CN101243196B - 形变铝aa7000-系列合金产品和制造所述产品的方法 - Google Patents

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Abstract

本发明涉及形变铝AA7000-系列合金产品，其包含(以重量％计)：Zn 7.5-14.0，Mg 1.0-5.0，Cu＜0.28，Fe＜0.30，Si＜0.25和选自如下的一种或多种：Zr＜0.30，Ti＜0.30、Hf＜0.30，Mn＜0.80，Cr＜0.40，V＜0.40和Sc＜0.70，其余为：附带元素和杂质，每种＜0.05，总量＜0.15，且余量为铝，所述产品具有降低的热裂纹敏感性，还具有改善的强度和韧性性能，并且当处于人工时效条件时具有大于180HB的硬度。

Description

形变铝AA7000-系列合金产品和制造所述产品的方法
发明领域
本发明涉及轧制、挤压或锻造产品形式的可焊形变铝AA7000-系列合金，并且涉及制造所述产品的方法。本发明还涉及包含这样的产品的焊接组件。
发明背景
在下文中应理解的是，如果不另外指明，则合金名称和状态名称是指铝业协会发布的Aluminum Standards and Data and theRegistration Records中的铝业协会名称。
对于合金组成或优选合金组成的任何描述，提到的所有百分数均以重量百分数计，除非另外指明。
铝业协会(“AA”)7000-系列的铝合金由于它们的高强度而为人所知，所述高强度使它们适合于例如飞机或工具板(tooling plate)的结构组件的应用。合金AA7075和AA7055是这种类型合金的例子并且由于它们的高强度和其它理想性能而在航空航天应用中得到广泛使用。合金AA7055包含7.6-8.4％Zn、1.8-2.3％Mg、2.0-2.6％Cu、0.08-0.25％Zr、低于0.10％的Si和低于0.15％的Fe，余量为铝以及附带元素和杂质。合金AA7075包含5.1-6.1％Zn、2.1-2.9％Mg、1.2-2.0％Cu、0.18-0.28％Cr、低于0.40％的Si、低于0.50％的Fe和低于0.30％的Mn，余量为铝以及附带元素和杂质。当被人工时效至其最高强度时，该时效处理通常包括在100-150℃的相对低的时效温度下20小时或更长的时段，以通常称作T6状态条件的条件获得该合金。然而在这种条件下，合金AA7705及类似合金对应力腐蚀开裂(“SCC”)、剥蚀(“EXCO”)和晶间腐蚀(“IGC“)敏感。通过所谓的T7x热处理可降低这种敏感性，但只不过是以相当大的强度损失为代价。已知通过较高水平的合金化添加(尤其是Zn、Mg和Cu)可获得较高的强度，但这种强度提高导致较低的韧性值。除此之外，前述合金的高铜含量使它们在焊接后对热裂纹敏感。对于工具板，除考虑潜在修理的良好可焊性之外，同样非常重要的是该材料提供了高的硬度值。
发明概述
本发明的一个目的是提供理想用于航空航天应用或工具板的AA7000-系列形变合金产品，该产品具有改善的强度和韧性性能的组合，在焊接期间降低的热裂纹敏感性，并且当处于人工时效条件时具有大于180HB的硬度。
本发明的另一目的是提供AA7000-系列的形变合金产品，该产品具有改善的IGC-抵抗性、改善的强度性能、焊接期间降低的热裂纹敏感性的组合，并且当处于人工时效条件时具有大于180HB的硬度。
本发明的又一目的是提供AA7000-系列的形变合金产品，该产品具有良好的可焊性、改善的强度性能的组合，并且当处于人工时效条件时具有大于180HB的硬度。
本发明的再一目的是提供制造如下合金产品的方法：具有改善的强度及韧性性能、在焊接期间降低的热裂纹敏感性的组合，并且当处于人工时效条件时具有大于180HB的硬度的AA7000-系列形变合金产品；或者具有改善的IGC-抵抗性、改善的强度性能、焊接期间降低的热裂纹敏感性的组合，并且当处于人工时效条件时具有大于180HB的硬度的AA7000-系列形变合金产品，可以比当前已知和利用的工业规模方法更经济地实施该方法。
通过涉及形变铝AA7000-系列合金产品的本发明，可满足或超过一个或多个这些目的和其它优点，所述合金产品包含(以重量％计)：
-Zn 7.5-14.0
-Mg 1.0-5.0
-Cu≤0.28
-Fe＜0.30
-Si＜0.25
-和选自如下组中的一种或多种：Zr＜0.30、Ti＜0.30、Hf＜0.30、Mn＜0.80、Cr＜0.40、V＜0.40和Sc＜0.70，
其余为：附带元素和杂质，每种＜0.05，总量＜0.15，和余量的铝，该产品具有降低的热裂纹敏感性，还具有相比于AA7050或AA7075改善的强度和韧性性能，并且当处于人工时效条件时具有大于180HB的硬度。
优选实施方案详述
本发明提供了一种形变铝AA7000-系列合金产品，该合金产品的基本组成为，以重量％计：
-Zn7.5-14.0，
-Mg1.0-5.0，优选2.0-4.5，
-Cu≤0.28
-Fe＜0.30，优选＜0.14，更优选＜0.08
-Si＜0.25，优选＜0.12，更优选＜0.07，
-和一种或多种如下元素：
-Zr＜0.30，优选0.04-0.15，更优选0.04-0.13
-Ti＜0.30，优选＜0.20，更优选＜0.10
-Hf＜0.30
-Mn＜0.80，优选＜0.40
-Cr＜0.40
-V＜0.40，优选＜0.30
-Sc＜0.70，优选≤0.50
