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WO2011091645A1 - 一种适合于结构件制造的铝合金制品及制备方法 - Google Patents

一种适合于结构件制造的铝合金制品及制备方法 Download PDF

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Publication number
WO2011091645A1
WO2011091645A1 PCT/CN2010/074529 CN2010074529W WO2011091645A1 WO 2011091645 A1 WO2011091645 A1 WO 2011091645A1 CN 2010074529 W CN2010074529 W CN 2010074529W WO 2011091645 A1 WO2011091645 A1 WO 2011091645A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
aluminum alloy
heat treatment
alloy article
product
ingot
Prior art date
Application number
PCT/CN2010/074529
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
熊柏青
张永安
朱宝宏
李锡武
李志辉
王�锋
刘红伟
Original Assignee
北京有色金属研究总院
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by 北京有色金属研究总院 filed Critical 北京有色金属研究总院
Priority to JP2012550297A priority Critical patent/JP5678099B2/ja
Priority to ES10832391.6T priority patent/ES2586407T3/es
Priority to AU2010310912A priority patent/AU2010310912B2/en
Priority to CA2741587A priority patent/CA2741587C/en
Priority to EP10832391.6A priority patent/EP2386667B1/en
Priority to US13/138,129 priority patent/US9993865B2/en
Publication of WO2011091645A1 publication Critical patent/WO2011091645A1/zh

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Classifications

    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22D—CASTING OF METALS; CASTING OF OTHER SUBSTANCES BY THE SAME PROCESSES OR DEVICES
    • B22D7/00—Casting ingots, e.g. from ferrous metals
    • B22D7/005—Casting ingots, e.g. from ferrous metals from non-ferrous metals
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22D—CASTING OF METALS; CASTING OF OTHER SUBSTANCES BY THE SAME PROCESSES OR DEVICES
    • B22D18/00—Pressure casting; Vacuum casting
    • B22D18/04—Low pressure casting, i.e. making use of pressures up to a few bars to fill the mould
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22D—CASTING OF METALS; CASTING OF OTHER SUBSTANCES BY THE SAME PROCESSES OR DEVICES
    • B22D27/00—Treating the metal in the mould while it is molten or ductile ; Pressure or vacuum casting
    • B22D27/02—Use of electric or magnetic effects
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22D—CASTING OF METALS; CASTING OF OTHER SUBSTANCES BY THE SAME PROCESSES OR DEVICES
    • B22D27/00—Treating the metal in the mould while it is molten or ductile ; Pressure or vacuum casting
    • B22D27/08—Shaking, vibrating, or turning of moulds
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C21/00—Alloys based on aluminium
    • C22C21/10—Alloys based on aluminium with zinc as the next major constituent
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
    • C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
    • C22F1/04—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon
    • C22F1/053—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon of alloys with zinc as the next major constituent

Definitions

  • the technical field involved in the present invention is an aluminum alloy, especially named by the International Aluminum Association.
  • the present invention relates to a 7xxx series aluminum alloy article having a relatively large thickness, i.e., 30 to 360 mm thick. While the most typical applications of the present invention are large thickness forgings and rolled sheet products, they can also be applied to extruded and cast articles having overall or partial large thickness characteristics. Background technique
  • the upper end of the aircraft wing or wing body docking structure As is well known in the aerospace manufacturing industry, it is generally desirable to have optimum compressive yield strength and acceptable damage tolerance properties for the upper end of the aircraft wing or wing body docking structure, while for aircraft wings or wing bodies.
  • the lower end manufacturing material of the butt joint structure is generally expected to have an optimum damage tolerance property and an acceptable tensile yield strength.
  • the above object can be achieved by selecting aluminum alloy parts of different compositions. Assembled by means of - if the design of the upper end of the aircraft wing or wing body docking structure is selected, the 7150, 7055, 7449 alloys with higher compression yield strength and acceptable damage tolerance are used in the aircraft.
  • the 2324, 2524 alloy with acceptable tensile yield strength and the best damage tolerance performance is selected; however, (1) when the above structure is designed as a whole In the case of a single alloy article selected, it should have not only the best tensile and compressive yield strength, but also Good damage tolerance, that is with the so-called "best group performance (2)—These monolithic members tend to have large local heights, resulting in aluminum alloys used to make these monolithic components also having a large thickness (30 mm or more, or even 360 mm), To ensure the consistency of the performance of each part of the monolithic component, it is required that the performance of different parts inside the aluminum alloy product be highly uniform.
  • 7050, 7150 alloy, etc. are high-strength and high-strength aluminum alloys that are recognized by the industry as having good balance of properties.
  • 7050 and 7150 alloy products with thickness of 20 ⁇ 80 mm the surface layer and core have good comprehensive performance.
  • acceptable internal and external performance differences, however, for 7050, 7150 alloy products with a thickness of 150 mm although the overall performance of the surface layer can still maintain the original good characteristics, the yield strength of the core is at least lower than that of the surface layer.
  • 7055, 7449 alloys, etc. are recognized as high-strength deformed aluminum alloys in the industry, for the thickness of 20 ⁇ 60 mm of 7055, 7449 alloy products, the surface layer Both the core and the core have good high strength characteristics and acceptable internal and external performance differences.
  • 7055 and 7449 alloy products with a thickness of 100 mm although the high strength characteristics and other comprehensive properties of the surface layer can be basically maintained, Core yield strength, elongation, fracture toughness, fatigue fracture threshold, corrosion Energy, etc. Compared with the surface, also decreased by between 10 to 25%.
  • a well-recognized principle is that in the design of aircraft structures, designers generally use the minimum guaranteed performance of a material product as the basis for selection.
  • a material product such as below 80 mm
  • Small products such as below 80 mm
  • the minimum guaranteed performance of the product can fully meet some structural requirements with high load bearing requirements.
  • Manufacturing material selection requirements but when these alloys are processed into large thickness products, the core performance degradation is too large, and the minimum guaranteed performance of the product has been difficult to meet the requirements for the manufacture of structural parts with high load bearing requirements.
  • Figure 1 shows the quenching and cooling curve of 7xxx series aluminum alloy large-thickness products. It can be seen that under certain quenching conditions, the quenching cooling process and cooling rate of different thickness parts of the product are obviously different. The quenching rate of the core of the article is much slower than the quenching rate of the surface layer.
  • Figure 2 shows the size and distribution of the second phase formed by the decomposition of the alloy supersaturated solid solution during the quenching process of the 7xxx series aluminum alloy large-thickness product.
  • the quenching cooling rate near the core of the product is low, which causes The alloy is supersaturated and solid solution decomposed, and the solute elements are largely desolvated and grown into coarser quenched precipitates.
  • the production of these coarse quenched precipitates not only reduces the supersaturation of the solute elements in the core matrix of the alloy products, but also further The amount of precipitation strengthening phase that can be formed during the aging heat treatment is reduced, and the strength properties of the portion are deteriorated, and it is highly likely to become the initial crack initiation and micro-region corrosion source, and deteriorate other properties of the portion, such as elongation and fracture toughness.
  • Zn, Mg, and Cu are recognized as main alloying elements.
  • the main purpose of adding Zn and Mg is to form a composition of MgZn 2 in the alloy, which is coherent or half with the matrix.
  • the precipitation strengthening phase of the coherent relationship; while the addition of Cu, on the one hand, is expected to be dissolved in the matrix or the precipitated phase, and the corrosion resistance of the alloy is improved by changing the electrode potential.
  • the presence of Cu can accelerate the formation of the precipitated phase and enhance the high temperature stability of the precipitated phase.
  • the content of Cu exceeds its solid solubility limit in the matrix and the precipitate phase, it can also form Al 2 .
  • the precipitated strengthening phase composed of Cu chemical composition and other Cu-rich ternary or quaternary phases complement and strengthen the alloy.
  • the change of Zn content in a large range is not sensitive, but it is very sensitive to the change of Cu content. That is, under a specific quenching cooling rate, the excess of Cu tends to cause a rapid decrease in the stability of the alloy supersaturated solid solution.
  • the composition range is: Zn 6 ⁇ 10 wt%, Mg l .2 ⁇ 1.9 wt%, Cu 1.2 ⁇ 1.9 wt%, Zr ⁇ 0.4 wt%, Sc ⁇ 0.4 wt%, Hf ⁇ 0.3 wt%, Ti ⁇ 0.06 wt% , Ca ⁇ 0.03 wt%, Sr ⁇ 0.03 wt%, Be ⁇ 0.002 wt%, Mn ⁇ 0.3 wt%, Fe ⁇ 0.25 wt%, Si ⁇ 0.25 wt%, the balance being Al; and the preferred composition range thereof is : Zn 6.4 - 9.5 wt%, Mg 1.3 ⁇ 1.7 wt%, Cu 1.3 ⁇ 1.9 wt%, Zr 0.05 - 0.2 wt%, And Mg wt% ⁇ (Cu wt% + 0.3 wt%).
  • the yield strength/fracture toughness of the core of the product can reach 516 MPa/36.6 MPa*m 1/ 2 (You can adjust the heat treatment system to increase the yield strength, reduce the fracture toughness value, or reduce the yield strength and increase the fracture toughness value).
  • the yield strength of the core of the product can reach 489.
  • the basic composition range is: Zn 6.5 ⁇ 9.5wt%, Mg 1.2 ⁇ 2.2wt%, Cu l .0 ⁇ 1.9wt%, Zr ⁇ 0.5wt%, Sc ⁇ 0.7wt%, Cr ⁇ 0.4wt%, Hf ⁇ 0.3wt%, Ti ⁇ 0.4wt %, V ⁇ 0.4wt%, Mn ⁇ 0.8wt%, Fe ⁇ 0.3wt%, Si ⁇ 0.2wt%, other impurities or incidental elements each ⁇ 0.05wt%, total amount ⁇ 0.15wt%, the remainder being A1; Meanwhile, (0.9 Mg - 0.6) ⁇ Cu ⁇ (0.9 Mg + 0.05) is preferred.
  • the ultimate tensile strength/yield strength/elongation of the 1/4 thickness of the product under T7 overaging (including T76, ⁇ 74) / fracture toughness value / anti-flaking corrosion performance can reach 523 MPa / 494 MPa / 10.5% / 39 MPa * m 1/2 / EA (can adjust the heat treatment system to increase the yield strength, reduce the elongation and fracture toughness value, or Lowering the yield strength, increasing the elongation and the fracture toughness) also shows excellent performance balance and low quench sensitivity characteristics.
  • the first technical problem to be solved by the present invention is to propose an aluminum alloy product suitable for the manufacture of structural parts, which can obtain a superior strength and damage capacity of a 7xxx series aluminum alloy product having a large thickness.
  • the combination of limited performance; at the same time, the alloy products have better consistency in the surface layer, the different depths below the surface layer and the properties between the cores.
  • a second technical problem to be solved by the present invention is to provide a method for preparing the aluminum alloy deformed product.
  • a third technical problem to be solved by the present invention is to propose a method of preparing the aluminum alloy cast processed product.
  • a fourth technical problem to be solved by the present invention is to propose a new product formed by welding the aluminum alloy article with itself or other alloys.
  • a fifth technical problem to be solved by the present invention is to propose a final member in which the aluminum alloy article is processed by mechanical processing, chemical milling, electric discharge machining or laser processing.
  • a sixth technical problem to be solved by the present invention is to propose the application of the final member.
  • the present invention relates to an aluminum alloy article suitable for the manufacture of structural members, which is manufactured using a semi-continuous casting ingot and contains the following components in weight percent: Zn7.5 ⁇ 8.7, Mg 1.1-2.3, Cu 0.5-1.9, Zr 0.03 -0.20, and the remainder are Al, incidental elements and impurities, where: (a) 10.5 ⁇ Zn+Mg+Cu ⁇ 11.0; (b) 5.3 ⁇ (Zn/Mg)+Cu ⁇ 6.0 ; and (c) (0.24-D/4800) ⁇ Zr ⁇ (0.24-D/5000), where D is the minimum length of the line segment connecting any two points on the outer circumference of the ingot cross section and passing through the geometric center of the cross section , and 250 mm ⁇ D ⁇ 1000 mm.
  • the ingot can be a circular ingot and D is the diameter of the cross section of the circular ingot.
  • the ingot can be a square ingot, and D is the short side length of the
  • the aluminum alloy article suitable for the manufacture of the structural member contains the following components in terms of weight percent: Zn7.5 ⁇ 8.4, Mg 1.65 ⁇ 1.8, Cu0.7 ⁇ 1.5, Zr 0.03 -0.20, and the remainder is Al, the accompanying elements and impurities, where:
  • the Mg content of the aluminum alloy article suitable for structural member fabrication is from 1.69 to 1.8 wt%.
  • a second preferred embodiment of the present invention is: the aluminum alloy article further comprising at least one microalloying incidental element selected from the group consisting of Mn, Sc, Er, and Hf, with the proviso that: the content of the microalloying element Satisfaction (0.24-D/4800) ⁇ (Zr+Mn+Sc+Er+Hf) ⁇ (0.24-D/5000).
  • a third preferred embodiment of the present invention is: the aluminum alloy article further contains: Fe ⁇ 0.50 wt%, Si ⁇ 0.50 wt%, Ti ⁇ 0.10 wt%, and/or other impurity elements each ⁇ 0.08 wt%, and wherein The sum of the other impurity elements is ⁇ 0.25 wt%.
  • a fourth preferred embodiment of the present invention is: the aluminum alloy article contains Fe ⁇ 0.12 wt%, Si ⁇ 0.10 wt%, Ti ⁇ 0.06 wt%, and/or other impurity elements each ⁇ 0.05 wt%, and wherein The sum of other impurity elements is ⁇ 0.15 wt%.
  • a fifth preferred embodiment of the present invention is: the aluminum alloy article contains Fe ⁇ 0.05 wt%, Si ⁇ 0.03 wt%, Ti ⁇ 0.04 wt%, and/or other impurity elements each ⁇ 0.03 wt%, and wherein The sum of other impurity elements is ⁇ 0.10 wt%.
  • the Cu content in the aluminum alloy article is less than or equal to the Mg content.
  • the aluminum alloy article has a cross-sectional maximum thickness of 250 to 360 mm, and wherein the Cu content is 0.5 to 1.45 wt%.
  • the aluminum alloy article has a cross-sectional maximum thickness of 250 to 360 mm, and wherein the Cu content is 0.5 to 1.40 wt%.
  • the aluminum alloy article has a cross-sectional maximum thickness of 30 to 360 mm, and the aluminum alloy article is a forged product, a plate product, an extruded product, or a cast product.
