JP2020501021A - 高強度アルミニウム合金のためのｅｃａｅ材料 - Google Patents

Abstract

本明細書では、高強度アルミニウム合金を形成する方法が開示される。方法は、アルミニウム材料を、マグネシウム及び亜鉛が押し出されたアルミニウム材料全体にわたって分散されるように、溶体化時間の間溶体化温度に加熱して、溶体化されたアルミニウム材料を形成することを含む。方法は、溶体化されたアルミニウム材料を急冷して、急冷されたアルミニウム材料を形成することを含む。方法はまた、急冷されたアルミニウム材料を時効処理してアルミニウム合金を形成し、次いでアルミニウム合金にＥＣＡＥプロセスを施して、高強度アルミニウム合金を形成することを含む。【選択図】図１

Description

関連出願の相互参照
本出願は、２０１７年１１月２８日出願の米国特許出願第第１５／８２４，２８３号、及び２０１６年１２月２日出願の仮出願第６２／４２９，２０１号、及び２０１７年５月８日出願の仮出願第６２／５０３，１１１号に対する優先権を主張するものであり、それら全ての全体が参照により本明細書に組み込まれる。

本開示は、例えば高降伏強度を必要とするデバイスに使用され得る高強度アルミニウム合金に関する。より具体的には、本開示は、高降伏強度を有する高強度アルミニウム合金に関し、これは電子デバイスのケース又は囲壁を形成するために使用され得る。ポータブル電子デバイス用の高強度アルミニウム合金及び高強度アルミニウムケース又は囲壁を形成する方法もまた記載される。

ラップトップコンピュータ、携帯電話、及びポータブル音楽デバイスなどのある特定のポータブル電子デバイスのサイズは、一般に減少の傾向にある。デバイスを保持する外側ケース又は囲壁のサイズの減少に対応することが要求されている。一例として、ある特定の携帯電話製造業者は、その電話ケースの厚さを、例えば、約８ｍｍ〜約６ｍｍ減少させている。デバイスケースの厚さなどのサイズを減少させることにより、通常の使用中及び使用しない間の保管中の両方で、特にデバイスケースのたわみに起因する構造的な損傷のリスクの増大に、デバイスを曝し得る。ユーザは、通常の使用中及び使用しない間の保管中にデバイスに機械的なストレスがかかる様式で、ポータブル電子デバイスを取り扱う。例えば、ユーザは、自分のパンツの後側ポケットに携帯電話を入れ、座ることで、デバイスにクラック又は屈曲を引き起こし得る機械的なストレスを電話に与える。したがって、弾性又は塑性たわみ、凹み、及び任意の他の種類の損傷を最小限に抑えるために、デバイスケースを形成するために使用される材料の強度を増大する必要がある。

本明細書では、高強度アルミニウム合金を形成する方法が開示される。方法は、マグネシウム及び亜鉛を含有するアルミニウム材料を、マグネシウム及び亜鉛が、アルミニウム材料全体にわたって分散されるように溶体化時間の間溶体化温度に加熱して、溶体化されたアルミニウム材料を形成することを含む。方法は、溶体化されたアルミニウム材料を、マグネシウム及び亜鉛が溶体化されたアルミニウム材料全体にわたって分散したままであるようにほぼ室温未満に急冷して、急冷されたアルミニウム材料を形成することを含む。方法は、急冷されたアルミニウム材料を時効処理してアルミニウム合金を形成することを更に含む。方法はまた、ある温度でアルミニウム合金を維持しながら、アルミニウム合金にＥＣＡＥプロセスを施して、高強度アルミニウム合金を製造することを含む。

本明細書ではまた、アルミニウム材料を約１００℃〜約４００℃の温度で維持しながら、マグネシウム及び亜鉛を含有するアルミニウム材料に第１の等チャネル角押し出し（ｅｑｕａｌ ｃｈａｎｎｅｌ ａｎｇｕｌａｒ ｅｘｔｒｕｓｉｏｎ、ＥＣＡＥ）プロセスを施して、押し出されたアルミニウム材料を製造することを含む、高強度アルミニウム合金を形成する方法が開示される。方法はまた、押し出されたアルミニウム材料を、マグネシウム及び亜鉛が押し出されたアルミニウム材料全体にわたって分散されるように、溶体化時間の間溶体化温度に加熱して、溶体化されたアルミニウム材料を形成することを含む。方法は、溶体化されたアルミニウム材料を、マグネシウム及び亜鉛が溶体化されたアルミニウム材料全体にわたって分散したままであるようにほぼ室温未満に急冷して、急冷されたアルミニウム材料を形成することを含む。方法は、アルミニウム合金を約２０℃〜１５０℃の温度で維持しながら、急冷されたアルミニウム材料に第２のＥＣＡＥプロセスを施して、高強度アルミニウム合金を形成することを含む。

本明細書ではまた、アルミニウムを主成分として含有するアルミニウム材料を含む高強度アルミニウム合金材料が開示される。アルミニウム材料は、約０．５重量％〜約４．０重量％のマグネシウムと、約２．０重量％〜約７．５重量％の亜鉛とを含有する。アルミニウム材料は、約０．２μｍ〜約０．８μｍの平均粒径、及び約３００ＭＰａ超の平均降伏強度を有する。

多数の実施形態が開示されるが、それでもなお当業者には、本発明の例示的実施形態を示し、説明する以下の詳細な説明から、本発明の他の実施形態が明らかになるであろう。したがって、図面及び詳細な説明は、制限的なものではなく、本質的に実例とみなされるべきである。

高強度アルミニウム合金を形成する方法の一実施形態を示すフローチャートである。 高強度アルミニウム合金を形成する方法の代替的な実施形態を示すフローチャートである。 高強度アルミニウム合金を形成する方法の代替的な一実施形態を示すフローチャートである。 高強度金属合金を形成する方法の代替的な一実施形態を示すフローチャートである。 見本的な等チャネル角押し出しデバイスの概略図である。 熱処理を受けているアルミニウム合金における、例示的な材料変化経路の概略図である。 アルミニウム合金のブリネル硬度を降伏強度と比較するグラフである。 アルミニウム合金の自然時効処理時間をブリネル硬度と比較するグラフである。 熱機械加工用に調製された試料材料の様々な向きを示す概略図である。 本明細書に開示の例示的な方法を使用して加工されたアルミニウム合金の光学顕微鏡画像である。 本明細書に開示の例示的な方法を使用して加工されたアルミニウム合金の光学顕微鏡画像である。 本明細書に開示の例示的な方法を使用して加工されたアルミニウム合金の光学顕微鏡画像である。 本明細書に開示の例示的な方法を使用して加工されたアルミニウム合金の画像である。 本明細書に開示の例示的な方法を使用して加工されたアルミニウム合金の光学顕微鏡画像である。 本明細書に開示の例示的な方法を使用して加工されたアルミニウム合金の光学顕微鏡画像である。 本明細書に開示の例示的な方法を使用して加工されたアルミニウム合金の光学顕微鏡画像である。 本明細書に開示の例示的な方法を使用して加工されたアルミニウム合金の光学顕微鏡画像である。 本明細書に開示の例示的な方法を使用して加工されたアルミニウム合金の材料温度をブリネル硬度と比較するグラフである。 本明細書に開示の例示的な方法を使用して加工されたアルミニウム合金の加工温度を引張強度と比較するグラフである。 本明細書に開示の例示的な方法を使用して加工されたアルミニウム合金の押し出しパス回数を、得られたブリネル硬度と比較するグラフである。 本明細書に開示の例示的な方法を使用して加工されたアルミニウム合金の押し出しパス回数を、得られた引張強度と比較するグラフである。 本明細書に開示の例示的な方法を使用して加工されたアルミニウム合金の、様々な加工ルートを得られた引張強度と比較するグラフである。 本明細書に開示の例示的な方法を使用して加工されたアルミニウム合金の写真である。 本明細書に開示の例示的な方法を使用して加工されたアルミニウム合金の写真である。 本明細書に開示の例示的な方法を使用して加工されたアルミニウム合金の写真である。

発明の詳細な説明

本明細書では、高降伏強度を有するアルミニウム（Ａｌ）合金を形成する方法が開示される。より具体的には、本明細書では、約４００ＭＰａ〜約６５０ＭＰａの降伏強度を有するアルミニウム合金を形成する方法が記載されている。いくつかの実施形態では、アルミニウム合金は、主成分としてアルミニウムと、副次的成分としてマグネシウム（Ｍｇ）及び／又は亜鉛（Ｚｎ）を含有する。例えば、アルミニウムは、マグネシウム及び／又は亜鉛の量を超える量で存在し得る。他の実施例では、アルミニウムは、約７０重量％超、約８０重量％超、又は約９０重量％超の重量百分率で存在し得る。等チャネル角押し出し（ＥＣＡＥ）によることを含む、高強度アルミニウム合金を形成する方法もまた開示される。ある特定の熱処理プロセスと組み合わせた、等チャネル角押し出し（ＥＣＡＥ）によることを含む、約４００ＭＰａ〜約６５０ＭＰａの降伏強度を有する高強度アルミニウム合金を形成する方法もまた開示される。いくつかの実施形態では、アルミニウム合金は、美観的に魅力的であり得る。例えば、アルミニウム合金は、黄色又は黄色がかった色を含み得ない。

いくつかの実施形態では、本明細書に開示の方法は、２．０重量％〜７．５重量％、約３．０重量％〜約６．０重量％、又は約４．０重量％〜約５．０重量％の範囲で亜鉛、及び０．５重量％〜約４．０重量％、約１．０重量％〜３．０重量％、約１．３重量％〜約２．０重量％の範囲でマグネシウムを含有する組成物を有するアルミニウム合金で実行され得る。いくつかの実施形態では、本明細書に開示の方法は、約３：１〜約７：１、約４：１〜約６：１、又は約５：１の亜鉛／マグネシウムの重量比を有するアルミニウム合金で実行され得る。いくつかの実施形態では、本明細書に開示の方法は、マグネシウム及び亜鉛を有し、限定的な濃度で銅（Ｃｕ）を、例えば、１．０重量％未満、０．５重量％未満、０．２重量％未満、０．１重量％未満、又は０．０５重量％未満の濃度で銅を有するアルミニウム合金で実行され得る。

いくつかの実施形態では、本明細書に開示の方法は、アルミニウム−亜鉛合金で実行され得る。いくつかの実施形態では、本明細書に開示の方法は、Ａｌ７０００シリーズのアルミニウム合金で実行され得、約４００ＭＰａ〜約６５０ＭＰａ、約４２０ＭＰａ〜約６００ＭＰａ、又は約４４０ＭＰａ〜約５８０ＭＰａの降伏強度を有するアルミニウム合金を形成し得る。いくつかの実施形態では、本明細書に開示の方法は、Ａｌ７０００シリーズのアルミニウム合金で実行され得、直径１マイクロメートル未満のサブミクロン粒径を有するアルミニウム合金を形成し得る。

マグネシウム及び亜鉛を有する高強度アルミニウム合金を形成する方法１００を図１に示す。方法１００は、工程１１０で出発物質を形成することを含む。例えば、アルミニウム材料は、ビレット形状に鋳造されてもよい。アルミニウム材料は、方法１００中にアルミニウムと合わせてアルミニウム合金を形成するであろう他の元素などの添加物を含んでもよい。いくつかの実施形態では、アルミニウム材料ビレットは、アルミニウム−亜鉛合金などの、マグネシウム及び亜鉛を有するアルミニウム合金の標準的な鋳造法を使用して形成され得る。

形成の後、アルミニウム材料ビレットは、工程１１２で任意選択的な均質化熱処理を施され得る。均質化熱処理は、続く工程でのアルミニウムの熱加工性を改善するために、室温を超える好適な温度で好適な時間の間アルミニウム材料ビレットを保持することによって適用され得る。均質化熱処理の温度及び時間は、具体的には特定の合金に合わせて調整され得る。温度及び時間は、マグネシウム及び亜鉛がアルミニウム材料全体にわたって分散されて溶体化されたアルミニウム材料を形成するように十分であり得る。例えば、マグネシウム及び亜鉛は、溶体化されたアルミニウム材料が実質的に均質であるように、アルミニウム材料全体にわたって分散され得る。いくつかの実施形態では、均質化熱処理に好適な温度は、約３００℃〜約５００℃であり得る。均質化熱処理は、ミクロ偏析及びマクロ偏析で通常樹枝状である鋳放し（ａｓ−ｃａｓｔ）微細構造のサイズ及び均質性を改善し得る。ある特定の均質化熱処理は、構造的均一性、及びビレットのその後の加工性を改善するために実施され得る。いくつかの実施形態では、均質化熱処理は、均質に生じる析出をもたらし得、その後の加工中に、より高い達成可能な強度及びより良好な析出物の安定性に寄与し得る。

