CN104451292B - 一种7a85铝合金 - Google Patents

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CN104451292B CN201410766578.8A CN201410766578A CN104451292B CN 104451292 B CN104451292 B CN 104451292B CN 201410766578 A CN201410766578 A CN 201410766578A CN 104451292 B CN104451292 B CN 104451292B
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    • C22METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22CALLOYS
    • C22C21/00Alloys based on aluminium
    • C22C21/10Alloys based on aluminium with zinc as the next major constituent

Abstract

本发明提供了一种7A85铝合金,包括以下质量分数的组分:Cu:1.3~2.0%;Mg:1.2~1.8%;Zn:7.0~8.0%;Zr:0.08~0.15%;Ti:0~0.06%;Si:0~0.06%;Fe:0~0.08%;Mn:0~0.04%;Cr:0~0.04%;余量为Al;所述Zn和Mg的质量比为(4.5~5.0):1。本发明提供的7A85铝合金通过对Cu含量和Zn/Mg比值的优化和精确控制,实现对热处理时晶粒内部和晶界处析出的θ(Al2Cu)相及S(Al2CuMg)相等第二相的形态和数量的控制,从而使本发明提供的7A85铝合金具有更高的强度,而且还具有较好的韧性和抗腐蚀性能。

Description

一种7A85铝合金
技术领域
[0001 ]本发明属于金属材料技术领域,尤其涉及一种7A85铝合金。
背景技术
[0002]招合金是以招为基体元素的合金组成,主要包括的合金元素有铜、娃、镁、锌、猛,还包括镍、铁、钛、铬、锂等合金元素。铝合金的密度低,但强度比较高,接近或超过优质钢,塑性好,可加工成各种型材,具有优良的导电性、导热性和抗蚀性,是在航空、航天、汽车、机械制造、船舶及化学工业中应用最广泛的一类有色金属材料,其使用量仅次于钢。
[0003]通常,屈服强度在500MPa以上的铝合金被称为超高强度铝合金,它们是以AL-Zn-Mg-Cu系和Al-Zn-Mg系为主的可热处理强化的铝合金(简称7xxx系铝合金)。自上世纪中叶以来,为了提高Al-Zn-Mg系铝合金的力学性能,并解决高锌、高镁铝合金中严重存在的应力腐蚀问题,国外在该类招合金中添加Cu、Cr、Mn等元素,由此产生了一系列的新型AL-Zn-Mg-Cu超硬铝合金。它由于具有高的比强度和硬度、良好的热加工性、优良的焊接性能、高断裂韧度,以及高抗应力腐蚀能力等优点而广泛应用于航空航天领域,并成为这个领域中重要的材料之一。
[0004] 其中,7xxx系铝合金中的7A85铝合金均为航空业较为理想的结构材料,7A85铝合金用于制造飞机的主要受力构件,如机身框架、隔板、机翼壁板、翼梁、翼肋、起落架支撑梁等。但是,现有的7A85铝合金的屈服强度较低。
发明内容
[0005]本发明的目的在于提供一种7A85铝合金,本发明提供的7A85铝合金屈服强度较尚O
[0006]本发明提供一种7A85铝合金,包括以下质量分数的组分:
[0007] Cu: 1.3〜2.0% ;Mg:1.2〜1.8% ;Ζη:7.0〜8.0% ; Zr: 0.08〜0.15 % ;T1:0〜
0.06% ;S1:0〜0.06% ;Fe:0〜0.08% ;Μη:0〜0.04% ;Cr:0〜0.04% ;余量为Al;
[0008] 所述Zn和Mg的质量比为(4.5〜5.0):1。
[0009]优选的,所述Cu的质量分数为1.5〜1.8%。