  • the aluminum alloy article has a cross-sectional maximum thickness of 30 to 80 mm, and the aluminum alloy article is a forged product, a plate product, an extruded product or a cast product.
  • the aluminum alloy article has a cross-sectional maximum thickness of 80 - 120 mm, and the aluminum alloy article is a forged product, a plate product, an extruded product or a cast product.
  • the aluminum alloy article has a cross-sectional maximum thickness of 120 - 250 mm, and the aluminum alloy article is a forged product, a plate product, an extruded product or a cast product.
  • the aluminum alloy article has a cross-sectional maximum thickness of from 250 to 360 mm, and the aluminum alloy article is a forged product, a plate product, an extruded product or a cast product.
  • the invention also relates to a method of making an aluminum alloy article.
  • the aluminum alloy article includes an aluminum alloy deformation processed product and an aluminum alloy cast product.
  • the process of deforming the processed article of the aluminum alloy can be described as "Alloy preparation and smelting half-continuous casting to prepare ingots (round ingots, square ingots), one-in-one annealing treatment and surface machining finishing_thermal deformation processing (sheet rolling, forging forging, profiles / pipes / Bar extrusion) to obtain a final shape of the article - solution heat treatment and stress relief treatment - aging heat treatment of a finished product".
  • the manufacturing process of the aluminum alloy cast product can be described as "alloying and melting a cast casting of a casting_solution heat treatment_aging heat treatment_finished product".
  • the aluminum alloy deformation processing manufacturing method may include the following steps:
  • the alloy product is subjected to aging heat treatment for toughening treatment to obtain a desired alloy deformed product.
  • the semi-continuous casting ingot is manufactured by means of smelting, degassing, inclusion and semi-continuous casting; in the smelting process, the element is precisely controlled by the non-burnable Cu as the core.
  • the step (1) further comprises applying electromagnetic field agitation, ultrasonic field agitation or mechanical agitation at or near the crystallizer location.
  • the homogenization annealing treatment is performed by a method selected from the group consisting of: (1) performing single-stage homogenization treatment in the range of 450 to 480 ° C for 12 to 48 h; (2) Two-stage homogenization for a total time of 12 to 48 h in the range of 420 to 490 °C; and (3) multistage homogenization with a total time of 12 to 48 h in the range of 420 to 490 °C deal with.
  • the one or more hot deformation processing is performed by a method selected from the group consisting of forging, rolling, pressing, and a combination thereof, and the preheating temperature before each hot deformation processing is 380 to 450 ° C. , and the warm-up time is l ⁇ 6 h.
  • the alloy is subjected to hot deformation processing using a combination of free forging and rolling, and the resulting alloy sheet product has a thickness of 120 to 360 mm.
  • the solution heat treatment is performed by a method selected from the group consisting of: (1) performing a single-stage solution heat treatment of the product in the range of 450 to 480 ° C for 1 to 12 h; (2) Two-stage solution heat treatment of the product in the range of 420 ⁇ 490 °C for a total time of 1 ⁇ 12 h; and (3) multi-stage solidification of the product in the range of 420 ⁇ 490 °C for a total time of 1 ⁇ 12 h Solution heat treatment.
  • ⁇ The solution heat treatment of the alloy product is carried out by the following solid solution system: the solution heat treatment temperature is 467 ⁇
  • step (5) the alloy article is rapidly cooled to room temperature using a method selected from the group consisting of cooling medium immersion quenching, roll bottom spray quenching, strong air cooling, and combinations thereof.
  • the immersion quenching of the cooling medium is water immersion quenching.
  • the alloy article is subjected to aging heat treatment using a method selected from the group consisting of: (1) subjecting the alloy article to a single-stage aging heat treatment (preferably T6 peak aging heat treatment), wherein the aging heat treatment temperature is 110 to 125 ° C And the time is 8 ⁇ 36 h; (2) the alloy product is subjected to two-stage overaging treatment (preferably T7 overaging heat treatment), wherein the first stage aging heat treatment temperature is 110 ⁇ 115 °C, and the time is 6 ⁇ 15 h; And the second-stage aging heat treatment temperature is 155 ⁇ 160 °C, the time is 6 ⁇ 24 h; and (3) the alloy product is subjected to three-stage aging heat treatment, wherein the first-stage aging heat treatment temperature is 105 ⁇ 125 °C, the time is 1 ⁇ 24 h; the second-stage aging heat treatment temperature is 170 ⁇ 200 °C, the time is 0.5 ⁇ 8 h; and the third-stage aging heat treatment using a
  • the method may further comprise the following steps between the steps (5) and (6): pre-deforming the cooled alloy article in a total deformation range of 1 to 5% to effectively eliminate Residual internal stress in the product.
  • the pre-deformation treatment is pre-stretching; and in another preferred aspect, the pre-deformation treatment is pre-compression.
  • the present invention also provides a method of producing an aluminum alloy cast product, comprising the steps of:
  • the ingot is manufactured by means of melting, degassing, inclusion and casting, wherein in the smelting process, the element is precisely controlled by the non-burnable Cu, and the elements are tested online. Content, quickly replenishing and adjusting the ratio between the alloying elements and completing the entire ingot preparation process, wherein the casting is selected from the group consisting of sand casting, metal mold casting, low pressure casting, and low pressure casting with mechanical agitation;
  • the smelting, degassing, inclusion and agitation are used to produce a billet having semi-solid structure characteristics, and then the semi-solid billet is subjected to secondary heating and then low-pressure casting, thereby performing ingot production.
  • the elements are controlled by the non-burnable Cu as the core to accurately control the elements, and the content of each element is verified online to quickly replenish
  • the ratio between the alloying elements is adjusted and the entire ingot preparation process is completed, wherein the agitation is selected from the group consisting of electromagnetic stirring, mechanical agitation, and combinations thereof.
  • the solution heat treatment is performed by a method selected from the group consisting of: (1) performing a single-stage solution heat treatment of the ingot in the range of 450 to 480 ° C for 1 to 48 h; (2) Double-stage solution heat treatment of ingots in the range of 420 ⁇ 490 °C for a total time of 1 ⁇ 48 h; and (3) total time of ingots in the range of 420 ⁇ 490 °C is 1 ⁇ 48 h Multi-stage solution heat treatment.
  • the aging heat treatment is performed by a method selected from the group consisting of: (1) subjecting the ingot to a single-stage aging treatment (preferably T6 peak aging treatment), wherein the aging heat treatment temperature is 110 to 125 ° C, The time is 8 ⁇ 36 h; (2) The ingot is subjected to two-stage aging treatment (preferably T7 overaging treatment), wherein the first stage aging heat treatment temperature is 110 ⁇ 115 ° C, the time is 6 ⁇ 15 h, and the second stage The aging heat treatment temperature is 155 ⁇ 160 °C, the time is 6 ⁇ 24 h; and (3) the ingot is subjected to three-stage aging treatment, wherein the first stage aging heat treatment temperature is 105 ⁇ 125 °C, the time is l ⁇ 24 h The second-stage aging heat treatment temperature is 170 ⁇ 200 ° C, the time is 0.5 ⁇ 8 h, the third stage aging heat treatment temperature is 105 ⁇ 125 ° C,
  • the surface layer of the aluminum alloy article according to the invention or produced according to the method of the invention has different depths below the surface layer and the difference in yield strength between the core portions ⁇ 10%, preferably the surface layer of the aluminum alloy article
  • the difference between the different depths below the surface layer and the yield strength performance between the core portions is ⁇ 6%. More preferably, the difference between the surface layer of the aluminum alloy article, the depth below the surface layer, and the yield strength performance between the core portions is ⁇ 4%.
  • an aluminum alloy article as described herein or fabricated by the method of the present invention can be welded to a material selected from the group consisting of itself and other alloys to form a new product selected from the group consisting of friction stir welding, Fusion welding, brazing, electron beam welding, laser welding, and combinations thereof.
  • an aluminum alloy article as described herein or fabricated in accordance with the method of the present invention can be processed into a final component by a process selected from the group consisting of machining, chemical milling, electrical discharge machining, laser machining, and combinations thereof.
  • the final member is selected from the group consisting of an aircraft part, a vehicle part, a spacecraft part, and a forming die.
  • the aircraft component is selected from the group consisting of a wing wing of an aircraft, a wing body abutment member, a bearing frame, and a wall panel.
  • the forming mold is a mold for producing a molded article at 100 ° C or lower.
  • the vehicle component is selected from the group consisting of a car part and a rail vehicle.
  • the basic alloy selected by the present invention Contains the following components in weight percent: Zn7.5 ⁇ 8.7, Mg 1.1 ⁇ 2.3, Cu0.5 ⁇ 1.9, Zr 0.03 - 0.20, the remainder is Al, the accompanying elements and impurities; and needs to be satisfied, 10.5 ⁇ Zn+ Mg+Cu ⁇ 11.0, 5.3 ⁇ (Zn/Mg) + Cu ⁇ 6.0, (0.24-D/4800) ⁇ Zr ⁇ (0.24-D/5000), where D is any two of the outer circumferences of the cross section of the ingot The minimum length of the line segment passing through the geometric center of the cross section, and 250 mm ⁇ D ⁇ 1000 mm.
  • the more preferred base alloy of the present invention contains the following components in weight percent: Zn7.5 - 8.4, Mg 1.65 ⁇ 1.8, Cu0.7 - 1.5, Zr 0.03 ⁇ 0.20 The remainder is Al, incidental elements and impurities; at the same time, it needs to be satisfied, 10.6 ⁇ Zn+Mg+Cu ⁇ 10.8, 5.5 ⁇ (Zn/Mg)+Cu ⁇ 5.7, (0.24-D/4800) ⁇ Zr ⁇ (0.24 -D/5000), where D is the minimum length of the line segment connecting any two points on the outer circumference of the ingot cross section and passing through the geometric center of the cross section, and 250111111 ⁇ 0 ⁇ 1000111111.
  • microalloying elements Cr, V, and the like which are commonly used in the 7xxx series aluminum alloy are not added in the present invention.
  • the present invention may also add the microalloying elements Mn, Sc, Er, Hf, etc., but when these are added.
  • microalloying elements whether it is a further addition of a single microalloying element or a simultaneous addition of two or more microalloying elements, it is still necessary to satisfy (0.24-D/4800) ⁇ (Zr+Mn+Sc+Er +Hf) ⁇ (0.24-D/5000), to ensure that a solidified precipitated phase containing the above elements is not formed or formed in a large-sized ingot core having a slow solidification cooling rate, wherein D is a connection between the ingots
  • D is a connection between the ingots
  • the alloy of the present invention should control Fe ⁇ 0.50 wt%, Si ⁇ 0.50 wt%, Ti ⁇ 0.10 wt% as impurities and carry elements with the grain refiner.
  • the impurity or the incidental element is ⁇ 0.08 wt% single, and the total ⁇ 0.25 wt%; preferably, the alloy of the present invention is controlled as Fe and 0.11 wt% as impurities and with the grain refiner when manufacturing the deformed product.
  • the alloy of the present invention is used as an impurity and fine with crystal grains in the manufacture of a deformed processed article
  • the agent is brought into the element, and should be controlled by Fe ⁇ 0.05 wt%, Si ⁇ 0.03 wt%, Ti ⁇ 0.04 wt%, other impurities or incidental elements ⁇ 0.03 wt%, and the sum ⁇ 0.10 wt%;
  • the upper limit of the Cu content is not More than 1.45wt%.
  • the upper limit of the Cu content is not More than 1.40% by weight.
  • the alloy of the present invention can be used for the preparation of ingots by means of smelting, degassing, inclusion and semi-continuous casting; it should be particularly noted that the alloy of the present invention needs to be hard to burn during the smelting process.
  • the damaged Cu is the core to precisely control the elements.
  • the alloy of the present invention can also be used for smelting, degassing, de-doping, and electromagnetic field stirring, ultrasonic field stirring, mechanical stirring in the vicinity of the crystallizer to prepare the ingot to improve the solidification process of the alloy.
  • the shape of the medium-solid phase interface reduces the depth of the melt cavity, and at the same time effectively breaks the dendrite structure and reduces the macroscopic and microsegregation of the alloying elements, but the control of the oxidation inclusions in the alloy should be guaranteed at a level well known in the industry.
  • the alloy of the present invention may be subjected to the following homogenization annealing treatment system, including a single-stage homogenization annealing treatment of the ingot in the range of 450 to 480 ° C for 12 to 48 h, or at 420 to 490 ° C. In the range, the ingots are subjected to 2, 3 or even multi-stage homogenization annealing treatment with a total time of 12 to 48 h.
  • the alloy of the present invention may be subjected to one or more hot deformation processes by one or more of deformation processing means such as forging, rolling, extrusion, etc. to obtain a product of a desired specification, and each hot deformation process is performed.
  • deformation processing means such as forging, rolling, extrusion, etc.
  • the preheating system before the general selection is 380 ⁇ 450 °C, 1 ⁇ 6h.
  • the thickness of the rolled sheet product of the alloy of the present invention is 120 mm or more, in order to obtain a sufficiently deformed structure at the core of the sheet product, it is recommended to use (free forging + rolling)
  • the combined process of the alloy is used for thermal deformation processing.
  • the preheating system before each thermal deformation process is generally selected from 380 to 450 ° C / 1 ⁇ 6 h.
  • the alloy of the present invention may be subjected to the following solution heat treatment system, including a single-stage solution heat treatment of the product in the range of 450 to 480 ° C for 1 to 12 hours, or in the range of 420 to 490 ° C.
  • the product is subjected to a two-stage or multi-stage solution heat treatment for a total time of 1 to 12 hours.
  • the alloy of the present invention can be rapidly dried by solid solution heat treatment using water or cooling medium immersion quenching, or roller bottom spray quenching, or strong air cooling, which is well known in the art. Cool to room temperature.
  • the alloy of the invention can be used for pre-stretching and forging pre-compression of thick plates and profiles to effectively eliminate residual internal stress in the product, and the total amount of pre-stretching or pre-compression deformation should be controlled within the range of 1 to 5%.
  • Overaged processes such as T7 single-stage aging processes, including T73, ⁇ 74, ⁇ 76, ⁇ 79 processes, etc., are subjected to strengthening and aging heat treatment.
  • the aging heat treatment system can select 90 ⁇ 138 ° C, 1 ⁇ 48 h; preferably, the aging heat treatment system can choose 100 ⁇ 135 ° C, l ⁇ 48 h; more preferably, the aging The heat treatment system can choose 110 ⁇ 125°C, 8 ⁇ 36h.
