CN107130156B - 一种高Zn元素含量铝合金的熔铸及热处理工艺 - Google Patents

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Abstract

本发明属于金属材料制造技术领域，涉及一种高Zn元素含量铝合金的熔铸及热处理工艺。合金成分的重量百分比为：Zn：9.8～11.2；Mg：1.6～2.4；Cu：1.2～2.1；Zr：0.08～0.20；Fe≤0.15；Si≤0.1；Mn≤0.05；Cr≤0.05；Ti≤0.05；杂质总量≤0.15；Al余量；合金的热处理工艺为三级固溶+三级时效。本发明将Al‑Zn‑Mg‑Cu合金中的Zn元素含量提高至9.8～11.2％，同时将Zn/Mg比最高提至7.0，并采用同水平热顶直冷半连续铸造法进行制备，解决了高Zn元素含量、高Zn/Mg比Al‑Zn‑Mg‑Cu超高强铝合金棒材在直冷半连续制备过程中易出现热裂和冷裂问题；抗拉强度最高可达790.0MPa，并保持了7.0％左右的伸长率，这一综合力学性能水平已经远超过目前工程化应用的普通铝合金(500～600MPa级)。

Description

一种高Zn元素含量铝合金的熔铸及热处理工艺
技术领域
本发明属于金属材料制造技术领域，涉及一种高Zn元素含量铝合金的熔铸及热处理工艺。
背景技术
近些年，国防领域在国家大力的支持下得到了迅速的发展，其针对材料的要求日益严苛。铝合金作为国防领域主要的结构材料之一，同样需要适应这一需求的变化。与钢和钛合金等其他结构材料相比，铝合金材料虽然具有质轻等传统的优势，但是其强度不足的缺点同样显著；目前，结构材料的主流研究方向是通过提高合金的强度来实现材料的减重目标。因此，如何发挥铝合金传统优势的同时，弥补其不足，对于铝合金材料在国防领域取得进一步的发展和应用具有重要的意义。
目前，在国防领域中的应用最为广泛的超高强度铝合金为7000系Al-Zn-Mg-Cu合金，其通常具有强度高，合金化程度高等特点。该系列铝合金材料强度提升的主要手段为提高Zn元素含量的同时提高Zn/Mg比，但随着合金元素总量和Zn/Mg比的提高，该系列合金在铸造和变形过程中极易发生热裂和冷裂问题，极大地提高了熔铸和变形的难度，同时也对后续的热处理技术提出了较高的要求，在一定程度上限制了该系列铝合金在国防领域中的发展。
据资料记载：中国专利“201410064430.X—《一种航空航天用高强高韧铝合金及制备方法》”公开了一种Al-Zn-Mg-Cu合金的成分和制备方法。该发明通过提高Zn/Mg比，并适量的添加Ag、Zr、Ta和Cd等多种微合金化元素，获得了同时具有较高的抗拉强度和伸长率的铝合金材料，其抗拉强度、屈服强度和伸长率分别可达764MPa、632MPa和15.8％，充分说明了合金成分设计对最终性能的影响。但是，随着该合金微合金化元素的增多，不仅提高了合金的熔铸复杂程度，增加了变形和热处理过程中的影响因素，同时也提高了合金的制备成本。
此外，中国专利“CN201210048787.X—《一种高锌高强Al-Zn-Mg-Cu铝合金热处理工艺》”公开了一种针对Al-Zn-Mg-Cu-Er合金的热处理方法。该合金的成分为Zn：10.0～11.5％；Mg：1.6～2.0％；Cu：1.4～2.0％；Zr：0.08～0.15；Er：0.06～0.015；余量为Al。该方法先将合金进行双级时效处理，再增加一级高温短时时效处理，提高合金的韧性，该合金的室温抗拉强度、延伸率和断裂韧度分别约为720～760MPa、9.0～13.0％和30～38MPa·m1/2，表现出良好的综合力学性能，体现了热处理工艺的优化对于合金最终性能的重要影响。但是，该热处理工艺使得合金的抗拉强度相比于T6状态略有下降，合金的强度略显不足，无法获得同时保持理想的延伸率和较高强度的铝合金材料，与此同时，稀土元素Er的加入同样将增加该材料制备成本。由此可见，如何以较低的成本制备出具有更高强度的铝合金材料将是未来研发的重要方向之一。
