。用於鑄造之一種技術提供來自可熱處理系列(A12000、A16000、A17000、A1800)或不可熱處理系列(All000、A13000、A14000、A15000)之Al合金；熔融Al合金組成；隨後添加以熔融直接呈純元素形式或藉由使用預鑄造母合金形成分散膠體之元素(亦即Sc、Zr)。固溶(熱處理) 如圖3中所示，方法100可包括固溶112鑄造Al合金。固溶112之目標為：將最高可能量之形成分散膠體之材料或形成分散膠體之元素(諸如Sc、Zr、Ti、Nb、Ni、Y、Hf、V、Fe、Mn、Cr、Ta、Ce、Pr、Nd、Pm、Sm、Eu、Gd、Tb、Dy、Ho、Er、Tm、Yb或Lu)溶解成固體Al合金Al材料。因為合金元素在高溫下具有較高溶解度，所以使用高溫。在一些實施例中，由於形成分散膠體之元素之高熱穩定性及因此緩慢的溶解動力學，固溶112較佳在僅低於(通常低10-30℃)給定組成之固相線溫度下進行且歷時較長時間，常常長至1小時、大於3小時、至少24小時及可能達到100小時。舉例來說，A15083合金具有570℃之固相線溫度。因此，當添加Sc於A15083時，用於固溶112之合適溫度及時間係540℃至560℃歷時約24小時。對於幾乎純Al而言，固相線為約660℃且添加時典型的固溶溫度及時間為在630℃與650℃之間24小時至72小時。一般而言，大多數Al合金具有在560℃與660℃之間的固相線溫度，因此用於固溶112Al合金之合適溫度範圍係約530℃-650℃。在一些實施例中，低溫(低於固相線溫度達到60℃)可用於固溶112Al合金，然而，使用低溫可對應於形成合適合金之較長固溶時間。在一些實施例中，可在約120小時之合適固溶時間下於約500℃下進行固溶112。在一些實施例中，高溫處理亦可用於使元素分佈均勻化。淬火如圖3中所示，方法100可包括淬火114鑄造Al合金以形成坯料。在固溶112之後，經處理之材料在水或油中快速冷卻以在Al金屬基質中維持最高重量百分比之可溶性元素。在淬火114之後，固溶元素過飽和，例如呈非平衡狀態，因為其以大於其在室溫下Al之溶解限度的濃度存在。嚴重塑性變形(ECAE) 如圖3中所示，方法100可包括嚴重塑性變形116，諸如鑄造Al合金坯料之ECAE。在一些實施例中，ECAE可包括在1次與6次之間的坯料。在一些實施例中，3至6次提供適當細化之次微米級結構。在每次之間使坯料旋轉90度亦可為合乎期望的。在一些實施例中，可在特定溫度下藉由加熱坯料及模具進行ECAE。在一些實施例中，適於在高於或低於由Al合金中之元素(諸如Mg、Mn、Si、Cu、Ni、Mo、Zn、Fe)形成之可溶性次相的峰值老化溫度下進行ECAE(亦即對於Al而言低於85℃或高於200℃)。在一些實施例中，適於在低於某些形成分散膠體之元素(Cr、Fe、Hf、Mg、Mn、Nb、Ni、Sc、Ti、V、Zr、Y、Li、Ta、Mo、La、Ce、Pr、Nd、Pm、Sm、Eu、Gd、Tb、Dy、Ho、Er、Tm、Yb、Lu)的老化溫度下進行ECAE(例如對於Al而言250℃至275℃)。在一些實施例中，在低於給定材料之峰值老化溫度之溫度(對於Al而言低於85℃之溫度)或溫熱(在175℃與275℃之間的溫度)條件下進行ECAE。出於兩個原因，ECAE較佳地在低於約250℃至275℃之溫度下進行。第一個原因係分散膠體在約250℃-275℃下開始成核。第二個原因係在此等溫度下在坯料之中間退火期間可能存在大量次微米級結構之晶粒生長或在ECAE期間可能存在動態晶粒生長。此外，當存在除了形成分散膠體之元素以外的元素(諸如Mg、Mn、Si、Cu、Ni、Fe、Zn)時，可在低於或高於給定可溶性相之峰值老化溫度的溫度(例如針對Al而言在低於85℃或高於200℃之溫度下)下進行ECAE。已發現當峰值老化且硬化時，經沈澱強化之合金可具有受限的冷加工能力，亦即塑性變形。對於含有某些元素(諸如Mg、Mn、Si、Cu、Ni、Fe、Zn)之Al合金，沈澱硬化通常在85℃與200℃之間發生。因此適於在高於或低於給定第二相元素(諸如Mn、Mg、Si、Zn、Cu、Fe)之峰值老化溫度的溫度下處理Al合金。此通常對應於85℃至約200℃之溫度。在高於典型峰值老化溫度(亦即高於200℃)之溫度下，沈澱物開始生長且材料開始損失強度且獲得延展性。因此藉由嚴重塑性變形更加柔軟且更加容易處理。在低於85℃之溫度下，Al合金中所用之大多數習知元素之沈澱尚未開始且材料因此亦為柔軟的且較易藉由嚴重塑性變形處理。在一些實施例中，當針對分散膠體及形成次相之非習知元素優化固溶及淬火參數時，在ECAE之前固溶及淬火Al合金。經固溶及淬火之材料不具有(或具有較少)沈澱物且因此在嚴重塑性變形期間不阻礙或減緩晶粒界之差排移動及旋轉。因此在經固溶之材料中，較少數目之ECAE次數可適於充分形成最佳之亞微米結構。在一些實施例中，發現最佳數目之ECAE次數有益於強化具有特定分散膠體之Al合金。舉例而言，已發現使用4次之ECAE製程產生比使用1次更好之結果。當在低於250℃或275℃之溫度下進行處理時此尤其合適，該溫度低於分散膠體開始成核且生長所處之溫度。在此等處理條件下，使用4次ECAE提供比使用1次ECAE更好的次微米級結構，該次微米級結構具有較高數目的促進改進次微米級結構之熱穩定性之高角晶界。