  • the first-stage aging heat treatment system can choose 105 ⁇ 125 °C, 1 ⁇ 24h, and the second-stage aging heat treatment system can choose 150 ⁇ 170 °C, 1 ⁇ 36h; preferably, the first The first-stage aging heat treatment system can choose 108 ⁇ 120 °C, 5 ⁇ 20h, the second-stage aging heat treatment system can choose 153 - 165 °C, 5 ⁇ 30h; more preferably, the first-stage aging heat treatment system chooses 110 ⁇ 115 ° C, 6 ⁇ 15h, the second-stage aging heat treatment system chooses 155 ⁇ 160°C, 6 ⁇ 24h.
  • the alloy of the present invention can be subjected to a toughening heat treatment by a three-stage aging process.
  • the first-stage aging heat treatment system can choose 105 ⁇ 125 °C, 1 ⁇ 24h
  • the second-stage aging heat treatment system can choose 170 ⁇ 200 °C / 0.5 ⁇ 8h
  • the third-stage aging heat treatment system can choose 105 ⁇ 125 °C, l ⁇ 36h.
  • the alloy of the present invention can be used for casting by smelting, degassing, removing inclusion and sand mold or metal mold casting, low pressure casting or low pressure casting with mechanical stirring. Preparation; It should be specially pointed out that in the smelting process, the alloy of the present invention needs to accurately control the element with Cu which is not easily burned as a core, and quickly adjust and adjust the ratio between the alloy elements by on-line testing the content of each element. And complete all the casting preparation process.
  • the alloy of the present invention may be used for smelting, degassing, de-doping, and preparing a material having semi-solid structure characteristics by electromagnetic stirring or mechanical stirring, and reheating the semi-solid billet. Then, the preparation of the casting is carried out by means of low-pressure casting or the like. It is particularly pointed out that in the smelting process, the alloy of the present invention needs to accurately control the element with Cu which is not easily burned, and the content of each element is tested online. Quickly adjust and adjust the ratio between alloying elements and complete the entire casting preparation process.
  • the alloy casting product of the present invention may be subjected to the following solution heat treatment system, including a single-stage solution heat treatment of the cast product in the range of 450 to 480 ° C for 1 to 48 hours, or In the range of 420 ⁇ 490 °C, the casted products are subjected to 2, 3 or even multi-stage solution heat treatment for a total time of 1 ⁇ 48h.
  • solution heat treatment system including a single-stage solution heat treatment of the cast product in the range of 450 to 480 ° C for 1 to 48 hours, or In the range of 420 ⁇ 490 °C, the casted products are subjected to 2, 3 or even multi-stage solution heat treatment for a total time of 1 ⁇ 48h.
  • the alloy of the present invention may be subjected to a toughening aging heat treatment by a T6 peak aging process or a T7 overaging process, including T73, ⁇ 74, ⁇ 76, ⁇ 79 processes.
  • the aging heat treatment system can select 90 ⁇ 138 ° C, l ⁇ 48 h; preferably, the aging heat treatment system can choose 100 ⁇ 135 ° C / 1 ⁇ 48 h; more preferably, the aging The heat treatment system can choose 110 ⁇ 125 °C, 8 ⁇ 36h.
  • the first-stage aging heat treatment system can choose 105 - 125 °C, 1 ⁇ 24h, and the second-stage aging heat treatment system can choose 150 ⁇ 170 °C, 1 - 36h; preferably, the first The first-stage aging heat treatment system can choose 108 ⁇ 120 °C / 5 ⁇ 20h, the second-stage aging heat treatment system can choose 153 ⁇ 165 °C, 5 ⁇ 30h; more preferably, the first stage aging heat treatment system chooses 110 ⁇ 115 ° C, 6 ⁇ 15h, the second-stage aging heat treatment system chooses 155 ⁇ 160 °C / 6 ⁇ 24h.
  • the alloy of the present invention can be subjected to a toughening heat treatment by a three-stage aging process.
  • the first-stage aging heat treatment system can choose 105 ⁇ 125 °C, 1 ⁇ 24h
  • the second-stage aging heat treatment system can choose 170 ⁇ 200 °C / 0.5 ⁇ 8h
  • the third-stage aging heat treatment system can choose 105 ⁇ 125 °C, l ⁇ 36h.
  • a 7xxx series aluminum alloy article having a large thickness can be obtained with a combination of superior strength and damage tolerance properties, and at the same time, the properties of the surface layer of the alloy product, the depth below the surface layer, and the core portion can be further improved. Good consistency.
  • the most typical application of the present invention is a large thickness forging and rolled sheet product for the manufacture of large cross-section aerospace bearing structures, it can also be applied to extruded and cast articles having integral or partial large thickness features.
  • Figure 1 is a schematic view showing the quenching and cooling curve of a 7xxx series aluminum alloy large-thickness product
  • Fig. 2 is a schematic view showing the size and distribution of the second phase formed by the decomposition of the alloy supersaturated solid solution during the quenching process of the 7xxx series aluminum alloy large-thickness product;
  • Figure 3 is a TEM photograph of the preferential precipitation of the quenched precipitation phase in the second phase of the 7xxx series aluminum alloy large thickness product in the quenching process in a mismatch relationship with the matrix lattice;
  • FIG. 4 is a schematic view of a small free forging product prepared by a laboratory
  • FIG. 5 is a schematic diagram of sampling processing of a terminal quenching test sample
  • Figure 6 is a schematic view of the end quenching test device
  • Figure 7 is a graph showing the relationship between the conductivity values of different parts of the quenched sample and the distance from the water-cooled end after end quenching;
  • Figure 8 is a TEM photograph of the 1/4 thickness of the industrial 220mm thick forging and the core after quenching; where the left picture shows the 1/4 thickness and the right picture shows the core;
  • Figure 9 is a comparison of the performance of the TYS-K IC of the alloy 152 mm thick plate of the present invention, and comparison with several other reference alloys. detailed description
  • Alloys are prepared on a laboratory scale to demonstrate the principles of the present invention.
  • the composition of the alloy is shown in Table 1.
  • the round ingot of ⁇ 270 mm is prepared by the alloy smelting, degassing, inclusion removal, and semi-continuous casting methods well known in the art.
  • the homogenization annealing system of the ingot is selected as (465 ⁇ 5 °C /18h)+(475 ⁇ 3 °C / 18h), then slowly cooled in air. After being peeled and sawed, a forged blank of ⁇ 250 ⁇ 600 mm was obtained.
  • the forged billet was preheated at 420 ⁇ 10 ° C for 4 h, and then three times of forging was performed on a free forging machine, and finally a square free forging product of 445 mm (length) x 300 mm (width) x 220 mm (thickness) was obtained.
  • these square free forging products are wrapped as shown in Fig.
  • the alloy products of 1 # , 2 # , 3 # , and 4 6 # all have the characteristics of "excellent performance combination” and “low quench sensitivity", and the alloy has good SCC resistance and resistance.
  • Exfoliation corrosion performance (not lower than EB), and the elongation and fracture toughness values are maintained above 13% and 40 MPa*m 1/2 (LT) and the ST yield strength when the L yield strength is not less than 500 MPa.
  • the temperature is not lower than 490MPa, the elongation and fracture toughness values are maintained above 8% and 26MPa*m 1/2 (ST); from the subsurface of the product (d/15 part, the quenching cooling rate is relatively high) to the core ( D/2 part, quenching The cooling rate is relatively low.
  • the yield strength of 4 # , 5 # , and 6 # alloy products is even lower than that of 1 # , 2 # , and 3 # alloy products, indicating that alloys with lower Cu content are more suitable for some extra large thicknesses.
  • Manufacture of products eg thickness of 300 mm or more; however, it must be noted that when the Cu content in the alloy decreases, the anti-flaking corrosion properties of the alloy products decrease from EA grades of 1 # , 2 # , 3 # ⁇ to 4 # ⁇ 5 # , 6 # ⁇ EB grade.
  • the 7 # alloy has a relatively low content of main alloying elements Zn, Mg and Cu, and exhibits excellent fracture toughness, but the strength properties are significantly reduced; 8 # alloy has a relatively high main alloying element Zn, The total content of Mg and Cu showed excellent strength properties, but the fracture toughness value decreased significantly.
  • the performance test results of 9 # alloy showed that when the ratio of Zn/Mg was too high, the strength properties of the alloy could not be further improved.
  • the Cu content of the 13 # alloy is higher than 1 # , 2 # , 3 # , 4 # , 5 # , 6 # ⁇ , and the Mg content is lower than 1 # , 2 # , 3 # , # 4, # 5, # 6 alloy, Cu wt%> Mg wt% , it can be seen, the yield strength increases from the sub-surface to the core of the article, the variation width of the alloy, the fracture toughness value decreases; alloy # 14 each The performance test results show that when the Zr element is added excessively, the yield strength of the alloy increases and the fracture toughness value decreases from the subsurface to the core of the product.
  • the terminal quenching test is a commonly used test method for studying the quenching sensitivity of materials.
  • the test device is as shown in Fig. 6: 20°C tap water 2 is installed in the high level tank 1, and the water pipe 3 is connected in the lower part of the high level tank 1, the water pipe 3 The outlet is directly opposite the end of the round bar sample 4, and the circumferential surface of the round bar is wrapped with thermal insulation material 5 for heat preservation to reduce external factors.
  • One end face of the quenched round bar sample 4 was subjected to free water jet quenching, and the free end quenching time was about 10 min.
  • Fig. 6, ( ⁇ -3 ⁇ 4) indicates the water storage height in the high level trough.
  • the - ⁇ - curve indicates the change of the conductivity value of the 1 # alloy after quenching with the distance from the water-cooled end; - ⁇ - the curve indicates the change of the conductivity value of the 10 # alloy after quenching with the distance from the water-cooled end .
  • the electrical conductivity of an alloy is related to the supersaturation of the alloy matrix obtained during quenching: the higher the supersaturation of the alloy matrix, the greater the lattice distortion and the greater the hindrance to free electron scattering. The lower the conductivity, the lower the supersaturation of the alloy matrix, the smaller the lattice distortion and the higher the electrical conductivity of the alloy.
  • the conductivity of the 1 # alloy hardly changes (the supersaturation of the alloy matrix remains basically unchanged), indicating that each of the alloy products In different parts, the supersaturated solid solution hardly decomposes and has low quenching sensitivity; while the electrical conductivity of the 10 # alloy rises remarkably (the supersaturation of the alloy matrix decreases continuously), indicating that the alloy is supersaturated as the quenching cooling rate decreases continuously.
  • the solid solution has undergone severe decomposition and has high quenching sensitivity.
  • the industrialization test produced a batch of ⁇ 630 mm round ingots by means of alloy melting, degassing, inclusion removal, and semi-continuous casting, which are well known in the art, and their composition is shown in Table 3.
  • the homogenization annealing system of the ingot was selected to be (465 ⁇ 5 °C / 24h) + (475 ⁇ 3 °C / 24h), followed by slow cooling in air. After peeling and sawing, a blank (D600x l800 mm) was obtained.
  • the large-thickness forged product (220mm) made of the alloy of the present invention has the characteristics of so-called “excellent performance combination” and “low quenching sensitivity”: whether the alloy product is in T76 or In the state of ⁇ 74, both have good SCC resistance and anti-flaking corrosion performance.
  • the L-direction yield strength of the alloy changes less than 4%; in the ⁇ 76 state, when the L direction yields
  • the elongation and fracture toughness values can be maintained above 14% and 37 MPa.m 1/2 (LT)
  • the elongation and fracture toughness values can be maintained at 6% and 23 MPa*m 1/2 (ST) or more; in the T74 state, when the L-direction yield strength is not lower than 450 MPa, the elongation and fracture toughness values can be maintained at 15% and 41 MPa*m 1/2 (LT)
  • the elongation and fracture toughness values can be maintained at 6% and 24 MPa.m 1/2 (ST) or more; by adjusting the heat treatment state of the alloy, more can be obtained. Excellent combination of performance.
  • Figure 8 shows a TEM photograph of the 1/4 thickness and the core after quenching of a 220 mm thick forged product made of the alloy of the present invention. It can be seen that at the 1/4 thickness of the forged product, no obvious quenching precipitates are found in the crystal and on the grain boundary; even in the core of the forging which has the slowest quenching cooling rate, a small amount is precipitated except for the grain boundary. In addition to the fine layered ⁇ phase, no significant precipitated phase was found in the crystal; the above results further show the low quenching sensitivity characteristics of the alloy of the present invention from the viewpoint of microstructure.
  • the ultra-thick forging product (360mm) made of the alloy of the present invention has the characteristics of so-called “excellent performance combination” and "low quench sensitivity”: in the T74 state, the alloy product has Good SCC resistance and anti-flaking corrosion performance.
  • the L-direction yield strength of the alloy varies less than 6% from the subsurface to the core of the product; when the L-direction yield strength of the alloy product is not lower than 450MPa, the elongation And the fracture toughness value can be maintained above 13% and 37 MPa*m 1/2 (LT), and the elongation and fracture toughness values can be maintained at 6% and 24 MPa.m 1/2 when the ST yield strength is not lower than 420 MPa. (ST) or more, by adjusting the heat treatment state of the alloy, it is possible to obtain more and superior performance combinations.
  • Example 4 Take a blank of Example 4, preheat it at 420 ⁇ 10 ° C for 6 h, and then perform three times of forging on a free forging machine to obtain a square free forging of 2950 mm (length) x 1000 mm (width) x 360 mm (thickness).
  • the forgings were preheated at 410 ⁇ 10 ° C / 3 h, and then hot rolled into 6980 mm (length) x 1000 mm (width) x l52 mm (thickness) sheets.
  • the thick plate products are subjected to solution heat treatment, and are cooled by means of room temperature water spray quenching, followed by cold pre-stretching with a total deformation of 1 to 3% to eliminate residual stress.
  • ⁇ Toughening and aging treatment of alloy products with T76, ⁇ 74, and ⁇ 73 systems The yield strength, elongation, fracture toughness value, stress corrosion resistance and flaking corrosion resistance of the alloy were tested in accordance with the relevant test standards. The results are shown in Table 7.
  • Figure 9 shows the performance matching of the TYS-K IC of the 152 mm thick sheet of the alloy of the present invention, and compared with the results shown in Figures 2 and 5 of the reference CN1780926A, and the results shown in Table 3 of CN1489637A -
  • Example 3 Example 1
  • the examples are respectively given, although the distribution ratios of the above two alloys are different from those of the alloy of the present invention, but they are all claimed.
  • the optimization of the distribution ratio was carried out.
  • the alloy of the present invention has a TYS-K IC performance match similar to that described in the above two invention patent applications, but at least exhibits a better elongation and three properties of the TYS-EL-K IC . match.