发明内容
本发明的目的是提出一种低成本、高强度且不损失延伸率的一种高Zn元素含量铝合金的熔铸及热处理工艺。
本发明的技术解决方案是，合金成分的重量百分比为：Zn：9.8～11.2；Mg：1.6～2.4；Cu：1.2～2.1；Zr：0.08～0.20；Fe≤0.15；Si≤0.1；Mn≤0.05；Cr≤0.05；Ti≤0.05；杂质总量≤0.15；Al余量。
制备高Zn元素含量铝合金采用三级固溶+三级时效的热处理工艺，其中，三级固溶工艺为463～468℃×20～40min+468～470℃×50～70min+470～472℃×20～40min，出炉冷水淬火；三级时效工艺为120℃×24h，到温进炉，出炉冷水淬火+185-195℃×5-15min，到温进炉，出炉冷水淬火+130-140℃×3-6h，到温进炉，出炉空冷。
合金成分的Zn/Mg比为7.0时，合金的抗拉强度，屈服强度和伸长率分别可达790.0MPa，775.0MPa和7.0％。
合金成分的Zn/Mg比为5.3时，合金的抗拉强度，屈服强度和伸长率分别可达779.0MPa，766.7Pa和7.3％。
合金成分的Zn/Mg比为4.1时，合金的抗拉强度，屈服强度和伸长率分别可达768.7MPa，755.7MPa和7.6％。
本发明的优点及效果：
本发明将Al-Zn-Mg-Cu合金中的Zn元素含量提高至9.8～11.2％，同时将Zn/Mg比最高提至7.0，并采用同水平热顶直冷半连续铸造法进行制备，解决了高Zn元素含量、高Zn/Mg比Al-Zn-Mg-Cu超高强铝合金棒材在直冷半连续制备过程中易出现热裂和冷裂问题；该合金在熔铸过程中结合国际领先的氯氩混合气精炼技术(LARS)和多层陶瓷熔体过滤技术(CFF)，获得的合金铸锭内外质量优异；该合金挤压材采用三级固溶+三级时效的热处理工艺制度，使得高Zn元素含量、高Zn/Mg比Al-Zn-Mg-Cu合金基体内的难溶相得到了最大程度上的溶解，获得大量的过饱和固溶体，得以在随后的三级时效过程中析出大量的增强相MgZn2，保持合金具有优秀的延伸率的同时，大幅度提高合金的抗拉强度；该合金材料挤压棒材经优化的三级时效热处理工艺处理后的抗拉强度与单级时效(T6)状态相比并未降低，获得了优于单级时效(T6)热处理工艺处理的综合力学性能，抗拉强度最高可达790.0MPa，并保持了7.0％左右的伸长率，这一综合力学性能水平已经远超过目前工程化应用的普通铝合金(500～600MPa级)。
具体实施方式
参照Al-Zn-Mg-Cu合金相图，以高Zn、高Zn/Mg比为合金成分设计思路，设计的合金成分为(wt.％)：Zn：9.8～11.2；Mg：1.6～2.4；Cu：1.2～2.1；Zr：0.08～0.20；Fe≤0.15；Si≤0.1；Mn≤0.05；Cr≤0.05；Ti≤0.05；杂质总量≤0.15；Al余量。
制备该合金棒材，其制备工艺为：
1.采用国际领先的精炼技术和熔体过滤技术(即氯氩混合气精炼技术(LARS)和多层陶瓷熔体过滤技术(CFF))，高效低污染去除熔体内的氢含量，控制Fe、Si等杂质元素的含量，减少熔体中的其他氧化夹渣；
2.采用第四代DC铸造法(同水平热顶直冷半连续铸造法)，在675～685℃温度区间浇铸直径为Φ75mm合金圆锭，同水平热顶铸造装置不仅实现了多根铸锭的同时成形，极大提高制备效率，同时保证了熔体液位的平稳，提高铸锭制备过程中的稳定性以及内外部质量；
3.合金圆锭经过均匀化、机械加工去皮后，在400～420℃温度区间保温1h后，挤压法获得直径为Φ15mm的合金挤压棒材，挤压比16/1；