均質化熱処理の後、アルミニウム材料ビレットは、工程１１４で溶体化を施され得る。溶体化の最終目的は、亜鉛、マグネシウム、及び銅などの添加元素をアルミニウム材料に溶解してアルミニウム合金を形成することである。好適な溶体化温度は、約４００℃〜約５５０℃、約４２０℃〜約５００℃、又は約４５０℃〜約４８０℃であり得る。溶体化は、ビレットの断面積などのサイズに基づいて好適な持続時間の間実行され得る。例えば、溶体化は、ビレットの断面に応じて、約３０分〜約８時間、１時間〜約６時間、又は約２時間〜約４時間の間実行され得る。一例として、溶体化は、４５０℃〜約４８０℃で最大８時間の間実行され得る。

溶体化には、工程１１６に示されるように急冷が続く場合がある。標準的な金属鋳造では、鋳造片の熱処理は、多くの場合、鋳造片の固相化（すなわち溶体化）温度付近で実行され、続いて鋳造片をほぼ室温以下に急冷することによって鋳造片を急速に冷却する。この急速な冷却は、鋳造片に溶解した任意の元素を、室温でのアルミニウム合金中のその元素の平衡濃度よりも高い濃度で保持する。

いくつかの実施形態では、アルミニウム合金ビレットは急冷された後、工程１１８に示されるように人工時効処理を実行され得る。人工時効処理は、２段階加熱処理を使用して実行され得る。いくつかの実施形態では、第１の熱処理工程は、約８０℃〜約１００℃、約８５℃〜約９５℃、又は約８８℃〜約９２℃の温度で、１時間〜約５０時間、約８時間〜約４０時間、又は約１０時間〜約２０時間の持続時間の間実行され得る。いくつかの実施形態では、第２の熱処理工程は、約１００℃〜約１７０℃、約１００℃〜約１６０℃、又は約１１０℃〜約１６０℃の温度で、２０時間〜約１００時間、約３５時間〜約６０時間、又は約４０時間〜約４５時間の持続時間の間実行され得る。例えば、第１の工程は、約９０℃で約８時間の間実行され得、第２の工程は、約１１５℃で約４０時間以下の間実行され得る。一般に、第１の人工時効熱処理工程は、第２の人工時効熱処理工程が実行される温度及び持続時間よりも低い温度及びより少ない時間で実行され得る。いくつかの実施形態では、第２の人工時効熱処理工程は、マグネシウム及び亜鉛を有するアルミニウム合金をピーク硬度、すなわちピーク時効処理にまで人工的に時効処理するのに好適な条件以下の温度及び時間を含み得る。

人工時効処理の後、アルミニウム合金ビレットは、工程１２０に示されるように等チャネル角押し出し（ＥＣＡＥ）などの過酷な塑性変形を施され得る。例えば、アルミニウム合金ビレットは、正方形又は円形の断面を有するビレットとしてアルミニウム合金を押し出すＥＣＡＥデバイスを通され得る。ＥＣＡＥプロセスは、押し出される特定のアルミニウム合金の溶体化温度と比較して、比較的低温で実行され得る。例えば、マグネシウム及び亜鉛を有するアルミニウム合金のＥＣＡＥは、約０〜約１６０℃、又は約２０℃〜約１２５℃、又はほぼ室温、例えば、約２０℃〜約３５℃の温度で実行され得る。いくつかの実施形態では、押し出されるアルミニウム合金材料及び押し出しダイは、押し出し中にアルミニウム合金材料全体にわたって一貫した温度を確保するために押し出しプロセスが実行される温度で維持され得る。すなわち、押し出しダイは、押し出しプロセス中にアルミニウム合金材料が冷却されるのを防ぐために加熱され得る。いくつかの実施形態では、ＥＣＡＥプロセスは、ＥＣＡＥデバイスを通して１回パス、２回パス以上、又は４回パス以上の押し出しを含み得る。

ＥＣＡＥによる過酷な塑性変形に続いて、アルミニウム合金は、任意選択的に工程１２２で圧延などの更なる塑性変形を受けて、アルミニウム合金の特性が更に調整され得る、及び／又はアルミニウム合金の形状若しくはサイズが変化され得る。冷間加工（延伸など）を使用して特定の形状を提供するか、又はアルミニウム合金ビレットを応力緩和若しくは真直化してもよい。アルミニウム合金がプレートにされるプレート用途では、圧延を使用してアルミニウム合金を成形してもよい。

図２は、高強度アルミニウム合金を形成する方法２００のフローチャートである。方法２００は、工程２１０で出発物質を形成することを含む。工程２１０は、図１に関して本明細書に記載の工程１１０と同じか又は同様であってもよい。いくつかの実施形態では、出発物質は、アルミニウム−亜鉛合金などの、マグネシウム及び亜鉛を有するアルミニウム材料の標準的な鋳造法を使用して形成されたアルミニウム材料ビレットであり得る。

出発物質は、工程２１２で任意選択的に、均質化熱処理を施され得る。この均質化熱処理は、アルミニウムの熱加工性を改善するために、室温を超える好適な温度でアルミニウム材料ビレットを保持することによって適用され得る。均質化熱処理温度は、３００℃〜約５００℃の範囲であってもよく、特定のアルミニウム合金に合わせて具体的に調整されてもよい。

均質化熱処理の後、アルミニウム材料ビレットは、工程２１４で第１の溶体化を施され得る。溶体化の最終目的は、亜鉛、マグネシウム、及び銅などの添加元素を溶解してアルミニウム合金を形成することである。好適な第１の溶体化温度は、約４００℃〜約５５０℃、約４２０℃〜約５００℃、又は約４５０℃〜約４８０℃であり得る。溶体化は、ビレットの断面積などのサイズに基づいて好適な持続時間の間実行され得る。例えば、第１の溶体化は、ビレットの断面に応じて、約３０分〜約８時間、１時間〜約６時間、又は約２時間〜約４時間の間実行され得る。一例として、第１の溶体化は、４５０℃〜約４８０℃で最大８時間の間実行され得る。

第１の溶体化に続いて、工程２１６に示されるように急冷されてもよい。この急速な冷却は、鋳造片に溶解した任意の元素を、室温でのアルミニウム合金中のその元素の平衡濃度よりも高い濃度で保持する。

いくつかの実施形態では、アルミニウム合金ビレットは急冷された後、工程２１８で任意選択的に、人工時効処理を実行され得る。人工時効処理は、２段階加熱処理を使用して実行され得る。いくつかの実施形態では、第１の熱処理工程は、約８０℃〜約１００℃、約８５℃〜約９５℃、又は約８８℃〜約９２℃の温度で、１時間〜約５０時間、約８時間〜約４０時間、又は約８時間〜約２０時間の持続時間の間実行され得る。いくつかの実施形態では、第２の熱処理工程は、約１００℃〜約１７０℃、約１００℃〜約１６０℃、又は約１１０℃〜約１６０℃の温度で、２０時間〜約１００時間、約３５時間〜約６０時間、又は約４０時間〜約４５時間の持続時間の間実行され得る。例えば、第１の工程は、約９０℃で約８時間の間実行され得、第２の工程は、約１１５℃で約４０時間以下の間実行され得る。一般に、第１の人工時効熱処理工程は、第２の人工時効熱処理工程が実行される温度及び持続時間よりも低い温度及びより少ない時間で実行され得る。いくつかの実施形態では、第２の人工時効熱処理工程は、マグネシウム及び亜鉛を有するアルミニウム合金をピーク硬度、すなわちピーク時効処理にまで人工的に時効処理するのに好適な条件以下の温度及び時間を含み得る。

図２に示されるように、工程２１６で急冷の後、又は工程２１８で任意選択的な人工時効処理の後、アルミニウム合金は、工程２２０でＥＣＡＥプロセスなどの第１の過酷な塑性変形プロセスを施され得る。ＥＣＡＥは、正方形又は円形の断面を有するビレットなどの特定の形状へと、アルミニウム合金ビレットをＥＣＡＥデバイスに通すことを含み得る。いくつかの実施形態では、この第１のＥＣＡＥプロセスは、均質化熱処理未満であるがアルミニウム合金の人工時効処理温度を超える温度で実行され得る。いくつかの実施形態では、この第１のＥＣＡＥプロセスは、約１００℃〜約４００℃、又は約１５０℃〜約３００℃、又は約２００℃〜約２５０℃の温度で実行され得る。いくつかの実施形態では、第１のＥＣＡＥプロセスは、合金の微細構造を微細化及び均質化することができ、溶質及びミクロ偏析のより良好な、より均一な分布を提供することができる。いくつかの実施形態では、この第１のＥＣＡＥプロセスは、３００℃よりも高い温度でアルミニウム合金に実施され得る。約３００℃よりも高い温度でアルミニウム合金を加工することにより、鋳造欠陥の回復及び析出物の再分配のための利点を提供することができるが、より粗い粒径をももたらし得、加工条件で実施することがより困難であり得る。いくつかの実施形態では、押し出しプロセス中に、押し出されるアルミニウム合金材料及び押し出しダイは、アルミニウム合金材料全体にわたって一貫した温度を確保するために押し出しプロセスが実施される温度で維持され得る。すなわち、押し出しダイは、押し出しプロセス中にアルミニウム合金材料が冷却されるのを防ぐために加熱され得る。いくつかの実施形態では、第１のＥＣＡＥプロセスは、１回、２回以上、又は４回以上の押し出しパスを含み得る。

いくつかの実施形態では、アルミニウム合金は、第１の過酷な塑性変形の後、工程２２２で第２の溶体化を施され得る。第２の溶体化は、第１の溶体化と同様の温度及び時間条件で、アルミニウム合金で実行され得る。いくつかの実施形態では、第２の溶体化は、第１の溶体化とは異なる温度及び／又は持続時間で実行され得る。いくつかの実施形態では、好適な第２の溶体化温度は、約４００℃〜約５５０℃、約４２０℃〜約５００℃、又は約４５０℃〜約４８０℃であり得る。第２の溶体化は、ビレットの断面積などのサイズに基づいて好適な持続時間の間実行され得る。例えば、第２の溶体化は、ビレットの断面に応じて、約３０分〜約８時間、１時間〜約６時間、又は約２時間〜約４時間の間実行され得る。いくつかの実施形態では、第２の溶体化は、約４５０℃〜約４８０℃で最大８時間の間であり得る。第２の溶体化には、急冷が続く場合がある。

いくつかの実施形態では、アルミニウム合金は、第２の溶体化の後、工程２２６でＥＣＡＥプロセスなどの第２の過酷な塑性変形工程を施され得る。いくつかの実施形態では、第２のＥＣＡＥプロセスは、工程２２０の第１のＥＣＡＥプロセスで使用されるよりも低い温度で実行され得る。例えば、第２のＥＣＡＥプロセスは、０℃超かつ１６０℃未満、又は約２０℃〜約１２５℃、又は約２０℃〜約１００℃、又はほぼ室温、例えば約２０℃〜約３５℃の温度で実行され得る。いくつかの実施形態では、押し出されるアルミニウム合金材料及び押し出しダイは、押し出し中にアルミニウム合金材料全体にわたって一貫した温度を確保するために押し出しプロセスが実行される温度で維持され得る。すなわち、押し出しダイは、押し出しプロセス中にアルミニウム合金材料が冷却されるのを防ぐために加熱され得る。いくつかの実施形態では、第２のＥＣＡＥプロセスは、ＥＣＡＥデバイスを通して１回パス、２回パス以上、又は４回パス以上の押し出しを含み得る。