[0010]优选的,所述Mg的质量分数为1.5〜1.7%。
[0011 ]优选的,所述Zn的质量分数为7.2〜7.8%。
[0012] 优选的,所述Ti的质量分数为0.01〜0.03%。
[0013] 优选的,所述Zr的质量分数为0.10〜0.13%。
[0014] 优选的,所述Zn和Mg的质量比为(4.6〜4.9):1。
[0015] 优选的,所述Zn和Mg的质量比为4.8:1
[0016]优选的,所述Cu的质量分数为1.7%。
[0017]优选的,所述7A85铝合金为规格为Φ850πιπι的铝合金。
[0018] 本发明提供了一种7Α85铝合金,包括以下质量分数的组分:Cu: 1.3〜2.0 % ;Mg:1.2〜1.8% ;Ζη:7.0〜8.0% ; Zr: 0.08〜0.15 % ; T1: O 〜0.06 % ; S1: O 〜0.06 % ;Fe:0〜
0.08% ;Mn:O〜0.04% ;Cr:0〜0.04% ;余量为Al;所述Zn和Mg的质量比为(4.5〜5.0):1。本发明提供的7A85铝合金通过对Cu含量和Zn/Mg比值的优化和精确控制,实现对热处理时晶粒内部和晶界处析出的Q(Al2Cu)相及S(Al2CuMg)相等第二相的形态和数量的控制,从而使本发明提供的7A85铝合金具有更高的强度。此外,本发明提供的7A85铝合金具有更高的韧性和更好的抗腐蚀性能。实验结果表明,本发明提供的7A85铝合金的屈服强度为520MPa,比现有的7A85铝合金屈服强度高出约20MPa。
附图说明
[0019]为了更清楚地说明本发明实施例或现有技术中的技术方案,下面将对实施例或现有技术描述中所需要使用的附图作简单地介绍,显而易见地,下面描述中的附图仅仅是本发明的实施例,对于本领域普通技术人员来讲,在不付出创造性劳动的前提下,还可以根据提供的附图获得其他的附图。
[0020]图1为本发明实施例1得到的7A85铝合金铸锭浇口部的表层在50 X下的高倍检测图;
[0021]图2为本发明实施例1得到的7A85铝合金铸锭浇口部的表层在200 X下的高倍检测图;
[0022]图3为本发明实施例1得到的7A85铝合金铸锭浇口部的1/4处在50 X下的高倍检测图;
[0023]图4为本发明实施例1得到的7A85铝合金铸锭浇口部的1/4处在200 X下的高倍检测图;
[0024]图5为本发明实施例1得到的7A85铝合金铸锭浇口部的心部在50 X下的高倍检测图;
[0025]图6为本发明实施例1得到的7A85铝合金铸锭浇口部的心部在200 X下的高倍检测图;
[0026]图7为本发明实施例1得到的7A85铝合金铸锭底部表层在50 X下的高倍检测图;
[0027]图8为本发明实施例1得到的7A85铝合金铸锭底部表层在200 X下的高倍检测图;
[0028]图9为本发明实施例1得到的7A85铝合金铸锭底部的1/4处在50 X下的高倍检测图;
[0029]图10为本发明实施例1得到的7A85铝合金铸锭底部1/4处在200 X下的高倍检测图;
[0030]图11为本发明实施例1得到的7A85铝合金铸锭底部的心部在50 X下的高倍检测图;
[0031]图12为本发明实施例1得到的7A85铝合金铸锭底部的心部在200 X下的高倍检测图。
具体实施方式
[0032]本发明提供一种7A85铝合金,包括以下质量分数的组分:
[0033] Cu: 1.3〜2.0% ;Mg:1.2〜1.8% ;Ζη:7.0〜8.0% ; Zr: 0.08〜0.15 % ;T1:0〜0.06% ;S1:0〜0.06% ;Fe:0〜0.08% ;Mn:0〜0.04% ;Cr:0〜0.04% ;余量为Al;所述Zn和Mg的质量比为(4.5〜5.0):1。
[0034]本发明通过对Cu含量和Zn/Mg比值的优化和精确控制,提高了 7A85铝合金的屈服强度。
[0035]本发明提供的7A85铝合金包括Cu,所述Cu的质量分数为1.3〜2.0%,优选为1.5〜1.8%,更优选为1.7%;本发明优选采用纯Cu板为Cu源进行所述熔炼,所述纯Cu板中Cu的质量分数多99.95 %。