其余为：附带元素和杂质，每种＜0.05，总量＜0.15，和余量的铝，该产品具有降低的热裂纹敏感性，还具有改善的强度和韧性性能，并且当处于人工时效条件时具有大于180HB的硬度。该硬度优选大于185HB，且更优选大于190HB。并且在最佳实施例中，在时效硬化条件下获得了大于210HB的硬度。对于本说明书，当述及或提及硬度的测量时，本领域技术人员应当清楚这些硬度是在中间截面厚度处测得，因为这代表形变产品的最为淬火敏感的位置。
通过降低热裂纹敏感性，显著改善了材料的可焊性。应优选保持低的铁和硅含量，例如不超约0.08％Fe和/或约0.07％Si或更小。在任何情况下可想到的是，尽管是在较不优选的基础上，然而可容许至多约0.14％Fe和/或至多约0.12％Si的略微较高水平的这两种杂质。尤其对于模具板(mould plate)或工具板的实施方案，容许至多0.3％Fe和至多0.25％Si或更小的甚至更高水平。
通过与Mg含量一起增加合金的Zn含量，同时保持低的Cu含量，有可能获得非常高的强度，并同时维持等于或高于AA7055参照材料的韧性水平，并且具有在很大程度上认为是由合金的低铜含量所致的良好可焊性。该合金还在人工时效条件例如T6或T7型状态下提供了高的硬度，但相比于T6条件下的AA7075参照材料具有改善的可焊性，据认为这是由于合金的低铜含量。人工时效的材料可以是例如T6、T74、T76、T751、T7451、T7651、T77或T79状态。
可添加各种弥散体形成元素Zr、Sc、Hf、V、Cr和Mn来控制晶粒结构和淬火敏感性。弥散体形成剂的最佳水平取决于工艺，但是当在优选的窗口内选择主要元素(Zn、Cu和Mg)的单一化学组成(chemistry)并且将该化学组成用于所有相关产品形式时，Zr水平优选低于0.13％。
Zr水平的优选最大值为0.15％。Zr水平的合适范围为0.04-0.15％。Zr添加的更优选上限为0.13％。在根据本发明的合金产品中Zr是优选的合金化元素。
Sc的添加优选不多于0.50％或更优选不多于0.3％且甚至更优选不多于0.18％。当与Sc结合时，Sc+Zr的总和应小于0.3％，优选小于0.2％且更优选最大值为0.17％，特别地，其中Zr和Sc之比为0.7-1.4％。
另一种可单独添加或与其它弥散体形成剂一起添加的弥散体形成剂是Cr。Cr水平应优选低于0.3％，更优选最大值为0.20％且甚至更优选为0.15％。Cr的优选下限为0.04％。虽然单独的Cr不如单独的Zr有效，但至少对于该合金形变产品的工具板应用，可获得类似的硬度结果。当与Zr结合时，Zr+Cr的总和应不超过0.20％，且优选不大于0.17％。
Sc+Zr+Cr的总和优选应不超过0.4％，并且优选不大于0.27％。
Mn可作为单独的弥散体形成剂添加或者与其它弥散体形成剂之一结合添加。Mn添加的最大值为0.80％。Mn添加的合适范围为0.05-0.40％、优选0.05-0.30％且甚至更优选0.12-0.30％。Mn添加的优选下限为0.12％且更优选0.15％。当与Zr结合时，Mn加Zr的总和应小于0.4％、优选小于0.32％，并且合适的最小值为0.12％。
在根据本发明的铝合金形变产品的另一个实施方案中，该合金不含Mn，实际上这表示Mn含量＜0.02％，优选＜0.01％，并且更优选该合金基本上不含或大体上不含Mn。“大体上不含”和“基本上不含含”表示并非有意地向组成中添加这种合金化元素，然而由于杂质和/或与制造设备接触产生的溶侵(leaching)，痕量的这些元素可能进入到最终的合金产品中。
在根据本发明的铝合金形变产品的优选实施方案中，该合金具有非有意添加的V，从而其仅以小于0.05％的常规杂质水平存在(如果存在的话)。
铜含量对合金的热裂纹敏感性具有相当大的影响，因此还影响合金的可焊性。已发现在0.28％或低于0.25％的铜含量下可焊性得到进一步的改善。在低于0.25％或甚至低于0.20％的铜含量下获得非常好的可焊性。Cu含量的最小添加量优选为0.03％且更优选0.08％。当根据本发明的合金产品用作工具板时，可焊性能在工具板的修理操作期间变得尤其有用(at play)。
在本发明的实施方案中，Zn含量为7.5-14.0％，优选的Zn量范围具有8.5％、9.0％或9.5％的下限和1 2.0％、11.0％或10.0％的上限，例如Zn优选为8.5-11.0％且Zn更优选为8.5-10.0％，尤其对于航空航天应用中的使用。但对于工具板应用，Zn含量的上限为14.0％、优选12.0％且更优选11.0％。
通过将Zn含量限定为12.0％、11.0％或甚至10.0％的最大值，抗腐蚀性且尤其是EXCO维持在高的水平，这对于根据本发明的合金产品的航空航天应用尤其适合。
在本发明的实施方案中，Mg含量为1.0-5.0％或2.5-5.0％。优选的上限为4.5％。当根据本发明的合金产品用作工具板时，Mg含量的更优选上限为4.0％。
Mg的添加显著提高合金的强度。使用5.0％的最大含量来避免形成不利的Mg析出物例如Mg5Al3或Mg5Al8，这些析出物可能产生不希望有的对IGC和SSC的敏感性。
在本发明的实施方案中，合金中的Mg量至少是由关系Mg≥6.6-(0.45×Zn)提供的值，且优选其中Mg≥10-(0.79×Zn)。
Mg和Zn形成MgZn2析出物，这是对淬火和时效后的最终硬度和强度性能具有深切影响的析出物。如果Mg含量高于上述关系给出的值，则过量的Mg将有助于合金的强化。