  • Figure 9 further shows AA7050/7010 alloy (see AIMS03-02-022, December 2001), AA7050/7040 alloy (see AIMS03-02-019, September 2001), AA7085 alloy (see AIMS03-02). -25, 2002 9 Monthly) representative performance data for thick gauge products (generally the minimum guaranteed value).
  • the K IC value is only a reference value because it does not meet the test method P max / PQ ⁇ 1.1 and there is an unsteady expansion of the prefabricated fatigue crack.
  • the alloy of the present invention shows a better three-performance match of TYS-EL-K IC , That is, at similar levels of yield strength, there are significantly improved elongation properties and fracture toughness values.

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Description

一种适合于结构件制造的铝合金制品及制备方法 技术领域
本发明所涉及的技术领域为铝合金， 特别是由国际铝业协会所命名的
7xxx系（Al-Zn-Mg-Cu系）铝合金； 更具体地，本发明涉及厚度较大，即 30 ~ 360 mm厚的 7xxx系铝合金制品。 虽然本发明最典型的应用是大厚度锻件 和轧制板制品， 但是其也可以应用于具有整体或局部大厚度特征的挤压制 品及铸造制品。 背景技术
现代航空制造业中， 伴随着对飞机的综合飞行性能、 有效载重、 燃油 消耗、 服役寿命及可靠性等要求的不断提升， 大型整体式铝合金构件在飞 机中的应用越来越广泛。 例如： 在飞机的机翼与机身结合部位的设计制造 中， 釆用单一成分的大尺寸铝合金制品、 通过数控铣削方法加工的整体式 翼身对接构件， 取代传统的、 通过多个不同成分的铝合金散件拼装而成的 组合式翼身对接构件， 不仅可以大幅度减轻构件的重量、 提高其在服役过 程中的可靠性， 而且可以明显减少构件的安装工序、 降低飞机的综合制造 成本。
然而， 这种先进的设计制造方法， 对相关铝合金制品的综合性能提出 了十分苛刻的要求：
正如航空制造界所周知， 对于飞机机翼或翼身对接结构的上端面制造 用材， 一般希望其具有最佳的压缩屈服强度、 以及可接受的损伤容限性能， 而对于飞机机翼或翼身对接结构的下端面制造用材， 一般希望其具有最佳 的损伤容限性能、 以及可接受的拉伸屈服强度， 在传统的组合式结构中， 上述目的可以通过选择不同成分的铝合金散件进行拼装的方式实现——如 在飞机机翼或翼身对接结构的上端面设计选材时， 选用具有更高压缩屈服 强度水平、 损伤容限性能可接受的 7150、 7055、 7449合金等， 而在飞机机 翼或翼身对接结构的下端面设计选材时， 选用拉伸屈服强度水平可接受、 却具有最佳损伤容限性能的 2324、 2524合金等； 但是， （1)当上述结构被设 计为整体式时， 则所选用的单一合金制品不仅应具有最佳的拉伸及压缩屈 服强度， 同时还应具有最佳的损伤容限性能， 即具备所谓的 "最佳性能组 合"； （2)—些整体式构件往往具有较大的局部高度， 导致用于制造这些整体 式构件的铝合金制品亦应具备较大的厚度 (30 mm以上，甚至达到 360 mm), 为了保证整体式构件各部位性能的一致性， 要求铝合金制品内部不同部位 的各项性能高度均匀。
通过性能综合测试评价发现， 全世界航空制造界广泛应用的一些传统 高强高韧铝合金难以满足上述要求。 例如： 7050、 7150合金等是被业界公 认为各项性能平衡性良好的高强高韧铝合金，对于厚度 20 ~ 80 mm的 7050、 7150合金制品， 其表层和芯部均具有良好的综合性能、 以及可接受的内外 性能差异， 然而对于厚度达到 150 mm的 7050、 7150合金制品， 虽然其表 层的综合性能仍基本能够保持原来的良好特征， 但是其芯部的屈服强度与 表层相比， 至少降低了 10%以上， 延伸率、 断裂韧性等相差亦十分明显； 7055、 7449合金等是被业界公认为具有高强度特征的变形铝合金， 对于厚 度 20 ~ 60 mm的 7055、 7449合金制品， 其表层和芯部均具有良好的高强 度特征、 以及可接受的内外性能差异， 然而对于厚度达到 100 mm的 7055、 7449合金制品，虽然其表层的高强度特征及其它综合性能仍基本能够保持， 但是其芯部的屈服强度、 延伸率、 断裂韧性、 疲劳断裂门槛值、 腐蚀性能 等与表层相比， 亦分别降低了 10 ~ 25%不等。 一个公认的原则是， 在飞机 结构设计过程中， 设计人员一般以一种材料制品的最低可保证性能作为选 材依据， 根据这个原则， 当传统的 7050、 7150、 7055、 7449合金被加工成 厚度较小的制品 (如 80 mm以下）时， 其表层与芯部之间具有良好的综合性 能一致性，制品的最低可保证性能 (往往是芯部性能)完全可以满足一些承载 要求较高的结构件制造选材要求，但当这些合金被加工成大厚度的制品时， 芯部性能下降幅度过大， 制品的最低可保证性能已经难以满足一些承载要 求较高的结构件制造选材要求。 此外， 7xxx系铝合金制品表层与芯部的一 些性能差异过大， 还会给后续的构件加工中带来一些意想不到的问题， 如 相对高的残余内应力、 后续铣削加工工艺的制定及操作变得困难等， 这也 是飞机结构设计人员所不希望看到的。
大量的研究结果表明，导致大厚度 7xxx系铝合金制品表层与芯部性能 差距的基本原因， 主要归因于合金固溶热处理之后的淬火冷却过程。 图 1 示意了 7xxx系铝合金大厚度制品的淬火冷却曲线， 可以看出， 在一定的淬 火条件下， 制品不同厚度部位的淬火冷却过程和冷却速率差距明显， 与制 品表层的淬火冷却速率相比， 制品芯部的淬火冷却速率要緩慢许多。 图 2 示意了 7xxx系铝合金大厚度制品在淬火过程中，合金过饱和固溶体分解所 形成的第二相尺寸及分布情况， 可以看出， 由于制品芯部附近的淬火冷却 速率较低， 引发了合金过饱和固溶体分解， 溶质元素大量脱溶、 并生长成 较为粗大的淬火析出相， 这些粗大淬火析出相的产生， 不仅降低了溶质元 素在合金制品芯部基体中的过饱和度 , 使进一步的时效热处理过程中可形 成的沉淀强化相数量减少、 恶化了该部位的强度性能， 而且其极有可能成 为初始裂紋萌生及微区腐蚀源地， 恶化该部位的其它性能， 如延伸率、 断 裂韧性、 疲劳性能、 耐腐蚀性能等； 同时也可以看出， 由于制品表层附近 的淬火冷却速率较高， 溶质元素的脱溶现象不明显、 或基本不产生淬火脱 溶， 基体的溶质元素过饱和度得以保持， 有利于在进一步的时效过程中形 成数量充分、 尺寸细小、 分布合理的沉淀强化相， 因而在制品表层附近能 够充分保持合金所应有的良好综合性能。
更深入的研究结果表明，淬火冷却速率对 7xxx系铝合金过饱和固溶体 分解行为的影响主要来自于两个方面：
一是所谓"过饱和固溶体的稳定性"：
在 7xxx系铝合金中， Zn、 Mg、 Cu被公认为是主合金元素， 其中， 添 加 Zn、 Mg的主要目的， 是期望在合金中形成具有 MgZn2化学成分组成、 与基体呈共格或半共格关系的沉淀强化相； 而 Cu的添加，一方面期望其固 溶于基体或析出相之中， 通过改变其电极电位而改善合金的耐腐蚀性能。 另一方面， Cu的存在还可以加速析出相的形成进程、 并增强析出相的高温 稳定性， 当 Cu的含量超出其在基体及沉淀相中的固溶度极限时，还可形成 具有 Al2Cu化学成分组成的沉淀强化相、以及其它富 Cu的三元相或四元相， 对合金起到补充强化作用。 多年以来， 围绕 7xxx系铝合金的强韧化和耐腐 蚀能力的提升， 到目前为止， 已经形成了一整套主合金元素 Zn、 Mg、 Cu 含量范围的控制理论与方法， 并在此基础上， 发展了一系列具有各种不同 性能特征的 7xxx 系铝合金。 然而， 近年来的许多研究发现， 在传统 7xxx 系铝合金所涉及的成分范围内， 依据 Zn、 Mg、 Cu三种主合金元素之间的 某些配比所制备的合金， 在固溶热处理后的淬火冷却过程中， 其过饱和固 溶体显示了在緩慢冷却条件下良好的稳定性； 而依据其它配比所制备的合 金， 在固溶热处理后的淬火冷却过程中， 过饱和固溶体在緩慢冷却条件下 却极易分解。 对观察到的现象进行归纳总结， 虽然内在的微观机理尚未完 全掌握， 但是已经发现， 不同冷却速率条件下的过饱和固溶体稳定性， 对
Zn含量在较大范围内的变化并不敏感， 而对 Cu含量的变化却十分敏感， 即在特定的淬火冷却速率条件下， Cu的过量往往引起合金过饱和固溶体稳 定性的迅速下降。
二是所谓"诱导析出现象"：
在 7xxx系铝合金中， 不可避免地含有 Fe、 Si等杂质元素， 在凝固过 程中形成一些富 Fe相、 富 Si相； 同时， 为了控制合金的铸造晶粒尺寸、 均匀化退火过程中晶粒的长大， 抑制热变形加工及固溶热处理过程中再结 晶行为的发生，许多微合金化元素被设计添加到合金中， 例如 Ti、 Cr、 Mn、 Zr、 Sc、 Hf等， 以期在合金凝固过程中形成一些可对晶界起钉扎作用的细 小第二相， 或在合金均勾化退火过程中析出一些不仅对晶界起钉扎作用、 而且对强化效果亦有一定贡献的细小弥散相。 然而有研究表明， 由于在合 金凝固过程中所形成的各类第二相与基体的晶格一般呈失配关系， 甚至一 些在均匀化退火过程中析出的弥散相与基体的晶格亦呈失配关系， 导致在 合金经过固溶热处理后进行淬火冷却时， 这些与基体晶格呈失配关系的第 二相往往成为 "诱导 "淬火析出相异质形核的核心， 图 3 所示的微观组织照 片， 显示了淬火析出相在这些与基体晶格呈失配关系的第二相处的优先沉 淀情况。
近年来， 上述问题得到了一些研究机构和企业的广泛关注。 在大量的 实验室研究工作基础上， 通过理论计算分析， 对合金成分进行精细的优选， 结合制备、 成型加工、 热处理制度的优化， 已经相继推出了一系列综合性 能优良、且各项性能受制品厚度变化影响相对较小（即所谓"低淬火敏感性") 的高性能 7xxx系铝合金材料。
例如：（1)美国 Alcoa公司 2004年在中华人民共和国公开了一项发明专 利申请 CN1489637A, 陈述了一种适用于大厚度结构件制造的、 具有低淬 火敏感性的高强高韧铝合金， 其基本成分范围为： Zn 6 ~ 10 wt%, Mg l .2 ~ 1.9 wt%, Cu 1.2 ~ 1.9 wt%, Zr < 0.4 wt%, Sc < 0.4 wt%, Hf < 0.3 wt%, Ti < 0.06 wt%, Ca < 0.03 wt%, Sr < 0.03 wt%, Be < 0.002 wt%, Mn < 0.3 wt%, Fe < 0.25 wt%, Si < 0.25 wt%, 余者为 Al; 同时， 其优选的成分范围为： Zn 6.4 - 9.5 wt%, Mg 1.3 ~ 1.7 wt%, Cu 1.3 ~ 1.9 wt%, Zr 0.05 - 0.2wt%, 并且 Mg wt% < (Cu wt%+0.3 wt%)。 在其实施案例中： 在 T7过过时效状态 下， 当典型成分合金的板材制品厚度达 152 mm时， 制品芯部 L向的屈服 强度 /断裂韧性值可达 516 MPa/36.6 MPa*m1/2(并可通过调整热处理制度提 升屈服强度、 降低断裂韧性值， 或降低屈服强度、 提升断裂韧性值)， 当典 型成分合金的锻件制品厚度达 178 mm时， 制品芯部的屈服强度可达 489 MPa(L向) /486 MPa(LT向) /475 MPa(ST向）， 且合金的延伸率性能、 疲劳性 能、 抗应力腐蚀及剥落腐蚀性能均保持优良水平， 明显优于传统的 7050、 7150、 7055等合金的同等大厚度制品， 显示了优良的各项性能平衡及低淬 火敏感性特征。
(2)德国克里斯铝轧制品有限公司 2006 年在中华人民共和国公开了一 项发明专利申请 CN1780926A, 亦陈述了一种具有优异性能平衡的高强高 韧铝合金，其基本成分范围为： Zn 6.5 ~ 9.5wt%, Mg 1.2 ~ 2.2wt%, Cu l .0 ~ 1.9wt%, Zr < 0.5wt%, Sc < 0.7wt%, Cr < 0.4wt%, Hf < 0.3wt%, Ti < 0.4wt%, V < 0.4wt%, Mn < 0.8wt%, Fe < 0.3wt%, Si < 0.2wt%, 其它杂质或附带元 素每种 ≤0.05wt%, 总量 ≤0.15wt%, 余者为 A1; 同时， 优选 (0.9 Mg - 0.6) ≤ Cu≤ (0.9 Mg + 0.05)。 在其实施案例中： 当典型成分的合金板材制品厚度 达 152 mm时， 在 T7过过时效状态下（包括 T76、 Τ74), 制品 1/4厚度部位 的极限抗拉强度 /屈服强度 /延伸率 /断裂韧性值 /抗剥落腐蚀性能分别可达到 523 MPa/494 MPa/10.5%/39 MPa*m1/2/EA (并可通过调整热处理制度提升屈 服强度、 降低延伸率及断裂韧性值， 或降低屈服强度、 提升延伸率及断裂 韧性值)， 亦显示了优良的各项性能平衡及低淬火敏感性特征。
(3)类似的工作还在其它一些已经公开的文献中， 有所描述。