4.合金挤压棒材进行三级固溶处理，三级固溶工艺为(463～468℃)×(20～40min)+(468～470℃)×(50～70min)+(470～472℃)×(20～40min)，出炉冷水淬火，该工艺实现了针对高Zn元素含量、高Zn/Mg比Al-Zn-Mg-Cu合金基体内的难溶相最大程度上的溶解，获得具有大量的过饱和固溶体的合金材料，为之后的时效析出强化做准备；
5.合金挤压棒材进行三级时效处理，三级时效工艺为：120℃×24h+(185～195℃)×(5～15min)+(130～140℃)×(3～6h)，前两级时效过程满足到温装炉，出炉冷水淬火，第三级时效过程满足到温装炉，出炉空冷，该工艺实现了大量析出增强相MgZn2的目标，获得了与单级时效状态相比强度并未降低，并保持优秀的延伸率的合金材料；
6.热处理后的合金棒材经机械加工后，采用WDW-100拉伸试验机进行室温拉伸试验，合金室温抗拉强度，屈服强度和伸长率分别可达790.0Mpa，775.0Mpa和7.0％左右，优于单级时效热处理工艺处理的综合力学性能。
下面将以12个实施例，对该发明进行说明：
实施例1
高Zn/Mg比+双级固溶+单级时效
一、合金成分配比：
元素 Zn Mg Cu Zr Al Zn/Mg
含量(wt.％) 11.2 1.6 1.6 0.08 Bal. 7.0
二、制备材料工艺
1.将精Al锭、Zn锭、Mg锭以及中间合金Al-Cu、Al-Zr在720℃条件下进行融化；
2.待合金完全熔化温度稳定后，先后经过氯氩混合气精炼技术和多层陶瓷熔体过滤技术处理，采用同水平热顶直冷半连续铸造法在675～685℃温度区间浇铸制备直径为Φ75mm合金圆锭；
3.合金圆锭经过均匀化、机械加工去皮后，在400～420℃温度区间保温1h后，挤压获得直径为Φ15mm的合金挤压棒材，挤压比16/1。
三、挤压棒材热处理工艺
工艺制度
双级固溶 (463～468℃)×(50～70min)+(468～472℃)×(50～70min)
单级时效 (130～140℃)×(12～20h)
四、室温拉伸测试：
对最终获得的挤压棒材进行力学性能测试。其结果为：
力学性能 试样1 试样2 试样3 平均值
抗拉强度σb/MPa 777 777 779 777.7
屈服强度σ0.2/MPa 763 765 764 764.0
延伸率δ/％ 7.5 7.6 7.5 7.5
实施例2
高Zn/Mg比+双级固溶+三级时效
一、合金成分配比
元素 Zn Mg Cu Zr Al Zn/Mg
含量(wt.％) 11.2 1.6 1.6 0.08 Bal. 7.0
二、制备材料工艺
1.将精Al锭、Zn锭、Mg锭以及中间合金Al-Cu、Al-Zr在720℃条件下进行融化；
2.待合金完全熔化温度稳定后，先后经过氯氩混合气精炼技术和多层陶瓷熔体过滤技术处理，采用同水平热顶直冷半连续铸造法在675～685℃温度区间浇铸制备直径为Φ75mm合金圆锭；
3.合金圆锭经过均匀化、机械加工去皮后，在400～420℃温度区间保温1h后，挤压获得直径为Φ15mm的合金挤压棒材，挤压比16/1。
三、挤压棒材热处理工艺
工艺制度
双级固溶 (463～468℃)×(50～70min)+(468～472℃)×(50～70min)
三级时效 120℃×24h+(185-195℃)×(5-15min)+(130-140℃)×(3-6h)
四、室温拉伸测试：
对最终获得的挤压棒材进行力学性能测试。其结果为：
力学性能 试样1 试样2 试样3 平均值
抗拉强度σb/MPa 781 783 785 783.0
屈服强度σ0.2/MPa 768 771 767 768.7