本发明针对这样的合金组成，当其被加工成各种产品时，例如但不限于片材、板材、厚板等，将满足或超出所需的材料性能。该产品的性能平衡将胜过由目前商用合金制造的产品的性能平衡。
优选将根据本发明的合金产品加工成大于1英寸(25.4mm)直到约11英寸(279.4mm)或更大的较厚规格，并且将提供用于结构飞机组件例如由板材机加工成的整体零件的改善性能，或者形成用于飞机机翼结构的整体翼梁(spar)，或者以用于飞机机翼结构的翼肋(rib)形式或作为上机翼板。还可使用较厚规格的产品作为工具板或模具板，例如用以通过压铸、注塑模制或类似方法制造成形塑料产品的模具。当厚度范围是如上文所给出时，本领域技术人员可立即明白该厚度是由这种薄板或厚板制成的合金产品中最厚横截面位置的厚度。还能够以用于飞机结构的阶段式挤压件或挤压翼梁形式，或者例如以用于飞机机翼结构的锻造翼梁的形式提供根据本发明的合金产品。
在对合金产品进行挤压的实施方案中，优选将合金产品挤压成在它们的最厚横截面位置处具有至多10mm、优选1-7mm厚度的型材(profile)。然而，在挤压形式中，该合金产品还可代替通常通过高速机加工或铣削技术被机加工为成型结构组件的厚板材料。在该实施方案中，挤压合金产品优选在其最厚横截面位置处具有2英寸(50.8mm)-6英寸(152.4mm)的厚度。
在本发明的实施方案中，该产品是高强度和韧性的航空航天板材，例如上机翼板，该产品的Mg含量优选根据Mg≥6.6-(0.45×Zn)而取决于Zn含量。
发现如果Mg含量至少等于或超过由Mg和Zn之间的上述关系给出的值，则可获得机械性能、韧性性能和抗腐蚀性的特别有利的组合，该性能组合对高强度和韧性的航空航天板材或挤压件特别引人关注。
在本发明的实施方案中，该产品是高强度工具板，其优选在人工时效后具有大于185HB、优选大于190HB的硬度，该产品的Mg含量优选根据Mg≥6.6-(0.45×Zn)、更优选根据Mg≥10-(0.79×Zn)而取决于Zn含量。应注意的是，本说明书和权利要求书中的所有硬度值均为根据ASTM E10(2002版)测得的Brinell硬度值，并且其中在中间截面厚度处测量硬度。
发现如果Mg含量至少等于或超过由Mg和Zn之间的上述关系给出的值，则可获得机械性能、硬度、可焊性和抗腐蚀性的特别有利的组合，该性能组合对高强度工具板特别引人关注。
在优选实施方案中，该形变合金产品由处于T6或T7状态并且基本组成如下的工具板组成：
Zn7.5-14.0，优选7.5-12.0，更优选8.5-11.0，或9.5-12.0
Mg1.0-5.0，优选2.0-4.5或2.5-4.5，更优选2.5-3.5，并且其中Mg含量根据Mg≥6.6-(0.45×Zn)且更优选Mg≥10-(0.79×Zn)而取决于Zn含量。
Cu0.03-0.25，优选0.03-0.20
Zr0.04-0.15，且可选地还具有最多0.20的Cr，
Ti＜0.10
Fe＜0.30，优选＜0.14
Si＜0.25，优选＜0.12，
其余为附带元素和杂质，每种＜0.05，总量＜0.15，余量为铝。
在另一个实施方案中，所述工具板进一步包括0.05-0.40％Mn。
在优选实施方案中，该形变合金产品由处于T6或T7状态并且基本组成如下的工具板组成：
Zn7.5-14.0，优选7.5-12.0，更优选8.5-11.0，或9.5-12.0
Mg1.0-5.0，优选2.0-4.5或2.5-4.5，更优选2.5-3.5，并且其中Mg含量根据Mg≥6.6-(0.45×Zn)且更优选Mg≥10-(0.79×Zn)而取决于Zn含量。
Cu0.03-0.25，优选0.03-0.20
Cr 0.04-0.20
Zr至多0.15
Ti＜0.10
Fe＜0.30，优选＜0.14
Si＜0.25，优选＜0.12，
其余为附带元素和杂质，每种＜0.05，总量＜0.15，余量为铝。
在另一优选实施方案中，根据本发明的形变合金产品由选自片材、板材、挤压件或结构飞机组件的航空航天产品组成，所述结构飞机组件由这样的片材、板材或挤压件制成，并且所述产品处于T6或T7状态且基本组成如下：
Zn7.5-11.0
Mg1.0-5.0，并且其中Mg含量根据Mg≥6.6-(0.45×Zn)且更优选Mg≥10-(0.79×Zn)而取决于Zn含量。
Cu0.03-0.25
Zr0.04-0.15
Ti＜0.10
Fe＜0.14，优选＜0.08
Si＜0.12，优选＜0.07，
其余为附带元素和杂质，每种＜0.05，总量＜0.15，余量为铝。
在航空航天产品的更优选实施方案中，其具有2.0-4.5％的Mg含量，并且另外其中Mg含量根据Mg≥10-(0.79×Zn)而取决于Zn含量。在航空航天产品的另外实施方案中，其具有7.5-11.0％且优选8.5-10.0％的Zn含量。
在航空航天产品的再一个实施方案中，其还包括0.05-0.40％且优选0.05-0.30％的Mn。
本发明还体现在包含至少第一组件零件和至少第二组件零件的焊接组件，所述至少第一组件零件是根据本发明的产品，这些组件零件被焊接在一起形成焊接组件，优选其中该焊接组件是焊接结构飞机组件。更优选地，所述第一和第二组件零件包含根据本发明的产品。甚至更优选地，形成所述焊接组件或焊接结构飞机组件的基本上全部或甚至全部组件零件包含根据本发明的产品。良好的可焊性和其它有利性能被用来提供具有优异的强度、腐蚀性能和焊接品质的焊接组件或焊接结构飞机组件。
在本发明的另一方面，提供了制造上文所述以及实施例中所述的形变铝AA7000-系列合金产品的方法，其包括以下加工步骤：
a)铸造具有本说明书所述组成的铸锭；