虽然上述工作已经取得了大量成绩， 但是， 伴随着现代航空制造业及 其它领域的快速发展， 对综合性能更佳、 内部各部位的各项性能均勾一致 性更好的大厚度 7xxx系铝合金制品仍然不断提出需求， 因此， 相关研究人 员并未放弃进一步的努力。 非常意外地发现， 当对 7xxx系铝合金的成分范 围及各元素配比进行更精细的优化后， 可以满足上述十分苛刻的要求。 发明内容
本发明要解决的首要技术问题在于提出一种适合于结构件制造的铝合 金制品，可以使大厚度的 7xxx系铝合金制品获得更加优良的强度和损伤容 限性能的组合； 同时， 使合金制品表层、 表层以下不同深度及芯部之间的 各项性能具有更好的均勾一致性。
本发明要解决的第二个技术问题在于提出该铝合金变形加工制品的制 备方法。
本发明要解决的第三个技术问题在于提出该铝合金铸造加工制品的制 备方法。
本发明要解决的第四个技术问题在于提出该铝合金制品与本身或其它 合金焊接在一起所形成的新产品。
本发明要解决的第五个技术问题在于提出该铝合金制品通过机械加 工、 化学铣削加工、 电火花加工或激光加工方式所加工而成的最终构件。
本发明要解决的第六个技术问题在于提出所述最终构件的应用。
为了实现上述目的， 本发明釆用的技术方案为：
本发明涉及一种适合于结构件制造的铝合金制品， 所述铝合金制品使 用半连续铸造铸锭制造并且含有以重量百分比计的下述成分： Zn7.5~8.7, Mg 1.1-2.3, Cu 0.5-1.9, Zr 0.03 -0.20, 且余者为 Al、 附带的元素和杂 质， 其中： (a) 10.5 < Zn+Mg+Cu < 11.0; (b) 5.3 < (Zn/Mg)+Cu < 6.0; 和 (c) (0.24-D/4800) <Zr< (0.24-D/5000),其中 D为连接所述铸锭横截面外周上 任意两点并且通过该横截面几何中心的线段的最小长度， 且 250 mm≤ D≤ 1000 mm。 在一个方面， 所述铸锭可为圓形铸锭， 且 D为该圓形铸锭横截 面的直径。 在另一方面， 所述铸锭可为方形铸锭， 且 D为该方形铸锭横截 面的短边长度。
本发明的第一优选方案为： 所述的适合于结构件制造的铝合金制品含 有以重量百分比计的下述成分： Zn7.5~8.4, Mg 1.65 ~ 1.8, Cu0.7~ 1.5, Zr 0.03 -0.20, 且余者为 Al、 附带的元素和杂质， 其中：
(a) 10.6 < Zn+Mg+Cu < 10.8;
(b) 5.5<(Zn/Mg)+Cu<5.7; 和
(c) (0.24-D/4800) <Zr< (0.24-D/5000)。
在一个优选方面， 所述的适合于结构件制造的铝合金制品中的 Mg含 量为 1.69 ~ 1.8 wt%。
本发明的第二优选方案为： 所述铝合金制品还包括选自 Mn、 Sc、 Er 和 Hf中的至少一种微合金化附带元素， 条件是： 所述微合金化元素的含量 满足 (0.24-D/4800) < (Zr+Mn+Sc+Er+Hf) < (0.24-D/5000)。
本发明的第三优选方案为： 所述铝合金制品还含有： Fe < 0.50 wt%, Si < 0.50 wt%, Ti < 0.10 wt%, 和 /或其它杂质元素每种 ≤ 0.08 wt%, 且其 中所述其它杂质元素的总和 ≤0.25 wt%。
本发明的第四优选方案为： 所述铝合金制品含有 Fe < 0.12 wt%, Si < 0.10 wt%, Ti < 0.06 wt%, 和 /或其它杂质元素每种 ≤0.05 wt%, 且其中所 述其它杂质元素的总和 ≤0.15 wt%。
本发明的第五优选方案为： 所述铝合金制品含有 Fe < 0.05 wt%, Si < 0.03 wt%, Ti < 0.04 wt%, 和 /或其它杂质元素每种 ≤0.03 wt%, 且其中所 述其它杂质元素的总和 ≤0.10 wt%。
本发明的第六优选方案为： 所述铝合金制品中的 Cu含量小于或等于 Mg含量。
本发明的第七优选方案为：所述铝合金制品的横截面最大厚度为 250 ~ 360 mm, 且其中 Cu含量为 0.5 ~ 1.45 wt%。
本发明的第八优选方案为：所述铝合金制品的横截面最大厚度为 250 ~ 360 mm, 且其中 Cu含量为 0.5 ~ 1.40 wt%。
本发明的第九优选方案为： 所述铝合金制品的横截面最大厚度为 30 ~ 360 mm, 且所述铝合金制品是锻造制品、板材制品、挤压制品或铸造制品。
本发明的第十优选方案为： 所述铝合金制品的横截面最大厚度为 30 ~ 80 mm, 且所述铝合金制品是锻造制品、 板材制品、 挤压制品或铸造制品。
本发明的第十一优选方案为： 所述铝合金制品的横截面最大厚度为 80 - 120 mm, 且所述铝合金制品是锻造制品、 板材制品、 挤压制品或铸造 制品。
本发明的第十二优选方案为： 所述铝合金制品的横截面最大厚度为 120 - 250 mm, 且所述铝合金制品是锻造制品、 板材制品、 挤压制品或铸 造制品。
本发明的第十三优选方案为： 所述铝合金制品的横截面最大厚度为 250 - 360 mm, 且所述铝合金制品是锻造制品、 板材制品、 挤压制品或铸 造制品。
本发明还涉及铝合金制品的制造方法。 所述铝合金制品包括铝合金变 形加工制品和铝合金铸造制品。 所述铝合金变形加工制品的过程可描述为 "合金配制及熔炼一半连续铸造制备铸锭 (圓铸锭、 方铸锭)一铸锭的均匀化 退火处理和表面机械加工精整_热变形加工 (板材轧制、 锻件锻造、 型材 / 管材 /棒材挤压)得到最终形状的制品一固溶热处理和消除应力处理一时效 热处理一成品制品"。 所述铝合金铸造制品的制造过程可描述为 "合金的配 制及熔炼一铸件的铸造成型 _固溶热处理 _时效热处理 _成品制品"。
其中， 所述铝合金变形加工制造方法可包括以下步骤：
(1)制造如本发明所述的半连续铸造铸锭；
(2)对所得铸锭进行均勾化退火处理；
(3)对经均勾化退火处理的铸锭进行一次或多次热变形加工， 从而得到 所需规格的合金制品；
(4 )对经热变形加工的合金制品进行固溶热处理；
(5)将经固溶热处理的合金制品迅速冷却到室温； 和
(6)对合金制品进行时效热处理以进行强韧化处理， 以得到所需的合金 变形加工制品。
其中在步骤 (1)中， 釆用熔炼、 除气、 除夹杂及半连续铸造的方式进行 半连续铸造铸锭的制造； 在熔炼过程中， 以不易烧损的 Cu为核心来精确控 制元素， 通过在线化验各元素的含量， 快速补充调整合金元素之间的配比， 并完成全部的铸锭制造过程。 在一个优选方面， 在步骤 (1)中还包括在结晶 器部位或其附近施加电磁场搅拌、 超声场搅拌或机械搅拌。
在步骤 (2)中， 所述均勾化退火处理通过选自下组的方式进行： （1)在 450 ~ 480 °C范围内，进行 12 ~ 48 h的单级均匀化处理； （2)在 420 ~ 490 °C范 围内，进行总时间为 12 ~ 48 h的双级均匀化处理； 和 (3)在 420 ~ 490 °C范围 内， 进行总时间为 12 ~ 48 h的多级均匀化处理。
在步骤 (3)中， 所述一次或多次热变形加工釆用选自锻造、 轧制、 挤压 及其组合的方式进行， 每一次热变形加工前的预热温度为 380 ~ 450°C , 且 预热时间为 l ~ 6 h。 在一个优选方面， 釆用自由锻造和轧制的组合工艺进 行合金的热变形加工， 且所得合金板材制品的厚度为 120 ~ 360 mm。
在步骤 (4)中， 所述固溶热处理通过选自下组的方式进行： （1)在 450 ~ 480 °C范围内对制品进行 1 ~ 12 h的单级固溶热处理；（2)在 420 ~ 490°C范围 内对制品进行总时间为 1 ~ 12 h的双级固溶热处理； 和 (3)在 420 ~ 490 °C范 围内对制品进行总时间为 1 ~ 12 h的多级固溶热处理。在一个优选方面，釆 用以下固溶制度对合金制品进行固溶热处理： 固溶热处理温度为 467 ~
475 °C , 有效等温加热时间 t(min ) = 45(min ) + ^丽、 、, 其中 d为铝合金制品
2{mm/ min )
的最大厚度。
在步骤 (5)中， 使用选自冷却介质浸没式淬火、 辊底式喷淋淬火、 强风 冷却及其组合的方式将合金制品迅速冷却至室温。 在一个优选方面， 所述 冷却介质浸没式淬火为水浸没式淬火。
在步骤 (6)中， 使用选自下组的方式对合金制品进行时效热处理： （1)对 合金制品进行单级时效热处理 (优选 T6峰时效热处理）， 其中时效热处理温 度为 110 ~ 125 °C ,且时间为 8 ~ 36 h; (2)对合金制品进行双级过时效处理 (优 选 T7过时效热处理）， 其中第一级时效热处理温度为 110 ~ 115 °C , 时间为 6 ~ 15 h; 且第二级时效热处理温度为 155 ~ 160 °C , 时间为 6 ~ 24 h; 和 (3) 对合金制品进行三级时效热处理， 其中第一级时效热处理温度为 105 ~ 125 °C ,时间为 1 ~ 24 h;第二级时效热处理温度为 170 ~ 200 °C ,时间为 0.5 ~ 8 h; 且第三级时效热处理温度为 105 ~ 125 , 时间为 1 ~ 36 h。
在一个优选方面， 所述方法还可在步骤 (5)和 (6)之间包括以下步骤： 对 经冷却的合金制品进行变形总量在 1 ~ 5%范围内的预变形处理， 以有效消 除制品中的残余内应力。 在一个优选方面， 所述预变形处理为预拉伸； 且 在另一个优选方面， 所述预变形处理为预压缩。
本发明还提供了一种生产铝合金铸造制品的方法， 包括以下步骤：
(1)制造如本发明所述的铸锭；
(2)对所得铸锭进行固溶热处理； 和
(3)对经固溶热处理的铸锭进行时效热处理， 以得到所需的合金铸造产 口 σ。
其中在步骤 (1)中， 釆用熔炼、 除气、 除夹杂及铸造的方式进行铸锭的 制造，其中在熔炼过程中以不易烧损的 Cu为核心来精确控制元素，通过在 线化验各元素的含量， 快速补充调整合金元素之间的配比并完成全部的铸 锭制备过程， 其中所述铸造选自沙型模浇铸、 金属型模浇铸、 低压铸造和 附带有机械搅拌的低压铸造； 或者在步骤 (1)中， 釆用熔炼、 除气、 除夹杂 和搅拌的方式来制造具有半固态组织特征的坯料， 然后对半固态坯料二次 加热后再进行低压铸造， 从而进行铸锭的制造， 其中在熔炼过程中以不易 烧损的 Cu为核心来精确控制元素，通过在线化验各元素的含量，快速补充 调整合金元素之间的配比， 并完成全部的铸锭制备过程， 其中所述搅拌选 自电磁搅拌、 机械搅拌及其组合。
在步骤 (2)中， 所述固溶热处理通过选自下组的方式进行： （1)在 450 ~ 480 °C范围内对铸锭进行 1 ~ 48 h的单级固溶热处理；（2)在 420 ~ 490 °C范围 内对铸锭进行总时间为 1 ~ 48 h的双级固溶热处理； 和 (3)在 420 ~ 490 °C范 围内对铸锭进行总时间为 1 ~ 48 h的多级固溶热处理。
在步骤 (3)中， 所述时效热处理通过选自下组的方式进行： （1)对铸锭进 行单级时效处理 (优选 T6峰时效处理），其中时效热处理温度为 110 ~ 125 °C , 时间为 8 ~ 36 h; (2)对铸锭进行双级时效处理 (优选 T7过时效处理）， 其中 第一级时效热处理温度为 110 ~ 115°C , 时间为 6 ~ 15h, 且第二级时效热处 理温度为 155 ~ 160 °C , 时间为 6 ~ 24 h; 和 (3)对铸锭进行三级时效处理， 其中第一级时效热处理温度为 105 ~ 125 °C , 时间为 l ~ 24 h,第二级时效热 处理温度为 170 ~ 200°C , 时间为 0.5 ~ 8 h,第三级时效热处理温度为 105 ~ 125 °C , 时间为 1 ~ 36 h。
其中， 如本发明所述的或根据本发明所述方法制造的铝合金制品的表 层、 表层以下不同深度及芯部之间的屈服强度性能的差异 ≤ 10%, 优选所 述铝合金制品的表层、 表层以下不同深度及芯部之间的屈服强度性能的差 异 ≤6%, 更优选所述铝合金制品的表层、表层以下不同深度及芯部之间的 屈服强度性能的差异 ≤4%。
在一个方面， 如本发明所述的或如本发明所述方法制造的铝合金制品 可与选自其本身及其它合金的材料焊接在一起形成新的产品， 所述焊接选 自搅拌摩擦焊、 熔化焊、 钎焊、 电子束焊、 激光焊及其组合。
在另一方面， 如本发明所述的或如本发明所述方法制造的铝合金制品 可通过选自机械加工、 化学铣削加工、 电火花加工、 激光加工及其组合的 方式被加工为最终构件。 其中所述最终构件选自飞机零件、 车辆零件、 航 天器零件和成型模具。 在一个优选方面， 所述飞机零件选自飞机的机翼翼 梁、 翼身对接构件、 承力框和壁板。 在另一个优选方面， 所述成形模具为 100°C以下进行成型制品生产用的模具。 在又一个优选方面， 所述车辆零件 选自汽车零件和轨道交通工具的零件。
下面对本发明的发明内容做进一步的详细描述：
(1)针对厚度在 30 ~ 360 mm范围内的制品， 本发明所选择的基本合金 含有以重量百分比计的下列成分： Zn7.5~8.7, Mg 1.1 ~2.3, Cu0.5~ 1.9, Zr 0.03 - 0.20, 余者为 Al、 附带的元素和杂质； 同时需要满足， 10.5 < Zn+Mg+Cu < 11.0, 5.3 < (Zn/Mg)+Cu < 6.0, (0.24-D/4800) < Zr < (0.24-D/5000), 其中 D为连接所述铸锭横截面外周上任意两点并且通过该 横截面几何中心的线段的最小长度， 且 250mm≤D≤ 1000mm。