結果，獲得較高且更加穩定之總強度等級。在下文實例中對此進行進一步描述。視情況選用之滾軋或鍛造如圖3中所示，方法100可包括諸如視情況選用之滾軋或鍛造118之其他處理。在一些實施例中，使用標準塑性變形之其他處理可用於進一步提高某些Al合金之最終強度或硬度。另外，在ECAE之後可使用標準滾軋及鍛造步驟從而在機械加工成最終產品形狀之前更接近最終坯料形狀。在一些實施例中，在固溶、淬火或ECAE之後且較佳地在退火或溫度老化之前應用滾軋或鍛造。此等步驟可藉由將更多差排引入ECAE細化之結構中提高最終硬度。此類差排在進一步退火期間可藉由沈澱物固定。熱處理(老化) 如圖3中所示，方法100可包括熱處理120，該熱處理120可包括峰值老化。在一些實施例中，Al合金坯料可經受峰值老化或退火步驟。在一些實施例中，可藉由使Al合金在275℃與350℃之間的溫度歷經至少30分鐘、大於一小時、或大於兩小時進行峰值老化。較長之峰值老化處理時間，例如長至24小時可適合於某些Al合金。在一些實施例中，峰值老化可結合另一處理步驟進行。舉例而言，峰值老化可與使用諸如之熱等靜壓(HIPing)的處理將Al合金黏結至另一金屬主體同時進行，下文進一步描述。在峰值老化之熱處理期間，諸如Sc、Zr、Ti、Li Nb、Ni、Y、Hf、V、Fe、Mn、Cr、Ta、La、Ce、Pr、Nd、Pm、Sm、Eu、Gd、Tb、Dy、Ho、Er、Tm、Yb及Lu之合金元素可自基質溶液遷移且形成具有直徑常常低於1微米之尺寸的極細分散膠體。物理地，合金元素沈澱出固溶體以形成呈新相之離散粒子。一般而言，峰值老化參數應對應於獲得實現最佳強度之最佳粒度及分佈之最佳溫度及時間。此處理步驟可用於產生遍及Al合金之細粒沈澱物，其在未不利地改變傳導性之情況下強化基質。最終處理及/或黏結如圖3中所示，方法100可包括最終處理，該最終處理可包括黏結122。在一些實施例中，最終處理可包括將Al合金形成為底板以用於濺鍍製程。在一些實施例中，可使用黏結製程將底板接合至濺鍍靶材。常用之黏結製程係熱等靜壓(HIPing)。HIPing涉及將待接合之一或多種材料加熱至合適溫度且對該一或多種材料施加壓力。HIPing可導致一或多種材料黏結在一起，且可減少或消除該一或多種材料內之空隙，且可固結粉末以產生更加緊密之材料。用於將Al底板黏結至濺鍍靶材之常見HIPing參數可為約300℃歷時兩小時。其他黏結方法包括環氧樹脂黏結、焊接、硬焊、爆炸黏合、機械接合(使用楔、螺釘等)或熔接。硬度與屈服強度之間的關係在隨後部分中描述之實例中，布氏硬度用作初始測試以評估Al合金在高溫下之機械特性。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。抗張強度通常以2個參數為特徵：屈服強度(YS)及極限抗張強度(UTS)。極限抗張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%塑性應變出現時選擇為屈服強度。在自原始樣品之截面積之0.2%偏位處計算0.2%屈服強度或0.2%偏位屈服強度(s=P/A)。對於諸如晶粒尺寸及相尺寸與分佈之變化的因素而言，屈服強度遠比極限抗張強度敏感。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)。材料之塑性變形係壓痕器上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，材料強度較高。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，其大致成比例。圖4展示Al合金之布氏硬度與屈服強度之間的關係。通常，約40 ksi之屈服強度適合於待用於形成底板之Al合金。因此如圖4中所示，40 ksi之對應布氏硬度為約92 HB。然而，應注意針對極限抗張強度之關係憑經驗更加精確而非屈服強度，因為屈服強度對其他微觀結構因素，諸如晶粒及相尺寸及分佈更加敏感。因此重要的係針對每種材料理解且憑經驗量測屈服強度與硬度之間的關係。評估以下給定之材料及實例的此類關係。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。除非另外指明，否則所有量係重量百分比。本申請案之方法可用於形成具有比先前可用之Al合金更高之屈服強度及/或硬度的Al合金，尤其即使在加熱至約300℃之溫度歷時延長之時段之後仍維持屈服強度及/或硬度之Al合金。在一些實施例中，Al合金適合於形成底板以用於濺鍍靶材總成。所需Al合金係可在不損害屈服強度以低於約40 ksi下經受約300℃之HIPing溫度的一者。如上文參考圖4所揭示，在初始分析中，確定對於Al合金而言，高於92 HB之布氏硬度對應於高於40 ksi之屈服強度。因此，92 HB之布氏硬度用作初始參考點。作為初始比較，在所量測之Al合金經歷ECAE處理之後，適合於形成底板之通常可用Al合金之屈服強度展示於表1中。如下表1中所示，通常可用之Al合金維持熱穩定性之最大溫度為約200-225℃。應注意此溫度範圍，其低於底板總成之所需300℃之hipping溫度。