b)在铸造后均匀化和/或预加热该铸锭；
c)通过选自轧制、挤压和锻造中的一种或多种方法将铸锭热加工成预加工产品；
d)可选地再次加热该预加工产品及或者，
e)将该预加工产品热加工和/或冷加工成所需的工件形状；
f)以足以使合金中的基本上所有可溶组分进入固溶体的温度和时间，对成形的工件进行固溶热处理(SHT)；
g)优选通过喷液淬火或浸没淬火在水或油或其它淬火介质中，对固溶热处理的工件进行淬火；
h)可选地伸展或压缩该淬火的工件或另外进行冷加工以缓解应力，例如片材产品的矫平；
i)对淬火并可选地伸展或压缩的工件进行人工时效，以实现所需的状态，尤其是T6或T7型状态，例如选自包含T6、T74、T76、T751、T7451、T7651、T77和T79的组中的状态，并且
其中均匀化处理包括第一均匀化阶段和可选的第二均匀化阶段，其中对用于铸锭或板坯的所述第一均匀化阶段期间的持续时间和温度进行选择，使得铸锭或板坯内的冷点处于溶解温度并至少持续基本上溶解所有m相析出物所需的溶解时间，其中所述冷点定义为铸锭或板坯中的最冷点。
可选地，均匀化处理还包括相继于第一均匀化阶段的第二均匀化阶段。应注意的是，在铸锭或铸件的周边在较早的时间达到溶解温度，并且冷点的温度缓慢升至溶解温度。实际上，通常将溶解温度称作均匀化温度。
通过熔融并可直接激冷(“D.C.”)铸造成铸锭或者通过其它合适的铸造技术来常规地制造本发明的合金产品。可通过选自轧制、挤压和锻造中的一种或多种方法对该合金产品进行热加工。对于本合金，优选热轧。通常在与用于均匀化的相同温度范围内进行固溶热处理，然而可选择稍短的均热时间。
在一个实施方案中，提供了这样的方法，其中对铸锭或板坯的第一均匀化阶段的持续时间进行选择，使得冷点处于溶解温度并至少持续溶解m相析出物所需的溶解时间，其中优选的溶解时间为最多2小时，优选1小时，更优选尽可能地短，例如30分钟或20分钟，或甚至更短。溶解温度优选为约470℃。
在一个实施方案中提供了这样的方法，其中铸锭或板坯的第一均匀化阶段的持续时间最多为24小时，优选最多12小时，优选其中均匀化温度为470℃。
在一个实施方案中提供了这样的方法，其中对于Cu≤0.28％、甚至更优选Cu≤0.20％的铸锭或板坯，第一均匀化阶段为在470℃下最多12小时，并且其中不存在第二均匀化阶段。
在一个实施方案中提供这样的方法，其中对于Cu＞0.20％、优选Cu＞0.25％、更优选Cu的最大值为0.28％的铸锭或板坯，均匀化步骤包括第一均匀化阶段和第二均匀化阶段，所述第一均匀化阶段为470℃下最多24小时、优选最多12小时，并且其中所述第二均匀化阶段为在475℃下最多24小时、优选最多12小时。
使用根据本发明的方法，获得了具有降低的热裂纹敏感性、还具有改善的强度和韧性性能、并且当处于人工时效条件时具有大于180HB硬度的产品。对于优选Cu≤0.25％或甚至Cu≤0.20％的Cu，在470℃下最多24小时、优选最多12小时的均匀化处理足以溶解所有m相析出物并且在SHT、淬火、可选的伸展、和时效后产生具有所需性能的产品。通过根据铜含量来选择最短的可能均匀化阶段和最低的可能均匀化温度，可非常经济地进行该过程同时维持优异的性能并获得优异的可焊性。如果时效处理是单步时效处理，则可更加经济地进行该过程。这样，获得具有降低的热裂纹敏感性、还具有改善的强度、并且当处于T6状态条件时具有大于180HB硬度的产品，该产品可极好地用于高强度工具板应用。在两阶段时效处理中，获得具有以下有利性能组合的产品：改善的机械性能、人工时效条件下的硬度、韧性性能和抗腐蚀性能，该产品可极好地用于高强度和高韧性的可焊航空航天板材。在单阶段或者在2阶段时效处理后，发现抗腐蚀性尤其是IGC和EXCO得到改善。
发现对于Cu≤0.28％的根据本发明的合金，m相析出物快速溶解，并且在≤0.25％或≤0.20％的较低铜含量下分别更快地溶解，从而通过选择第一均匀化阶段的持续时间可使该过程更经济，选择的持续时间使得铸锭或板坯中的冷点处于均匀化温度例如470℃并至少持续溶解m相析出物所需的溶解时间，其中所述溶解时间优选最多2小时，优选1小时，更优选尽可能短，所述冷点被定义为铸锭或板坯中的最冷点，其通常为铸锭或板坯的中心。理想地，当所有的m相析出物溶解时结束均匀化处理，其后一旦板坯达到轧制温度，可选在已进行再次加热处理使板坯或铸锭达到或者降至轧制温度之后，可将板坯或铸锭转移至热轧机进行热轧。
在一个实施方案中，使用控制手段，例如计算均匀化处理期间的铸锭或铸件的温度发展的数学或物理基计算机模型，来控制均匀化处理，以便确定板坯或铸锭在均匀化温度下的最佳停留时间，使得铸锭或板坯的冷点处在例如约470℃的溶解温度下至少持续溶解m相析出物所需的溶解时间。本领域的技术人员清楚，通过如EP-0876514-B1([0028]段)(通过引用并入本文)中定义的等效时间的概念，可一定程度地交换退火温度和时间，然而最低退火温度当然应足够高以便能够溶解析出物。避免某些其它析出物的溶解也可能是重要的，从而选择退火温度的自由度(liberty)受到最大和最小均匀化温度的限制。
在根据本发明方法的一个实施方案中，人工时效步骤i)包括在105℃-135℃的温度下优选持续2-20小时的第一时效步骤，和在135℃-210℃的温度下优选持续4-20小时的第二时效步骤。在另外的实施方案中，可应用在105℃-135℃的温度下优选持续20-30小时的第三时效步骤。
下文中，将通过下面的非限制性实施例说明本发明。
实施例
实施例1.