(2)针对厚度 30 ~ 360 mm范围内的制品， 本发明更优选的基本合金含 有以重量百分比的下列成分： Zn7.5 - 8.4, Mg 1.65 ~ 1.8, Cu0.7 - 1.5, Zr 0.03 ~ 0.20,余者为 Al、附带的元素和杂质；同时需要满足， 10.6 < Zn+Mg+Cu < 10.8, 5.5<(Zn/Mg)+Cu<5.7, (0.24-D/4800) < Zr < (0.24-D/5000), 其中 D 为连接所述铸锭横截面外周上任意两点并且通过该横截面几何中心的线 段的最小长度， 且250111111≤0≤ 1000111111。
(3)本发明未添加 7xxx系铝合金中常用的微合金化元素 Cr、 V等。 除 了本发明中添加的 Zr元素、 以及在铸锭过程中随晶粒细化剂进入合金的 Ti元素以外， 本发明还可以添加微合金化元素 Mn、 Sc、 Er、 Hf等， 但是 当添加这些微合金化元素时， 无论是单个微合金化元素的进一步添加， 还 是 2 个或多个微合金化元素的同时添加， 仍需要满足 (0.24-D/4800) < (Zr+Mn+Sc+Er+Hf) < (0.24-D/5000), 以确保在凝固冷却速率较慢的大尺寸 铸锭芯部， 不形成或少形成含有上述元素的一次凝固析出相， 其中 D为连 接所述铸锭横截面外周上任意两点并且通过该横截面几何中心的线段的最 小长度， JL250mm≤D≤ 1000mm。
(4)本发明合金在制造变形加工制品及铸造制品时， 作为杂质及随晶粒 细化剂带入元素， 应控制 Fe≤ 0.50wt%, Si < 0.50wt%, Ti < 0.10wt%, 其 它杂质或附带元素单个 ≤ 0.08wt%, 总和 ≤ 0.25wt%; 优选地， 本发明合 金在制造变形加工制品时，作为杂质及随晶粒细化剂带入元素，应控制 Fe < 0.12wt%, Si < 0.10wt%, Ti < 0.06wt%, 其它杂质或附带元素单个 ≤ 0.05wt%,总和 ≤0.15wt%； 更优选地，本发明合金在制造变形加工制品时， 作为杂质及随晶粒细化剂带入元素， 应控制 Fe≤0.05wt%, Si<0.03wt%, Ti<0.04wt%, 其它杂质或附带元素单个 ≤0.03wt%, 总和 ≤0.10wt%；
(5)在进一步优选的实施方案中， 为了避免大厚度制品芯部淬火冷却速 率低而带来的过饱和固溶体稳定性下降， 当 7xxx 系铝合金制品厚度达到 250mm以上时， Cu含量的上限不超过 1.45wt%。 (6)在更优选的实施方案中， 为了避免大厚度制品芯部淬火冷却速率低 而带来的过饱和固溶体稳定性下降，当 7xxx系铝合金制品厚度达到 250mm 以上时， Cu含量的上限不超过 1.40wt%。
(7)本发明所述合金可以釆用熔炼、 除气、 除夹杂及半连续铸造的方式 进行铸锭的制备； 需要特别指出的是， 本发明所述合金在熔炼过程中， 需 要以不易烧损的 Cu为核心来精确控制元素， 通过在线化验各元素的含量， 快速补充调整合金元素之间的配比、 并完成全部的铸锭制备过程。
(8)本发明所述合金还可以釆用熔炼、 除气、 除夹杂， 以及在结晶器部 位或附近外加电磁场搅拌、 超声场搅拌、 机械搅拌的方式进行铸锭的制备， 以改善合金凝固过程中固 -液相界面的形状、 减小熔体液穴深度， 同时， 有 效地破碎枝晶组织、 减少合金元素的宏观及微观偏析， 但合金中氧化夹杂 的控制应保证在业内所周知的水平以内。
(9)本发明所述合金可以釆用以下均匀化退火处理制度， 包括在 450 ~ 480°C范围内对铸锭进行 12 ~ 48h 的单级均勾化退火处理， 或者在 420 ~ 490°C范围内对铸锭进行总时间为 12 ~ 48h的 2级、 3级甚至多级均匀化退 火处理。
(10)本发明所述合金可以釆用锻造、轧制、挤压等变形加工手段中的一 种或多种进行一次或多次热变形加工而得到所需规格的制品， 每一次热变 形加工前的预热制度一般选择 380 ~ 450 °C , 1 ~ 6h。
(11)在进一步优选的实施方案中，当本发明所述合金的轧制板材制品厚 度达到 120mm以上时， 为了在板材制品的芯部得到充分的变形组织， 推荐 釆用（自由锻造 +轧制）的组合工艺进行合金的热变形加工， 每一次热变形加 工前的预热制度一般选择 380 ~ 450°C/1 ~ 6h。
(12)本发明所述合金可以釆用以下的固溶热处理制度， 包括在 450 ~ 480°C范围内对制品进行 1 ~ 12h的单级固溶热处理， 或者在 420 ~ 490°C范 围内对制品进行总时间为 1 ~ 12h的双级或多级固溶热处理。
(13)在进一步优选的实施方案中，对本发明所述合金推荐釆用以下单级 固溶制度进行固溶热处理： 固溶热处理温度 467 ~ 475 °C , 有效等温加热时 l'g] t(min ) = 45(min ) + ( , 其中 d为 7xxx系铝合金制品的厚度 (mm)。
2{mm/ min )
(14)本发明所述合金可以釆用业内所周知的水或冷却介质浸没式淬火、 或辊底式喷淋淬火、 或强风冷却的方法， 将固溶热处理后的合金制品迅速 冷却至室温。
(15)本发明所述合金可以釆用厚板及型材预拉伸、锻件预压缩工艺来有 效消除制品中的残余内应力， 预拉伸或预压缩变形总量应控制在 1~5%范 围内。 过时效工艺如 T7单级时效工艺， 包括 T73、 Τ74、 Τ76、 Τ79工艺等， 进行 强韧化时效热处理。 具体地， 在釆用 Τ6峰时效工艺时， 时效热处理制度可 以选择 90 ~ 138°C , 1 ~ 48h;优选地，时效热处理制度可以选择 100 ~ 135°C , l~48h; 更优选地， 时效热处理制度可以选择 110~ 125°C, 8 ~ 36h。 在釆 用 T7过过时效工艺时， 第一级时效热处理制度可以选择 105 ~ 125 °C, 1 ~ 24h, 第二级时效热处理制度可以选择 150~ 170°C, 1 ~ 36h; 优选地， 第一 级时效热处理制度可以选择 108 ~ 120 °C , 5 ~ 20h, 第二级时效热处理制度 可以选择 153 - 165°C,5~ 30h;更优选地，第一级时效热处理制度选择 110 ~ 115°C, 6~ 15h, 第二级时效热处理制度选择 155~ 160°C, 6 ~ 24h。
(17)本发明所述合金可以釆用三级时效工艺进行强韧化热处理。 具体 地， 第一级时效热处理制度可以选择 105 ~ 125°C, 1 ~24h, 第二级时效热 处理制度可以选择 170 ~ 200°C/0.5 ~ 8h, 第三级时效热处理制度可以选择 105~ 125 °C, l~36h。
(18)在制造铸造类制品时， 本发明所述合金可以釆用熔炼、 除气、 除夹 杂及沙型模或金属型模浇铸、 低压铸造或附带有机械搅拌的低压铸造等方 式进行铸件的制备； 需要特别指出的是， 本发明所述合金在熔炼过程中， 需要以不易烧损的 Cu 为核心来精确控制元素， 通过在线化验各元素的含 量， 快速补充调整合金元素之间的配比、 并完成全部的铸件制备过程。
(19)在制造铸造类制品时， 本发明所述合金可以釆用熔炼、 除气、 除夹 杂， 以及通过电磁搅拌或机械搅拌方式制备具有半固态组织特征的坯料、 对半固态坯料二次加热后再进行低压铸造等方式进行铸件的制备； 需要特 别指出的是，本发明所述合金在熔炼过程中， 需要以不易烧损的 Cu为核心 来精确控制元素， 通过在线化验各元素的含量， 快速补充调整合金元素之 间的配比、 并完成全部的铸件制备过程。
(20)本发明所述合金铸造制品可以釆用以下固溶热处理制度， 包括在 450 ~ 480°C范围内对铸造制品进行 l ~48h 的单级固溶热处理， 或者在 420 ~ 490 °C范围内对铸造制品进行总时间为 1 ~ 48h的 2级、 3级甚至多级 固溶热处理。
(21)本发明所述合金可以釆用 T6峰时效工艺， 或 T7过过时效工艺， 包括 T73、 Τ74、 Τ76、 Τ79工艺等， 进行强韧化时效热处理。 具体地， 在 釆用 Τ6峰时效工艺时， 时效热处理制度可以选择 90 ~ 138°C , l ~ 48h; 优 选地， 时效热处理制度可以选择 100 ~ 135°C/1 ~ 48h; 更优选地， 时效热处 理制度可以选择 110 ~ 125 °C , 8 ~ 36h。 在釆用 T7过过时效工艺时， 第一 级时效热处理制度可以选择 105 - 125 °C , 1 ~ 24h, 第二级时效热处理制度 可以选择 150 ~ 170 °C , 1 - 36h; 优选地， 第一级时效热处理制度可以选择 108 ~ 120°C/5 ~ 20h,第二级时效热处理制度可以选择 153 ~ 165°C , 5 ~ 30h; 更优选地， 第一级时效热处理制度选择 110 ~ 115°C , 6 ~ 15h, 第二级时效 热处理制度选择 155 ~ 160°C/6 ~ 24h。
(22)本发明所述合金可以釆用三级时效工艺进行强韧化热处理。 具体 地， 第一级时效热处理制度可以选择 105 ~ 125°C , 1 ~ 24h, 第二级时效热 处理制度可以选择 170 ~ 200°C/0.5 ~ 8h, 第三级时效热处理制度可以选择 105 ~ 125 °C , l ~ 36h。
本发明的有益效果为：
通过实施本发明，可以使大厚度的 7xxx系铝合金制品获得更加优良的 强度和损伤容限性能的组合， 同时， 使合金制品表层、 表层以下不同深度 及芯部之间的各项性能具有更好的均勾一致性。 虽然本发明最典型的应用 是大截面航空主承力结构件制造用的大厚度锻件和轧制板制品， 但是其也 可以应用于具有整体或局部大厚度特征的挤压制品及铸造制品。 附图说明
图 1为 7xxx系铝合金大厚度制品的淬火冷却曲线示意图；
图 2为 7xxx系铝合金大厚度制品在淬火过程中，合金过饱和固溶体分 解所形成的第二相尺寸及分布情况示意图；
图 3为 7xxx系铝合金大厚度制品在淬火过程中，淬火析出相在与基体 晶格呈失配关系的第二相处优先沉淀的 TEM照片；
图 4为对实验室制备的小型自由锻件制品进行包套的示意图； 图 5为末端淬火试验样品取样加工示意图； 图 6为末端淬火试验装置示意图；
图 7为端淬后， 淬火态样品不同部位的电导率数值随至水冷端距离的 变化曲线；
图 8为工业化 220mm厚锻件的 1/4厚度处和芯部在淬火后的 TEM照 片； 其中左图为 1/4厚度处、 右图为芯部；
图 9为本发明合金 152mm厚板材的 TYS-KIC性能匹配情况，以及与其 它几种参照合金的对比。 具体实施方式
实施例 1
在实验室规模上制备合金， 以证明本发明的原理。 合金的成分组成如 表 1所示。 通过业内所周知的合金熔炼、 除气、 除夹杂、 以及半连续铸造 的方法制备 Φ270 mm 的圓型铸锭， 铸锭的均匀化退火制度选择为 (465±5 °C /18h)+(475±3 °C /18h) , 随后在空气中緩冷。 经剥皮、 锯切后得到 Φ250χ600 mm的锻造坯料。 将锻造坯料在 420±10°C下预热 4 h, 随后在自 由 锻 造 机 上 进 行 三 次 多 方 锻 造 ， 最 终 得 到 445mm (长) x300mm (宽） x220mm (厚)的方型自由锻件制品。 为了真实地模拟 工业生产条件下， 大尺寸、 大厚度锻件的淬火冷却行为， 如图 4所示对这 些方型自由锻件制品进行了包套， 通过不同导热系数的包套材料的选择、 以及包套与合金制品之间界面的存在， 有效控制了合金制品与四周间的热 传导速率； 与淬火介质间的热传导主要是通过上、 下两个端面进行， 从而 最大限度地接近大尺寸、 大厚度锻件的淬火冷却条件。 对这些合金制品全 部进行固溶热处理， 并釆用室温水浸淬的方式进行淬火， 随后釆用 T74制 度对合金制品进行强韧化时效处理。 依照相关的测试标准， 对合金的屈服 强度、 延伸率、 断裂韧性值、 抗应力腐蚀及抗剥落腐蚀性能进行测试， 结 果如表 2所示。
实验室规模铸锭的合金成
Figure imgf000016_0001
3 是 7.90 1.72 1.03 0.12 Fe=0.05, Si=0.03, Ti=0.02
4 是 8.28 1.71 0.81 0.12 Fe=0.05, Si=0.03, Ti=0.02
5 是 8.39 1.70 0.70 0.12 Fe=0.05, Si=0.03, Ti=0.02
6 是 8.25 1.65 0.70 0.12 Fe=0.05, Si=0.03, Ti=0.02
7 否 7.20 1.71 1.29 0.12 Fe=0.05, Si=0.03, Ti=0.02
8 否 8.40 1.98 1.29 0.12 Fe=0.05, Si=0.03, Ti=0.02
9 否 8.19 1.50 1.08 0.12 Fe=0.05, Si=0.03, Ti=0.02
10 否 6.37 2.28 2.21 0.12 Fe=0.15, Si=0.03, Ti=0.03
11 否 6.59 2.31 2.19 0.12 Fe=0.09, Si=0.05, Ti=0.03
12 否 8.03 2.07 2.31 0.12 Fe=0.08, Si=0.05, Ti=0.03
13 否 7.41 1.49 1.62 0.12 Fe=0.06, Si=0.05, Ti=0.03
14 否 7.52 1.79 1.48 0.25 Fe=0.05, Si=0.03, Ti=0.02
[注] 1： 考虑到在实际的工业化生产中，加工 220mm厚度的锻造制品一 般须釆用 Φ580-600 mm的大直径圓型铸锭， 因此在决定 Zr元素含量时， 合理的添加量选择了 0.12wt%。
[注] 2: 10#、 11#、 12#、 13#合金的成分组成分别与 AA7050、 AA7150 、 AA7055 、 AA7085 合金相似； 7#合金（Zn+Mg+Cu)=10.20； 8#合金 (Zn+Mg+Cu)=11.67; 9#合金 (Zn/Mg)+Cu=6.54; 14#合金 Zr > (0.24-D/5000)。 实验室制备合金大厚度锻件的性能 (T74状态)
Figure imgf000017_0001