いくつかの実施形態では、アルミニウム合金は、ＥＣＡＥなどの第２の過酷な塑性変形工程にかけられた後、工程２２８で第２の人工時効処理プロセスが実行され得る。いくつかの実施形態では、人工時効処理は、単一の熱処理工程で実行されてもよく、又は２段階加熱処理を使用して実行されてもよい。いくつかの実施形態では、第１の熱処理工程は、約８０℃〜約１００℃、約８５℃〜約９５℃、又は約８８℃〜約９２℃の温度で、１時間〜約５０時間、約８時間〜約４０時間、又は約８時間〜約２０時間の持続時間の間実行され得る。いくつかの実施形態では、第２の熱処理工程は、約１００℃〜約１７０℃、約１００℃〜約１６０℃、又は約１１０℃〜約１６０℃の温度で、２０時間〜約１００時間、約３５時間〜約６０時間、又は約４０時間〜約４５時間の持続時間の間実行され得る。例えば、第１の時効処理工程は、約９０℃で約８時間の間実行され得、第２の時効処理は、約１１５℃で約４０時間以下の間実行され得る。いくつかの実施形態では、第２の工程は、マグネシウム及び亜鉛を有するアルミニウム合金をピーク硬度、すなわちピーク硬度にまで人工的に時効処理するのに好適な条件以下の温度及び時間を含み得る。

方法２００に続いて、アルミニウム合金は、任意選択的に、圧延などの更なる塑性変形を受けて、アルミニウム合金の形状又はサイズを変化することができる。

高強度アルミニウム合金を形成する方法３００を、図３に示す。方法３００は、工程３１０で出発物質を鋳造することを含み得る。例えば、アルミニウム材料は、ビレット形状に鋳造されてもよい。アルミニウム材料は、方法３１０中にアルミニウムと合わせてアルミニウム合金を形成するであろう他の元素などの添加物を含んでもよい。いくつかの実施形態では、アルミニウム材料ビレットは、アルミニウム−亜鉛合金、例えば、Ａｌ７０００シリーズのアルミニウム合金などの、マグネシウム及び亜鉛を有するアルミニウム合金の標準的な鋳造法を使用して形成され得る。

形成の後、アルミニウム材料ビレットは、工程３１２で任意選択的に均質化熱処理を施され得る。均質化熱処理は、続く工程でのアルミニウムの熱加工性を改善するために、室温を超える好適な温度でアルミニウム材料ビレットを保持することによって適用され得る。均質化熱処理は、アルミニウム−亜鉛合金などの、マグネシウム及び亜鉛を有する特定のアルミニウム合金に合わせて具体的に調整されてもよい。いくつかの実施形態では、均質化熱処理に好適な温度は、約３００℃〜約５００℃であり得る。

均質化熱処理の後、アルミニウム材料ビレットは、工程３１４で任意選択的な第１の溶体化を施されて、アルミニウム合金を形成し得る。第１の溶体化は、工程１１４及び２１４に関して本明細書に記載のものと同様であってもよい。好適な第１の溶体化温度は、約４００℃〜約５５０℃、約４２０℃〜約５００℃、又は約４５０℃〜約４８０℃であり得る。第１の溶体化は、ビレットの断面積などのサイズに基づいて好適な持続時間の間実行され得る。例えば、第１の溶体化は、ビレットの断面に応じて、約３０分〜約８時間、１時間〜約６時間、又は約２時間〜約４時間の間実行され得る。一例として、溶体化は、４５０℃〜約４８０℃で最大８時間の間実行され得る。溶体化には、急冷が続く場合がある。急冷中に急冷することによってアルミニウム合金ビレットを急速に冷却し、アルミニウム合金ビレットは、ほぼ室温以下に冷却される。この急速な冷却は、アルミニウム合金に溶解した任意の元素を、室温でのアルミニウム合金中のその元素の平衡濃度よりも高い濃度で保持する。

いくつかの実施形態では、アルミニウム合金は、急冷された後、工程３１６で任意選択的に人工時効処理を実行され得る。いくつかの実施形態では、人工時効処理は、人工時効処理工程を形成する２つの熱処理工程で実行され得る。いくつかの実施形態では、第１の熱処理工程は、約８０℃〜約１００℃、約８５℃〜約９５℃、又は約８８℃〜約９２℃の温度で、１時間〜約５０時間、約８時間〜約４０時間、又は約８時間〜約２０時間の持続時間の間実行され得る。いくつかの実施形態では、第２の熱処理工程は、約１００℃〜約１７０℃、約１００℃〜約１６０℃、又は約１１０℃〜約１６０℃の温度で、２０時間〜約１００時間、約３５時間〜約６０時間、又は約４０時間〜約４５時間の持続時間の間実行され得る。例えば、第１の工程は、約９０℃で約８時間の間実行され得、第２の工程は、約１１５℃で約４０時間以下の間実行され得る。一般に、第１の人工時効熱処理工程は、第２の人工時効熱処理工程が実行される温度及び持続時間よりも低い温度及びより少ない時間で実行され得る。いくつかの実施形態では、第２の人工時効熱処理工程は、マグネシウム及び亜鉛を有するアルミニウム合金をピーク硬度、すなわちピーク時効処理にまで人工的に時効処理するのに好適な条件以下の温度及び時間を含み得る。

人工時効処理の後、アルミニウム合金ビレットは、工程３１８で第１のＥＣＡＥプロセスなどの過酷な塑性変形を施され得る。例えば、アルミニウム合金ビレットは、正方形又は円形の断面を有するビレットとしてアルミニウム合金を押し出すＥＣＡＥデバイスを通され得る。いくつかの実施形態では、第１のＥＣＡＥプロセスは、高温、例えば、均質化熱処理未満であるが特定のアルミニウム−亜鉛合金の人工時効処理温度を超える温度で実行されてもよい。いくつかの実施形態では、第１のＥＣＡＥプロセスは、約１００℃〜約４００℃、又は約２００℃〜約３００℃の温度で維持されているアルミニウム合金で実行され得る。いくつかの実施形態では、第１のＥＣＡＥプロセスは、３００℃よりも高い温度で維持されているアルミニウム合金で実行され得る。このレベルでの温度は、鋳造欠陥の回復及び析出物の再分配などのある特定の利点を提供することができるが、より粗い粒径をももたらし得、加工条件で実施することがより困難であり得る。いくつかの実施形態では、押し出されるアルミニウム合金材料及び押し出しダイは、押し出し中にアルミニウム合金材料全体にわたって一貫した温度を確保するために押し出しプロセスが実行される温度で維持され得る。すなわち、押し出しダイは、押し出しプロセス中にアルミニウム合金材料が冷却されるのを防ぐために加熱され得る。いくつかの実施形態では、第１のＥＣＡＥプロセスは、ＥＣＡＥデバイスを通して１回パス、２回パス以上、又は４回パス以上の押し出しを含み得る。

いくつかの実施形態では、アルミニウム合金は、過酷な塑性変形の後、工程３２０で第２の溶体化を施され得る。好適な第２の溶体化温度は、約４００℃〜約５５０℃、約４２０℃〜約５００℃、又は約４５０℃〜約４８０℃であり得る。第２の溶体化は、ビレットの断面積などのサイズに基づいて好適な持続時間の間実行され得る。例えば、第２の溶体化は、ビレットの断面に応じて、約３０分〜約８時間、１時間〜約６時間、又は約２時間〜約４時間の間実行され得る。いくつかの実施形態では、第２の溶体化は、約４５０℃〜約４８０℃で最大８時間の間であり得る。第２の溶体化には、急冷が続く場合がある。

いくつかの実施形態では、アルミニウム合金は、第２の溶体化の後に急冷された後、工程３２２で第２の人工時効処理プロセスが実行され得る。いくつかの実施形態では、人工時効処理は、単一の熱処理工程で実行されてもよく、又は２段階加熱処理を使用して実行されてもよい。いくつかの実施形態では、第１の熱処理工程は、約８０℃〜約１００℃、約８５℃〜約９５℃、又は約８８℃〜約９２℃の温度で、１時間〜約５０時間、約８時間〜約４０時間、又は約８時間〜約２０時間の持続時間の間実行され得る。いくつかの実施形態では、第２の熱処理工程は、約１００℃〜約１７０℃、約１００℃〜約１６０℃、又は約１１０℃〜約１６０℃の温度で、２０時間〜約１００時間、約３５時間〜約６０時間、又は約４０時間〜約４５時間の持続時間の間実行され得る。例えば、第１の時効処理工程は、約９０℃で約８時間の間実行され得、第２の時効処理は、約１１５℃で約４０時間以下の間実行され得る。いくつかの実施形態では、第２の工程は、マグネシウム及び亜鉛を有するアルミニウム合金をピーク硬度、すなわちピーク硬度にまで人工的に時効処理するのに好適な条件以下の温度及び時間を含み得る。

いくつかの実施形態では、アルミニウム合金は、第２の人工時効処理の後、工程３２４で第２のＥＣＡＥプロセスなどの第２の過酷な塑性変形プロセスを施され得る。いくつかの実施形態では、第２のＥＣＡＥプロセスは、第１のＥＣＡＥプロセスで使用されるよりも低い温度で実行され得る。例えば、第２のＥＣＡＥプロセスは、０℃超かつ１６０℃未満、又は約２０℃〜約１２５℃、又はほぼ室温、例えば約２０℃〜約３５℃の温度で実行され得る。いくつかの実施形態では、押し出されるアルミニウム合金材料及び押し出しダイは、押し出し中にアルミニウム合金材料全体にわたって一貫した温度を確保するために押し出しプロセスが実行される温度で維持され得る。すなわち、押し出しダイは、押し出しプロセス中にアルミニウム合金材料が冷却されるのを防ぐために加熱され得る。いくつかの実施形態では、第２のＥＣＡＥプロセスは、ＥＣＡＥデバイスを通して１回パス、２回パス以上、又は４回パス以上の押し出しを含み得る。

過酷な塑性変形に続いて、アルミニウム合金は、任意選択的に、工程３２６で圧延などの更なる塑性変形を受けて、アルミニウム合金の形状又はサイズを変化することができる。

高強度アルミニウム合金を形成する方法を、図４に示す。方法４００は、工程４１０で出発物質を形成することを含む。工程４１０は、図１及び図２に関して本明細書に記載の工程１１０又は２１０と同じか又は同様であってもよい。いくつかの実施形態では、出発物質は、マグネシウム及び亜鉛を有するアルミニウム材料の標準的な鋳造法を使用して形成されたアルミニウム材料ビレットであり得る。出発物質が鋳造された後、工程４１２で任意選択的に、均質化熱処理を用いてもよい。工程４１２は、図１及び図２に関して本明細書に記載の工程１１２又は２１２と同じか又は同様であってもよい。

均質化熱処理の後、アルミニウム材料は、工程４１４で第１の溶体化を施されて、アルミニウム合金を形成し得る。好適な第１の溶体化温度は、約４００℃〜約５５０℃、約４２０℃〜約５００℃、又は約４５０℃〜約４８０℃であり得る。第１の溶体化は、ビレットの断面積などのサイズに基づいて好適な持続時間の間実行され得る。例えば、第１の溶体化は、ビレットの断面に応じて、約３０分〜約８時間、１時間〜約６時間、又は約２時間〜約４時間の間実行され得る。一例として、溶体化は、４５０℃〜約４８０℃で最大８時間の間実行され得る。溶体化には、工程４１６に示されるように急冷が続く場合がある。

いくつかの実施形態では、溶体化及び急冷の後、アルミニウム合金ビレットは、工程４１８で過酷な塑性変形プロセスを施され得る。いくつかの実施形態では、過酷な塑性変形プロセスは、ＥＣＡＥであり得る。例えば、アルミニウム合金ビレットは、正方形又は円形の断面を有するＥＣＡＥデバイスを通され得る。例えば、ＥＣＡＥプロセスは、１回以上のＥＣＡＥパスを含み得る。いくつかの実施形態では、ＥＣＡＥプロセスは、０℃超かつ１６０℃未満、又は約２０℃〜約１２５℃、又はほぼ室温、例えば約２０℃〜約３５℃の温度で、アルミニウム合金ビレットで実行され得る。いくつかの実施形態では、押し出されるアルミニウム合金ビレット及び押し出しダイは、ＥＣＡＥ中にアルミニウム合金ビレット全体にわたって一貫した温度を確保するために押し出しプロセスが実行される温度で維持され得る。すなわち、押し出しダイは、押し出しプロセス中にアルミニウム合金が冷却されるのを防ぐために加熱され得る。いくつかの実施形態では、ＥＣＡＥプロセスは、ＥＣＡＥデバイスを通して１回パス、２回パス以上、又は４回パス以上の押し出しを含み得る。