依照以下途径对表1中示出的化学组成A.1-A.7的实验室铸锭进行铸造和加工(V＝加热速率，@＝处于)：
均匀化：v＝30℃/h+12h@470℃，
预加热v＝35℃/h+6h@420℃，
热轧：从80mm规格至30mm，
SHT v＝尽可能快，2h@470℃，随后进行水淬，
伸展：1.5％，
时效T76，v＝30℃/h+5h@120℃/h加v＝15℃/h+12h@145℃/h。
表1.以重量％计的合金组成(0.06Fe，0.04Si，0.04Ti，0.10Zr，余量为铝)、合金的机械性能(L方向)和断裂韧性(L-T方向)。
合金     Zn     Mg     Cu   Rp(MPa)     Rm(MPa)     KIC(MPa√m)
  AA7055-T7751     参考AMS 4206   593     614     24.2
  AA7449-T7651     参考AMS 4250   538     579     24.2
  A.1     7.5     2.8     0.15   531     549     70.1
  A.2     7.4     4.2     0.16   589     614     40.6
  A.3     9.5     1.9     0.16   554     558     62.1
  A.4     9.5     2.3     0.15   580     595     41.3
  A.5     9.5     2.8     0.15   623     636     30.8
  A.6     9.4     3.3     0.17   647     666     26.4
  A.7     11.0     2.8     0.18   659     669     24.2
从表1可以清楚，通过增加Zn和Mg但保持低水平的Cu，能够获得非常高的强度，同时维持等于或高于参考材料的韧性水平。从表1还可以清楚，为了达到至少580MPa的期望强度水平，Mg水平根据Mg≥6.6-(0.45×Zn)而取决于Zn水平。
实施例2.
除最终热轧厚度为3mm并且对合金B.2均匀化较长时间外(12h@470℃，随后24h@475℃)，依照上述途径对表2中示出的化学组成B.1-B.4的实验室铸锭进行铸造和加工，其中均匀化步骤包括第一和第二阶段：
表2.以重量％计的合金组成
(0.06Fe，0.04Si，0.04Ti，0.10Zr，余量为铝)
    合金     Zn     Mg     Cu   Rp(MPa)     EXCO
    B.1     9.3     2.3     0.16   565     EA/B
    B.2     9.4     2.3     0.80   564     EC
    B.3     9.3     2.8     0.16   598     EA
    B.4     10.7     2.8     0.15   626     EA
在表2中还显示了合金的机械性能(L-方向)和腐蚀性能(EXCO，根据标准ASTM G34-97测得)。0.8％的Cu水平(参见合金B.2)没有改善机械性能，而对合金的腐蚀行为具有不利影响。另一方面，Mg和Zn的添加(参见合金B.3和B.4)导致较好的腐蚀性能并导致相当大的强度提高。
实施例3.
研究了具有表3中给出的组成的7种合金。大多数合金(合金C.1-C.5)具有低的Cu水平，而一些合金包含较多的Cu(合金C.6，C.7)。根据如下途径将它们全部加工成3.5mm规格的板材：
铸造铸锭，从铸锭机加工出80×80×100mm3的轧块。
均匀化：对于Cu≤0.20％，v＝30℃/h+470℃@12h，
对于Cu＞0.20％，v＝30℃/h+470℃@12h，v＝15℃/h+475℃@24h，
热轧：预加热@430℃，从80mm轧制成3.5mm厚度，
SHT：1h@470℃，随后在水或油中淬火，
伸展：1.5％，
在SHT后，将该实施例中的所有合金时效成T6状态。
在人工时效之前，在油和水中对合金进行淬火，以研究合金的淬火敏感性。油淬相当于约70mm厚板材芯部中的淬火速率，其中该板材芯部没有表面淬火快。在时效之后，根据ASTM E10(2002版)测量Brinell硬度。在表3中给出了测得的硬度值。表3显示水淬的值典型高于或类似于油淬的值。具有最高全部合金化含量的合金具有最大的淬火敏感性。Zn均≥9.3％的合金C.2、C.3、C.5、C.7获得至少190HB的硬度值。在合金C.6中，Cu添加相比于没有该添加(合金C.1)显著提高硬度，然而在高Zn的合金C.7中，Cu添加在油淬条件下几乎没有产生任何额外的强度。与冶金学预期相反的是，Mg和Cu的组合相比等效量的单独Mg导致更高的强度，令人惊奇地是，在较高的Zn含量下，Cu在增加硬度方面并不比额外的Mg更有效。
表3.以重量％计的C系列组成，余量为铝，包括对于不同淬火介质(WQ＝水淬火；OQ＝油淬火)的Brinell硬度值(HB)。
  合金   Zn    Mg   Cu   Ti   Zr   Fe   Si   HB，WQ   HB，OQ ΔHB(WQ-OQ) IGC型，OQ
  C.1   7.4   1.92   0.17   0.04   0.10   0.04   0.02   164   164 0 1
  C.2   9.3   2.8   0.16   0.04   0.11   0.03   0.02   192   190 2 1
  C.3   9.5   3.3   0.16   0.04   0.098   0.03   0.02   209   197 12 1
  C.4   7.4   4.2   0.17   0.04   0.098   0.04   0.02   189   189 0 1
  C.5   10.7   2.8   0.16   0.04   0.097   0.03   0.02   210   197 13 1
  C.6   7.4   1.86   1.65   0.05   0.10   0.03   0.02   179   179 0 2
  C.7   9.4   2.3   1.66   0.04   0.099   0.03   0.02   204   191 13 2
此外，即使在油中淬火，低Cu合金也显示出对晶间腐蚀的优异抵抗性(IGC，根据标准ASTM G110-92进行的测试)，而高含Cu的合金表现出微弱程度的IGC。因此该合金的淬火敏感性较小，这在加工该合金中具有多种优点，因为其对工艺中的起伏具有更大的容限。
实施例4.