d/15 530 512 13.1 516 498 8.9 30
5 d/4 525 510 14.1 503 492 8.5 30
d/2 522 504 14.0 40.7 506 495 8.4 27.2 30 EB d/15 528 514 13.3 514 496 8.6 30
6 d/4 521 510 13.7 502 492 8.7 30
d/2 519 506 14.0 40.2 503 496 8.8 26.2 30 EB d/15 500 476 13.6 30
7 d/4 487 465 13.4 30
d/2 483 464 13.3 41.5 30 EA d/15 550 528 11.3 30
8 d/4 516 492 11.5 30
d/2 510 488 11.7 34.4 30 EB d/15 517 502 10.8 30
9 d/4 508 488 10.3 30
d/2 505 482 9.6 34.2 30 EB d/15 540 515 11.8 30
10 d/4 493 462 9.2 30
d/2 471 434 8.8 27.8 30 EB d/15 545 519 12.6 30
11 d/4 510 472 11.7 30
d/2 487 450 10.6 30.1 30 EB d/15 565 540 9.2 30
12 d/4 493 481 8.2 30
d/2 466 443 7.7 26.4 30 EB d/15 515 502 12.3 30
13 d/4 500 481 12.9 30
d/2 497 473 13.0 37.6 30 EA d/15 531 519 13.1 30
14 d/4 511 492 12.3 30
d/2 500 490 12.6 36.6 30 EA
[注]： 检测 SCC抗力是在 3.5wt%NaCl溶液中进行加载， 载荷设定为 75%TYS。
从表 2中可以看出， 1#、 2#、 3#、 4 6#合金制品均具有所谓"优良 的各项性能组合"和"低淬火敏感性"特征，合金具有良好的 SCC抗力及抗剥 落腐蚀性能 (不低于 EB), 并能够在 L向屈服强度不低于 500MPa时， 延伸 率和断裂韧性值保持在 13%和 40MPa*m1/2(L-T)以上， 以及 ST向屈服强度 不低于 490MPa时，延伸率和断裂韧性值保持在 8%和 26MPa*m1/2(S-T)以上； 从制品的次表层 (d/15部位， 淬火冷却速率相对较高)至芯部 (d/2部位， 淬火 冷却速率相对较低)， 4#、 5#、 6#合金制品的屈服强度变化幅度甚至低于 1#、 2#、 3#合金制品， 表明具有更低 Cu含量的合金更加适合于一些特大厚度制 品 (如厚度 300mm以上)的制造； 但是， 必须要关注到， 当合金中的 Cu含 量下降时， 合金制品的抗剥落腐蚀性能从 1#、 2#、 3#合金的 EA级， 下降到 了 4#、 5#、 6#合金的 EB级。
从表 2中还可以看出， 在一定的 Zn、 Mg含量范围内， 1#、 2#、 3#、 4#、 5#、 6#、 7#、 8#、 9#、 13#、 14#合金均具有相对低的 Cu含量， 从制品的次表 层至芯部， 合金的屈服强度变化幅度均低于 6%, 显示出了相对较好的 "低 淬火敏感性"特征； 而 10#、 11#、 12#合金均具有相对高的 Cu含量 (≥2.1wt%), 从制品的次表层至芯部， 合金的屈服强度变化幅度均高于 13%、 甚至达到 近 18%, 显示出了"高淬火敏感性"特征。 但是也注意到， 7#合金具有相对 低的主合金元素 Zn、 Mg、 Cu总含量， 表现出了优良的断裂韧性， 但强度 性能下降较为明显； 8#合金具有相对高的主合金元素 Zn、 Mg、 Cu总含量， 表现出了优良的强度性能， 但断裂韧性值下降较为明显； 9#合金各项性能 测试结果显示了当 Zn/Mg比值过高时， 不仅不能进一步提高合金的强度性 能， 反而会导致合金断裂韧性值的下降； 13#合金的 Cu含量高于 1#、 2#、 3#、 4#、 5#、 6#合金, 而 Mg含量低于 1#、 2#、 3#、 4#、 5#、 6#合金, Cu wt%>Mg wt%, 可以看出， 从制品的次表层至芯部， 合金的屈服强度变化幅度增加， 断裂韧性值下降； 14#合金的各项性能测试结果显示， 当 Zr元素添加过量 时， 从制品的次表层至芯部， 合金的屈服强度变化幅度增加， 断裂韧性值 下降。
实施例 2
从实施例 1中的 1#合金和 10#合金的方型自由锻件制品之中，通过电火 花加工的方式， 沿高度方向切割出 Φ60χ220 mm的圓棒， 如图 5所示， 进 行末端淬火试验 (End Quenching Test)。
末端淬火试验是用来研究材料淬火敏感性的常用试验方法， 其试验装 置如图 6所示意： 高位槽 1中装有 20°C自来水 2, 在高位槽 1的下部接通 水管 3 ,水管 3的出口正对端淬圓棒试样 4的底部， 圓棒的圓周面釆用隔热 保温材料 5包裹进行保温， 以减少外界因素干扰。 对端淬圓棒试样 4的一 个端面进行自由喷水淬火， 自由端淬的时间约为 lOmin, 图 6中（Η-¾)表示 高位槽中储水高度。 在图 Ί中， -▲ -曲线表示 1#合金端淬后的电导率数值随至水冷端距离的 变化； -· -曲线表示 10#合金端淬后的电导率数值随至水冷端距离的变化。
众所周知， 合金电导率的大小， 与淬火过程中所获得合金基体的过饱 和度相关： 合金基体的过饱和度越高， 则其晶格畸变越大， 对自由电子散 射起较大阻碍作用， 合金的电导率越小； 相反地， 合金基体的过饱和度越 低， 则其晶格畸变越小， 合金的电导率越大。
如图 7 所示， 随至水冷端距离的增加、 淬火冷却速率的不断降低一 1# 合金的电导率几乎不发生变化 (合金基体的过饱和度基本保持不变），说明在 合金制品内部各个不同部位， 过饱和固溶体几乎不发生分解， 具有低的淬 火敏感性； 而 10#合金的电导率显著上升 (合金基体的过饱和度不断降低)， 说明随着淬火冷却速率不断降低， 合金过饱和固溶体发生了严重分解， 具 有较高的淬火敏感性。
实施例 3
工业化试验通过业内所周知的合金熔炼、 除气、 除夹杂、 以及半连续 铸造的方法制备一批 Φ630 mm的圓型铸锭， 其成分组成如表 3所示。铸锭 的均匀化退火制度选择为 (465±5 °C/24h)+(475±3 °C/24h) , 随后在空气中緩 冷。 经剥皮、 锯切后得到（D600x l800 mm的坯料。
工业化实验的合金成
Figure imgf000020_0001
取一根坯料， 在 420±10°C下预热 6 h, 随后在自由锻造机上进行三次 多方锻造，最终得到 2310111111(长 1000111111(宽 220111111(厚)的方型自由锻件 制品。 对自由锻件制品进行固溶热处理， 并釆用室温水浸淬的方式进行淬 火， 随后进行总变形量为 1 ~ 3%的冷预压缩以消除残余应力。 釆用 T76、 Τ74 制度对合金制品进行强韧化时效处理。 依照相关测试标准， 对合金的 屈服强度、 延伸率、 断裂韧性值、 抗应力腐蚀及抗剥落腐蚀性能进行测试， 结果如表 4所示。 工业化 220mm厚度锻件性能
Figure imgf000021_0001
[注]： 检测 SCC抗力是在 3.5wt%NaCl溶液中进行加载， 载荷设定为 75%TYS。
从表 4中可以看出， 釆用本发明合金制成的大厚度锻件制品 (220mm), 具有所谓 "优良的各项性能组合"及"低淬火敏感性"特征： 合金制品无论在 T76、 还是在 Τ74状态， 均具有良好的 SCC抗力及抗剥落腐蚀性能， 同时， 从制品的次表层至芯部， 合金的 L向屈服强度变化幅度均低于 4%; 在 Τ76 状态下， 当 L向屈服强度不低于 490MPa时， 延伸率和断裂韧性值能够保 持在 14%和 37MPa.m1/2(L-T)以上， 以及 ST向屈服强度不低于 480MPa时， 延伸率和断裂韧性值能够保持在 6%和 23MPa*m1/2(S-T)以上； 在 T74状态 下， 当 L向屈服强度不低于 450MPa时， 延伸率和断裂韧性值能够保持在 15%和 41MPa*m1/2(L-T)以上， 以及 ST向屈服强度不低于 420MPa时，延伸 率和断裂韧性值能够保持在 6%和 24MPa.m1/2(S-T)以上； 通过调整合金的 热处理状态， 还能够获得更多的、 优良的各项性能组合。
图 8给出了釆用本发明合金制成的 220mm厚度锻件制品淬火后， 1/4 厚度处和芯部的 TEM照片。 可以看出， 在锻件制品的 1/4厚度处， 晶内和 晶界上均未发现有明显的淬火析出相存在； 即使在淬火冷却速度最慢的锻 件芯部， 除了晶界上少量析出一些细小层片状的 η相外， 晶内亦未发现有 明显的析出相存在； 上述结果从微观组织方面进一步显示了本发明合金所 具有的低淬火敏感性特征。
实施例 4
进一步的工业化试验通过业内所周知的合金熔炼、 除气、 除夹杂、 以 及半连续铸造的方法制备一批 Φ980 mm的圓型铸锭，其成分组成如表 5所 示。 铸锭的均匀化退火制度选择为（465±5°C/24h) + (475±3°C/24h), 随后在 空气中緩冷。 经剥皮、 锯切后得到 Φ950 X 1500 mm的坯料。
进一步的工业化实验的合金成
Figure imgf000022_0001
取一根坯料， 在 420±10°C下预热 6 h, 随后在自由锻造机上进行三次 多方锻造， 得到 2950mm (长) X 1000mm (宽） x360mm (厚）的方型自由锻件制 品。 对自由锻件制品进行固溶热处理， 并釆用室温水浸淬的方式进行淬火， 随后进行总变形量为 1 ~ 3%的冷预压缩以消除残余应力。 釆用 T74制度对 合金制品进行强韧化时效处理。 依照相关测试标准， 对合金的屈服强度、 延伸率、 断裂韧性值、抗应力腐蚀及抗剥落腐蚀性能进行测试， 结果如表 6 所示。
表 6 工业化 360mm厚度锻件性能
Figure imgf000022_0002
[注]： 检测 SCC抗力是在 3.5wt%NaCl溶液中进行加载， 载荷设定为 75%TYS。
从表 6 中可以看出， 釆用本发明合金制成的超大厚度锻件制品 (360mm), 具有所谓"优良的各项性能组合 "及"低淬火敏感性"特征： 在 T74 状态， 合金制品具有良好的 SCC抗力及抗剥落腐蚀性能， 同时， 从制品的 次表层至芯部， 合金的 L向屈服强度变化幅度低于 6%; 当合金制品的 L 向屈服强度不低于 450MPa 时， 延伸率和断裂韧性值能够保持在 13%和 37MPa*m1/2(L-T)以上， 以及 ST向屈服强度不低于 420MPa时， 延伸率和断 裂韧性值能够保持在 6%和 24MPa.m1/2(S-T)以上， 通过调整合金的热处理 状态， 还能够获得更多的、 优良的各项性能组合。 实施例 5
取一根实施例 4中的坯料， 在 420±10°C下预热 6 h, 随后在自由锻造 机上进行三次多方锻造，得到 2950mm (长) xlOOOmm (宽） x360mm (厚)的方型 自 由锻件； 再对上述锻件进行 410±10°C/3h 的预热， 随后热轧成 6980mm (长） xlOOOmm (宽） xl52mm (厚）的板材。 对厚板制品进行固溶热处 理， 并釆用室温水喷淋淬火的方式进行冷却， 随后进行总变形量为 1 ~ 3% 的冷预拉伸以消除残余应力。 釆用 T76、 Τ74、 Τ73制度对合金制品进行强 韧化时效处理。 依照相关测试标准， 对合金的屈服强度、 延伸率、 断裂韧 性值、 抗应力腐蚀及抗剥落腐蚀性能进行测试， 结果如表 7所示。
表 7 工业化 152mm厚板性能
Figure imgf000023_0001
[注]： 检测 SCC抗力是在 3.5wt%NaCl溶液中进行加载， 载荷设定为 75%TYS。
图 9给出了本发明合金 152mm厚板材的 TYS-KIC性能匹配情况，并与 参考文献 CN1780926A中的图 2及表 5所示结果， 以及 CN1489637A中的 表 3所示结果进行了比较——在上述两项已在中华人民共和国公开的发明 专利申请中， 分别给出了实施例（实施例 3、 实施例 1), 虽然上述两种合金 的成分配比与本发明合金不同，但都宣称以降低合金的淬火敏感性为目标， 进行了成分配比的优化。 通过比较可发现， 本发明合金具有与上述两项发 明专利申请所述合金相似的 TYS-KIC性能匹配， 但至少显示出了更好的延 伸率，以及 TYS-EL-KIC三项性能的匹配。图 9还进一步给出了 AA7050/7010 合金（见 AIMS03-02-022 , 2001 年 12 月）、 AA7050/7040 合金（见 AIMS03-02-019, 2001年 9月）、 AA7085合金 (见 AIMS03-02-25, 2002年 9 月）厚规格制品代表性的性能数据 (一般为最低保证值)。
实施例 6
中等厚度板材制品制备的工业化试验， 通过业内所周知的合金熔炼、 除气、 除夹杂、 以及半连续铸造的方法制备一批 1100mm (宽） x270 mm (厚) 的方型铸锭， 其成分组成如表 8 所示。 铸锭的均勾化退火制度选择为 (465±5 °C/24h)+(475±3 °C/24h) , 随后在空气中緩冷。 经表面铣削、 锯切后得 到 1500 mm (长) 1100111111(宽 250 mm (厚)的方形坯料。
中等厚度板材制品制备的工业化试验
Figure imgf000024_0001
取一根方形坯料， 在 420±10°C下预热 4h , 随后热轧成 12500 mm (长) x lOOOmm (宽）x30mm (厚）的中等厚度板材制品。 对中等厚度板材制 品进行固溶热处理， 并釆用室温水喷淋淬火的方式进行冷却， 随后进行总 变形量为 1 ~ 3%的冷预拉伸以消除残余应力。 釆用 T76、 Τ74、 Τ77制度对 合金中板制品进行强韧化时效处理。 依照相关测试标准， 对合金的屈服强 度、 延伸率、 断裂韧性值、 抗应力腐蚀及抗剥落腐蚀性能进行测试， 结果 如表 8所示。
