CN102676962B - 热处理型Al-Zn-Mg系铝合金挤压材的制造方法 - Google Patents

热处理型Al-Zn-Mg系铝合金挤压材的制造方法 Download PDF

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Abstract

本发明的热处理型Al-Zn-Mg系铝合金挤压材的制造方法，特别是在刚挤压后立即进行模淬火接着进行时效处理时，防止挤压材的强度下降和材料特性的偏差。其中，将如下的铝合金铸锭均质化处理后，不进行冷却，在均质化处理温度进行挤压，以100℃/min以上的冷却速度对挤压材进行模淬火后，实施人工时效处理，该铝合金铸锭含有Zn：4.0～8.0质量％、Mg：0.5～2.0质量％、Cu：0.05～0.5质量％、Ti：0.01～0.1质量％，还含有Mn：0.1～0.7质量％、Cr：0.1～0.5质量％、Zr：0.05～0.3质量％中的1种或2种以上，余量是Al和不可避免的杂质。均质化处理如下进行，以低于750℃/hr的加热速度加热到430～500℃的均质化处理温度，或者，加热到所述均质化处理温度，在相同温度保持3hr以上。

Description

热处理型Al-Zn-Mg系铝合金挤压材的制造方法
技术领域
本发明涉及公知具有高强度的热处理型Al-Zn-Mg系(JIS7000系)铝合金挤压材的制造方法。
背景技术
例如专利文献1、2所示，热处理型Al-Zn-Mg系(JIS7000系)铝合金挤压材通常如下制造：对通过DC铸造得到的铸锭进行均质化处理，从均质化处理温度冷却后，切断成挤压用尺寸(挤压坯料)，将所得到的挤压坯料急速加热到规定温度进行挤压成形，在挤压后直接在线对挤压材进行水冷或空冷(模淬火水冷，模淬火空冷)，实施时效处理。或者，也有如下情况：在挤压后，进行再加热进行固溶处理和淬火，接着进行时效处理。
通过进行均质化处理，铸锭中的Zn、Mg不会偏析，并且能够使微细的Al-过渡金属(Mn、Cr、Zr等)系粒子析出。Al-过渡金属系粒子具有防止挤压材的重结晶粒粗大化的作用。在均质化处理后通过对铸锭进行急冷，防止冷却中Mg2Zn粗大析出。如果此时析出的Mg2Zn为微细，则能够通过在挤压前的加热(急速加热)使其固溶。另外，通过以急速加热进行临挤压前的坯料的加热，由此能够防止Al-过渡金属系粒子的粗大化。
【以往技术文献】
【专利文献】
【专利文献1】日本特开平9-310141号公报
【专利文献2】日本特开平11-80876号公报
DC铸造的铸锭在凝固后立即通过水冷被强制冷却，因此溶质元素在树脂晶体/晶粒边界等偏析。均质化处理的目的之一就是消除该溶质元素在铸锭内的偏析。
另一方面，均质化处理在工业中大多在空气炉内实施，均质化处理后的冷却通常组合炉中冷却和后续的在炉外的空冷而实施。但是，在挤压坯料为大型，直径为350mm左右，因此不能增大均质化处理后的冷却速度。其结果是，在均质化处理后的冷却过程中，有助于挤压材的强度的析出物(Mg2Zn)粗大析出。特别是，在坯料中心部该倾向强。
在该阶段粗大析出的Mg2Zn不能通过临挤压前的坯料加热充分固溶。为此，在刚进行挤压后立即进行模淬火，接着进行时效处理了的挤压材与在挤压后进行再加热而进行固溶处理和淬火(水冷)，接着进行时效处理的挤压材(以下，称为固溶处理材)相比，挤压材的强度大幅下降。为了防止这种挤压材的强度下降，考虑到添加Zn和Mg比本来的必需量多。但是，此时，会发生挤压性和耐应力腐蚀裂纹性(以下，称为耐SCC性)降低等别的问题。
另外，工业上用空气炉实施均质化处理时，在炉的中心部和周边部，升温速度、保持时间和冷却速度产生差异。为此，在炉的中心部和周边部进行了均质化处理的坯料的升温速度、保持时间和冷却速度不同，其结果是，根据铸锭的不同，溶质元素的固溶水平(Mg2Zn的析出水平)产生差异，其通过刚挤压前的坯料加热不能消除，在刚挤压后立即进行模淬火，接着进行时效处理时，存在成为导致挤压后的材料特性偏差的原因的问题。