延伸率δ/％ 7.2 7.3 7.2 7.2
实施例3
高Zn/Mg比+三级固溶+单级时效
一、合金成分配比：
元素 Zn Mg Cu Zr Al Zn/Mg
含量(wt.％) 11.2 1.6 1.6 0.08 Bal. 7.0
二、制备材料工艺
1.将精Al锭、Zn锭、Mg锭以及中间合金Al-Cu、Al-Zr在720℃条件下进行融化；
2.待合金完全熔化温度稳定后，先后经过氯氩混合气精炼技术和多层陶瓷熔体过滤技术处理，采用同水平热顶直冷半连续铸造法在675～685℃温度区间浇铸制备直径为Φ75mm合金圆锭；
3.合金圆锭经过均匀化、机械加工去皮后，在400～420℃温度区间保温1h后，挤压获得直径为Φ15mm的合金挤压棒材，挤压比16/1。
三、挤压棒材热处理工艺
四、室温拉伸测试
对最终获得的挤压棒材进行力学性能测试。其结果为：
力学性能 试样1 试样2 试样3 平均值
抗拉强度σb/MPa 782 784 786 784.0
屈服强度σ0.2/MPa 769 770 768 769.0
延伸率δ/％ 7.3 7.4 7.4 7.4
实施例4
高Zn/Mg比+三级固溶+三级时效
一、合金成分配比：
元素 Zn Mg Cu Zr Al Zn/Mg
含量(wt.％) 11.2 1.6 1.6 0.08 Bal. 7.0
二、制备材料工艺：
1.将精Al锭、Zn锭、Mg锭以及中间合金Al-Cu、Al-Zr在720℃条件下进行融化；
2.待合金完全熔化温度稳定后，先后经过氯氩混合气精炼技术和多层陶瓷熔体过滤技术处理，采用同水平热顶直冷半连续铸造法在675～685℃温度区间浇铸制备直径为Φ75mm合金圆锭；
3.合金圆锭经过均匀化、机械加工去皮后，在400～420℃温度区间保温1h后，挤压获得直径为Φ15mm的合金挤压棒材，挤压比16/1。
三、挤压棒材热处理工艺
四、室温拉伸测试
对最终获得的挤压棒材进行力学性能测试。其结果为：
力学性能 试样1 试样2 试样3 平均值
抗拉强度σb/MPa 790 789 791 790.0
屈服强度σ0.2/MPa 776 774 778 776.0
延伸率δ/％ 7.0 7.1 7.0 7.0
实施例5
中Zn/Mg比+双级固溶+单级时效
一、合金成分配比：
元素 Zn Mg Cu Zr Al Zn/Mg
含量(wt.％) 10.5 2.0 1.6 0.08 Bal. 5.3
二、制备材料工艺
1.将精Al锭、Zn锭、Mg锭以及中间合金Al-Cu、Al-Zr在720℃条件下进行融化；
2.待合金完全熔化温度稳定后，先后经过氯氩混合气精炼技术和多层陶瓷熔体过滤技术处理，采用同水平热顶直冷半连续铸造法在675～685℃温度区间浇铸制备直径为Φ75mm合金圆锭；
3.合金圆锭经过均匀化、机械加工去皮后，在400～420℃温度区间保温1h后，挤压获得直径为Φ15mm的合金挤压棒材，挤压比16/1。
三、挤压棒材热处理工艺
工艺制度
双级固溶 (463～468℃)×(50～70min)+(468～472℃)×(50～70min)
单级时效 (130～140℃)×(12～20h)
四、室温拉伸测试：
对最终获得的挤压棒材进行力学性能测试。其结果为：
力学性能 试样1 试样2 试样3 平均值
抗拉强度σb/MPa 768 768 769 768.3
屈服强度σ0.2/MPa 756 754 755 755.0
延伸率δ/％ 7.7 7.9 7.9 7.8
实施例6
中Zn/Mg比+双级固溶+三级时效
一、合金成分配比：
元素 Zn Mg Cu Zr Al Zn/Mg
含量(wt.％) 10.5 2.0 1.6 0.08 Bal. 5.3
二、制备材料工艺：
1.将精Al锭、Zn锭、Mg锭以及中间合金Al-Cu、Al-Zr在720℃条件下进行融化；