表 9 工业化中等厚度板材性能
Figure imgf000024_0002
[注]： 因不符合试验方法 Pmax/PQ≤1.1要求， 并且出现预制疲劳裂紋非 稳定扩展现象， KIC数值仅为参考值。
从表 8中可以看出， 与参考文献 CN1780926A实施例 4中的表 6所示 结果进行比较 (30mm厚度板材部分)，本发明合金显示了更佳的 TYS-EL-KIC 三项性能匹配， 即在相近的屈服强度水平上， 具有显著提高的延伸率性能 和断裂韧性值。

Claims

权 利 要 求
1. 一种适合于结构件制造的铝合金制品， 所述铝合金制品使用半连续 铸造铸锭制造并且含有以重量百分比计的下述成分：
Zn 7.5~8.7,
Mg 1.1-2.3,
Cu 0.5 ~ 1.9,
Zr 0.03 ~ 0.20,
且余者为 Al、 附带的元素和杂质，
其中：
(a) 10.5 < Zn+Mg+Cu < 11.0;
(b) 5.3 <(Zn/Mg)+Cu<6.0; 和
(c) (0.24-D/4800) <Zr< (0.24-D/5000),
其中 D为连接所述铸锭横截面外周上任意两点并且通过该横截面几何 中心的线段的最小长度， 且250111111≤0≤ 1000111111。
2. 根据权利要求 1所述的适合于结构件制造的铝合金制品，其含有以 重量百分比计的下述成分：
Zn 7.5~8.4,
Mg 1.65 ~ 1.8,
Cu 0.7 ~ 1.5,
Zr 0.03 ~ 0.20,
且余者为 Al、 附带的元素和杂质，
其中：
(a) 10.6 < Zn+Mg+Cu < 10.8;
(b) 5.5<(Zn/Mg)+Cu<5.7; 和
(c) (0.24-D/4800) <Zr< (0.24-D/5000)。
3. 根据权利要求 1所述的适合于结构件制造的铝合金制品， 其中以重 量百分比计， Mg含量为 1.69 ~ 1.8。
4. 根据权利要求 1~3 中任一项所述的适合于结构件制造的铝合金制 品， 其中所述铝合金制品还包括选自 Mn、 Sc、 Er和 Hf中的至少一种微合 金化附带元素， 条件是： 所述微合金化元素的含量满足 (0.24-D/4800) < (Zr+Mn+Sc+Er+Hf) < (0.24-D/5000)。
5. 根据权利要求 1 ~3中任一项所述的适合于结构件制造的铝合金制 品， 其中所述铝合金制品还含有： Fe<0.50 wt%, Si < 0.50 wt%, Ti<0.10 wt%, 和 /或其它杂质元素每种 ≤0.08wt%, 且其中所述其它杂质元素的总 和 ≤0.25wt%。
6. 根据权利要求 5所述的适合于结构件制造的铝合金制品，其中所述 铝合金制品含有： Fe<0.12 wt%, Si<0.10 wt%, Ti<0.06 wt%, 和 /或其它 杂质元素每种 ≤0.05wt%, 且其中所述其它杂质元素的总和 ≤0.15wt%。
7. 根据权利要求 6所述的适合于结构件制造的铝合金制品，其中所述 铝合金制品含有： Fe<0.05 wt%, Si < 0.03 wt%, Ti<0.04 wt%, 和 /或其它 杂质元素每种 ≤0.03wt%, 且其中所述其它杂质元素的总和 ≤0.10wt%。
8. 根据权利要求 1 ~3中任一项所述的适合于结构件制造的铝合金制 品， 其中所述铝合金制品中的 Cu含量小于或等于 Mg含量。
9. 根据权利要求 1 ~3中任一项所述的适合于结构件制造的铝合金制 品， 其中所述铝合金制品的横截面最大厚度为 250 ~ 360 mm, 且其中以重 量百分比计， Cu含量为 0.5 ~ 1.45。
10.根据权利要求 1 ~3中任一项所述的适合于结构件制造的铝合金制 品， 其中所述铝合金制品的横截面最大厚度为 250 ~ 360 mm, 且其中以重 量百分比计， Cu含量为 0.5 ~ 1.40。
11.根据权利要求 1 ~ 3中任一项所述的适合于结构件制造的铝合金制 品， 其中所述铝合金制品的横截面最大厚度为 30 ~ 360 mm, 且所述铝合金 制品是锻造制品、 板材制品、 挤压制品或铸造制品。
12. 根据权利要求 11所述的适合于结构件制造的铝合金制品，其中所 述铝合金制品的横截面最大厚度为 30 ~ 80 mm, 且所述铝合金制品是锻造 制品、 板材制品、 挤压制品或铸造制品。
13. 根据权利要求 11所述的适合于结构件制造的铝合金制品，其中所 述铝合金制品的横截面最大厚度为 80 ~ 120 mm,且所述铝合金制品是锻造 制品、 板材制品、 挤压制品或铸造制品。
14. 根据权利要求 11所述的适合于结构件制造的铝合金制品，其中所 述铝合金制品的横截面最大厚度为 120 ~ 250 mm, 且所述铝合金制品是锻 造制品、 板材制品、 挤压制品或铸造制品。
15. 根据权利要求 11所述的适合于结构件制造的铝合金制品，其中所 述铝合金制品的横截面最大厚度为 250 ~ 360 mm, 且所述铝合金制品是锻 造制品、 板材制品、 挤压制品或铸造制品。
16.根据权利要求 1 ~ 3中任一项所述的适合于结构件制造的铝合金制 品， 其中所述铸锭为圓形铸锭， 且 D为该圓形铸锭横截面的直径。
17.根据权利要求 1 ~ 3中任一项所述的适合于结构件制造的铝合金制 品， 其中所述铸锭为方形铸锭， 且 D为该方形铸锭横截面的短边长度。
18. 一种生产铝合金变形加工制品的方法， 包括以下步骤：
(1)制造如权利要求 1 ~ 17中任一项所述的半连续铸造铸锭；
(2)对所得铸锭进行均勾化退火处理；
(3)对经均勾化退火处理的铸锭进行一次或多次热变形加工， 从而得到 所需规格的合金制品；
(4 )对经热变形加工的合金制品进行固溶热处理；
(5)将经固溶热处理的合金制品迅速冷却到室温； 和
(6)对合金制品进行时效热处理以进行强韧化处理， 以得到所需的合金 变形加工制品。
19. 根据权利要求 18所述的方法， 其中在步骤 (1)中， 釆用熔炼、 除 气、 除夹杂及半连续铸造的方式进行半连续铸造铸锭的制造； 在熔炼过程 中，以不易烧损的 Cu为核心来精确控制元素，通过在线化验各元素的含量， 快速补充调整合金元素之间的配比， 并完成全部的铸锭制造过程。
20. 根据权利要求 19所述的方法， 其中在步骤 (1)中， 还包括在结晶 器部位或其附近施加电磁场搅拌、 超声场搅拌或机械搅拌。
21. 根据权利要求 18所述的方法， 其中在步骤 (2)中， 所述均匀化退 火处理通过选自下组的方式进行：
(1)在 450 ~ 480 °C范围内， 进行 12 ~ 48 h的单级均勾化处理；
(2)在 420 ~ 490 °C范围内， 进行总时间为 12 ~ 48 h的双级均匀化处理； 和
(3)在 420 ~ 490 °C范围内， 进行总时间为 12 ~ 48 h的多级均匀化处理。
22. 根据权利要求 18所述的方法， 其中在步骤 (3)中， 所述一次或多 次热变形加工釆用选自锻造、 轧制、 挤压及其组合的方式进行， 每一次热 变形加工前的预热温度为 380 ~ 450 °C , 且预热时间为 1 ~ 6 h。
23. 根据权利要求 22所述的方法，其中釆用自由锻造和轧制的组合工 艺进行合金的热变形加工， 且所得合金板材制品的厚度为 120 ~ 360 mm。
24. 根据权利要求 18所述的方法， 其中在步骤 (4)中， 所述固溶热处 理通过选自下组的方式进行：
(1)在 450 ~ 480°C范围内对制品进行 1 ~ 12 h的单级固溶热处理；
(2)在 420 ~ 490 °C范围内对制品进行总时间为 1 ~ 12 h的双级固溶热处 理； 和
(3)在 420 ~ 490 °C范围内对制品进行总时间为 1 ~ 12 h的多级固溶热处 理。
25. 根据权利要求 24所述的方法，其中釆用以下固溶制度对合金制品 进行固溶热处理： 固溶热处理温度为 467 ~ 475°C , 有效等温加热时间 t(min ) = 45(min ) + ， 其中 d为铝合金制品的最大厚度。
2{mm/ mm )
26. 根据权利要求 18所述的方法， 其中在步骤 (5)中， 使用选自冷却 介质浸没式淬火、 辊底式喷淋淬火、 强风冷却及其组合的方式将合金制品 迅速冷却至室温。
27. 根据权利要求 18所述的方法， 其中在步骤 (6)中， 使用选自下组 的方式对合金制品进行时效热处理：
(1)对合金制品进行单级时效热处理， 其中时效热处理温度为 110 ~ 125 °C , 且时间为 8 ~ 36 h;
(2)对合金制品进行双级过时效处理， 其中第一级时效热处理温度为
110 ~ 115°C , 时间为 6 ~ 15 h; 且第二级时效热处理温度为 155 ~ 160°C , 时 间为 6 ~ 24 h; 和
(3)对合金制品进行三级时效热处理， 其中第一级时效热处理温度为 105 ~ 125 °C , 时间为 1 ~ 24 h; 第二级时效热处理温度为 170 ~ 200 °C , 时间 为 0.5 ~ 8 h; 且第三级时效热处理温度为 105 ~ 125 °C , 时间为 1 ~ 36 h。
28. 根据权利要求 18所述的方法， 其中在步骤 (5)和 (6)之间， 还可包 括以下步骤： 对经冷却的合金制品进行变形总量在 1 ~ 5%范围内的预变形 处理， 以有效消除制品中的残余内应力。
29. 根据权利要求 28所述的方法， 其中所述预变形处理为预拉伸。
30. 根据权利要求 28所述的方法， 其中所述预变形处理为预压缩。
31. 一种生产铝合金铸造制品的方法， 其中包括以下步骤： (1)制造如权利要求 1 ~ 17中任一项所述的铸锭；
(2)对所得铸锭进行固溶热处理； 和
(3)对经固溶热处理的铸锭进行时效热处理， 以得到所需的合金铸造产 口 σ。
32. 如权利要求 31所述的方法， 其中在步骤 (1)中， 釆用熔炼、 除气、 除夹杂及铸造的方式进行铸锭的制造， 其中在熔炼过程中以不易烧损的 Cu 为核心来精确控制元素， 通过在线化验各元素的含量， 快速补充调整合金 元素之间的配比并完成全部的铸锭制备过程， 其中所述铸造选自沙型模浇 铸、 金属型模浇铸、 低压铸造和附带有机械搅拌的低压铸造。
33. 如权利要求 31所述的方法， 其中在步骤 (1)中， 釆用熔炼、 除气、 除夹杂和搅拌的方式来制造具有半固态组织特征的坯料， 然后对半固态坯 料二次加热后再进行低压铸造， 从而进行铸锭的制造， 其中在熔炼过程中 以不易烧损的 Cu为核心来精确控制元素，通过在线化验各元素的含量，快 速补充调整合金元素之间的配比， 并完成全部的铸锭制备过程， 其中所述 搅拌选自电磁搅拌、 机械搅拌及其组合。
34. 如权利要求 31 所述的方法， 其中在步骤 (2)中， 所述固溶热处理 通过选自下组的方式进行：
(1)在 450 ~ 480 °C范围内对铸锭进行 1 ~ 48 h的单级固溶热处理；
(2)在 420 ~ 490 °C范围内对铸锭进行总时间为 1 ~ 48 h的双级固溶热处 理； 和
(3)在 420 ~ 490 °C范围内对铸锭进行总时间为 1 ~ 48 h的多级固溶热处 理。
35. 如权利要求 31 所述的方法， 其中在步骤 (3)中， 所述时效热处理 通过选自下组的方式进行：
(1)对铸锭进行单级时效处理， 其中时效热处理温度为 110 ~ 125°C , 时 间为 8 ~ 36 h;
(2)对铸锭进行双级时效处理， 其中第一级时效热处理温度为 110 ~ 115°C ,时间为 6 ~ 15h,且第二级时效热处理温度为 155 ~ 160 °C ,时间为 6 ~ 24 h; 和
(3)对铸锭进行三级时效处理， 其中第一级时效热处理温度为 105 ~ 125 °C ,时间为 1 ~ 24 h,第二级时效热处理温度为 170 ~ 200 °C ,时间为 0.5 ~ 8 h, 第三级时效热处理温度为 105 ~ 125 °C , 时间为 1 ~ 36 h。
36.根据权利要求 1 ~ 17中任一项所述的或根据权利要求 18 ~ 35中任 一项所述方法制造的铝合金制品， 其中所述铝合金制品的表层、 表层以下 不同深度及芯部之间的屈服强度性能的差异 ≤ 10%。
37.根据权利要求 36所述的铝合金制品，其中所述铝合金制品的表层、 表层以下不同深度及芯部之间的屈服强度性能的差异 ≤6%。
38.根据权利要求 36所述的铝合金制品，其中所述铝合金制品的表层、 表层以下不同深度及芯部之间的屈服强度性能的差异 ≤4%。
39.根据权利要求 1 ~ 17中任一项所述的或根据权利要求 18 ~ 35所述 方法制造的铝合金制品， 其中所述铝合金制品与选自其本身及其它合金的 材料焊接在一起形成新的产品， 所述焊接选自搅拌摩擦焊、 熔化焊、 钎焊、 电子束焊、 激光焊及其组合。
40.根据权利要求 1 ~ 17中任一项所述的或根据权利要求 18 ~ 35所述 方法制造的铝合金制品， 其中所述铝合金制品通过选自机械加工、 化学铣 削加工、 电火花加工、 激光加工及其组合的方式被加工为最终构件。
41. 根据权利要求 40所述的铝合金制品，其中所述最终构件选自飞机 零件、 车辆零件、 航天器零件和成型模具。
42. 根据权利要求 40所述的铝合金制品，其中所述飞机零件选自飞机 的机翼翼梁、 翼身对接构件、 承力框和壁板。
43. 根据权利要求 40所述的铝合金制品， 其中所述成形模具为 100°C 以下进行成型制品生产用的模具。
44. 根据权利要求 40所述的铝合金制品， 其中所述车辆零件选自汽车 零件和轨道交通工具的零件。
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