发明内容
本发明的主要目的在于，根据现有的热处理型A1-Zn-Mg系(JIS7000系)铝合金挤压材的制造方法，特别是在刚挤压后立即进行模淬火接着进行时效处理时，能够得到与固溶处理材相近的高强度的挤压材。另外，本发明的其他的目的在于，防止现有的所生成的材料特性的偏差。
在刚挤压后立即对Al-Zn-Mg系铝合金挤压材进行模淬火，接着进行时效处理时，与固溶处理材相比挤压材的强度下降的问题，如果在临挤压前的坯料加热的阶段使Zn和Mg充分固溶则能够得到解決。
在DC铸锭中粗大的Zn和Mg析出是在均质化处理后的冷却过程中出现，因此，在本发明中，在对DC铸锭进行均质化处理后，不像现有技术那样进行冷却，而是在该状态下直接用于挤压。由此，不使均质化处理中固溶的Zn和Mg析出即可。
因此，本发明的热处理型Al-Zn-Mg系铝合金挤压材的制造方法的特征在于，在对热处理型Al-Zn-Mg系铝合金进行DC铸造后，以低于750℃/hr的加热速度加热到均质化处理温度后，在相同温度下进行挤压，将所得到的挤压材以100℃/min以上的冷却速度进行模淬火后，实施人工时效处理。模淬火被认为是空冷或水冷，或者它们的组合。
或者，其特征在于，在对热处理型Al-Zn-Mg系铝合金进行DC铸造后，加热到均质化处理温度，在相同温度下保持3hr以上后进行挤压，以100℃/min以上的冷却速度对所得到的挤压材进行模淬火后，实施人工时效处理。
在本发明中，将均质化处理前的DC铸锭切断作为挤压坯料，将其加热到均质化处理温度，加热后不进行冷却而挤压。为此，挤压坯料能够维持Mn和Mg充分固溶的状态，能够维持在模淬火后的挤压材中Mn和Mg固溶的状态。因此，通过模淬火后的时效处理，不会出现固溶的Zn和Mg不足，能够使其作为具有有助于强度的尺寸的Mg2Zn析出物析出，即使不添加比本来的必需量多的Zn和Mg，也能够制造具有与以往的固溶处理材相近的高强度的挤压材。另外，随着Zn和Mg的添加量无需比必需量多添加，能够提高挤压性(增加挤压速度)，也防止耐SCC性下降。
在本发明的方法中，均质化处理兼具挤压前的坯料加热，均质化处理后无需进行冷却而挤压，因此，在以以往的大型空气炉实施均质化处理并不现实，与以往的坯料加热同样，优选使用例如感应加热器等实施。由于不使用以往的大型空气炉实施均质化处理，所以能够消除历来生产的每个铸锭的升温速度、保持时间和冷却速度的差异。其结果是，对于每个铸锭不会使溶质元素的固溶水平(MgZn2的析出水平)产生差异，这意味着能够使挤压材的材料特性稳定化。
另一方面，在均质化处理中，与以往方法同样，还具有使抑制偏析的均质化和挤压材的重结晶粒的粗大化的Al-过渡金属系粒子微细析出的作用。为此，在本发明的方法中，以低于750℃/hr的加热速度将坯料加热到均质化处理温度(也是挤压温度)，或者，将坯料加热到均质化处理温度，在相同温度保持3hr以上。由此，在挤压前坯料的偏析均质化，并且，在坯料中Al-过渡金属系粒子微细析出。通过在挤压坯料中使Al-过渡金属系粒子微细析出，能够抑制挤压材的重结晶粒的粗大化，能够将耐SCC性提高到与现有的制造方法相同的水平。
具体实施方式
以下，对本发明的热处理型Al-Zn-Mg系铝合金挤压材的制造方法进行更具体的说明。
(铝合金组成)
本制造方法能够适用于通常的热处理型Al-Zn-Mg系(JIS7000系)铝合金。具体地说，该热处理型Al-Zn-Mg系铝合金含有Zn：4.0～8.0质量％、Mg：0.5～2.0质量％、Cu：0.05～0.50质量％、Ti：0.01～0.1质量％，还含有Mn：0.1～0.7质量％、Cr：0.1～0.5质量％、Zr：0.05～0.3质量％中的1种或2种以上，余量实质上由铝和不可避免的杂质构成。以下，对各成分的作用进行说明。
Zn；
Zn与Mg共存赋予热处理型Al-Zn-Mg系铝合金时效性，通过人工时效而析出(Mg2Zn)，具有提高强度的作用。但是，Zn的含量低于4.0质量％时，强度不足，超过8.0质量％时，耐SCC性下降。因此，Zn含量为4.0～8.0质量％。