2.待合金完全熔化温度稳定后，先后经过氯氩混合气精炼技术和多层陶瓷熔体过滤技术处理，采用同水平热顶直冷半连续铸造法在675～685℃温度区间浇铸制备直径为Φ75mm合金圆锭；
3.合金圆锭经过均匀化、机械加工去皮后，在400～420℃温度区间保温1h后，挤压获得直径为Φ15mm的合金挤压棒材，挤压比16/1。
三、挤压棒材热处理工艺
工艺制度
双级固溶 (463～468℃)×(50～70min)+(468～472℃)×(50～70min)
三级时效 120℃×24h+(185-195℃)×(5-15min)+(130-140℃)×(3-6h)
四、室温拉伸测试
对最终获得的挤压棒材进行力学性能测试。其结果为：
力学性能 试样1 试样2 试样3 平均值
抗拉强度σb/MPa 774 772 772 772.7
屈服强度σ0.2/MPa 758 760 758 758.7
延伸率δ/％ 7.4 7.6 7.5 7.5
实施例7
中Zn/Mg比+三级固溶+单级时效
一、合金成分配比：
元素 Zn Mg Cu Zr Al Zn/Mg
含量(wt.％) 10.5 2.0 1.6 0.08 Bal. 5.3
二、制备材料工艺：
1.将精Al锭、Zn锭、Mg锭以及中间合金Al-Cu、Al-Zr在720℃条件下进行融化；
2.待合金完全熔化温度稳定后，先后经过氯氩混合气精炼技术和多层陶瓷熔体过滤技术处理，采用同水平热顶直冷半连续铸造法在675～685℃温度区间浇铸制备直径为Φ75mm合金圆锭；
3.合金圆锭经过均匀化、机械加工去皮后，在400～420℃温度区间保温1h后，挤压获得直径为Φ15mm的合金挤压棒材，挤压比16/1。
三、挤压棒材热处理工艺
四、室温拉伸测试
对最终获得的挤压棒材进行力学性能测试。其结果为：
力学性能 试样1 试样2 试样3 平均值
抗拉强度σb/MPa 775 775 774 774.7
屈服强度σ0.2/MPa 758 758 758 758.0
延伸率δ/％ 7.5 7.6 7.5 7.5
实施例8
中Zn/Mg比+三级固溶+三级时效
一、合金成分配比：
元素 Zn Mg Cu Zr Al Zn/Mg
含量(wt.％) 10.5 2.0 1.6 0.08 Bal. 5.3
二、制备材料工艺
1.将精Al锭、Zn锭、Mg锭以及中间合金Al-Cu、Al-Zr在720℃条件下进行融化；
2.待合金完全熔化温度稳定后，先后经过氯氩混合气精炼技术和多层陶瓷熔体过滤技术处理，采用同水平热顶直冷半连续铸造法在675～685℃温度区间浇铸制备直径为Φ75mm合金圆锭；
3.合金圆锭经过均匀化、机械加工去皮后，在400～420℃温度区间保温1h后，挤压获得直径为Φ15mm的合金挤压棒材，挤压比16/1。
三、挤压棒材热处理工艺
四、室温拉伸测试
对最终获得的挤压棒材进行力学性能测试。其结果为：
力学性能 试样1 试样2 试样3 平均值
抗拉强度σb/MPa 779 779 779 779.0
屈服强度σ0.2/MPa 768 768 766 766.7
延伸率δ/％ 7.2 7.3 7.4 7.3
实施例9
低Zn/Mg比+双级固溶+单级时效
一、合金成分配比：
元素 Zn Mg Cu Zr Al Zn/Mg
含量(wt.％) 9.8 2.4 1.6 0.08 Bal. 4.1
二、制备材料工艺
1.将精Al锭、Zn锭、Mg锭以及中间合金Al-Cu、Al-Zr在720℃条件下进行融化；
2.待合金完全熔化温度稳定后，先后经过氯氩混合气精炼技术和多层陶瓷熔体过滤技术处理，采用同水平热顶直冷半连续铸造法在675～685℃温度区间浇铸制备直径为Φ75mm合金圆锭；