研究了具有表4中组成的5种合金。这些合金具有低的Cu水平。根据如下途径将它们加工成3mm规格的板材：
铸造铸锭，从铸锭机加工出80×80×100mm3的轧块。
均匀化：v＝30℃/h+470℃@12h，
热轧：预加热@430℃，从80mm轧制成3mm厚度，
SHT：1h@470℃，随后水淬，
伸展：1.5％，
时效：1步或2步人工时效成T6状态条件。
在表4中给出了在1步和2步时效之后产生的平均硬度值。表4中的结果表明，对于190或更高的HB，在9.47％的Zn含量下，存在Mg的最小水平，其处于1.92％和2.85％之间。表3提供了2.8的值。此外，对于1步和2步人工时效，获得了相当的硬度水平。这提高了该合金对多种产品范围的可应用性，其中需要2步时效(航空航天材料要求)或优选1步时效(节约费用)。
表4显示，为了达到190 HB或更高的硬度水平，允许145℃人工时效步骤的时效时间处于宽范围内。
表4.以重量％计的实施例2合金的组成，余量为铝，以及1步和2步时效的平均硬度。
    合金   Zn   Mg   Cu   Zr   Fe   Si   Ti     1-步(HB)   2-步(HB)
    D.1   9.47   1.92   0.16   0.10   0.06   0.03   0.05     174   175
    D.2   9.41   2.85   0.16   0.10   0.06   0.03   0.05     192   190
    D.3   9.52   3.37   0.16   0.096   0.08   0.03   0.05     197   195
    D.4   9.61   4.57   0.16   0.092   0.07   0.03   0.06     198   204
    D.5   8.94   3.99   0.16   0.095   0.07   0.03   0.06     200   197
可由表3和4推导出Mg和Zn含量之间的组成关系，在其上有望以适当的合金加工得到高的硬度。Mg和Zn含量之间的关系大致为Mg＝10-0.79*Zn(以重量％计)。对于比依从于Zn含量的该关系给出的Mg含量更高的Mg含量，将提供至少185HB的硬度，甚至至少190HB的硬度，特别是其中Zn含量超过7.4％的合金。
实施例5.
根据本发明的方法对根据本发明且特别适合于工具板应用的三种合金(E.1至E.3)进行加工并随后在130℃下峰时效24小时。在L方向上测定拉伸性能(屈服强度和拉伸强度)，并在中间截面厚度处测量硬度。将这些合金与T651状态的常规AA7050和AA7075合金进行比较。
在表5中列出了合金组成和性能。从这些结果可以看出，根据本发明的合金能够实现非常高的强度值，使得非常适合用作工具板。表5.以重量％计的根据本发明合金的组成(0.12％Zr，0.05％Fe，0.03％Si，0.15％Cu，余量为铝)和拉伸性能及硬度。
合金     Zn(wt.％)     Mg(wt.％)     状态   Rp(MPa)   Rm(MPa)     硬度(HB)
  AA7050     6.2     2.3     T651   532   575     180
  AA7075     5.6     2.5     T651   533   462     150
  E.1     9.4     3.5     峰时效   695   708     236
  E.2     11.5     3.1     峰时效   734   736     246
  E.3     11.4     3.0     峰时效   680   689     245
实施例6.