Mg；
Mg是提高热处理型Al-Zn-Mg系铝合金的强度的主要元素。但是，Mg含量低于0.5％时，强度不足，超过2.0质量％时，挤压性(挤压速度)下降，在模淬火空冷中，淬火开始温度下降，不能得到与以往的固溶处理材相近的高强度。因此，Mg含量为0.5～2.0质量％。
Cu；
Cu具有提高热处理型Al-Zn-Mg系铝合金的强度的作用和改善耐SCC性的作用。但是，Cu含量低于0.05质量％时，其效果不充分，超过0.5质量％时，挤压性(挤压速度)下降，在模淬火空冷中，淬火开始温度降低，不能得到与以往的固溶处理材相近的高强度。因此，Cu含量为0.05～0.5质量％。
Ti；
Ti具有使铸锭的晶粒微细化的效果。但是，Ti含量超过0.1质量％时，晶粒微细化效果饱和产生巨大化合物。另外，Ti含量低于0.01质量％时，不能得到充分的该效果。因此，Ti含量为0.01～0.1质量％。
Mn、Cr、Zr；
Mn、Cr、Zr具有在热处理型Al-Zn-Mg系铝合金挤压材中抑制重结晶粒的粗大化，提高耐SCC性的作用。但是，Mn、Cr、Zr含量分别低于0.1质量％、0.1质量％、0.05质量％时，其效果不充分。另外，Mn、Cr、Zr含量分别超过0.7质量％、0.5质量％、0.3质量％时，挤压性变差，而且提高淬火敏感性导致强度下降。因此，Mn、Cr、Zr的1种或2种以上从Mn：0.1～0.7质量％、Cr：0.1～0.5质量％、Zr：0.05～0.3质量％的范围选择。含有Mn、Cr、Zr的2种以上时，出于与上述相同的理由，优选合计含量为0.7质量％以下，进一步优选为0.5质量％以下。
不可避免的杂质；
在作为不可避免的杂质而含有的元素中，Fe、Si在铸造时会析出粗大的金属间化合物，有损合金的机械性质。为此，优选限定Fe：0.35质量％以下，Si：0.15质量％以下。其他的杂质以单体计为0.05质量％以下，总量计为0.15质量％以下。还有，在杂质中，对于B来说，随着Ti的添加，在合金中以Ti的1/5左右的量混入，但优选范围为0.02质量％以下，更优选为0.01质量％以下。
(制造方法)
在本发明的制造方法中，对上述热处理型Al-Zn-Mg系铝合金的DC铸锭进行均质化处理后，不进行冷却，进行挤压，将所得到的挤压材模淬火后，实施人工时效处理。所述均质化处理兼备现有方法中的挤压前的坯料加热。以下，对上述制造方法的各工序进行说明。
均质化处理(其1)；
以低于750℃/hr的平均加热速度将挤压坯料从室温加热到均质化处理温度，进行挤压。因此，均质化处理温度为挤压温度。还有，均质化处理温度为通常的均质化处理温度，例如从430～500℃的范围选择。通过使到均质化处理温度的加热速度比以往方法中的通常的坯料加热的加热速度(3000℃/hr左右)充分缓慢，由此能够在加热过程中使固溶了的Mn、Cr、Zr作为Al-过渡金属系粒子微细析出。该加热速度超过750℃/hr时，Al-过渡金属系粒子的析出不充分，挤压材的重结晶粒粗大化，耐SCC性下降。另一方面，从生产性和成本的观点出发，该加热速度优选70℃/hr以上。到达均质化处理温度后，无需特别将挤压坯料在相同温度保持一定时间，可以直接进行挤压。
均质化处理(其2)；
将挤压坯料加热到均质化处理温度后，在相同温度保持3hr以上，进行挤压。因此，此时的均质化处理温度也是挤压温度。均质化处理温度同样从例如430～500℃的范围选择即可。通过在均质化处理温度保持3hr以上，由此能够使固溶的Mn、Cr、Zr作为Al-过渡金属系粒子微细析出。在加热速度大且保持时间低于3hr时，Al-过渡金属系粒子的析出不充分，挤压材的重结晶粒粗大化，耐SCC性降低。另一方面，从生产性和成本的观点出发，该保持时间优选为6hr以下。对于到达均质化处理温度的加热速度没有特别限定，可以是低于750℃/hr的加热速度，也可以是超过750℃/hr的加热速度。
模淬火；