[0036]本发明提供的7A85铝合金包括Mg,所述Mg的质量分数为1.2〜1.8%,优选为1.5〜1.7%,更优选为1.6〜1.7%。本发明优选采用纯Mg锭为Mg源进行所述熔炼,所述纯Mg锭中Mg的质量分数优选彡99.95 %。
[0037]本发明提供的7A85铝合金包括Zn,所述Zn的质量分数为7.0〜8.0%,优选为7.2〜7.8%,更优选为7.6%o在本发明中,所述Zn和Mg的质量比为(4.5〜5.0):1,优选为4.8:1。本发明通过对Zn/Mg的质量比的精确控制,使本发明得到的7A85铝合金具有较好的屈服强度和韧性。本发明优选采用纯锌锭为Zn源进行所述熔炼,所述纯锌锭中Zn的质量分数优选彡 99.99%。
[0038]本发明提供的7A85铝合金包括Zr,所述Zr的质量分数优选为0.08〜0.15%,优选为0.10〜0.13%,更优选为0.12%。本发明优选采用Al-Zr中间合金为Zr源进行所述熔炼,所述Al-Zr中间合金中Zr的质量分数优选为3〜5%,更优选为4% dr作为合金中的重要添加元素,在材料中主要以细小弥散分布的粒状金属间化合物Al3Zr形式存在。该金属间化合物具备两种形态:一种是从熔体中直接析出的Al3Zr初生相,具有细化铸态晶粒的作用;另一种是后续热加工过程中(如铸锭均匀化)分解形成的细小弥散分布的粒状Al3Zr二次相,强烈抑制后续热加工过程中的再结晶倾向,并作为时效过程中的原位质点对η相的析出分布、状态起着重要作用。
[0039]在本发明中,所述Al在所用的原料中的质量分数与其他组分的质量分数之和为100%,本发明优选采用纯Al锭为Al源进行所述熔炼,所述纯Al锭中,Al的质量分数优选多99.7%。
[0040] 在本发明中,所述7Α85铝合金为规格为Φ850πιπι的铝合金。
[0041 ] 在本发明中,所述7Α85铝合金中还包括一些杂质,如,S1、Fe、Mn、Ti和Cr中的一种或几种,所述Si的质量分数彡0.06 % ;所述Fe的质量分数彡0.08 % ;所述Mn的质量分数(
0.04%;所述Cr的质量分数< 0.04% ; Ti的质量分数< 0.06%。
[0042]本发明提供的7A85铝合金中,Zn、Mg、Cu是主要的合金化元素,Zn、Mg元素作为合金主要的强化元素,主要在合金中以固溶、平衡相H(MgZn2) J(Al2Mg3Zn3)以及非平衡相V的形式存在,此外合金中还存在一定量的AlCuFe、S(AlCuMg)相。时效过程中析出的V相,是合金的主要强化相。Cu大部分溶于基体,起辅助强化作用,还可以降低晶内和晶界之间的电位差而改善应力腐蚀性能。
[0043] 在本发明中,所述7A85铝合金优选按照以下制备工艺制备得到:
[0044] A)将Cu源、Mg源、Zn源、Ti源、Zr源和Al源混合后进行熔炼,得到熔炼物;
[0045] B)将所述步骤A)得到的熔炼物依次进行在线除气、在线过滤和在线细化,得到在线处理产物;
[0046] C)将所述步骤B)得到的在线处理产物进行铸造,得到7A85铝合金锭坯,所述铸造的速度为8〜14mm/min;
[0047] D)将所述步骤C)得到的7A85铝合金锭坯进行均匀化热处理,得到7A85铝合金,所述7A85铝合金包括以下质量分数的组分:1.3〜2.6%的Cu、1.2〜2.6%的Mg、5.7〜8.0 %的Ζη、0 〜0.06% 的 T1、0.08 〜0.15% 的 Zr 和余量的 Al;
[0048]本发明提供的制备工艺得到的7A85铝合金的屈服强度较高,且探伤合格率较高,能够达到97〜99 %。
[0049] 本发明将Cu源、Mg源、Zn源、Ti源、Zr源和Al源混合后进行熔炼,得到熔炼物;本发明优选在熔炼炉中进行所述熔炼,本发明优选在装炉前先在所述熔炼炉中撒入二号溶剂,将Cu源、Zn源、Ti源、Zr源和Al源装入熔炼炉中,进行熔炼,当熔体软化下榻化平后,向炉内撒入二号溶剂粉,待上述炉料全部熔化,熔体温度达到720〜740°C时,加入的Mg源和0-
0.0009 %的Be,加完后采用二号溶剂粉进行覆盖,搅拌后熔炼,得到熔炼物。