3.合金圆锭经过均匀化、机械加工去皮后，在400～420℃温度区间保温1h后，挤压获得直径为Φ15mm的合金挤压棒材，挤压比16/1。
三、挤压棒材热处理工艺
工艺制度
双级固溶 (463～468℃)×(50～70min)+(468～472℃)×(50～70min)
单级时效 (130～140℃)×(12～20h)
四、室温拉伸测试
对最终获得的挤压棒材进行力学性能测试。其结果为：
力学性能 试样1 试样2 试样3 平均值
抗拉强度σb/MPa 761 763 760 761.3
屈服强度σ0.2/MPa 746 744 748 746.0
延伸率δ/％ 8.1 8.1 8.2 8.1
实施例10：
低Zn/Mg比+双级固溶+三级时效
一、合金成分配比：
元素 Zn Mg Cu Zr Al Zn/Mg
含量(wt.％) 9.8 2.4 1.6 0.08 Bal. 4.1
二、制备材料工艺：
1.将精Al锭、Zn锭、Mg锭以及中间合金Al-Cu、Al-Zr在720℃条件下进行融化；
2.待合金完全熔化温度稳定后，先后经过氯氩混合气精炼技术和多层陶瓷熔体过滤技术处理，采用同水平热顶直冷半连续铸造法在675～685℃温度区间浇铸制备直径为Φ75mm合金圆锭；
3.合金圆锭经过均匀化、机械加工去皮后，在400～420℃温度区间保温1h后，挤压获得直径为Φ15mm的合金挤压棒材，挤压比16/1。
三、挤压棒材热处理工艺
工艺制度
双级固溶 (463～468℃)×(50～70min)+(468～472℃)×(50～70min)
三级时效 120℃×24h+(185-195℃)×(5-15min)+(130-140℃)×(3-6h)
四、室温拉伸测试
对最终获得的挤压棒材进行力学性能测试。其结果为：
力学性能 试样1 试样2 试样3 平均值
抗拉强度σb/MPa 763 763 764 763.3
屈服强度σ0.2/MPa 747 748 747 747.3
延伸率δ/％ 8.0 7.8 7.9 7.9
实施例11
低Zn/Mg比+三级固溶+单级时效
一、合金成分配比：
元素 Zn Mg Cu Zr Al Zn/Mg
含量(wt.％) 9.8 2.4 1.6 0.08 Bal. 4.1
二、制备材料工艺
1.将精Al锭、Zn锭、Mg锭以及中间合金Al-Cu、Al-Zr在720℃条件下进行融化；
2.待合金完全熔化温度稳定后，先后经过氯氩混合气精炼技术和多层陶瓷熔体过滤技术处理，采用同水平热顶直冷半连续铸造法在675～685℃温度区间浇铸制备直径为Φ75mm合金圆锭；
3.合金圆锭经过均匀化、机械加工去皮后，在400～420℃温度区间保温1h后，挤压获得直径为Φ15mm的合金挤压棒材，挤压比16/1。
三、挤压棒材热处理工艺
四、室温拉伸测试
对最终获得的挤压棒材进行力学性能测试。其结果为：
实施例12
低Zn/Mg比+三级固溶+三级时效
一、合金成分配比：
元素 Zn Mg Cu Zr Al Zn/Mg
含量(wt.％) 9.8 2.4 1.6 0.08 Bal. 4.1
二、制备材料工艺：
1.将精Al锭、Zn锭、Mg锭以及中间合金Al-Cu、Al-Zr在720℃条件下进行融化；
2.待合金完全熔化温度稳定后，先后经过氯氩混合气精炼技术和多层陶瓷熔体过滤技术处理，采用同水平热顶直冷半连续铸造法在675～685℃温度区间浇铸制备直径为Φ75mm合金圆锭；
3.合金圆锭经过均匀化、机械加工去皮后，在400～420℃温度区间保温1h后，挤压获得直径为Φ15mm的合金挤压棒材，挤压比16/1。
三、挤压棒材热处理工艺
四、室温拉伸测试
对最终获得的挤压棒材进行力学性能测试。其结果为：
力学性能 试样1 试样2 试样3 平均值
抗拉强度σb/MPa 770 768 768 768.7