挤压材的模淬火在热处理型Al-Zn-Mg系铝合金挤压材的通常的模淬火的条件下进行即可。即，从挤压模的出口温度到50℃以下，通过空冷或水冷，或者对两者进行组合，以100℃/min以上平均冷却速度进行冷却。低于100℃/min的冷却速度时，固溶了的Mg、Zn在冷却过程中开始析出形成粗大析出物，接着，即使实施时效处理也不能够充分提高挤压材的强度。
时效处理；
挤压材的时效处理在对热处理型Al-Zn-Mg系铝合金挤压材进行的通常的时效处理条件下进行即可。例如60～110℃×2～12小时和120～150℃×4～15小时的二段时效处理条件，或110～130℃×12～30小时的条件。
【实施例1】
DC铸造表1所示组成的热处理型Al-Zn-Mg系铝合金，制作直径155mm的铸锭，切断该铸锭作为挤压坯料。对该挤压坯料在445～475℃的均质化处理温度实施均质化处理，一部分均质化处理后不进行冷却，在均质化处理温度直接挤压，另一部分在均质化处理后冷却到室温后，再加热到挤压温度(与均质化处理温度相同)后进行挤压。挤压材的截面形状均是宽100mm×厚5mm的扁条形状，模淬火后，进行时效处理。在表2～4中显示均质化处理条件、挤压前再加热条件和模淬火的冷却速度。
在表2～4中，No.1～13、18～30、35～47是均质化处理后未进行冷却，在均质化处理温度直接挤压。在表2～4中显示作为均质化处理条件的向均质化处理温度的加热速度和相同温度的保持时间。No.14～17、31～34、48～51是在均质化处理后冷却到室温，接着再加热到挤压温度进行挤压。在表2～4中显示作为均质化处理条件的均质化处理温度、相同温度的保持时间和冷却速度，作为挤压前再加热条件的向挤压温度的加热速度和相同温度的保持时间。
时效处理中，供试材A、B以70℃×5小时，接着130℃×12小时的条件实施，供试材C以120℃×24小时的条件进行。
另一方面，为了比较，将供试材A、B、C的挤压坯料(No.52～54)在与No.14相同的条件下，在均质化处理后冷却到室温，接着再加热到挤压温度(与均质化处理温度相同)挤压成所述扁条形状，对挤压材进行固溶处理后，进行淬火(水冷)，另外，实施时效处理得到固溶处理材(以下，称为T6材)。在表5中显示固溶处理、淬火和时效处理的条件。
表1化学成分(质量％)
合金系 Si Fe Cu Mn Mg Cr Zn Ti Zr
A 7N01 0.05 0.18 0.15 0.45 1.5 - 4.50 0.05 -
B 7003 0.05 0.18 0.15 - 0.8 - 5.80 0.05 0.15
C 7020 0.05 0.18 0.15 0.05 1.2 0.23 4.50 0.05 0.08
使用No.1～54的挤压材，以如下要领调查抗拉特性、微观组织、耐SCC性。其结果在表2～5中显示。
抗拉特性；
从各挤压材采取JIS5号拉伸试验片，基于JIS Z 2241进行拉伸试验，测定抗拉强度、屈服强度和延伸率。
还有，计算进行了模淬火和时效处理的T5材(No.1～51)的抗拉强度TS和屈服强度YS相对于T6材(No.52～54)的抗拉强度TS0和屈服强度YS0的比(TS/TS0、YS/YS0)，该比为0.95以上的评价为良好(○)，低于0.95的评价为不良(×)，并记载在表2～4的强度评价栏中。
微观组织；
研磨各挤压材，用氢氧化钠进行蚀刻后，通过光学显微镜进行观察，通过JIS切断法测定重结晶粒的平均粒径。测定位置是表面和厚度中央部，在两处中，重结晶粒的平均粒径低于50μm的评价为良好(○)，50μm以上低于100μm的评价为尚可(△)，100μm以上的评价为不良(×)。
耐SCC性；
通过铬酸促进法进行评价。从各挤压材采取试验片，在各试验片的挤压垂直方向上，通过夹具对No.1～34、52、53施加相当于屈服强度的90％的拉伸应力，以三点弯曲负载，对No.35～51、54施加相当于屈服强度的50％的拉伸应力，以三点弯曲负载，并将它们浸渍在蒸馏水1升中添加有氧化铬36g、二铬酸钾30g和食盐3g的试验液中，每0.5小时观察有无裂纹发生。在本方法中，浸渍6小时发生SCC的评价为不良(×)，在6～10小时之间发生SCC的评价为尚可(△)，即使浸渍10小时也没有SCC发生的评价为良好(○)。