[0050]在装炉时,原则上应按从小到大的顺序进行,即将先装小块料,再装大块料,同时将熔点高的中间合金装在中上层,易烧损的金属装在中层。
[0051] 在本发明中,所述Cu源、Mg源、Zn源、Ti源、Zr源和Al源的用量和来源与上述技术方案中Cu源、Mg源、Zn源、T i源、Zr源和Al源的用量和来源一致,在此不再赘述。
[0052]在本发明中,所述二号溶剂粉为市售产品,每次的使用量优选为上述原料总量的
0.5〜2%,更优选为I %。
[0053] 在本发明中,所述熔炼过程中熔炼的炉膛温度优选为800〜1050°C,更优选为900〜1000°C,所述熔炼中熔体的温度优选为600〜770°C,更优选为650〜750°C ;所述熔炼的时间优选为20〜60min,更优选为30〜50min。
[0054]完成所述熔炼后,本发明优选对得到的熔体进行取样,以便对熔体成分进行分析,然后根据上述各成分的含量要求进行相应的成分调整,所述调整的方法为本领域技术人员熟知的方法。具体的,根据送检结果决定是否冲淡或者补料,冲淡或者补料按量按以下公式进行:
[0055] 若生产7A85铝合金铸锭长度4200mm,I次铸造4根,考虑氧化烧损5%,铸锭规格Φ850,该合金密度为2800kg/m3,则计算出总的投料量=π X 0.652/4 X 4.2 X 4 X (1+5 % ) X2800^29800kgo
[0056]以Cu元素为例,如果Cu元素炉前分析值为1.3%,需补到1.6%,
[0057]则需补含量40%的Al-Cu中间合金重量= 29800 X (I 3% )/40% 〜224kg;
[0058] 如果Cu元素炉前分析值2.1%,需冲淡到1.9%,
[0059]则需冲淡用的 AL99.70锭总量= 29800X(2.1%-1.9%)/1.9%〜308kg。
[0060]注意补料或者冲淡前,应适当提高熔体温度至750°C以上,且加入的金属或者中间合金应干燥,防止放炮等事故。
[0061]本发明优选在炉门中间熔体进行取样,并在取样后采用所述二号溶剂粉进行覆至
ΠΠ O
[0062]完成成分调整后,本发明优选采用精炼管进行炉内氩气精炼,所述精炼的时间优选为15〜30min,更优选为20min,所述精炼的温度优选为730〜750°C,更优选为740°C ;所述精炼时气泡的高度不应超过80mm。
[0063]完成所述精炼后,本发明优选将熔体进行静置,得到熔炼物,所述静置的时间优选^:25min0
[0064]得到熔炼物后,本发明将所述熔炼物依次进行在线除气、在线过滤和在线细化,得到在线处理产物。本发明采用双级旋转除气铝熔体在线净化技术,解决传统Φ850πιπι圆铸锭氢含量较高、制约锻件制品后续加工实物质量与性能提升的难题。
[0065]在本发明中,所述在线除气优选采用双转子除气精炼装置,所述精炼用气的流量优选为25〜35L/min,更优选为30L/min;所述精炼的温度优选为715〜725°C,更优选为720°C ;所述转子的转速优选为290〜310rpm,更优选为295〜305rpm。
[0066]在本发明中,所述在线过滤优选采用单级30ppi陶瓷过滤板进行过滤;所述在线细化优选采用Al-5T1-B丝。
[0067]完成在线处理后,本发明将得到的在线处理产物进行铸造,得到7A85铝合金锭坯,在本发明中,所述铸造的速度为8〜141111]1/1]1;[11,优选为9〜131111]1/1]1;[11,更优选为10〜121]11]1/min;所述铸造的温度优选为650〜770°C;所述铸造过程中冷却水的流量优选为10〜20m3/h ο在本发明中,所述铸造开始的时候,所述铸造速度优选为8〜9mm/min,更优选为8mm/min,所述冷却水流量优选为10〜llm3/h,更优选为10m3/h;当铸造长度达到300mm后,将所述铸造速度以(lmm/min)/50mm的速度增加,直至所述铸造速度达到13〜14mm/min,更优选为14mm/min;所述冷却水的流量以(lm3/h)/50mm的速度增加,直到所述冷却水的流量达到19〜20m3/h。冷却水流量过高或过低、铸造速度过慢均会使铸造时产生铝熔体泄漏,致使铸造过程无法进行;铸造速度过快使铸锭中心裂纹倾向增加、铸锭表面产生拉裂倾向增加,严重时甚至产生铝熔体拉漏现象。本发明采用适当的铸造速度进行铸造,以减小中心裂纹倾向,铸锭也不会出现严重冷隔产生横向裂纹。本发明采用逐渐加强的水冷方法,由于一次水冷较弱,液穴较浅,不容易产生中心裂纹铸锭,二次水冷相对加强,冷却速度大大提高,使得得到的铝合金铸锭内部组织致密,提高了铸锭成型率和内部冶金质量。