圖5展示隨退火1小時之後之溫度而變之兩種不可熱處理的Al合金-A13004及A15052之屈服強度，兩者均在用及不用ECAE處理之情況下。應注意，每種合金在經受ECAE之後，兩種合金中之各者之屈服強度提高大於5倍。然而，兩種合金之屈服強度在300℃之溫度下歷時至少一小時之後均遠低於40 ksi (分別約為20 ksi至23 ksi)。圖6展示在經受ECAE之後隨退火1小時之後之溫度而變之可加熱處理的Al合金A17075之屈服強度。應注意，屈服強度在300℃之溫度下歷時至少一小時之後降低至約40 ksi。圖7展示對於經受ECAE及經歷峰值老化之兩個樣品及未經歷ECAE及峰值老化之一個樣品而言，隨退火1小時之後之溫度而變之可加熱處理的Al合金A16061之屈服強度。應注意，合金之各樣品在300℃之溫度下歷時至少一小時之後，屈服強度降低至約20 ksi。圖8說明針對四種代表性處理方法，隨歷時1小時之退火溫度而變之可加熱處理的Al合金A12618之布氏硬度。在所有情況下，在300℃下退火至少一小時之後，布氏硬度低於92，該布氏硬度將對應於至少40 ksi之屈服強度。應注意，此合金A12618係所測試之最熱穩定之Al合金。實例1：在ECAE之後用各種元素摻雜99.999% (5N) Al對熱穩定性之影響在此實例中，評估用特定元素摻雜高純度99.999% (5N) Al之影響以尋找將為Al合金提供合適熱穩定性之合適摻雜物。所研究之摻雜元素係Si、Cu、Sc、Ti、Mo、Hf、Zr及Mn。進行實驗以比較每種元素對在使經摻雜之Al合金經受ECAE之後所獲得之Al次微米級晶粒尺寸之熱穩定性的影響。在此實例中，在鑄造、固溶及淬火之後針對所有樣品進行四次ECAE，在每次之間使Al坯料旋轉90度。結果比較於圖9中。在圖9中，y軸表示在材料平均晶粒尺寸之直徑超出1微米之前各樣品經受1小時之最大溫度。x軸提供以百萬分原子數(ppm)為單位之Al合金中每種摻雜物之濃度。具體而言，10,000 ppm等於1 at.%、1000 ppm等於0.1 at.%、100 ppm等於0.01 at.%、10 ppm等於0.001at.%且1 ppm等於0.0001 at.%。如圖9中所示，發現用於提高Al合金次微米級晶粒之熱穩定性之最有效元素係Sc，之後為Zr。此外，對Al合金之熱穩定性具有顯著影響僅需要少量(約100 ppm至1,000 ppm)Sc及Zr。如圖9中所示，具有1000 ppm Sc (具有0.1 at.% Sc (0.166 wt. %)之5N Al)或Zr (具有0.1 at.% Zr (0.337 wt. %)之5N Al)之Al合金之次微米級顆粒結構分別達到400℃及325℃為穩定的。高於1000 ppm (0.1 at.%)之Sc或Zr，隨著添加更多的Sc或Zr，穩定性之提高更加平緩，且穩定性之提高達到平線區。此可能係因為Sc及Zr於Al中之最大溶解度分別低於2,300 ppm及2,800 ppm。高於此等值之Sc或Zr濃度在產生極細分散膠體方面將具有較小影響，且因此對熱穩定性之增加益處更加平緩。亦如圖9中所示，可用於某些可加熱處理之合金中之諸如Ti、Cu及Si的元素對熱穩定性具有較小影響。諸如Hf、Mo或Mn之元素(若存在)在極高濃度(亦即大於1000 ppm)下可促進Al合金之熱穩定性。實例2：99.999% Al (5N)中之Sc重量百分比對布氏硬度之影響在此實例中，評估Sc之量對Al合金硬度之影響。摻雜高純度99.999% (5N) Al以產生具有0.1 at.% (0.166 wt. %)、0.3 at.% (0.5 wt. %)、1.2 at.% (1.98 wt. %)、5.0 at.% (8.06 wt. %)、7.5 at.% (11.90 wt. %)及9.5 at.% (14.88 wt. %) Sc之原子百分比之Sc的6個樣品。對於此實例，選擇習知熱機械製程。亦即，使用包括熱鍛造之標準塑性變形，而非ECAE。用於形成用於測試之材料的製程包括鑄造Al材料，之後為固溶、淬火，且在250℃下熱鍛造各鑄件以降低70%高度從而形成最終Al合金坯料。坯料在升高之溫度下退火。材料在室溫下退火之後進行樣品布氏硬度之量測。結果展示於圖10中，其展示Sc濃度在各種退火溫度下對布氏硬度之影響。在250℃與350℃之間的溫度下退火之後，所得各樣品之平均晶粒尺寸為約50至約150微米。如圖10中所示，用於有效強化之Sc於Al中之臨限量為高於0.1 at.% (0.166 wt. %) Sc。此外，在具有大於0.3 at.% (0.5 wt. %) Sc之Al合金中，在300℃至350℃之溫度下退火1小時之後獲得強度之最大提高。此等溫度對應於Al₃ Sc分散膠體之峰值老化處理。亦如圖10中所示，在300℃下退火之後強度之最大提高出現在0.1 at.% (0.166 wt. %) Sc與0.3 at.% (0.5 wt. %) Sc之間，其僅高於Sc於Al中之最大溶解限度，該極限為0.23 at.% (例如2300 ppm或0.38 wt.%)。如圖10中所示，在350℃下1小時之後1.2 at.% (1.98 wt. %) Sc之布氏硬度與0.3 at.% (0.5 wt. %) Sc極其相似，此表示0.3 at.%(0.5 wt. %) Sc與1.2 at.% (1.98 wt. %) Sc之間相對較小之差異。在添加大量Sc (例如，在5.0 at.% (8.06 wt. %)與9.5 at%(14.88 wt. %)之間)之後獲得硬度之更顯著提高。硬度自0.3 at.% (0.5 wt. %) Sc 下之58.6 HB增加達到在9.5 at.% (14.88 wt. %) Sc之79.6 HB。此結果表示自含0.23 at.% (0.38 wt. %) Sc之過飽和固溶體沈澱之極細Al₃ Sc分散膠體具有比具有過量Sc之各種(AISc)初相更加合適之強化影響，該等初相不受包括固溶、淬火及300℃至350℃下之峰值老化之各種熱處理影響。所量測之最大布氏硬度係對於9.5 at.% (14.88 wt. %) Sc之79.6 HB，該79.6 HB仍低於92 HB之所需硬度，該所需硬度對應於Al合金之40 ksi之所需抗張強度。此實例表明使用標準塑性變形之Al-Sc合金之習知熱機械處理在形成具有合適硬度及/或強度之Al合金方面即使在使用大於溶解限度之一定量Sc時亦不足夠。相對較低硬度之一個起作用因素係在習知熱機械處理期間所產生之大(遠大於1微米)晶粒尺寸。另一因素係藉由大於0.38 wt.%之Sc形成之初相的粗粒尺寸，其不如分散膠體一樣有效促進強化。應注意，Sc在一些應用中可能具有受限之可用性。因此，在其中高重量百分比之Sc係不可用之一些實施例中，較低量(例如，低於0.23 at.% (0.38 wt%))之Sc可與其他處理方法結合以實現合適之硬度或屈服強度。舉例而言，具有低於約0.38 wt. % Sc且用上述各種方法處理之Al合金可具有與具有高於約0.38 wt. %Sc之未用以上方法處理之Al合金相似的硬度及/或屈服強度。因此，在此等情形下，如上文所揭示，可包括其他處理技術以提高Al合金之硬度及/或強度。實例3：Sc及Zr濃度及ECAE次數數目對A15083硬度之影響在此實例中，評估Sc及Zr之重量百分比之各種組合對Al合金硬度之影響。亦評估ECAE次數數目對最終Al合金硬度之影響。使用在實例1及實例2中發現之合適Sc濃度，鑄造特殊Al材料。在此實例中，選擇不可熱處理之商業Al合金A15083作為基底材料。表2中給出初始A15083之組成且標記「實際」。表2中亦提供A15083規格，各元素之最小及最大可接受重量百分比量分別標記為「最小」及「最大」。組成含有商業Al合金中所用之習知元素，包括Mg、Cr、Zn、Mn、Fe、Si及少量Ti、Cu。