屈服强度σ0.2/MPa 756 756 755 755.7
延伸率δ/％ 7.7 7.5 7.6 7.6
通过上述12个实施例的对比，
1.实例4、8、12为发明内容所述，采用三级固溶+三级时效处理方法，针对高、中、低Zn/Mg比(7.0、5.4、4.1)的合金材料进行实验的实例；
2.实例1、5、9为采用双级固溶+单级时效处理方法，针对高、中、低Zn/Mg比(7.0、5.4、4.1)的合金材料进行对比实验的实例；实例2、6、10为采用双级固溶+三级时效处理方法，针对高、中、低Zn/Mg比(7.0、5.4、4.1)的合金材料进行对比实验的实例；实例3、7、11为采用三级固溶+单级时效处理方法，针对高、中、低Zn/Mg比(7.0、5.4、4.1)的合金材料进行对比实验的实例；
3.横向对比同一种固溶和时效热处理方法，不同的Zn/Mg比实验的实例(如实施例1、5、9之间对比，2、6、10之间对比，3、7、11之间对比，4、8、12之间对比)，实验结果表明：在同一种热处理方法条件下，提高Zn/Mg比将提高合金材料的抗拉强度和屈服强度，延伸率略有下降；
4.纵向对比相同的Zn/Mg比，不同的固溶和时效热处理方法的实验实例(实施例1～4，实施例5～8，实施例9～12)，实验结果表明：相比于三级固溶+三级时效的热处理方法，选用双级固溶或单级时效，均使得合金的抗拉强度和屈服强度有所降低，削弱合金的综合力学性能。

Claims (4)

1.一种高Zn元素含量铝合金，其合金成分的重量百分比为：Zn：9.8～11.2；Mg：1.6～2.4；Cu：1.2～2.1；Zr：0.08～0.20；Fe≤0.15；Si≤0.1；Mn≤0.05；Cr≤0.05；Ti≤0.05；杂质总量≤0.15；Al余量；制备所述高Zn元素含量铝合金的熔铸及热处理工艺是，采用三级固溶+三级时效的热处理工艺，其中，三级固溶工艺为463～468℃×20～40min+468～470℃×50～70min+470～472℃×20～40min，出炉冷水淬火；三级时效工艺为120℃×24h，到温进炉，出炉冷水淬火+185-195℃×5-15min，到温进炉，出炉冷水淬火+130-140℃×3-6h，到温进炉，出炉空冷。
2.根据权利要求1所述的一种高Zn元素含量铝合金，其特征是，当合金成分的Zn/Mg比为7.0时，合金的抗拉强度，屈服强度和伸长率分别可达790.0MPa，775.0MPa和7.0％。
3.根据权利要求1所述的一种高Zn元素含量铝合金，其特征是，当合金成分的Zn/Mg比为5.3时，合金的抗拉强度，屈服强度和伸长率分别可达779.0MPa，766.7Pa和7.3％。
4.根据权利要求1所述的一种高Zn元素含量铝合金，其特征是，当合金成分的Zn/Mg比为4.1时，合金的抗拉强度，屈服强度和伸长率分别可达768.7MPa，755.7MPa和7.6％。
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* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN108385003B (zh) * 2018-05-23 2019-01-18 东北轻合金有限责任公司 一种航空航天用高韧耐蚀铝合金型材及其制备方法
CN109097646B (zh) * 2018-08-27 2020-09-25 江苏大学 780-820MPa超高强度铝合金及其制备方法
CN109266879A (zh) * 2018-11-20 2019-01-25 天津百恩威新材料科技有限公司 一种布拉磨头及高强度铝合金在制备布拉磨头中的应用
CN109487187A (zh) * 2018-12-29 2019-03-19 江苏豪然喷射成形合金有限公司 一种超高Zn含量铝合金的低温时效和多级热处理工艺