[0068]本发明优选在浇口部液体尚有1/3时停水,当浇口部马上要脱离结晶器时停车,完成所述铸造。
[0069]采用现有技术铸造7A85合金大规格圆锭时若不用纯铝铺底工艺,铸锭底部易产生裂纹,甚至整根通裂。本发明采用铺假底铸造技术,无需纯铝铺底,免刮水器刮水回火,有利于简化铸造工序,降低生产成本。
[0070]完成所述铸造后,本发明优选对得到的铸锭进行退火,以去除应力,所述退火的温度优选为350〜450 °C,更优选为380〜420°C;所述退火的时间优选为6〜10小时,更优选为7〜9小时。
[0071]得到7A85铝合金锭坯后,本发明将得到的7A85铝合金铸锭进行均匀化热处理,得到7A85铝合金,7A85合金主要通过强化元素Zn、Mg、Cu固溶溶入基体,形成过饱和固溶体,时效时析出弥散分布的析出强化相而得到较高性能,而较多的残留未溶相将不利于性能的提高。同时,大规格、高合金化铸锭也使得合金成分偏析严重,因此对铸锭进行的均匀化热处理相当重要。
[0072]在本发明中,均匀化过程中析出的Al3Zr粒子对合金的整体性能有重要影响,弥散细小分布的Al3Zr粒子能有效抑制晶界迀移,促使固溶后合金中保留更多的变形组织,改善合金力学性能和抗应力腐蚀性能。晶界附近Al3Zr粒子的微观形貌观察表明,引入慢速率升温过程对Al3Zr粒子弥散析出具有重要作用。通常情况下,均匀化过程中的Al3Zr粒子析出是脱溶沉淀过程,不仅与体系自由能差异有关,也与Zr元素的分布相联系。合金凝固时,铸锭中Zr原子在枝晶中心富集而于枝晶交界附近贫化,虽然在均匀化过程Zr原子会由晶内向晶界扩散,但Al3Zr粒子的析出峰值是在高温区域,采用单级或快速升温的均匀化制度时,Zr原子往往来不及扩散就已作为Al3Zr粒子析出长大。因此快速升温过程的均匀化制度,Al3Zr粒子分布密度有明显从晶内向晶界逐渐减小的趋势,并于晶界附近存在较大范围的无析出区。
[0073]在本发明中,在将所述7A85铝合金铸锭装炉进行均匀化热处理之前,应确保炉温<350°C,本发明优选以490〜500 °C的加热温度进行加热,直至炉内温度达到460〜470 °C时进入保温阶段,所述保温的温度优选为460〜470°C,更优选为465°C;所述保温时间为30〜35小时,更优选为32小时。
[0074]为了提高7A85铝合金后续加工材的综合性能,可以在出炉时采用大功率风机冷却铸锭至200°C以下再空冷,此种操作可减缓含Zr粒子的粗化,提高其抑制再结晶的作用。
[0075]完成均匀化热处理后,本发明优选对所述均匀化热处理得到的铝合金铸锭进行后处理,所述后处理包括铸锭锯切、加工和检测,所述后处理可根据实际的生产需要进行处理,本发明不做特殊的限定。
[0076]本发明按照GB/T228《金属材料室温拉伸试验方法》方法检测了本发明得到的7A85铝合金的屈服强度,结果表明,本发明提供的7A85铝合金的屈服强度为530MPa。
[0077]本发明按照GB/T 6519-2013变形铝、镁合金产品超声波检验方法对本发明得到的7A85铝合金进行了探伤检测,结果表明,本发明提供的7A85铝合金的探伤合格率为97〜99%。
[0078]本发明按照GB/T 3246.1-2000变形铝及铝合金制品显微组织检验方法对本发明得到的7A85铝合金进行了高倍检测,结果表明,本发明提供的7A85铝合金铸锭显微组织致密,未见明显疏松,晶粒等轴性和均匀性较好,心部尺寸小于400um,未见夹渣等缺陷。