使各種量之具有2.0 wt.% Sc母合金之Al及具有10 wt.% Zr母合金之Al與A15083一起在坩堝中熔融。製備具有增加量之Sc及/或Zr的三種組成且稱為樣品1(具有額外0.2 wt.% Zr之A15083)、樣品2(具有額外0.3 wt% Sc及0.2 wt% Zr之A15083)及樣品3(具有額外0.5 wt.% Sc及0.2 wt. % Zr之A15083)。此等鑄造合金中之各者的化學組成列出表3中。

應注意，將不同量之Al 2.0 wt.% Sc母合金添加至各組成中，其導致各種稀釋度之開始元素包含於初始基底A15083中。換言之，具有最高Sc及Zr添加之組成亦具有最低量之Mg、Mn、Fe、Si、Cr、Zn及Cu元素，如表3中所示。在鑄造之後，樣品1-3在550℃下固溶24小時。此溫度比基底材料A15083之固相線溫度低20℃。在固溶之後立即在水中進行標準淬火。對樣品1-3之坯料進行1遍(1次)或4遍(4次)溫熱ECAE擠壓。模具及坯料溫度為200℃。在每一次之間使各坯料垂直於擠壓方向旋轉90度。在ECAE之後，切割成各樣品之試片且在以下特定溫度：200℃、250℃、300℃、350℃及400℃下退火1小時。使用A15083基底材料形成對照樣品以進行比較。使A15083基底材料在200℃下經受1次與4次ECAE且在與樣品1-3相同之溫度下退火1小時。針對樣品1-3，在1次ECAE之後，使用材料在室溫下所進行之布氏硬度測試之結果顯示於圖11中。針對樣品1-3及對照樣品，在4次ECAE之後，使用材料在室溫下所進行之布氏硬度測試之結果顯示於圖12中。如圖11及圖12中所示，即使在已將Al合金加熱至300℃之溫度下1小時及在一定程度上在350℃下之後，存在硬度熱穩定性之提高。此由樣品2及樣品3展示，且無論樣品經受1個或4次ECAE，此趨勢均相同。樣品2及樣品3已在300℃下1小時之後，所得硬度在94-103 HB之間，且樣品2及樣品3已在350℃下1小時之後，所得硬度在84-94 HB之間。相比之下，如圖12上所示，基底A15083及樣品1在300℃下退火1小時之後具有低於74 HB之硬度等級，且在350℃退火1小時之後低於67 HB，其低於92 HB之參考硬度值。如圖12中所示，對於在25℃至250℃範圍內之退火溫度而言，樣品1-3均具有與基底材料A15083相當之硬度等級。在低於250℃之溫度下，基底材料A15083及樣品1具有最高硬度。此展示低於250℃，Sc及可能亦Zr兩者均不參與硬化。反而，標準合金元素Mg、Mn、Fe、Si、Cr、Zn及Cu對總強度貢獻最大。在約250℃下，如在圖11中針對1次ECAE樣品可最佳地所見，分散膠體之影響開始自身顯現，其中在250℃下觀測到硬度之顯著提高，在約300℃下為最大。在此等溫度下，Al₃ (Sc,Zr)分散膠體開始成核為極細且均一分佈之相。藉由光學顯微法評估在300℃及350℃下兩者，樣品1-3之Al合金之晶粒尺寸。應注意，光學顯微法具有約1微米之解析度且僅可解析高於1微米之晶粒尺寸。圖13A-13D含有用光學顯微鏡所採集之在300℃熱處理1小時之後各Al合金的相片。圖14A-14C含有用光學顯微鏡採集之在350℃熱處理1小時之後的樣品1-3之相片。應注意，相片中之各者之尺度展示約50 μm之範圍。晶粒尺寸量測報告於下表4及表5中。