CN110396629B (zh) * 2019-08-16 2021-04-20 中国航发北京航空材料研究院 一种800MPa级铝合金挤压型材及其制备方法
CN111187997B (zh) * 2019-12-31 2021-01-05 宁波中大力德智能传动股份有限公司 一种半固态铝硅合金压铸件强韧化的热处理方法
CN113005376B (zh) * 2021-02-10 2022-04-19 北京科技大学 一种超强高韧Al-Zn-Mg-Cu铝合金的固溶-时效热处理工艺
CN112877622B (zh) * 2021-04-21 2021-07-23 中国航发北京航空材料研究院 一种7000系铝合金的非等温热处理方法
CN113737068B (zh) * 2021-08-19 2022-10-04 中铝材料应用研究院有限公司 一种高强韧耐蚀7xxx系铝合金及其加工方法
CN114107769B (zh) * 2021-11-29 2022-10-04 浙江康帕斯流体技术股份有限公司 一种高强高延展率铝合金材料及其制备方法
CN115927982B (zh) * 2022-11-15 2024-04-19 福建祥鑫新材料科技有限公司 一种提高7系铝合金腐蚀性能的热处理方法

Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN102703782A (zh) * 2012-04-20 2012-10-03 北京工业大学 一种超高强高淬透性Al-Zn-Mg-Cu合金
CN103205616A (zh) * 2013-03-15 2013-07-17 北京工业大学 一种超高强高延伸率Al-Zn-Mg-Cu合金及其制备方法
CN103233149A (zh) * 2013-04-26 2013-08-07 张荣森 一种高强度铝合金管材
CN104694860A (zh) * 2015-04-07 2015-06-10 中南大学 一种低纯度Al-Zn-Mg-Cu合金时效热处理方法
CN105401021A (zh) * 2015-10-29 2016-03-16 中国航空工业集团公司北京航空材料研究院 一种700MPa级铝合金挤压型材

Patent Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN102703782A (zh) * 2012-04-20 2012-10-03 北京工业大学 一种超高强高淬透性Al-Zn-Mg-Cu合金
CN103205616A (zh) * 2013-03-15 2013-07-17 北京工业大学 一种超高强高延伸率Al-Zn-Mg-Cu合金及其制备方法
CN103233149A (zh) * 2013-04-26 2013-08-07 张荣森 一种高强度铝合金管材
CN104694860A (zh) * 2015-04-07 2015-06-10 中南大学 一种低纯度Al-Zn-Mg-Cu合金时效热处理方法
CN105401021A (zh) * 2015-10-29 2016-03-16 中国航空工业集团公司北京航空材料研究院 一种700MPa级铝合金挤压型材

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
一种新型高锌Al-Zn-Mg-Cu合金的热处理工艺;杨守杰等;《材料工程》;20161231;第44卷(第12期);第41-17页 *

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