いくつかの実施形態では、アルミニウム合金は、工程４１８で過酷な塑性変形を施された後、工程４２０で人工時効処理を実行され得る。いくつかの実施形態では、人工時効処理は、単一の熱処理工程で実行されてもよく、又は２段階加熱処理を使用して実行されてもよい。いくつかの実施形態では、第１の熱処理工程は、約８０℃〜約１００℃、約８５℃〜約９５℃、又は約８８℃〜約９２℃の温度で、１時間〜約５０時間、約８時間〜約４０時間、又は約８時間〜約２０時間の持続時間の間実行され得る。いくつかの実施形態では、第２の熱処理工程は、約１００℃〜約１７０℃、約１００℃〜約１６０℃、又は約１１０℃〜約１６０℃の温度で、２０時間〜約１００時間、約３５時間〜約６０時間、又は約４０時間〜約４５時間の持続時間の間実行され得る。例えば、第１の時効処理工程は、約９０℃で約８時間の間実行され得、第２の時効処理は、約１１５℃で約４０時間以下の間実行され得る。いくつかの実施形態では、第２の工程は、マグネシウム及び亜鉛を有するアルミニウム合金をピーク硬度、すなわちピーク硬度にまで人工的に時効処理するのに好適な条件以下の温度及び時間を含み得る。

人工時効処理に続いて、アルミニウム合金は、任意選択的に、工程４２２で圧延などの更なる塑性変形を受けて、アルミニウム合金ビレットの形状又はサイズを変化することができる。

図１〜図４に示される方法は、マグネシウム及び亜鉛を有するアルミニウム合金などのアルミニウム−亜鉛合金などの、アルミニウム合金に適用され得る。いくつかの実施形態では、図１〜図４の方法は、高降伏強度（すなわち、４００ＭＰａ〜６５０ＭＰａの降伏強度）、低重量密度（すなわち、約２．８ｇ／ｃｍ^３）、及び複雑な形状への製造の相対的な容易さに起因して、ポータブル電子デバイスケースでの使用に好適なアルミニウム合金に適用することができる。

機械的強度の要件に加えて、アルミニウム合金はまた、色又は色合いなどの特定の美観的外観の要件も満たすことが望ましい場合がある。例えば、ポータブル電子機器の領域では、外側合金ケースに塗料又は他のコーティングを使用することなく、特定の色又は色合いを有することが望ましい場合がある。

多くの場合、銅含有アルミニウム合金は、陽極酸化された後に黄色がかった色を表すことが見出されている。ある特定の用途では、この着色は、マーケティング又は美観的な設計などの様々な理由で望ましくない。したがって、ある特定のアルミニウム−亜鉛合金は、亜鉛（亜鉛）及びマグネシウム（マグネシウム）を主な元素として含有し、より低濃度で銅が存在するので、ある特定の用途には、より良好な候補となり得る。所望の着色特徴を容易にするために、銅のレベルは、比較的低く、好ましくは約０．５重量％未満に維持さればならない。アルミニウム合金中の亜鉛及びマグネシウムの重量百分率及び重量比もまた、注意深く制御され得る。例えば、亜鉛及びマグネシウムは、析出硬化によってアルミニウム合金の強度を増大させるＭｇＺｎ_２などの（ＺｎＭｇ）析出物を形成することによって、強度の増大に関与する。しかしながら、存在する亜鉛及びマグネシウムを過度に有すると、陽極酸化などの特定の製造工程中に応力腐食に対する耐久性が減少する。したがって、好適なアルミニウム合金は、約３：１〜約７：１などの亜鉛対マグネシウムの特定の重量比でバランスのよい組成を有する。加えて、マグネシウム及び亜鉛の全体的な重量百分率を制御してもよい。ほとんどの実施例では、亜鉛は、約４．２５重量％〜約６．２５重量％存在し得、マグネシウムは、約０．５重量％〜約２．０重量％存在し得る。

上に列挙している亜鉛及びマグネシウムの重量百分率を有するアルミニウム合金の鋳放し降伏強度は、約３５０〜３８０ＭＰａであることが見出されている。本明細書に開示の方法を使用すると、亜鉛及びマグネシウム及び低濃度の銅を有するアルミニウム合金の強度を更に増大させ、したがって、得られる合金を電子デバイスケースで使用するために魅力的にすることが可能であることが見出されている。例えば、図１〜４を参照して記載の方法を使用すると、亜鉛及びマグネシウム及び低濃度の銅を有するアルミニウム−亜鉛合金で、４２０ＭＰａ〜５００ＭＰａの降伏強度が達成されている。

本明細書に記載のように、アルミニウム−亜鉛合金の機械的特性は、合金に過酷な塑性変形（ｓｅｖｅｒｅ ｐｌａｓｔｉｃ ｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎ、ＳＰＤ）を施すことによって改善することができる。本明細書で使用するとき、過酷な塑性変形は、材料のバルク片の極端な変形を含む。いくつかの実施形態では、ＥＣＡＥは、本明細書に記載の材料に適用されると、好適なレベルの所望の機械的特性を提供する。

ＥＣＡＥは、実質的に９０°〜１４０°、好ましくは９０°を構成するある特定の角度で接触する、ほぼ等しい断面の２つのチャネルからなる押し出し成形技術である。ＥＣＡＥデバイス５００の例示的なＥＣＡＥの概略を、図５に示す。図５に示されるように、例示的なＥＣＡＥデバイス５００は、一対の交差するチャネル５０４及び５０６を画定する金型アセンブリ５０２を含む。交差するチャネル５０４及び５０６は、断面が同一であるか、又は少なくとも実質的に同一であり、「実質的に同一」という用語は、チャネルがＥＣＡＥ装置の許容可能なサイズ公差内で同一であることを示す。動作中、材料５０８は、チャネル５０４及び５０６を通って押し出される。このような押し出しは、チャネルの横断平面に位置する薄い区域において、全ての層ごとの単純な剪断によって材料５０８の塑性変形をもたらす。チャネル５０４及び５０６が約９０°の角度で交差することが好ましい場合があるが、代替的なツール角度（図示せず）を使用することができることが理解されるべきである。約９０°のツール角度は、典型的には、最適な変形、すなわち真の剪断歪みを生成するために使用される。すなわち、９０°のツール角度を使用すると、真歪みは各ＥＣＡＥパス当たり１．１７である。

ＥＣＡＥはパスごとに高い変形を提供し、ＥＣＡＥのマルチパスを組み合わせて使用して、各パス後のビレットの形状及び体積を変化させることなく、極端なレベルの変形に到達することができる。パスごとにビレットを回転又は反転させることにより、様々な歪み経路を達成することを可能にする。これにより、合金粒の結晶学的テクスチャの形成、及び粒、粒子、相、鋳造欠陥又は析出物などの様々な構造的特徴の形状を制御することができる。結晶粒微細化は、（ｉ）単純な剪断、（ｉｉ）強い変形、及び（ｉｉｉ）マルチパスＥＣＡＥを使用することが可能な様々な歪み経路の利用、の３つの主な要因を制御することによって、ＥＣＡＥを用いて可能である。ＥＣＡＥは、スケーラブルな方法、均一な最終製品、及び最終製品としてモノリシックな材料片を形成する能力を提供する。

ＥＣＡＥはスケーラブルなプロセスであるので、ＥＣＡＥを介して大きなビレットの区画及びサイズを加工することができる。ＥＣＡＥはまた、ビレットの断面を加工中に制御して断面の形状又はサイズの変化を防ぐことができるため、ビレットの断面全体にわたって均一な変形を提供する。また、単純な剪断は、２つのチャネル間の交差する平面において能動的である。

ＥＣＡＥは、変形される材料の中間結合又は切断を伴わない。したがって、ビレットは、材料の本体内に結合された界面を有しない。すなわち、製造された材料は、従来別個の２つ以上の材料片を共に接合した結合線又は界面を有しない、モノリシックな材料片である。多くの場合有害である酸化は界面に位置しやすいため、界面は有害であり得る。例えば、結合線は、クラック又は層間剥離の根源であり得る。更に、結合線又は界面は、非均質な粒径及び析出に関与し、特性の異方性をもたらす。

場合によっては、アルミニウム合金ビレットは、ＥＣＡＥ中にクラックし得る。マグネシウム及び亜鉛を有するある特定のアルミニウム合金では、アルミニウム合金中の亜鉛の高い拡散速度は、加工結果に影響を及ぼし得る。いくつかの実施形態では、ＥＣＡＥを高温で実行することにより、ＥＣＡＥ中のアルミニウム合金ビレットのクラックを回避することができる。例えば、アルミニウム合金ビレットが押し出し中に保持される温度を上昇させることにより、アルミニウム合金の加工性を改善することができ、アルミニウム合金ビレットをより容易に押し出すことができる。しかしながら、アルミニウム合金の温度を上昇させると、一般に望ましくない結晶粒成長をもたらし、熱処理可能なアルミニウム合金では、より高い温度が析出物のサイズ及び分布に影響を及ぼし得る。析出サイズ及び分布の変更は、加工後のアルミニウム合金の強度に有害な影響を有し得る。これは、ＥＣＡＥ中に使用される温度及び時間が、加工されるアルミニウム合金のピーク硬度に対応する温度及び時間を超える、すなわち、ピーク時効処理に対応する温度及び時間の条件を超えるともたらされ得る。したがって、アルミニウム合金へのＥＣＡＥを、アルミニウム合金のピーク時効処理温度に近すぎる温度の合金で実行することは、ビレット表面条件を改善し得る（すなわち、生成される欠陥の数を低減する）場合であっても、ある特定のアルミニウム合金の最終強度を増大させるための好適な技術ではない場合がある。

最初の溶体化及び急冷の後にほぼ室温で保持されたアルミニウム合金でのＥＣＡＥを介して、マグネシウム及び亜鉛を有するアルミニウム合金を加工することにより、アルミニウム合金の強度を増大するために好適なプロセスを提供し得る。この技術は、最初の溶体化及び急冷処理のほぼ直後（すなわち、１時間以内）に、単一のＥＣＡＥパスが行われると、かなり成功し得る。しかしながら、特にＡｌ７０００シリーズ（すなわち、それぞれ約６．０重量％及び４．０重量％の亜鉛及びマグネシウム値）の上限に近い重量濃度で亜鉛及びマグネシウムを有するアルミニウム合金にＥＣＡＥのマルチパスが使用されると、この技術は、一般に成功しない。アルミニウム−亜鉛合金などの、マグネシウム及び亜鉛を有するほとんどのアルミニウム合金では、単一パスＥＣＡＥは、合金強度を十分に増大させないか、又は十分に微細なサブミクロン構造を提供しない場合があることが見出されている。

いくつかの実施形態では、アルミニウム−亜鉛合金が最初の溶体化及び急冷を施されている場合、アルミニウム−亜鉛合金を冷間加工する前に、マグネシウム及び亜鉛及び低濃度の銅を有するアルミニウム合金などのアルミニウム−亜鉛合金で人工時効処理を実施することが有益であり得る。これは、溶体化後のマグネシウム及び亜鉛を有するアルミニウム合金を冷間加工する効果が、Ａｌ２０００合金などのいくつかの他の熱処理可能なアルミニウム合金とは逆であるためである。冷間加工は、例えば過時効処理されたマグネシウム及び亜鉛を有するアルミニウム合金の質別における最大達成可能強度及び強靱性を低減する。アルミニウム−亜鉛合金の人工時効処理前の冷間加工の悪影響は、転位による粗い析出物の核形成に起因する。したがって、溶体化及び急冷の直後かつ時効処理の前にＥＣＡＥを使用するアプローチは、特定のパラメータを必要とし得る。この効果を、以下の実施例に更に示す。

上記の考慮事項を念頭に置いて、特定の加工パラメータは、Ａｌ７０００シリーズ合金などの、マグネシウム及び亜鉛を有するアルミニウム合金での、ＥＣＡＥプロセスの結果を改善し得ることが見出されている。これらのパラメータは、以下に更に概説される。