如圖13C、圖13D、圖14B及圖14C中所示，樣品2及樣品3兩者之次微米級晶粒尺寸高達300℃且甚至高達350℃為穩定的。相比之下，對於基底材料A15083而言，再結晶已在300℃下出現，展示於圖13A中，且產生8.05微米晶粒尺寸。對於樣品1而言，如圖13B中所示，微觀結構在300℃下幾乎完全再結晶且產生即使在350℃下退火之後仍基本保持不變之4.1微米晶粒尺寸，如圖14A中所示。此實例展示Al(Sc,Zr)分散膠體對提高經歷ECAE之Al合金之次微米級晶粒尺寸的熱穩定性之有利影響。其亦解釋針對具有添加之Sc及Zr之樣品2及樣品3所觀測到的優異強度。對於樣品1-3及A15083基底材料而言，在樣品已在300℃熱處理1小時(其與底板材料在HIPing期間將經受之熱處理相似)之後，使用樣品在室溫下進行拉伸測試。拉伸測試之結果包含於圖15中。亦包括由重度合金化Al 5xxx製成之市售底板(BP)的資料。圖15提供在300℃下熱處理1小時之後，樣品在室溫下之極限抗張強度(UTS)及屈服強度(YS)兩者之資料。如圖15中所示，含有Sc及Zr兩者之樣品2及樣品3在300℃下退火1小時之後具有較高屈服強度。樣品2具有44.4 ksi之量測屈服強度，且樣品3具有47.5 ksi之量測屈服強度。此相比於基線A15083之23.8 ksi、樣品1之22.7 ksi及市售底板Al之28.8 ksi。亦觀測到基線A15083材料之極限抗張強度(UTS)自約40 ksi增加達到48.7且對於樣品2及樣品3而言增加達到49.7 ksi。如此實例中所揭示，本文中所描述之方法提供在約300℃至約400℃之溫度下歷時至少一小時具有大於40 ksi、大於45 ksi、或大於50 ksi之屈服強度的Al合金。為比較ECAE次數數目對硬度之影響，比較經受1次ECAE及4次ECAE兩者之樣品2及樣品3之硬度。圖16展示在經歷1次ECAE及4次ECAE兩者之後樣品2之布氏硬度。圖17展示在經歷1次ECAE及4次ECAE兩者之後樣品3之布氏硬度。如圖16及圖17中所示，對於樣品2及樣品3而言，4次ECAE對於大多數溫度範圍而言產生較高硬度。此即使在25℃下亦觀測到，位於圖16及圖17中之圖示的左側。此亦適用於在加熱至300℃之溫度之後的樣品2及樣品3。對於經受1次ECAE之樣品2及樣品3而言，在高於300℃之溫度下一小時之後，布氏硬度開始降低低於92 HB。對於經受4次ECAE之樣品2及樣品3而言，在加熱至300℃一小時之後，布氏硬度保持高於102-103 HB。對於經受4次ECAE之樣品2及樣品3而言，即使位於約350℃之溫度下一小時之後，布氏硬度仍保持高於92 HB，該硬度為用於底板應用之Al合金之參考硬度。實例4：對於具有Sc及/或Zr之A15083而言，在1次ECAE之後，在300℃及350℃下長期退火之影響在此實例中，評估長期暴露於與標準退火溫度相似之溫度的影響。評估上文樣品1-3中所用之相同材料及實例3中之基底材料。圖18展示在長期退火處理之後的量測硬度。圖18展示在經受1次ECAE之後來自樣品2及樣品3之材料之硬度，及在1小時與8小時之間在300℃及350℃兩者下增加之持續時間的硬度。進行此類型之測試以確定熱處理之過程包絡之堅固程度及長期加熱對Al合金之機械特性的影響。圖19展示在加熱至300℃歷時在1小時與24小時之間之後，在4次ECAE之後來自基線A15083合金之材料及來自樣品1-3之材料的硬度。如圖19中所示，在加熱至300℃達到24小時之後，未在4次ECAE之後的樣品2及樣品3中檢測到布氏硬度之明顯降低。資料展示布氏硬度始終保持高於97 HB，其高於底板應用中所用之Al合金之92 HB的所需極限。如此實例中所示，熱處理步驟(諸如hipping)之持續時間的變化可對用樣品2及3之組成製成之Al合金底板的所得機械特性造成減弱之影響。此實例展示由本文所揭示之Al合金製成之底板可在不損失硬度下承受較長hipping時間。此特性允許較長hipping時間用於將使用本申請案中所描述之Al合金製成之底板黏結至濺鍍靶材，且因此允許濺鍍靶材總成用較高之質量黏結形成。比較圖18中與圖19中之硬度值，可觀測到使用4次ECAE代替1次ECAE導致歷經較長退火時間硬度降低更少。如圖18中所示，對於具有與樣品3相似之組成且經受1次ECAE之Al合金而言，在300℃之溫度下8小時之後布氏硬度仍保持低於92 HB。然而，如圖19中所示，對於具有與樣品3相似之組成且經受4次ECAE之Al合金而言，即使在300℃之溫度下之後布氏仍保持高於92-93 HB。此說明ECAE次數數目對次微米級結構之影響。更多的ECAE次數提供更多的具有更大數目高角晶界之等軸、細化且均勻的次微米級晶粒尺寸。高角晶界使結構更加穩定且亦可能影響分散膠體之沈澱動力學及重新分配。亦如圖18中所示，已發現在樣品在350℃之溫度下約3小時之後，經歷1次ECAE之樣品2及樣品3之強度可提高。對於樣品2材料而言，獲得高於94 HB之布氏硬度。此資料表明可用於HIPing製程(包括將Al合金加熱至高於300℃、可能達到350℃之溫度歷時合適之HIPing時間)之較寬範圍之處理參數。此可進一步產生特定靶材總成組成之有利黏合強度及微觀結構。應注意，針對僅具有Zr之樣品1或基線A15083材料，在長期退火之後觀測到最小益處。實例5：組成對在4次ECAE之後的具有Sc及/或Zr之A15456之熱穩定性的影響在此實例中，評估組成對不可熱處理Al合金之硬度之影響。基於實例1及實例2中所描述之原理及實例4中所描述之方法，藉由錠冶金鑄造一組新的4種Al合金。在此實例中，基底材料係不可熱處理之Al合金A15456，其組成在表3中給出且標記為「實際」。表6中亦提供A15456規格，各元素之最小及最大可接受重量百分比量分別標記為「最小」及「最大」。此Al合金含有比以上實例3中之A15083更多之Mg (主要合金化元素)。其餘習知元素與A15083相似，亦即Mn、Fe、Cr、Si及少量Zn、Ti及Cu。