表2～4的No.1～8(供试材A)、No.18～25(供试材B)和No.35～42(供试材C)仅是根据本发明的制造方法制造而成的。它们的抗拉强度和屈服强度为T6材(No.52～54)的95％以上，微观组织(重结晶粒的平均粒径)低于100μm，耐SCC性优异。
另一方面，No.9～12(供试材A)、No.26～29(供试材B)和No.43～46(供试材C)由于在坯料的均质化处理中加热速度大，并且在均质化处理温度的保持时间低于3小时，因此，微观组织(重结晶粒的平均粒径)为100μm以上，耐SCC性差。
No.13(供试材A)、No.30(供试材B)和No.47(供试材C)，由于模淬火的冷却速度慢，所以抗拉强度和屈服强度低于T6材(No.52～54)的95％。
No.14～17(供试材A)、No.31～34(供试材B)和No.48～51(供试材C)是在均质化处理后进行冷却，进行再加热后经挤压而成的，但由于均质化处理后的冷却速度慢，所以挤压前再加热的加热速度和保持时间即使满足本发明的均质化处理的条件，抗拉强度和屈服强度也低于T6材(No.52～54)的95％。
【实施例2】
DC铸造表6所示组成的热处理型Al-Zn-Mg系铝合金，制作直径155mm的铸锭。切断该铸锭作为挤压坯料。对该挤压坯料在445～475℃的均质化处理温度实施均质化处理，均质化处理后不进行冷却，在均质化处理温度直接挤压。挤压材的截面形状均是宽100mm×厚5mm的扁条形状，模淬火后，进行时效处理。在表7中显示均质化处理条件(向均质化处理温度的加热速度和相同温度的保持时间)和模淬火的冷却速度。
时效处理在70℃×5小时，接着130℃×12小时的条件下实施。
另一方面，为了比较，对各供试材D～R的挤压坯料，在与实施例1的No.52～54相同的条件下进行均质化处理后，冷却到室温，接着进行再加热，挤压成所述扁条形状，对各挤压材以与实施例1的No.52～54相同的条件进行固溶处理和淬火后，以70℃×5小时，接着130℃×12小时的条件实施时效处理，对各供试材D～R得到固溶处理材(以下，称为T6材)。
表6化学成分(质量％)
供试材 Si Fe Cu Mn Mg Cr Zn Ti Zr
D 0.04 0.18 0.07 0.15 0.55 0.15 4.50 0.05 0.08
E 0.04 - 0.15 - 1.20 0.23 4.50 0.05 0.08
F 0.04 0.18 0.40 0.45 1.20 - 4.50 0.05 -
G 0.04 0.18 0.15 0.30 0.80 - 5.80 0.05 0.15
H 0.04 0.18 0.30 - 1.20 - 5.80 0.05 0.15
I 0.04 0.18 0.15 - 1.80 0.25 5.80 0.05 -
J 0.04 0.18 0.25 0.40 0.55 0.15 7.50 0.05 -
K 0.04 0.18 0.45 0.65 1.80 0.45 7.50 0.05 0.22
L 0.04 0.18 0.02 - 1.20 - 5.80 0.05 0.12
M 0.04 0.18 0.15 - 0.30 - 5.80 0.05 0.13
N 0.04 0.18 0.15 - 1.20 - 3.50 0.05 0.14
O 0.04 0.18 0.60 - 1.20 - 5.80 0.05 0.12
P 0.04 0.18 0.20 - 2.30 - 5.80 0.05 0.10
Q 0.04 0.18 0.15 - 1.20 - 8.30 0.05 0.14
R 0.04 0.18 0.15 - 1.20 - 5.80 0.05 -
使用No.55～77的挤压材，以如下要领调查抗拉特性、微观组织、耐SCC性。另外，对于T6材仅调查抗拉特性。其结果在表7中显示。
抗拉特性；