ＥＣＡＥのプロセスパラメータ
ＥＣＡＥ前の熱処理
ＥＣＡＥを実施する前に、安定なギニアプレストン（Ｇｕｉｎｉｅｒ Ｐｒｅｓｔｏｎ、ＧＰ）ゾーンを生成し、アルミニウム合金中に熱的に安定な析出物を確立することは、加工性を改善し得、例えば、ＥＣＡＥ中のビレットのクラックの低減をもたらし得ることが発見されている。いくつかの実施形態では、これは、ＥＣＡＥを実行する前に人工時効処理などの熱処理を実施することによって達成される。いくつかの実施形態では、人工時効処理は、室温での不安定な析出（自然時効処理とも呼ばれる）の影響を制限する、２段階熱処理を組み込む。加工条件及び熱処理の順序が注意深く制御されない限り、これらの合金はかなり不安定な配列の析出を有し、ＥＣＡＥ中の高い変形により合金が更により不安定になるので、析出を制御することは、マグネシウム及び亜鉛合金を有するアルミニウム合金のＥＣＡＥ加工には重要である。

マグネシウム及び亜鉛を有するアルミニウム合金中の析出に対する、熱及び時間の効果が評価されている。マグネシウム及び亜鉛を有するアルミニウム合金中の析出の配列は、複雑であり、温度及び時間に依存する。まず、溶体化などの高温熱処理を使用して、マグネシウム及び／又は亜鉛などの溶質をアルミニウム合金全体にわたって分配することによって、溶体中に入れる。多くの場合、高温熱処理に続いて、急冷としても知られる水又は油中での急速な冷却によって、溶体中で溶質が保持される。比較的低温で長時間の間、及び適度に高温での人工時効処理の最初の期間中の主な変化は、溶質がかなり豊富なギニアプレストン（ＧＰ）ゾーンと呼ばれるクラスターを形成する、固溶体格子内の溶質原子の再分布である。溶質原子のこの局所的な偏析により、合金格子のひずみが生じる。ゾーンを強化することによる効果は、ＧＰゾーンを切断したときの転位の動きとの更なる干渉をもたらす。室温での時効処理（自然時効処理として定義される）時間と共に徐々に増大する強度は、ＧＰゾーンのサイズの増加に起因している。

時効処理時間又は温度が増加するにつれて、ほとんどの系では、ＧＰゾーンが、固溶体のものとは異なり、また平衡相の構造とも異なる結晶構造を有する粒子に変換されるか又は置き換えられる。これらは、「転移」析出物と呼ばれる。多くの合金では、２つの相が、局所的な弾性歪みを通じたマトリックスの適応によって、ある特定の平面上で整合し続けるように、これらの析出物は、固溶体と結晶学的な向きで特定の関係を有する。これらの「転移」析出物のサイズ及び数が増加するにつれて、転位が析出物を切断し続ける限り、強度は増大し続ける。析出反応の更なる進行は、界面結合の強度が限界を超え、整合性が消失するまで、付随する整合歪みの増加を伴って「転移」相粒子の成長を生じる。これは、通常、「転移」から「平衡」形態への析出の構造変化と一致し、最大強度を得るために最適な条件であるピーク時効処理に相当する。整合性を損失すると、析出物を切断するのではなく、転位ループを周囲に引き起こすのに必要な応力によって強化の効果が引き起こされる。強度は、平衡相粒子の成長及び粒子間間隔の増加に伴って徐々に減少する。この最後の段階は、過時効処理に相当し、いくつかの実施形態では、主な最終目標が最大強度を達成することであるときには好適ではない。

マグネシウム及び亜鉛を有するアルミニウム合金では、ＧＰゾーンは、非常に小さいサイズ（すなわち、１０ｎｍ未満）であり、室温で非常に不安定である。本明細書で提供される実施例に示されるように、急冷の後、合金が室温で数時間保持された後に高レベルの硬化、自然時効処理と呼ばれる現象が生じる。マグネシウム及び亜鉛を有するアルミニウム合金でのこの硬化の１つの理由は、アルミニウム中で最も高い拡散速度を有する元素である亜鉛の素早い拡散速度である。別の要因は、急冷後の高濃度の非平衡空孔の保持に強く影響するマグネシウムの存在である。マグネシウムは、急冷中にマグネシウム−空孔複合体を形成し、それらの保持を容易にする大きな原子径を有する。これらの空孔は、亜鉛がマグネシウム原子周囲のＧＰゾーンに拡散し、ＧＰゾーンを形成するために利用可能である。室温（すなわち人工時効処理）を超える長時間の時効処理時間及び温度は、η’又はＭ’と呼ばれる転移析出物、η又はＭと呼ばれる平衡ＭｇＺｎ_２相の前駆体へとＧＰゾーンを変換する。より高いマグネシウム含有量（例えば、２．０重量％超）を有するアルミニウム合金では、析出配列は、Ｔ’と呼ばれる転移析出物へと変換されるＧＰゾーンを含み、これは、長時間の時効処理時間及び温度で、Ｔと呼ばれる平衡Ｍｇ_３Ｚｎ_３Ａｌ_２析出物となる。Ａｌ７０００中の析出配列は、図６に示すフロー概略図に要約することができる。

図６のフロー概略図に示されるように、ＧＰゾーンは、格子内で均質に核形成し、様々な析出物が連続的に発達する。しかしながら、粒界、亜粒界、転位、及び格子ひずみの存在は、ゾーンの自由エネルギー及び析出形成を変化させ、顕著に不均質な核生成が生じ得る。これは、マグネシウム及び亜鉛を有するアルミニウム合金において、２つの結果を有する。第１に、ＧＰゾーン及び析出物の非均質な分布を作り出す可能性があり、そのいずれかが、冷間加工又は熱間加工中に欠陥の根源となり得る。第２に、境界又は転位で不均質に核形成された析出物は、通常、より大きく、全体の強度にそれほど大きく寄与せず、したがって潜在的に最大達成可能強度を減少させる。これらの効果は、例えば、ＥＣＡＥ中に、少なくとも以下の理由で溶体化及び急冷工程の直後に、極端なレベルの塑性変形が導入されると向上され得る。

第１に、ＥＣＡＥは、不均質な核生成及び析出を向上し得る高レベルの亜粒界、粒界、及び転位を導入し、したがって析出物の非均質な分布をもたらす。第２に、ＧＰゾーン又は析出物は、転位を装飾し得、それらの移動を抑制し得、局所的な延性の低減をもたらす。第３に、室温加工であっても、ＥＣＡＥ中に生じるいくらかのレベルの断熱加熱が存在し、より速い核形成及び析出のためのエネルギーを提供する。これらの相互作用は、各ＥＣＡＥパス中に動的に生じ得る。これは、ＥＣＡＥ中のマグネシウム及び亜鉛を有する溶体化及び急冷されたアルミニウム合金の加工に、潜在的に有害な結果をもたらす。

いくつかの潜在的に有害な結果は、以下のとおりである。局所的延性の損失及び不均質な析出分布に起因して、ビレットの表面がクラックする傾向。この影響は、最上部ビレット表面で最も重大である。使用することができるＥＣＡＥのパス回数の制限。パス回数が増加すると、影響がより重大になり、クラックが起こり易くなる。ＥＣＡＥ中の最大達成可能強度の減少は、部分的には不均質な核生成効果に起因し、部分的にはＥＣＡＥのパス回数が制限されることに起因し、これは粒径微細化の極限レベルに影響を及ぼす。室温（すなわち、自然時効処理中）でさえも析出の速い動態に起因して、溶体化及び急冷されたＡｌ７０００シリーズ合金などのアルミニウム−亜鉛合金の加工で、更に複雑さを生じる。溶体化及び急冷工程とＥＣＡＥとの間の時間を制御することが重要であり得ることが見出されている。いくつかの実施形態では、ＥＣＡＥは、急冷工程の後比較的速やかに、例えば１時間以内に行われてもよい。

安定な析出物は、アルミニウム合金が、その所与の組成物の人工ピーク時効処理に実質的に近い温度及び時間であるときであっても、アルミニウム合金中で熱的に安定な析出物として定義され得る。具体的には、安定な析出物は、室温での自然時効処理中に変化しない析出物である。これらの析出物はＧＰゾーンではないが、代わりに、転移及び／又は平衡析出物（例えば、アルミニウム−亜鉛合金のη’又はＭ’又はＴ’）を含むことに留意されたい。加熱（すなわち人工時効処理）の最終目的は、ＥＣＡＥ中にビレットにクラックをもたらし得る不安定なＧＰゾーンの大部分を排除することであり、安定な転移及び平衡析出物であり得る安定な析出物に不安定なＧＰゾーンを置き換えることである。アルミニウム合金の最終強度を減少させ得る、成長し大きくなりすぎた平衡析出物を主に生成し得るピーク時効処理を超える条件（すなわち、過時効処理条件）に、アルミニウム合金の加熱を回避することも好適であり得る。

これらの制限は、第１のＥＣＡＥパスを実施する前に、不安定なＧＰゾーンの大部分を安定な転移及び／又は平衡析出物に変換することによって回避され得る。これは、例えば、溶体化及び急冷工程の後又は直後であるがＥＣＡＥプロセスの前に、低温熱処理（人工時効処理）を行うことによって達成され得る。いくつかの実施形態では、これは、ほとんどの均質に生じる析出配列をもたらし得、ＥＣＡＥ加工のためにより高い達成可能な強度及び析出物のより良好な安定性に寄与する。更に、熱処理は、材料を８０℃〜１００℃の低温で約４０時間以下の間保持することを含む第１の工程と、マグネシウム及び亜鉛を有する所与のアルミニウム合金のピーク時効処理条件以下の温度及び時間で材料を保持すること、例えば、材料を１００℃〜１５０℃で約８０時間以下保持することを含む第２の工程と、を含む２段階手順からなり得る。第１の低温熱処理工程は、第２の熱処理工程中に温度が上昇したときに安定であるＧＰゾーンの分布を提供する。第２の熱処理工程は、安定な転移及び平衡析出物の所望の最終分布を達成した。

いくつかの実施形態では、低温で最終ＥＣＡＥプロセスを行う前に、均一性を増大し、合金微細構造の所定の粒径を達成することが有利であり得る。いくつかの実施形態では、これは、低減された量のクラックによって実証されるように、ＥＣＡＥ中の合金材料の機械的特性及び加工性を改善し得る。

マグネシウム及び亜鉛を有するアルミニウム合金は、大きな粒径、並びに大量のマクロ偏析及びミクロ偏析を有する不均質な微細構造によって特徴付けられる。例えば、最初の鋳造微細構造は、第２の相の粒子又は共晶相の樹枝状晶間分布を伴い、中心から縁まで徐々に増加する溶質含有量を有する樹枝状構造を有し得る。ある特定の均質化熱処理は、構造の均一性及びその後のビレットの加工性を改善するために、溶体化及び急冷工程の前に実施され得る。冷間加工（延伸など）又は熱間加工はまた、多くの場合、特定のビレット形状を提供するために、又は製品の応力緩和若しくは真直化にも使用される。電話ケースを形成するなどのプレート用途では、圧延が使用され得、溶体化、急冷、及びピーク時効処理などの熱処理後であっても、最終製品における微細構造及び特性の異方性をもたらし得る。典型的には、結晶粒は、圧延方向に沿って伸長されるが、厚さに沿って、並びに圧延方向を横断する方向に沿って平坦化される。この異方性はまた、析出分布、特に粒界に沿って反映される。

いくつかの実施形態では、例えば、Ｔ６５１などの任意の質別を有するマグネシウム及び亜鉛を有するアルミニウム合金の微細構造は、４５０℃未満などの高温での少なくとも単一のＥＣＡＥパスを含む加工シーケンスを適用することによって、分解され、微細化され、より均一化され得る。この工程には、溶体化及び急冷が続く場合がある。別の実施形態では、マグネシウム及び亜鉛を有するアルミニウム合金から作製されたビレットは、第１の溶体化及び急冷工程、続いて１５０℃〜２５０℃の中程度に高温での単一パス又はマルチパスＥＣＡＥ、続いて第２の溶体化及び急冷工程を施され得る。上述の熱的経路、機械的経路のいずれかの後、アルミニウム合金は、人工時効処理の前又は後のいずれかで、低温で更にＥＣＡＥを施されてもよい。具体的には、高温での最初のＥＣＡＥプロセスは、マグネシウム及び亜鉛を有する、溶体化及び急冷されたアルミニウム合金の低温でのその後のＥＣＡＥプロセス中のクラックの低減を助長することが発見されている。この効果は、以下の実施例に更に説明する。