與實例3中遵循之製程相似，Al+2.0 wt.% Sc母合金及Al+10 wt.% Zr母合金與基線A15456材料一起熔融以產生表7中列出之4種組成作為樣品4-7。表7中給出每種材料之重量百分比中之組成。對於4種新型合金(樣品5-7)中之3者而言，在將Zr保持在0.2 wt%處恆定的同時，添加低於、接近及略高於Sc於Al中之最大溶解限度之3級Sc (例如，0.2 wt.%、0.3 wt.%及0.5 wt.%)。對於第四種合金(樣品4)而言，僅添加0.3 wt.% Sc (接近最大溶解限度)，且不添加Zr。

與實例3中之樣品相似，因為針對各新組成添加不同量之母合金，所以存在一些A15456之主要元素之稀釋。換言之，使用越多母合金之組成具有越少數量之習知元素Mn、Fe、Cr、Si、Zn、Ti、Cu。在將Al材料鑄造成坯料之後，將樣品4-7在低於基底材料A15456之固相線溫度(亦即20℃)之554℃下固溶24小時以形成Al合金。在固溶之後立即在水中進行標準淬火。在每一次之間使用90度坯料旋轉進行4遍(4次ECAE)樣品4-7之溫熱ECAE擠壓。使模具及坯料溫度保持在200℃下。在ECAE之後，將樣品4-7之材料切割成試片且在以下溫度：200℃、250℃、300℃、350℃、400℃、450℃及500℃下退火1小時。為比較，亦在200℃下對不可熱處理之A15456基底材料ECAE擠壓4次且在與樣品4-7相同之溫度下退火1小時。進行布氏硬度測試且結果展示於圖20中。如圖20中所示，所有樣品4-7在加熱至約300℃之溫度後均展示大於92 HB之布氏硬度且根據上文揭示之參數滿足用作Al合金底板之需求。亦如圖20中所示，具有最佳熱穩定性及強度之樣品組成係樣品4及樣品5。在300℃下，兩種組成之布氏硬度係100-101 HB且在350℃下，其保持在約94.7 HB (亦即大於92 HB)。即使在加熱至400℃與500℃之間的溫度之後仍見到彼等組成之優異硬度。亦如圖20中所示，對於樣品6及樣品7而言，在與皆添加Sc及Zr兩者之樣品5-7比較時，添加0.3 wt.% Sc或0.5 wt.% Sc相比於0.2 wt.% Sc不提供顯著優勢。對於樣品6及樣品7而言，布氏硬度變化在300℃與450℃之間的溫度相似。此可能與以下事實有關：因為0.3 wt.%接近0. 38 wt.%之最大溶解限度且0.5 wt.%略高於0.38 wt.%之最大溶解限度，所以約相同量之Sc (可能低於0.38 wt.%)沈澱於兩種組成中。此資料可表明較長之固溶熱處理或較快之冷卻方法產生溶解於Al中之較大量之Sc。圖21A-21B、22A-22C及23A-23C展示使用光學顯微法攝影之樣品4、樣品5及樣品7之晶粒尺寸。未展示樣品6，此係因為其與樣品5及樣品7相似。圖21A-21B、圖22A-22C及圖23A-23C之資料概括於表8中。