使用用于评价铝合金热裂纹敏感性的明确定义的方法来评价依照本发明进行处理的三种合金(F.1至F.3)的可焊性，该方法也被称作Houldcroft测试，P.T.Houldcroft的“A simple Cracking Test for useWith Argon-Arc Welding”，British Welding Journal，October 1955，第471-475页中对该测试进行了描述，通过引用将该文献并入本文。该方法使用鱼骨样品几何形状或锥形试样几何形状，并且对于激光焊接，锥形试样几何形状是优选的并且用于该实施例而且具有2mm的厚度。使用激光来产生全熔透的堆焊焊缝(bead-on-plate weld)。该焊缝从样品的窄端开始并越过样品的整个长度。在焊接熔池凝固期间形成热裂纹，并且该裂纹在特定点处终止。该裂纹长度是热裂纹敏感性的量度，因而该裂纹越长，热裂纹敏感性越高。样品在测试期间没有受到限制，并且所有焊缝均是在没有填料焊丝添加的情况下产生的。在这些测试中，使用光斑尺寸为0.45mm(150mm聚焦透镜)并且在板材上表面具有聚焦位置的Nd:YAG激光。激光处理参数恒定保持在4500W激光功率和4m/分钟的焊接速率。
在表6中给出了选择用于研究的合金以及焊接测试的结果。裂纹敏感性以％开裂表示，其为裂纹长度除以试样长度；因此较低的％开裂代表较低的热裂纹敏感性。可清楚地看出，由于总的Zn和Mg溶质含量提高，因此裂纹敏感性降低，这导致较高的可焊性。为了比较，还对铝AA7017进行测试，因为其作为可焊合金而被铝工业所接受。可以清楚地看出，根据本发明的所有合金的可焊性均好于AA7017。
表6.以重量％计的根据本发明合金的组成(0.12％Zr，0.05％Fe、0.03％Si，0.15％Cu，余量为铝)和Houldcraft焊接测试的结果。
    合金     Zn     Mg     Zn+Mg     ％开裂
    AA7017(对比)     4.0-5.2     2.0-3.0     6.0-8.2     53
    F.1     9.3     2.8     12.1     31
    F.2     9.5     3.3     12.8     28
    F.3     10.7     2.8     13.5     31
应理解的是，本发明不限于所述实施方案和上述实施例，而是包括说明书和下面的权利要求书范围内的任何及所有实施方案。

Claims (39)

1.形变铝AA7000-系列合金产品，其基本组成以重量％计如下：
Zn 9.0-14.0
Mg 1.0-5.0
Cu 0.03-0.25
Fe ＜0.30
Si ＜0.25
Zr为0.04至小于0.3
和一种或多种如下元素：
Ti ＜0.3
Hf ＜0.3
Mn ＜0.8
V  ＜0.4
Sc ＜0.7
其余为：附带元素和杂质，每种＜0.05，总量＜0.15，余量为铝，该产品具有降低的热裂纹敏感性，还具有改善的强度和韧性性能，并且当处于人工时效条件时具有大于180HB的硬度。
2.根据权利要求1的产品，其中Cu≤0.20％。
3.根据权利要求1的产品，其中Cu含量具有0.08％的下限。
4.根据任何权利要求1的产品，其中Zr含量为0.04-0.15％。
5.根据任何权利要求4的产品，其中Zr含量为0.04-0.13％。
6.根据权利要求1的产品，其中Zn含量具有9.5％的下限。
7.根据权利要求1的产品，其中Zn含量具有12.0％的上限。
8.根据权利要求1的产品，其中Zn含量具有11.0％的上限。
9.根据权利要求1的产品，其中Zn含量具有10.0％的上限。
10.根据权利要求1的产品，其中Mg含量具有2.5％的下限。
11.根据权利要求1的产品，其中Mg含量具有4.5％的上限。
12.根据权利要求11的产品，其中Mg含量具有4.0％的上限。
13.根据权利要求1的产品，其中Fe含量为至多0.14％。
14.根据权利要求13的产品，其中Fe含量为至多0.08％。
15.根据权利要求1的产品，其中Si含量为至多0.12％。
16.根据权利要求15的产品，其中Si含量为至多0.07％。
17.根据权利要求1的产品，其中Mn含量为0.05-0.40％。
18.根据权利要求1的产品，其中Mn含量为＜0.02％。
19.根据权利要求1的产品，其中Mg≥6.6-(0.45×Zn)。
20.根据权利要求19的产品，其中Mg≥10-(0.79×Zn)。
21.根据权利要求1的产品，其中该产品为片材、板材或挤压件形式。
22.根据权利要求1的产品，其中该产品处于T6型或T7型条件。
23.根据权利要求1的产品，其中该产品是处在T6型或T7型条件下的可焊航空航天片材或板材产品，并且其中所述产品的基本组成如下，以重量％计：
Zn 9.0-11.0
Mg 1.0-5.0，并且其中Mg含量根据Mg≥6.6-(0.45×Zn)而取决于Zn含量，
Cu 0.03-0.25
Zr 0.04-0.15
Ti ＜0.10
Fe ＜0.08
Si ＜0.07，
其余为附带元素和杂质，每种＜0.05，总量＜0.15，余量为铝。
24.根据权利要求1的产品，其中该产品是处在T6型或T7型条件的可焊航空航天片材或板材产品，并且其中所述产品的基本组成如下，以重量％计：
Zn 9.0-11.0
Mg 2.0-4.5，并且其中Mg含量根据Mg≥10-(0.79×Zn)而取决于Zn含量，
Cu 0.03-0.25
Zr 0.04-0.15
Ti ＜0.10
Fe ＜0.08
Si ＜0.07，
其余为附带元素和杂质，每种＜0.05，总量＜0.15，余量为铝。
25.根据权利要求1的产品，其中该产品是处在T6型或T7型条件的可焊航空航天片材或板材产品，并且其中所述产品的基本组成如下，以重量％计：
Zn 9.0-10.0
Mg 2.0-4.5，并且其中Mg含量根据Mg≥10-(0.79×Zn)而取决于Zn含量，