いくつかの実施形態では、ＥＣＡＥを使用して、過酷な塑性変形を付与し、アルミニウム−亜鉛合金の強度を増大させることができる。いくつかの実施形態では、溶体化、急冷、及び人工時効処理が実行された後に、ＥＣＡＥが実施され得る。上述のように、材料が高温である間に実行される最初のＥＣＡＥプロセスは、低温での第２又は最終ＥＣＡＥプロセスの前に、より微細な、より均一な、より等方性の最初の微細構造を作り出すことができる。

ＥＣＡＥでの強化には、２つの主なメカニズムが存在する。第１に、サブミクロンレベル又はナノ結晶粒レベルでの材料セル、亜結晶粒、及び結晶粒などの構造単位の微細化である。これは、粒径又はホールペッチ強化とも呼ばれ、式１を使用して定量化することができる。

式中、σ_ｙが降伏応力であり、σ_ｏが開始応力又は転位移動（又は格子の転位運動に対する抵抗）の材料的な定数であり、ｋ_ｙが強化係数（各材料に特有の定数）であり、ｄが平均粒径である。この式に基づいて、ｄが１マイクロメートル未満であるとき、強化は特に効果的となる。ＥＣＡＥでの強化の第２のメカニズムは、転位硬化であり、これは、ＥＣＡＥプロセス中の高い歪みに起因する、材料のセル、亜結晶粒、又は結晶粒内の多様な転位である。これらの２つの強化メカニズムは、ＥＣＡＥによって促進され、特に溶体化及び急冷を既に施されたアルミニウム−亜鉛合金を押し出すときに、ある特定のＥＣＡＥパラメータを制御してアルミニウム合金に特定の最終強度を生成することができることが発見されている。

第１に、ＥＣＡＥに使用される温度及び時間は、マグネシウム及び亜鉛を有する所与のアルミニウム合金のピーク時効処理の条件に対応するもの未満であってもよい。これは、マルチパスを含むＥＣＡＥプロセスが実施されるときに、押し出される材料を所望の温度で維持するために、ＥＣＡＥ中のダイ温度の制御することと、各ＥＣＡＥパスの間の中間熱処理を潜在的に用いることとの両方を伴う。例えば、押し出される材料は、各押し出しパス間で約２時間の間、約１６０℃の温度で維持され続けてもよい。いくつかの実施例では、押し出される材料は、各押し出しパス間で約２時間の間、約１２０℃の温度で維持され続けてもよい。

第２に、いくつかの実施形態では、最高強度を得るために、ＥＣＡＥ中に可能な限り低い温度で押し出される材料の温度を維持することが有利であり得る。例えば、押し出される材料は、ほぼ室温で維持されてもよい。これにより、形成された転位の数の増加がもたらされ得、より効率的な結晶粒微細化を生じ得る。

第３に、ＥＣＡＥマルチパスを実施することが有利であり得る。例えば、いくつかの実施形態では、ＥＣＡＥプロセス中に２回以上のパスを使用してもよい。いくつかの実施形態では、３回以上、又は４回以上のパスを使用してもよい。いくつかの実施形態では、ＥＣＡＥの多数回パスは、より等軸の高傾角境界を有するより均一かつ微細な微細構造、並びに押し出された材料に優れた強度及び延性をもたらす転位を提供する。

いくつかの実施形態では、ＥＣＡＥは、少なくとも以下の様式で結晶粒微細化及び析出に影響を及ぼす。いくつかの実施形態では、ＥＣＡＥは、粒界の体積の増加、及びサブミクロンでＥＣＡＥ加工された材料に貯蔵されたより高い機械的エネルギーに起因して、押し出し中により速い析出を生じさせることが見出されている。加えて、析出物の核形成及び成長に関連する拡散プロセスが向上される。これは、残りのＧＰゾーン又は転移析出物の一部が、ＥＣＡＥ中に平衡析出物に動的に変換されることができることを意味する。いくつかの実施形態では、ＥＣＡＥは、より均一かつより微細な析出物を生成することが見出されている。例えば、非常に微細な析出物のより均一な分布は、高傾角境界により、ＥＣＡＥサブミクロン構造中で達成することができる。析出物は、転位及び粒界を装飾及びピニングすることによってアルミニウム合金の最終的な強度に寄与することができる。より微細でより均一な析出物は、押し出されたアルミニウム合金の最終強度の全体的な増大をもたらし得る。

成功を更に増加させるように制御され得る、ＥＣＡＥプロセスの追加のパラメータが存在する。例えば、押し出される材料のクラック形成を回避するために、押し出し速度を制御してもよい。第２に、好適なダイ設計及びビレット形状はまた、材料のクラック形成を低減するのを補助することができる。

いくつかの実施形態では、アルミニウム合金を最終製造形状へと機械加工する前に、アルミニウム合金を最終的なビレット形状に近づけるために、アルミニウム合金がＥＣＡＥを受けた後で、追加の圧延及び／又は鍛造が使用され得る。いくつかの実施形態では、追加の圧延又は鍛造工程は、合金材料の微細構造内により多くの転位を導入することによって、更なる強度を加えることができる。

以下に記載の実施例では、ブリネル硬度を初期試験として使用して、アルミニウム合金の機械的特性を評価した。以下に含まれる実施例では、ブリネル硬度試験機（Ｉｎｓｔｒｏｎ（登録商標）（所在地ＮＯＲＷＯＯＤ、ＭＡ）から入手可能）を使用した。試験機は、固定直径（１０ｍｍ）の炭化物ボールに所定の負荷（５００ｋｇｆ）を印加し、これをＡＳＴＭ Ｅ１０規格に記載されるように、手順ごとに所定の時間（１０〜１５秒）保持する。ブリネル硬度の測定は、比較的簡単な試験方法であり、引張試験よりも速い。それを使用して、次いで、更なる試験のために分離され得る好適な材料を識別するための初期評価を形成することができる。材料の硬度は、標準的な試験条件下での表面くぼみに対するその抵抗である。これは、局所的塑性変形に対する材料の抵抗の尺度である。硬度インデンターを材料に押し込むことは、インデンターが型押しされる場所における材料の塑性変形（移動）を伴う。材料の塑性変形は、試験される材料の強度を超えてインデンターへ印加される力の量の結果である。したがって、硬度試験インデンターの下で塑性変形される材料が少ないほど、材料の強度が高くなる。同時に、少ない塑性変形は、より浅い、硬度による型押しをもたらすので、得られる硬度数はより高い。これは全体的な関係を提供し、材料の硬度が高いほど、期待強度が高くなる。すなわち、硬度と降伏強度の両方は、塑性変形に対する金属の抵抗の指標である。したがって、これらはほぼ比例している。

引張強度は、通常、降伏強度（ｙｉｅｌｄ ｓｔｒｅｎｇｔｈ、ＹＳ）及び極限引張強度（ｕｌｔｉｍａｔｅ ｔｅｎｓｉｌｅ ｓｔｒｅｎｇｔｈ、ＵＴＳ）の２つのパラメータによって特徴付けられる。最終引張強度は、引張試験中の最大測定強度であり、明確に定義された点で生じる。降伏強度は、塑性変形が顕著になり、引張試験下で顕著になる応力の量である。弾性歪みが終わり、塑性歪みが始まる工学的応力−歪み曲線上の明確な点が通常は存在しないため、降伏強度は、明確な量の塑性歪みが生じるその強度となるように選択される。一般的な工学的構造設計では、降伏強度は、０．２％の塑性歪みが起こったときに選択される。０．２％の降伏強度又は０．２％のオフセット降伏強度は、試料の元の断面積から０．２％オフセットして計算する。使用され得る式は、ｓ＝Ｐ／Ａであり、式中、ｓは降伏応力又は降伏強度であり、Ｐは負荷であり、Ａは負荷が印加される面積である。

降伏強度は、粒径及び相径及び分布などの他の微細構造的な要因に起因して、極限引張強度よりも左右されやすいことに留意されたい。しかしながら、特定の材料の降伏強度とブリネル硬度との間の関係を測定し、観察と実験によりチャートにし、次いで得られたチャートを使用して、方法の結果の初期評価を提供することが可能である。このような関係を、以下の材料及び実施例について評価した。データをグラフにし、結果を図７に示す。図７に示されるように、評価された材料について、約１１１ＨＢを超えるブリネル硬度が３５０ＭＰａを超えるＹＳに相当し、約１２２ＨＢを超えるブリネル硬度が４００ＭＰａを超えるＹＳに相当すると決定した。

以下の非限定的な実施例は、本発明の様々な特徴及び特性を説明するものであり、これらに限定されるものではない。

実施例１：マグネシウム及び亜鉛を有するアルミニウム合金の自然時効処理
主成分としてアルミニウム、並びに副次的成分としてマグネシウム及び亜鉛を有するアルミニウム合金における、自然時効処理の効果を評価した。この最初のアッセイでは、低い銅重量百分率、及び約３：１〜４：１の亜鉛対マグネシウムの比により、Ａｌ７０２０を選択した。上述のように、これらの要因は、デバイスケーシングなどの用途のための美観的外観に影響を及ぼす。試料合金の組成をアルミニウムの他の組成と共に、表１に表す。亜鉛（４．８重量％）及びマグネシウム（１．３重量％）は、最高濃度で存在する２つの合金元素であり、銅含有量は低い（０．１３重量％）ことに留意するべきである。

受け取ったままのＡｌ７０２０材料を４５０℃で２時間保持することによって、材料に溶体化熱処理を施し、次いで冷水で急冷した。次いで、試料材料を室温（２５℃）で数日間維持した。室温で数日間貯蔵した（いわゆる自然時効処理）後、ブリネル硬度を使用して、試料材料の機械的特性の安定性を評価した。硬度データを、図８に提示する。図８に示されるように、室温で１日のみの後、硬度６０．５ＨＢ〜約７６．８ＨＢで既に実質的な増加、約３０％の増加があった。室温で約５日後、硬度は９６．３ＨＢに到達し、かなり安定したままであり、２０日間にわたって測定したところ最小限の変化を示した。硬度の増加率は、Ａｌ７０２０の不安定な過飽和溶体及び析出シーケンスを示している。この不安定な過飽和溶体及び析出シーケンスは、多くのＡｌ７０００シリーズ合金の特徴である。

実施例２：最初の合金材料の微細構造における異方性の実施例
実施例１で形成したアルミニウム合金を熱間圧延して、合金材料をビレットに形成し、続いて溶体化、急冷、開始長さよりも２．２％超増加して延伸することによる応力緩和、及び人工ピーク時効処理を含む熱機械加工をＴ６５１質別に施した。得られた材料の測定された機械的特性を、表２に列挙する。Ａｌ７０２０材料の降伏強度、極限引張強度、及びブリネル硬度は、それぞれ３４７．８ＭＰａ、３９６．５ＭＰａ、及び１０８ＨＢである。張力試験は、室温でねじ付き端部を有する丸い張力バーを使用して、実施例の材料で行った。張力バーの直径は０．２５０インチであり、ゲージは長さ１．０００インチであった。丸い張力試験試料片の形状は、ＡＳＴＭ規格Ｅ８に記載されている。

図９は、ビレット６０２の上面６０４の向きを示すための例示的なビレット６０２の平面を示す。矢印６０６は、圧延及び延伸の方向を示す。第１の側面６０８は、圧延方向に対して平行かつ上面６０４に対して垂直な平面にある。第２の側面６１０は、矢印６０６の圧延方向及び上面６０４に対して垂直な平面にある。矢印６１２は、第１の側面の平面に対して直角方向を示し、矢印６１４は、第２の側面６１０の平面に対して直角方向を示す。実施例２からのＡｌ７０２０材料の結晶粒構造の光学顕微鏡画像を図１０Ａ〜図１０Ｃに示す。図１０Ａ〜図１０Ｃは、図９に示される３つの平面を横断するＴ６５１質別を有するＡｌ７０２０の微細構造を示す。光学顕微鏡を粒径分析に使用した。図１０Ａは、図９に示される上面６０４のｘ１００倍率での光学顕微鏡画像である。図１０Ｂは、図９に示される第１の側面６０８のｘ１００倍率での光学顕微鏡画像である。図１０Ｃは、図９に示される第２の側面６１０のｘ１００倍率での光学顕微鏡画像である。