如圖21A-21B、22A-22C及23A-23C中所示，所有樣品之組成達到至少300℃且甚至達到350℃具有次微米級晶粒尺寸。僅具有0.3 wt.%. Sc之樣品4達到425℃具有加強之次微米級晶粒尺寸穩定性，再結晶僅在約425℃下發生。樣品5及樣品7在400℃下具有完全再結晶及細粒(亦即直徑低於10微米)之微觀結構。此資料展示次微米級晶粒尺寸在300℃以及350℃下參與強化Al合金。其亦說明分散膠體固定晶粒界且阻滯晶粒生長之效果。綜上所述，實例5展示針對A15083實例3中所採用之製程對於A15456亦起良好作用。如本文所揭示，此等技術可用於將Al合金與某些合適分散膠體組合且形成藉由對任何充分合金化之Al合金之嚴重塑性變形獲得的次微米級微觀結構。此包括例如選擇1000至8000系列之Al合金作為起始物質。一般而言，多種組成或元素可用於基底Al合金或分散膠體，且可用於根據本文所揭示之方法產生高溫特性。此可允許使用廣泛範圍之Al材料以形成具有專門調適特性之Al合金，且形成目前不可用之材料。可組合形成具有諸如Sc、Zr、Ti、Nb、Ni、Y、Hf、V、Fe、Li、Mn、Cr、Ta、Ce、Pr、Nd、Pm、Sm、Eu、Gd、Tb、Dy、Ho、Er、Tm、Yb及Lu之元素之分散膠體的除Al以外之元素以用於替代應用。實例6：初始組成對具有添加之Sc及/或Zr之A15456及A15083的影響圖24比較針對實例3及實例5中描述之2種基底材料A15083及A15456，對於相似程度之Sc及Zr合金化(亦即0.5 Sc+0.2 Zr及0.3 Sc +0.2 Zr)而言布氏硬度對退火溫度之資料。圖24亦展示經受4次ECAE之後，來自實例3之樣品2及樣品3，及來自實例5之樣品6及樣品7之比較。如圖24中所示，A15456基線材料在低於250℃之溫度下提供較硬材料但在300℃下存在最小益處，該300℃係濺鍍靶材總成之相關溫度。在接近300℃之溫度下此硬度趨平說明以下點。在低於250℃之溫度下，主要強化機制係來自次微米級晶粒尺寸之硬化、來自過渡元素之溶質、不溶性相及可溶性次相之硬化，但非分散膠體。對於此等兩種組成而言，Mg差異強烈促進用於製備此等兩種樣品之材料之強度。因為2個基於A15456之樣品對2個基於A15083之樣品存在更多Mg (3.79%-4.31%對3.32%-3.78%-參見針對此等樣品組成之表3及表7)，所以在2種前者組成中硬度更高。在約250℃下，開始出現三種現象：來自習知元素之強度損失、差排恢復伴隨次微米級晶粒尺寸之少量生長，以及Al₃ (Sc, Zr)分散膠體之成核。對於所有4種組成而言，前兩個因素促進硬度損失至約相同程度。但最後一個現象，亦即分散膠體之成核提高Al合金強度且停止任何進一步晶粒生長。在300℃下，發生分散膠體之峰值老化且為所有四種組成提供可接受之強度。總體而言，此比較展示，可用於在高達300℃之溫度下改進某些材料特性之習知元素(例如Mg)之量存在極限。強化因素保持分散膠體之尺寸及分佈以及次微米級晶粒尺寸。亦如圖24中所示，對於具有最合適組成之樣品2及樣品3而言，4次ECAE對所有所研究之溫度範圍產生較高硬度。此包括高達300℃及350℃之溫度。在300℃一小時，布氏硬度保持高於102-103 HB。即使在350℃一小時，其仍保持高於92 HB，該92 HB係根據本發明方法之用於襯底應用之Al合金的所需硬度。如以上實例中所示，本文所述之方法可用於形成在約300℃至約400℃之溫度下歷時至少一小時之後具有大於80 HB、大於85 HB、或大於90 HB之布氏硬度的Al合金。在不偏離本發明之範疇內的情況下，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。

10‧‧‧濺鍍總成12‧‧‧底板14‧‧‧濺鍍靶材16‧‧‧濺鍍表面18‧‧‧半導體材料晶圓20‧‧‧塗層(或薄膜)22‧‧‧粒子或濺鍍材料40‧‧‧ECAE裝置42‧‧‧模具總成44‧‧‧交叉通道46‧‧‧交叉通道48‧‧‧材料100‧‧‧方法104‧‧‧基底硬化步驟106‧‧‧額外硬化步驟110‧‧‧初始處理112‧‧‧固溶114‧‧‧淬火116‧‧‧嚴重塑性變形118‧‧‧滾軋或鍛造120‧‧‧熱處理步驟122‧‧‧黏結步驟

圖1係一部分物理氣相沈積設備之簡圖。圖2係一部分等通道轉角擠壓(ECAE)設備之簡圖。圖3係形成根據一些實施例之Al合金之方法的流程圖。圖4係實例鋁材料之布氏硬度(Brinnell hardness)對屈服強度之比較。圖5係比較某些鋁合金之溫度對屈服強度之圖示。圖6係比較實例鋁合金之溫度對屈服強度之圖示。圖7係比較某些鋁合金之溫度對屈服強度之圖示。圖8係比較某些鋁材料在各種溫度下之硬度的圖示。圖9係比較某些鋁材料之組成對熱穩定性的圖示。圖10係比較某些鋁材料之組成對硬度的圖示。圖11係比較某些鋁材料之硬度隨在各種溫度下退火一小時而變的圖示。圖12係比較某些鋁材料之硬度隨在各種溫度下退火一小時而變的圖示。圖13A-13D係用光學顯微鏡所採集之各種鋁合金之顯微圖。圖14A-14C係用光學顯微鏡採集之各種鋁合金之顯微圖。圖15係比較各種鋁合金之強度的圖示。圖16係比較某些鋁合金之硬度隨各種退火溫度而變之圖示。圖17係比較某些鋁合金之硬度隨各種退火溫度而變之圖示。圖18係比較某些鋁合金之硬度隨各種退火時間及溫度而變之圖示。圖19係比較某些鋁合金在加熱各種持續時間後之硬度的圖示。圖20係比較某些鋁合金在各種溫度下加熱後之硬度的圖示。圖21A-21B係鋁合金在加熱至各種溫度之後用光學顯微鏡所採集之顯微圖。圖22A-22C係鋁合金在加熱至各種溫度之後用光學顯微鏡所採集之顯微圖。圖23A-23C係鋁合金在加熱至各種溫度之後用光學顯微鏡所採集之顯微圖。圖24係比較某些鋁合金在各種溫度下之硬度的圖示。

10‧‧‧濺鍍總成

12‧‧‧底板

14‧‧‧濺鍍靶材

16‧‧‧濺鍍表面

18‧‧‧半導體材料晶圓

20‧‧‧塗層(或薄膜)