[0079] 本发明提供了一种7A85铝合金,包括以下质量分数的组分:Cu:1.3〜2.0 % ;Mg:1.2〜1.8% ;Ζη:7.0〜8.0% ;Zr:0.08〜0.15% ;T1:O〜0.06% ; S1:O〜0.06% ;Fe:0〜0.08% ;Mn:O〜0.04% ;Cr:0〜0.04% ;余量为Al;所述Zn和Mg的质量比为(4.5〜5.0):1。本发明提供的7A85铝合金通过对Cu含量和Zn/Mg比值的优化和精确控制,实现对热处理时晶粒内部和晶界处析出的Q(Al2Cu)相及S(Al2CuMg)相等第二相的形态和数量的控制,从而使本发明提供的7A85铝合金具有更高的屈服强度、更高的韧性和更好的抗腐蚀性能。实验结果表明,本发明提供的7A85铝合金的屈服强度为520MPa,比现有的7A85铝合金屈服强度高出约20MPa。
[0080]为了进一步说明本发明,以下结合实施例对本发明提供的一种7A85铝合金进行详细描述,但不能将其理解为对本发明保护范围的限定。
[0081]在以下实施例中,所用的原材料符合以下要求:
[0082] 重熔铝锭:Al彡99.7%;重熔镁锭:Mg彡99.95%;电解铜:Cu彡99.95%;锌锭:Zn彡99.99%;中间合金^1-1511141-4041-41^1-42厂厶1-386:在上述所有中间合金中,卩6、Si彡0.6%,其他彡0.1%DAl-10Fe:Si彡0.6%,其他彡0.1%。在线细化:Al-5T1-B09.5mm丝。
[0083]所用的辅助材料符合以下要求:
[0084]液氩:纯度彡99.98%,H2O彡 1ppm,[H2]彡5ppm,[O2]彡 1ppm; 2#熔剂:工业级;在线过滤:30pp i陶瓷过滤板。
[0085]合金配料时应合理搭配使用低铁硅铝锭和本身一级废料,高精铝锭用量多50%,一级废料用量要求<30%,配料时要求原材料表面清洁干净,铜、镁、锌元素直接以纯金属配料,其他以中间合金配料。
[0086] 实施例1
[0087] 生产铸锭长度4200mm、铸锭规格为Φ850的7A85铝合金。I次铸造4根,考虑氧化烧损5%,该合金密度为2800kg/m3,则计算出总的投料量=JT X0.852/4 X4.2 X4 X (1+5% ) X2800^28400kgo
[0088]在熔炼炉中均匀撒入65kg的2#溶剂粉,然后将482kg纯Cu板、2156kg纯Zn锭、142kgAl-Ti中间合金、851kgAl-Zr中间合金和24287kgAL锭按从小到大的顺序进行装炉,SP将先装小块料,再装大块料,同时将熔点高的中间合金装在中上层,易烧损的金属装在中层。熔炼炉的炉膛温度控制在<1050°C,熔体温度控制在<770°C,当熔体软化下塌及化平后,向炉内均匀撒入130kg的2#熔剂粉,并适时搅拌金属。
[0089]炉料全部熔化完后,熔体温度达到730°C左右时加入482kg Mg锭和8.5kg的Al-Be中间合金。加入过程及加完后用89kg 2#熔剂粉覆盖,使用量以完全覆盖住为准。加完后应进行彻底搅拌,并将温度调整稳定在740°C左右,约过20分钟后进行炉前取样。
[0090]取样必须在炉门中间熔体进行,根据炉前快速分析结果和上述技术方案中的控制要求进行成分调整。
[0091 ]成分调整完成后,采用精炼管进行炉内氩气精炼,精炼时间20分钟,精炼温度740°C左右,精炼时气泡高度不应超过80_。
[0092]精炼完成后应进行静置,静置时间至少25分钟。
[0093]将静置后的熔体采用双转子除气精炼装置进行在线除气,精炼用气量为30L/min,精炼温度为720 ± 5°C,转子转速为300 土 5rpm;然后采用单级30ppi陶瓷过滤板进行在线过滤,更换过滤板时要求检查过滤板的完整性,并保证安装到位,小心放上配重物,并进行适当烘烤;然后按照1.5kg/t的量加入Al-5T1-B丝,进行在线细化。
[0094]完成在线处理后,将熔体进行铸造,铸造温度为7350C,铸造开始时,铸造起车速度为8mm/min,冷却水流量为10m3/h,待铸造长度达到300mm以后,将铸造速度以(lmm/min)/50mm的增量调整至14mm/min,将冷却水流量以(lm3/h)/50mm的增量调整至20m3/h。
[0095]铸造收尾时当浇口部液体尚有1/3时停水,当浇口部马上要脱离结晶器时停车,严禁将水滴到浇口部。