図１０Ａ〜図１０Ｃに示されるように、細長い結晶粒からなる異方性の繊維状微細構造が検出されている。元の結晶粒は、圧延方向に対して垂直な方向であるビレット厚さ全体にわたって圧縮され、熱機械加工中に圧延方向に沿って伸長される。上面を横切って測定される粒径は、大きく、直径が非均一な約４００〜６００μｍであり、平均粒長対厚さのアスペクト比が大きく７：１〜１０：１の範囲を有する。粒界は、図１０Ｂ及び図１０Ｃに示される２つの他の面に沿って分解することが困難であるが、薄い平行なバンドによって例示されているように、激しい伸長及び圧縮を明確に実証している。この種類の大きく非均一な微細構造は、マグネシウム及び亜鉛を有し、Ｔ６５１などの規格質別を有するアルミニウム合金に特徴的である。

実施例３：可溶化及び急冷されたＡｌ７０２０材料のＥＣＡＥ
実施例２と同じ組成及びＴ６５１質別を有するＡｌ７０２０材料のビレットに、４５０℃の温度で２時間の溶体化、及び直後に冷水での急冷を施した。このプロセスは、アルミニウム材料マトリックス中の固溶体中で、亜鉛及びマグネシウムなどの溶質として添加された元素の最大数を保持するために実行した。この工程はまた、アルミニウム材料中に存在する（ＺｎＭｇ）析出物を溶解して固溶体に戻すと考えられる。得られたＡｌ７０２０材料の微細構造は、質別Ｔ６５１を有し、最初の圧延方向に対して平行な大きな細長い結晶粒からなるアルミニウム材料について、実施例２に記載したものと非常に類似していた。唯一の違いは、微細な可溶性析出物の不在である。光学顕微鏡が１マイクロメートル未満の分解能限界であるため、可溶性析出物は、光学顕微鏡によっては目視できず、大きな（すなわち直径１マイクロメートル超の）非可溶性析出物のみが目視できる。したがって、実施例３の結果は、溶体化及び急冷工程後に、最初のＴ６５１微細構造の粒径及び異方性が変化のないままであったことを示している。

次いで、Ａｌ７０２０材料を、３つのビレット、すなわち正方形の断面及び断面を超える長さを有するバーに成形し、次いでビレットにＥＣＡＥを実施した。第１のパスは、自然時効処理の影響を最小限に抑えるために、溶体化及び急冷後３０分以内に実施した。更に、ＥＣＡＥを室温で行って、析出に対する温度効果を制限した。図１１は、Ａｌ７０２０の、１回パスを受けた後の第１のビレット６２０、２回パスを受けた第２のビレット６２２、及び３回パスを受けた第３のビレット６２４の写真を示す。ＥＣＡＥプロセスは、１回パス後の第１のビレット６２０では成功した。すなわち、図１１に示されるように、ビレットは、ＥＣＡＥの１回パス後にクラックしなかった。しかしながら、２回パスを施した第２のビレット６２２では、ビレットの上面で激しく局在化したクラックが生じた。図１１は、２回パス後に発達した第２のビレット６２２のクラック６２８を示す。図１１にも示されるように、３回パスを施した第３のビレット６２４もまた、クラック６２８を呈した。図１１に示されるように、クラックは、１つのマクロクラック６３０が第３のビレット６２４の厚さ全体にわたり、ビレットを２片に分割する程度に強まった。

試料を９０℃で８時間保持する第１の熱処理工程、続いて試料を１１５℃で４０時間保持する第２の熱処理工程からなる２段階ピーク時効処理を、３つの試料ビレットに更にかけた。表３は、第１のビレット６２０のブリネル硬度データ、並びに引張データを表す。第２のビレット６２２及び第３のビレット６２４は、深すぎるクラックを有し、これらの試料には機械引張試験を行うことができなかった。試料材料での全ての測定は、室温で行った。

表３に示されるように、ＥＣＡＥのパス回数の増加に伴って、約１２７〜１３８の硬度の着実な増加を記録した。この増加は、実施例２に示されるように、Ｔ６５１質別の条件のみを有する材料の硬度値よりも高い。１回パス後の第１の試料の降伏強度データはまた、Ｔ６５１質別のみを有する材料と比較すると、硬度の増加も示している。すなわち、降伏強度は、３４７．８ＭＰａから３８２ＭＰａに増大した。

この実施例は、ＥＣＡＥが、アルミニウム−亜鉛合金の強度を改善する能力、並びにＥＣＡＥ加工中のビレットのクラックに起因するある特定の制限を実証している。次の実施例は、低温でのＥＣＡＥ中の全体的な加工を改善して、その結果、材料をクラックさせることなく材料強度を向上させる技術を示す。

実施例４：溶体化及び急冷されたままの試料の多工程ＥＣＡＥ−最初の粒径及び異方性の影響
加工結果に対する最初の微細構造の潜在的な影響を評価するために、実施例１及び２のＴ６５１質別を有するＡｌ７０２０材料を、実施例３よりもより複雑な熱機械加工経路にかけた。この実施例では、各工程がマルチパスを有するＥＣＡＥサイクルを含む２つの工程で、１つは溶体化及び急冷工程の前、１つは後にＥＣＡＥを実施した。第１のＥＣＡＥサイクルは、溶体化及び急冷工程の前後に微細構造を微細化及び均質化することを目的としたが、第２のＥＣＡＥサイクルは、実施例３のように最終強度を改善するために低温で行った。

以下のプロセスパラメータを、第１のＥＣＡＥサイクルに使用した。変形の均一性、結果として微細構造の均一性を改善するために、各パスごとにビレットを９０度回転させてＥＣＡＥの４回パスを使用した。これは、マルチパスＥＣＡＥ中に、能動的な剪断平面の３次元ネットワークに沿って単純な剪断が促進されることによって達成される。ビレットを形成したＡｌ７０２０材料は、ＥＣＡＥ全体にわたって１７５℃の加工温度で維持した。この温度は、ＥＣＡＥ後にサブミクロン結晶粒を得るのに十分低いが、ピーク時効処理温度を超えるため、ＥＣＡＥプロセスにとって好ましい、全体的に低い強度及びより高い延性を提供するので、選択した。Ａｌ７０２０材料ビレットは、この第１のＥＣＡＥサイクル中にいかなるクラックも被らなかった。

第１のＥＣＡＥプロセス後、実施例３に記載のものと同じ条件を使用して溶体化及び急冷を実行した（すなわち、ビレットを４５０℃で２時間保持し、続いて直後に冷水で急冷した）。得られたＡｌ７０２０材料の微細構造を光学顕微鏡によって分析し、図１２Ａ及び図１２Ｂに示す。図１２Ａは、ｘ１００倍率での得られた材料であり、図１２Ｂは、ｘ４００倍率での同じ材料である。図１２Ａ及び図１２Ｂに示されるように、得られた材料は、全ての方向において材料全体にわたって１０〜１５μｍの微細な等方性粒径で構成されている。この微細構造は、最初にＥＣＡＥによって形成されたサブミクロン結晶粒の再結晶化及び成長によって、高温溶体熱処理中に形成された。図１２Ａ及び図１２Ｂに示されるように、得られた材料は、実施例３の溶体化及び急冷された最初の微細構造よりも、はるかに微細である結晶粒を含有し、材料は、全ての方向でより良好な等方性を有する。

溶体化及び急冷の後、今回は、第１のＥＣＡＥプロセスで使用されるよりも低温で、再びＥＣＡＥの別のプロセスを介して試料を変形させた。比較のために、実施例３で使用した同じプロセスパラメータをこの第２のＥＣＡＥプロセスで使用した。第２のＥＣＡＥプロセスは、急冷工程後に可能な限りすぐに（すなわち、急冷の３０分以内）２回パスを室温で実施した。全体的なＥＣＡＥ加工は、より低温のＥＣＡＥプロセスとして第２のＥＣＡＥプロセスを使用すると改善された結果を有することが発見された。具体的には、実施例３とは異なり、実施例４のビレットは、より低温でＥＣＡＥの２回パスをビレット材料に行った後にクラックしなかった。表４は、試料材料にＥＣＡＥの２回パスを施した後に収集した引張データを示している。

表４に示されるように、得られた材料はまた、Ｔ６５１質別の条件のみを有する材料を上回る実質的な改善を有した。すなわち、２工程ＥＣＡＥプロセスを受けたＡｌ７０２０材料は、４１６ＭＰａの降伏強度及び４４０ＭＰａの極限引張強度を有した。

実施例４は、ＥＣＡＥ前の材料の粒径及び等方性が、加工結果及び達成可能な極限強度に影響を及ぼすことができることを実証している。比較的中程度の温度（約１７５℃）でのＥＣＡＥは、Ａｌ７０００合金材料の構造を、分解、微細化、及び均一化し、更なる加工のために材料をより良好にする有効な方法であり得る。ＥＣＡＥを用いてＡｌ７０００を加工するための他の重要な要因は、ＥＣＡＥ処理の前にＧＰゾーン及び析出物の安定化である。これについては、以下の実施例で更に説明する。

実施例５：Ｔ６５１質別のみを有する人工的に時効処理されたＡｌ７０２０試料のＥＣＡＥ
この実施例では、実施例１のＡｌ７０２０合金材料に、溶体化、急冷、開始長さを２．２％超える延伸による応力緩和、及び人工ピーク時効処理を含む最初の加工をかけた。このＡｌ７０２０材料の人工ピーク時効処理は、９０℃で８時間の第１の熱処理、続いて１１５℃で４０時間の第２の熱処理を含む２段階手順からなり、これはこの材料のＴ６５１質別と同様である。ピーク時効処理は、急冷工程後数時間以内に開始した。得られた材料のブリネル硬度を１０８ＨＢで測定し、降伏強度は３４７ＭＰａ（すなわち、実施例２の材料と同様）であった。第１の熱処理工程は、第２の熱処理の前のＧＰゾーンの分布を安定化し、自然時効処理の影響を抑制するために使用する。この手順は、均質な析出を助長し、析出からの強化を最適化することが見出された。

次いで、人工ピーク時効処理後に低温ＥＣＡＥを行った。２つのＥＣＡＥプロセスパラメータを評価した。最初に、ＥＣＡＥのパス数を変更した。１回、２回、３回、及び４回パスについて試験した。全てのＥＣＡＥサイクルでは、材料ビレットを各パスごとに９０度回転させた。第２に、ＥＣＡＥ中の材料温度の影響を変更した。ＥＣＡＥダイ及びビレットの評価した温度は、２５℃、１１０℃、１３０℃、１５０℃、１７５℃、２００℃、及び２５０℃であった。強化に対する効果を評価するために、ある特定の加工条件の後、試料材料のブリネル硬度及び引張データの両方を室温で取った。光学顕微鏡を使用して、得られた材料の試料の画像を作成し、図１３Ａ及び図１３Ｂに示す。

最初の観察では、試料ビレットのいずれの材料でも、室温でＥＣＡＥ処理を受けたビレットでさえも、クラックが観察されなかった。不安定な溶体化及び急冷状態の直後にＥＣＡＥを行うこの実施例は、実施例３と対照的であり、第２及び第３の試料でクラックが生じた。この結果は、ＡＬ７０００合金材料の加工に対するＧＰゾーン及び析出物の安定化の効果を示している。２つの主な構成元素、亜鉛及びマグネシウムの性質及び速い拡散に起因して、この現象は、Ａｌ７０００合金に非常に特異的である。

図１３Ａ及び図１３Ｂは、光学顕微鏡法によって分析されたＥＣＡＥ後の典型的な微細構造を示す。図１３Ａは、室温でＥＣＡＥの４回パスを施した後、及び２５０℃で１時間保持した後の、室温での材料を示す。図１３Ｂは、室温でＥＣＡＥの４回パスを施した後、及び３２５℃で１時間保持した後の、室温での材料を示す。これらの画像から、サブミクロン粒径は最大約２５０℃で安定であることが発見された。この温度範囲では、粒径はサブミクロンであり、光学顕微鏡法によって分解されるには小さすぎる。約３００℃〜約３２５℃では、完全な再結晶が生じ、サブミクロン粒径は、約５〜１０μｍの粒径を有する均一かつ微細な再結晶化微細構造に成長している。この粒径は、溶体化の典型的な温度範囲にある４５０℃程度の熱処理（実施例４を参照されたい）の後にわずか１０〜１５μｍにまでしか成長しない。この構造研究は、ＥＣＡＥによる粒径の微細化に起因する硬化が、ＥＣＡＥが約２５０℃〜２７５℃未満の温度で実施されるとき、すなわち、粒径がサブミクロンであるときに、最も効果的であるであろうことを示している。