22‧‧‧粒子或濺鍍材料

Claims

一種形成用於濺鍍總成底板之高強度鋁合金之方法，該方法包含：將包括鋁作為主要組分及鈧作為次要組分之鋁材料加熱至該鋁材料之固溶溫度維持一段時間，以使該鈧遍及該鋁材料分散從而形成鋁合金；及使用等通道轉角擠壓法擠壓該鋁合金以形成高強度鋁合金，使得該高強度鋁合金在約300℃至約400℃之溫度下歷時至少一小時之後具有大於40ksi之屈服強度及直徑小於1.0微米之平均晶粒尺寸。
如請求項1之方法，其中該鈧形成遍及該鋁合金之分散膠體。
如請求項1之方法，其中鈧以約0.1wt.%至約15.0wt.%之重量百分比存在於該鋁合金中。
如請求項1之方法，其中鈧以約0.1wt.%至約5.0wt.%之重量百分比存在於該鋁合金中。
如請求項1之方法，其中鈧以約0.1wt.%至約5.0wt.%之重量百分比存在於該鋁合金中且其中該鋁合金進一步包含約0.1wt.%至約5.0wt.%之重量百分比之鋯。
如請求項1之方法，其進一步包含在約300℃至約400℃之溫度下老化該高強度鋁合金至少一小時，使得至少一部分該鈧形成遍及該高強度鋁合金之分散膠體。
如請求項1之方法，其中加熱該鋁材料進一步包含加熱包括鈧及由以下各者組成之群中之至少一個成員的鋁材料：氧化物、碳化物、奈米管、矽化物、富勒烯、鉻、鐵、鉿、錳、鈮、鎳、鈦、釩、釔、鋰、鉭、鉬、鑭、鈰、鐠、釹、鉕、釤、銪、釓、鋱、鏑、鈥、鉺、銩、鐿及鎦。
如請求項1之方法，其中加熱該鋁材料進一步包含加熱鋁材料，該鋁材料包含鈧及形成遍及該鋁合金之分散膠體之第二材料，該第二材料選自由以下組成之群：氧化物、碳化物、奈米管、矽化物、富勒烯、鉻、鐵、鉿、錳、鈮、鎳、鈦、釩、釔、鋰、鉭、鉬、鑭、鈰、鐠、釹、鉕、釤、銪、釓、鋱、鏑、鈥、鉺、銩、鐿及鎦，以及遍及該鋁合金存在之第三材料，該第三材料選自由以下組成之群：鎂、錳、矽、銅、鎳、鉬、鉻、鋅、鋰、釩、鐵、硼、鋯、鉍及鉛。
如請求項1之方法，其中擠壓該鋁合金包含至少四次的等通道轉角擠壓。
如請求項1之方法，其中該高強度鋁合金在約300℃至約400℃之溫度下歷時至少兩小時之後具有大於40ksi之屈服強度。
如請求項1之方法，其中該高強度鋁合金在約350℃至約400℃之溫度下歷時至少一小時之後具有大於40ksi之屈服強度。
一種形成用於濺鍍總成底板之鋁合金之方法，該方法包含：將鈧添加至熔融鋁以形成鋁材料；鑄造該鋁材料；將該鋁材料加熱至約500℃至約650℃之溫度維持約8小時至約120小時，使得至少一部分該鈧遍及該鋁材料溶解以形成鋁合金；淬火該鋁合金，使得該鈧保持遍及該鋁合金溶解；使該鋁合金經受等通道轉角擠壓以形成高強度鋁合金；及使該高強度鋁合金在約300℃至約400℃之溫度下老化至少一小時，使得至少一部分該鈧形成遍及該高強度鋁合金之分散膠體，其中該高強度鋁合金在約300℃至約400℃之溫度下歷時至少一小時之後具有高於40ksi之屈服強度及直徑小於1.0微米之平均晶粒尺寸。
一種濺鍍總成，其包含：靶材；及底板，該底板包含鋁合金，該鋁合金包含：鋁材料，該鋁材料形成以鋁作為主要組分之金屬基質，且含有鈧作為次要組分，鈧按該鋁合金之重量計以約0.1wt.%至約15.0wt.%之重量百分比存在；其中至少一部分該鈧形成遍及該鋁合金分佈之分散膠體；其中在該鋁合金已在約300℃至約400℃之溫度下歷時至少一小時之後，該鋁合金具有大於約40ksi之屈服強度及直徑小於1.0微米之平均晶粒尺寸。
如請求項13之濺鍍總成，其中該鋁合金包括重量百分比為約0.1wt.%至約5.0wt.%之鈧且其中該鋁合金進一步包括重量百分比為約0.1wt.%至約5.0wt.%之鋯。
如請求項13之濺鍍總成，其中該鋁合金包括遍及該鋁合金之第二分散膠體，該第二分散膠體由該鋁材料與第二材料組合形成，其中該第二材料係由以下各者組成之群中之至少一個成員：氧化物、碳化物、奈米管、矽化物、富勒烯、鉻、鐵、鉿、錳、鈮、鎳、鈦、釩、釔、鋰、鉭、鉬、鑭、鈰、鐠、釹、鉕、釤、銪、釓、鋱、鏑、鈥、鉺、銩、鐿及鎦。
如請求項13之濺鍍總成，其中該鋁合金包括遍及該鋁合金之第二分散膠體，該第二分散膠體由該鋁材料與第二材料組合形成，其中該第二材料係由以下各者組成之群中之至少一個成員：氧化物、碳化物、奈米管、矽化物、富勒烯、鉻、鐵、鉿、錳、鈮、鎳、鈦、釩、釔、鋰、鉭、鉬、鑭、鈰、鐠、釹、鉕、釤、銪、釓、鋱、鏑、鈥、鉺、銩、鐿及鎦，及遍及該鋁合金存在之第三材料，該第三材料選自由以下組成之群：鎂、錳、矽、銅、鎳、鉬、鉻、鋅、鋰、釩、鐵、硼、鋯、鉍及鉛。
如請求項13之濺鍍總成，其中在該鋁合金已在約300℃至約400℃之溫度下歷時至少兩小時之後，該鋁合金在室溫下具有至少40ksi之屈服強度。
如請求項13之濺鍍總成，其中在該鋁合金已在約350℃至約400℃之溫度下歷時至少一小時之後，該鋁合金在室溫下具有至少40ksi之屈服強度。