[0096]铸造完成后,将铸造得到的锭坯进行均匀化热处理,以495°C的加热温度加热,加热至465°C后进入保温,保温32小时,完成均匀化热处理。
[0097]然后在360 °C下退火8小时,然后对铸锭进行相应的进行锯切,锯切浇口部和底部均约350mm,得到7A85铝合金。铸造成型率为93%。得到的合金包含以下成分:1.7%的Cu、1.7%的]\%、7.6%的211、0.12%的21和余量的八1。
[0098]本发明按照上述技术方案对本发明得到的7A85铝合金进行探伤检测,结果表明,本实施例得到的7A85铝合金的探伤合格率为99%。
[0099]本发明按照上述技术方案对本实施例得到的7A85铝合金的浇口部进行了高倍检测,结果如图1〜6所示,图1为本发明实施例1得到的7A85铝合金铸锭浇口部的表层在50 X下的高倍检测图;图2为本发明实施例1得到的7A85铝合金铸锭浇口部的表层在200 X下的高倍检测图;图3为本发明实施例1得到的7A85铝合金铸锭浇口部的1/4处在50 X下的高倍检测图;图4为本发明实施例1得到的7A85铝合金铸锭浇口部的1/4处在200 X下的高倍检测图;图5为本发明实施例1得到的7A85铝合金铸锭浇口部的心部在50 X下的高倍检测图;图6为本发明实施例1得到的7A85铝合金铸锭浇口部的心部在200 X下的高倍检测图。由图1〜6可以看出,本实施例得到的7A85铝合金组织均匀致密,晶粒等轴性较好。
[0100]本发明按照上述技术方案对本实施例得到的7A85铝合金的底部进行了高倍检测,结果如图7〜12所示,图7为本发明实施例1得到的7A85铝合金铸锭底部表层在50 X下的高倍检测图;图8为本发明实施例1得到的7A85铝合金铸锭底部表层在200 X下的高倍检测图;图9为本发明实施例1得到的7A85铝合金铸锭底部的1/4处在50X下的高倍检测图;图10为本发明实施例1得到的7A85铝合金铸锭底部1/4处在200 X下的高倍检测图;图11为本发明实施例1得到的7A85铝合金铸锭底部的心部在50 X下的高倍检测图;图12为本发明实施例1得到的7A85铝合金铸锭底部的心部在200 X下的高倍检测图。由图7〜12可以看出,本实施例得到的7A85铝合金组织均匀致密,晶粒等轴性较好。
[0101]本发明按照上述技术方案对本发明得到的7A85铝合金进行探伤检测,结果表明,本实施例得到的7A85铝合金的探伤合格率为99%。
[0102]本发明按照上述技术方案对本发明得到的7A85铝合金进行屈服强度检测,结果表明,本实施例得到的7A85铝合金的屈服强度为520MPa。
[0103]由以上实施例可以看出,本发明提供的7A85铝合金屈服强度较高。
[0104]以上所述仅是本发明的优选实施方式,应当指出,对于本技术领域的普通技术人员来说,在不脱离本发明原理的前提下,还可以做出若干改进和润饰,这些改进和润饰也应视为本发明的保护范围。

Claims (7)

1.一种7A85铝合金,包括以下质量分数的组分: Cu: 1.3〜2.0% ;Mg:1.2〜1.8%;Zn:7.6% ;Zr:0.08〜0.15% ;T1:0〜0.06% ;S1:0〜0.06% ;Fe:0〜0.08% ;Μη:0〜0.04% ;Cr:0〜0.04% ;余量为Al; 所述Zn和Mg的质量比为4.5:1。
2.根据权利要求1所述的7A85铝合金,其特征在于,所述Cu的质量分数为1.5〜1.8 %。
3.根据权利要求1所述的7A85铝合金,其特征在于,所述Mg的质量分数为1.5〜1.7 %。
4.根据权利要求1所述的7A85铝合金,其特征在于,所述Ti的质量分数为0.01〜0.03%。
5.根据权利要求1所述的7A85铝合金,其特征在于,所述Zr的质量分数为0.10〜0.13%。
6.根据权利要求1所述的7A85铝合金,其特征在于,所述Cu的质量分数为1.7 %。
7.根据权利要求1〜6任意一项所述的7A85铝合金,其特征在于,所述7A85铝合金为规格为Φ 850mm的铝合金。
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