表５は、ＥＣＡＥ中にＡｌ７０２０合金材料の温度を変更する結果として、ブリネル硬度及び引張強度の測定結果を包含する。

図１４及び図１５は、最終ブリネル硬度及び引張強度に対するＥＣＡＥ温度の効果を示すグラフとして、実施例５で形成された材料の測定結果を示している。図１４及び図１５に示される全ての試料に、３０分〜１時間の短い継続期間の間、所与の温度で中間アニーリングを用いたＥＣＡＥを合計４回パス施した。図１４に示されるように、硬度は、押し出し中の材料温度が約１５０℃以下で材料がＥＣＡＥを受けたときに、Ｔ６５１質別のみを有する材料を超える。更に、ビレット材料の加工温度が低減されるにつれて強度及び硬度が高くなり、最大の増加は１５０℃〜約１１０℃で示された。最大の最終強度を有した試料は、室温でビレット材料を用いてＥＣＡＥを受けた試料であった。図１５及び表５に示されるように、この試料は、約１４０ＨＢのブリネル硬度、並びにそれぞれ４８８ＭＰａ及び４９３ＭＰａに等しいＹＳ及びＵＴＳを結果的に有した。これは、規格Ｔ６５１質別のみを有する材料を超える、降伏強度のほぼ４０％の増加を示している。この材料のピーク時効処理温度付近である１１０℃であっても、ＹＳ及びＵＴＳはそれぞれ４４７ＭＰａ及び４８３ＭＰａである。これらの結果のいくつかを、以下のように説明することができる。

Ａｌ７０２０合金材料を約１１５℃〜１５０℃の温度で数時間保持することは、ピーク強度を与える、ピーク時効処理の条件中よりも大きく析出物が成長したとき、Ａｌ７０００合金の過時効処理に相当する。約１１５℃〜約１５０℃の温度では、ＥＣＡＥ押し出し材料は、Ｔ６５１質別のみを受けた材料よりも依然として強く、これはＥＣＡＥに起因する粒径の硬化によって過時効処理に起因する強度損失が補われるためである。過時効処理に起因する強度損失は急速であり、図１４に示されるように、材料が１１０℃〜約１５０℃に昇温して保持されると、低下する最終強度を説明する。約２００℃〜約２２５℃を超えると、強度損失は、過時効処理によってだけでなく、サブミクロン粒径の成長によっても引き起こされる。この効果はまた、再結晶が生じ始める２５０℃を超える温度でも観察される。

約１１０℃〜約１１５℃の温度は、Ａｌ７０００のピーク時効処理の条件（すなわち、Ｔ６５１質別）に近いものであり、Ｔ６５１質別のみを有する材料の強度を超えて増加した強度は、主に、ＥＣＡＥによる粒径及び転位硬化に起因する。Ａｌ７０２０合金材料が約１１０℃〜約１１５℃未満の温度であると、析出物は安定であり、ピーク時効処理条件にある。材料が室温付近の温度まで低下すると、より多くの転位及びより微細なサブミクロン粒径が生成されるため、ＥＣＡＥ硬化はより効果的になる。材料がほぼ室温で加工されるときの強度の増加率は、約１１０℃〜１５０℃の温度と比較してより緩やかである。

図１６及び図１７並びに表６は、Ａｌ７０２０合金の達成可能な強度に対するＥＣＡＥのパス回数の効果を示している。

図１６及び図１７のグラフにデータを作成するために使用した試料を、室温で試料材料を用いて押し出し、ビレットを各パスごとに９０度回転させた。強度及び硬度の緩やかな増加は、ＥＣＡＥのパス回数が増加するにつれて観察された。強度及び硬度の最大増加は、材料が１回〜２回パスを受けた後に生じた。全ての場合において、最終降伏強度は、それぞれ１回、２回、３回、及び４回パスの後、４００ＭＰａ超、具体的には４０８ＭＰａ、４６９ＭＰａ、４７５ＭＰａ、及び４８８ＭＰａであった。この実施例は、転位生成、並びに新たな粒界の相互作用及び生成を含むサブミクロン粒径への微細化のメカニズムが、ＥＣＡＥ中の単純な剪断による変形レベルを増加させることで、より効果的になることを示している。ＥＣＡＥ中のより低いビレット材料温度はまた、先に説明したように、増大した強度をもたらすことができる。

実施例５に示されるように、２段階時効処理手順を使用する人工時効処理の後にＥＣＡＥを実施して、ＧＰゾーン及び析出物を安定化させることによって、材料をクラックさせることなく、強度の改善を達成した。ビレットのクラックを回避することにより、より低いＥＣＡＥ加工温度を可能にし、より多くのＥＣＡＥパス回数を使用することを可能にする。結果として、Ａｌ７０２０合金材料に、より高い強度を形成することができる。

実施例６：様々な加工経路の比較
表７及び図１８は、実施例３、４及び５に記載の様々な加工経路を比較している強度データを表す。室温でＥＣＡＥを施した試料のみを比較し、１回及び２回パスを示す。

図１８及び表７に示されるように、溶体化及び時効処理の両方を行ったＡｌ７０２０合金材料試料（すなわち、実施例３及び４）にＥＣＡＥを適用することは、同じ所与のパス回数のために人工的に時効処理された試料（すなわち実施例５）にＥＣＡＥを適用することと比較すると、それほど高い最終強度をもたらさない。すなわち、ＥＣＡＥの一回パスでは３８２ＭＰａ（実施例３）を４０８ＭＰａ（実施例５）と、２回パスでは４１６ＭＰａ（実施例４）を４６９ＭＰａ（実施例５）と比較する。この比較は、溶体化及び急冷されたＡｌ７０００の標準的な冷間加工が、一般に、例えばＡｌ２０００シリーズ合金ではそれほど有効ではないことを示している。これは一般に、転位に対するより粗い析出に起因する。この傾向は、少なくとも第１の２回パスでは、Ａｌ７０００シリーズ合金の極端な塑性変形にも該当するように見える。この比較は、ＥＣＡＥを適用する前の人工時効処理による析出の安定化を伴う加工経路が、溶体化及び急冷工程の直後にＥＣＡＥを使用する経路よりも多くの利点を有することを示している。材料が押し出しされ、材料が所与の変形レベルでより高い強度に到達することを可能にするために、これらの利点が、より少ないクラックなどのより良好な表面条件をもたらすことが示されている。

実施例７：Ａｌ７０２０プレートでＥＣＡＥを行った結果
実施例５に記載の手順を、図１９に示されるように、バーではなくプレートに形成した材料に適用した。図１９は、長さ６５２、幅６５４、及び長さ６５２又は幅６５４のいずれか未満の厚さを有する、例示的なプレート６５０を示す。いくつかの実施形態では、長さ６５２及び幅６５４は、プレートが長さ６５２及び幅６５４に対して平行な平面で正方形であるように、実質的に同じであってもよい。多くの場合、長さ６５２及び幅６５４は、例えば厚さの３倍よりも実質的に大きい。この形状は、ポータブル電子デバイスケーシングなどの用途のほぼ正味の形状であるため、より有利であり得る。実施例５で使用した同じ最初の熱機械的特性処理：溶体化、急冷、２．２％まで延伸することによる応力緩和、及び９０℃で８時間の第１の熱処理、続いて１１５℃で４０時間の第２の熱処理を含む２段階ピーク時効処理、の後にＥＣＡＥを行った。図１９のプレート６５０は、材料にＥＣＡＥを施した後を示す、Ａｌ７０２０合金のプレートである。

プレート６５０の加工性は、室温を含む全ての温度で深刻なクラックを生じず、良好であった。プレート６５０の硬度及び強度試験の結果を、表８に包含している。表８に示されるように、硬度及び強度試験は、ＥＣＡＥの１回、２回、及び４回パス適用後に、引張データは、ＥＣＡＥの２回及び４回パスの後に取った。表８は、ＥＣＡＥをプレートに適用した結果がＥＣＡＥバーのものと同様であることを示している。具体的には、プレートとして押し出された材料の降伏強度（ＹＳ）は、４００ＭＰａを超えて良好であった。

実施例８：ＥＣＡＥ後の圧延の効果
図２０Ａ及び図２０Ｂは、プレート６６０として形成された材料でＥＣＡＥを受けたＡｌ７０２０合金材料を示す。ＥＣＡＥ後、プレート６６０を圧延した。圧延により、プレートの厚さを最大５０％低減させた。最終的な厚さまで厚さを徐々に低減するために複数の圧延パスが使用されるとき、室温に近い比較的低温で圧延が行われる限り、プレート６６０がＥＣＡＥを受けた後の最初の圧延パスと比較して、多くの場合、最終的な圧延工程中に機械的特性がわずかに良好である。この実施例は、ＥＣＡＥを受けたマグネシウム及び亜鉛を有するアルミニウム合金が、最終的な望ましいほぼ正味の形状を形成するために、必要に応じて従来の熱機械加工による更なる加工を受ける潜在性を有することを実証している。いくつかの例示的な熱機械加工工程は、例えば、圧延、鍛造、スタンピング、又は標準的な押し出し、並びに標準的な機械加工、仕上げ、及び洗浄工程を包括し得る。

本発明の範囲から逸脱することなく、記載した例示的な実施形態に対して様々な修正及び付加を行うことができる。例えば、上述の実施形態は、特定の特徴に言及するものであるが、本発明の範囲はまた、異なる特徴の組み合わせを有する実施形態及び上述の特徴の全てを含むわけではない実施形態を含む。

Claims (10)

1. 高強度アルミニウム合金を形成する方法であって、
   マグネシウム及び亜鉛を含有するアルミニウム材料を、前記マグネシウム及び亜鉛が前記アルミニウム材料全体にわたって分散されるように溶体化温度に加熱して、溶体化されたアルミニウム材料を形成することと、
   前記溶体化されたアルミニウム材料を、前記マグネシウム及び亜鉛が前記溶体化されたアルミニウム材料全体にわたって分散したままであるようにほぼ室温未満に急冷して、急冷されたアルミニウム材料を形成することと、
   前記急冷されたアルミニウム材料を時効処理してアルミニウム合金を形成することと、
   前記アルミニウム合金をある温度で維持しながら、前記アルミニウム合金に等チャネル角押し出し（ＥＣＡＥ）プロセスを施して、高強度アルミニウム合金を製造することと、を含む、方法。
2. 前記アルミニウム材料が、主成分としてアルミニウム、約０．５重量％〜約４．０重量％のＭｇ、及び約２．０重量％〜約７．５重量％のＺｎを含有する、請求項１に記載の方法。
3. 前記アルミニウム合金が、前記ＥＣＡＥプロセス中に、約２０℃〜約１５０℃の温度で維持される、請求項１に記載の方法。
4. 前記時効処理工程が、前記急冷されたアルミニウム材料を約８０℃〜約１００℃の温度に約１時間〜約８時間の間加熱し、続いて前記アルミニウム合金を約１００℃〜約１５０℃の温度に約８時間〜約４０時間の間加熱することを含む、請求項１に記載の方法。
5. 前記高強度アルミニウム合金が、約４００ＭＰａ〜約６５０ＭＰａの降伏強度を有する、請求項１に記載の方法。
6. 前記高強度アルミニウム合金が、約０．２μｍ〜約０．８μｍの平均粒径を有する、請求項１に記載の方法。
7. 高強度アルミニウム合金材料であって、
   約０．５重量％〜約４．０重量％のマグネシウム、及び約２．０重量％〜約７．５重量％の亜鉛を含有する、アルミニウム材料を含み、
   前記アルミニウム材料が、直径約０．２μｍ〜約０．８μｍの平均粒径を有し、
   前記アルミニウム材料が、約３００ＭＰａ超の平均降伏強度を有する、高強度アルミニウム合金材料。
8. 前記アルミニウム材料が、約１．０重量％〜約３．０重量％のマグネシウム及び約３．０重量％〜約６．０重量％の亜鉛を含有する、請求項７に記載の高強度アルミニウム合金。
9. 前記アルミニウム材料が、約４００ＭＰａ〜約６５０ＭＰａの平均降伏強度を有する、請求項７に記載の高強度アルミニウム合金。
10. 請求項７に記載の高強度アルミニウム合金材料で形成されている、デバイスケース。