Cu 0.03-0.25
Zr 0.04-0.15
Ti ＜0.10
Fe ＜0.08
Si ＜0.07，
其余为附带元素和杂质，每种＜0.05，总量＜0.15，余量为铝。
26.根据权利要求1的产品，其中该产品是处在T6型或T7型条件的可焊航空航天片材或板材产品，并且其中所述产品的基本组成如下，以重量％计：
Zn 9.0-10.0
Mg 2.5-4.5，并且其中Mg含量根据Mg≥10-(0.79×Zn)而取决于Zn含量，
Cu 0.03-0.25
Zr 0.04-0.15
Ti ＜0.10
Fe ＜0.08
Si ＜0.07，
其余为附带元素和杂质，每种＜0.05，总量＜0.15，余量为铝。
27.根据权利要求1的产品，其中该产品是处在T6型或T7型条件的可焊航空航天挤压件，并且其中所述产品的基本组成如下，以重量％计：
Zn 9.0-11.0
Mg 1.0-5.0，并且其中Mg含量根据Mg≥6.6-(0.45×Zn)而取决于Zn含量，
Cu 0.03-0.25
Zr 0.04-0.15
Ti ＜0.10
Fe ＜0.14
Si ＜0.12，
其余为附带元素和杂质，每种＜0.05，总量＜0.15，余量为铝。
28.根据权利要求1的产品，其中该产品是处在T6型或T7型条件的可焊工具板产品，并且其中所述板产品的基本组成如下，以重量％计：
Zn 9.0-14.0
Mg 1.0-5.0，并且其中Mg含量根据Mg≥6.6-(0.45×Zn)而取决于Zn含量，
Cu 0.03-0.25
Zr 0.04-0.15
Ti ＜0.10
Fe ＜0.30
Si ＜0.25，
其余为附带元素和杂质，每种＜0.05，总量＜0.15，余量为铝。
29.根据权利要求1的产品，其中该产品是处在T6型或T7型条件的可焊工具板产品，并且其中所述板产品的基本组成如下，以重量％计：
Zn 9.0-14.0
Mg 2.0-4.0，并且其中Mg含量根据Mg≥10-(0.79×Zn)而取决于Zn含量，
Cu 0.03-0.25
Zr 0.04-0.15
Ti ＜0.10
Fe ＜0.30
Si ＜0.25，
其余为附带元素和杂质，每种＜0.05，总量＜0.15，余量为铝。
30.根据权利要求1的产品，其中该产品是处在T6型或T7型条件的可焊工具板产品，并且其中所述板产品的基本组成如下，以重量％计：
Zn 9.0-12.0
Mg 2.0-4.0，并且其中Mg含量根据Mg≥10-(0.79×Zn)而取决于Zn含量，
Cu 0.03-0.25
Zr 0.04-0.15
Ti ＜0.10
Fe ＜0.30
Si ＜0.25，
其余为附带元素和杂质，每种＜0.05，总量＜0.15，余量为铝。
31.根据权利要求1的产品，其中该产品是处在T6型或T7型条件的可焊工具板产品，并且其中所述板产品的基本组成如下，以重量％计：
Zn 9.5-12.0
Mg 2.5-4.5，并且其中Mg含量根据Mg≥10-(0.79×Zn)而取决于Zn含量，
Cu 0.03-0.25
Zr 0.04-0.15
Ti ＜0.10
Fe ＜0.30
Si ＜0.25，
其余为附带元素和杂质，每种＜0.05，总量＜0.15，余量为铝。
32.根据权利要求1的产品，其中该产品是处在T6型或T7型条件的可焊工具板产品，并且其中所述板产品的基本组成如下，以重量％计：
Zn 9.0-11.0
Mg 2.5-4.5，并且其中Mg含量根据Mg≥10-(0.79×Zn)而取决于Zn含量，
Cu 0.03-0.25
Zr 0.04-0.15
Ti ＜0.10
Fe ＜0.30
Si ＜0.25，
其余为附带元素和杂质，每种＜0.05，总量＜0.15，余量为铝。
33.根据权利要求1的产品，其中该产品为处在T6型或T7型条件的可焊工具板产品，并且其中所述板产品的基本组成如下，以重量％计：
Zn 9.5-12.0
Mg 2.5-3.5
Cu 0.03-0.25
Zr 0.04-0.15
Ti ＜0.10
Fe ＜0.30
Si ＜0.25，
其余为附带元素和杂质，每种＜0.05，总量＜0.15，余量为铝，并且具有大于190HB的硬度。
34.制造根据权利要求1的形变铝AA7000-系列合金产品的方法，其包括以下步骤：
a)铸造具有根据权利要求1的组成的铸锭；
b)在铸造之后均匀化和/或预加热该铸锭；
c)通过选自轧制、挤压和锻造中的一种或多种方法将铸锭热加工成预加工产品；
d)任选地再次加热该预加工产品及或者，
e)将该预加工产品热加工和/或冷加工成所需的工件形状，
f)以足以使合金中的基本上所有可溶组分进入固溶体的温度和时间，对成形的工件进行固溶热处理；
g)对固溶热处理的工件进行淬火；
h)任选地伸展或压缩该淬火的工件或另外进行冷加工以缓解应力；
i)对淬火并任选地伸展或压缩的工件进行人工时效，以实现所需的状态，和
其中均匀化处理包括第一均匀化阶段和任选的第二均匀化阶段，其中对用于铸锭或板坯的所述第一均匀化阶段期间的持续时间和温度进行选择，使得铸锭或板坯内的冷点处于溶解温度并至少持续溶解m相析出物所需的溶解时间，所述冷点定义为铸锭或板坯中的最冷点。
35.根据权利要求34的方法，其中在过程i)期间，将产品人工时效至T6型或T7型状态。
36.根据权利要求34的方法，其中通过喷液淬火或浸没淬火中的一种在水或油中进行步骤g)。
37.根据权利要求34的方法，其中步骤h)中的冷加工是片材产品的矫平。
38.焊接组件，其包含至少第一组件零件和至少第二组件零件，所述至少第一组件零件为根据权利要求1的产品，这些组件零件被焊接在一起形成焊接组件，并且其中所述焊接组件为焊接结构的飞机组件。
39.根据权利要求38的焊接组件，其中所述至少第一组件零件和所述至少第二组件零件是根据权利要求1的产品。
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