从各挤压材(No.55～77和T6材)采取JIS5号拉伸试验片，基于JISZ 2241进行拉伸试验，测定抗拉强度、屈服强度和延伸率。抗拉强度和屈服强度分别为350N/mm2、300N/mm2以上的评价为良好。
另外，计算进行了模淬火和时效处理的T5材(No.55～77)的抗拉强度TS和屈服强度YS相对于T6材的抗拉强度TS0和屈服强度YS0的比(TS/TS0、YS/YS0)，分别为0.95以上的评价为良好。
微观组织；
研磨各挤压材，用氢氧化钠进行蚀刻后，通过光学显微镜进行观察，通过JIS切断法测定重结晶粒的平均粒径。测定位置为表面和厚度中央部，在两处中，重结晶粒的平均粒径低于50μm的评价为良好(○)，50μm以上低于100μm的评价为尚可(△)，100μm以上的评价为不良(×)。
耐SCC性；
通过铬酸促进法进行评价。从各挤压材采取试验片，在各试验片的挤压垂直方向上，通过夹具对No.55～61、63～76施加相当于屈服强度的90％的拉伸应力以3点弯曲负载，对No.62、77施加相当于屈服强度的50％的拉伸应力以3点弯曲负载，并将它们浸渍在在蒸馏水1升中添加有氧化铬36g、二铬酸钾30g和食盐3g的试验液中，每0.5小时观察有无裂纹发生。在本方法中，浸渍6小时发生SCC的评价为不良(×)，在6～10小时之间发生SCC的评价为尚可(△)，即使浸渍10小时也没有SCC发生的评价为良好(○)。
表7的No.55～62均具有本发明的组成，是根据本发明的制造方法制造成的挤压材。它们的抗拉强度和屈服强度为T6材的95％以上，微观组织(重结晶粒的平均粒径)低于100μm，耐SCC性优异。
另一方面，No.63中Cu含量不足，耐SCC性差。No.64中Mg含量不足，No.65中Zn含量不足，它们的强度均低。No.66中，Cu含量过量，不能提高挤压速度，在模淬火空冷中，淬火开始温度降低，抗拉强度和屈服强度低于T6材的95％。No.67中，Mg含量过量，不能提高挤压速度，在模淬火空冷中，淬火开始温度降低，抗拉强度和屈服强度低于T6材的95％。另外，由于Mg含量过量，所以耐SCC性也差。No.68中，由于Zn含量过量，所以耐SCC性差。No.69中，由于未添加Mn、Cr、Zr中的任1种，所以挤压材的微观组织(重结晶粒的平均粒径)成长到100μm以上，其结果是，耐SCC性差。
No.70～76具有本发明的组成，但均质化处理的加热速度为750℃/hr以上并且保持时间低于3hr，因此，重结晶粒粗大化，耐SCC性差。No.77具有本发明的组成，虽然均质化处理的加热速度和保持时间满足本发明的规定，但由于模淬火冷却速度低于100℃/min，抗拉强度和屈服强度低于T6材的95％。

Claims (2)

1.一种热处理型Al－Zn－Mg系铝合金挤压材的制造方法，其特征在于，将如下的铝合金铸锭以低于750℃/小时的加热速度加热到均质化处理温度后，在相同温度进行挤压，将所得到的挤压材以100℃/分钟以上的冷却速度进行模淬火后，实施人工时效处理，
其中，所述铝合金铸锭含有Zn：4.0～8.0质量%、Mg：0.5～2.0质量%、Cu：0.05～0.5质量%、Ti：0.01～0.1质量%，还含有Mn：0.1～0.7质量%、Cr：0.1～0.5质量%、Zr：0.05～0.3质量%中的1种或2种以上，余量是Al和不可避免的杂质。
2.一种热处理型Al－Zn－Mg系铝合金挤压材的制造方法，其特征在于，将如下的铝合金铸锭加热到均质化处理温度，并在相同温度保持3小时后进行挤压，以100℃/分钟以上的冷却速度进行模淬火后，实施人工时效处理，
其中，所述铝合金铸锭含有Zn：4.0～8.0质量%、Mg：0.5～2.0质量%、Cu：0.05～0.5质量%、Ti：0.01～0.1质量%，还含有Mn：0.1～0.7质量%、Cr：0.1～0.5质量%、Zr：0.05～0.3质量%中的1种或2种以上，余量是Al和不可避免的杂质。
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