CN109136689B - 一种Al-Zn-Mg-Cu超高强铝合金及其快速挤压在线淬火生产方法 - Google Patents

一种Al-Zn-Mg-Cu超高强铝合金及其快速挤压在线淬火生产方法 Download PDF

Info

Publication number
CN109136689B
CN109136689B CN201811227275.3A CN201811227275A CN109136689B CN 109136689 B CN109136689 B CN 109136689B CN 201811227275 A CN201811227275 A CN 201811227275A CN 109136689 B CN109136689 B CN 109136689B
Authority
CN
China
Prior art keywords
level
temperature
ultra
aluminum alloy
heated
Prior art date
Legal status (The legal status 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 status listed.)
Active
Application number
CN201811227275.3A
Other languages
English (en)
Other versions
CN109136689A (zh
Inventor
赵茂密
冯恩浪
罗春林
李德元
覃明宏
周文标
赵解扬
李萍
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Guangxi Pingguo 100 Mine High Tech Aluminum Co Ltd
Original Assignee
Guangxi Pingguo 100 Mine High Tech Aluminum Co Ltd
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 Guangxi Pingguo 100 Mine High Tech Aluminum Co Ltd filed Critical Guangxi Pingguo 100 Mine High Tech Aluminum Co Ltd
Priority to CN201811227275.3A priority Critical patent/CN109136689B/zh
Publication of CN109136689A publication Critical patent/CN109136689A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN109136689B publication Critical patent/CN109136689B/zh
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Classifications

    • CCHEMISTRY; METALLURGY
    • 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
    • CCHEMISTRY; METALLURGY
    • C22METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22FCHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
    • C22F1/00Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
    • C22F1/002Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working by rapid cooling or quenching; cooling agents used therefor
    • CCHEMISTRY; METALLURGY
    • C22METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22FCHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
    • C22F1/00Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
    • C22F1/04Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon
    • C22F1/053Changing 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

Abstract

本发明公开了一种Al‑Zn‑Mg‑Cu超高强铝合金及其快速挤压在线淬火生产方法,属于铝合金材料技术领域。本发明的铝合金组分及质量百分比如下(%):Zn:5.5‑6.5,Mg:1.8‑2.2,Cu:0.4‑0.6,Si:0.20‑0.30,Mn:0.10‑0.15,Cr:0.02‑0.06,Ti:0.03‑0.05,Zr:0.02‑0.03,Fe:<0.12,Al:余量。本发明通过合理控制合金成分范围及生产工艺,得到可挤压性好、淬火敏感性低的Al‑Zn‑Mg‑Cu铝合金铸锭,其最大挤压速度可达6m/min,并能实现在线淬火,配合三级时效等工艺控制,得到抗拉强度达500MPa以上的超高强铝合金。

Description

一种Al-Zn-Mg-Cu超高强铝合金及其快速挤压在线淬火生产 方法
技术领域
本发明属于属于铝合金材料技术领域,具体涉及一种Al-Zn-Mg-Cu超高强铝合金及其快速挤压在线淬火生产方法。
背景技术
超高强度的铝合金如7075、7050等,由于Zn、Mg、Cu等含量都较高,其可挤压性非常差,表现在变形抗力大、挤压速度很慢,最大的挤压速度在1m/min左右,再提速时会发生开裂;同时,其淬火敏感性很高,表现在其固溶温度区间很窄、淬火冷却速度要求很快,再加上挤压速度无法提升,导致产品挤压出挤压机前梁时温度已经远低于其固溶温度,因此无法在常规的生产线上实现在线淬火,目前有部分方案通过在挤压机和在线淬火装置之间加装加热保温装置,以实现7075等超高强铝合金的在线淬火,但由于未从根本上解决合金的淬火敏感性高、可挤压性差问题,所用合金的固溶温度区间很窄,而在挤压过程中产品是移动的,加装加热保温装置的方案很难控制产品的温度均匀性,容易造成产品过烧或固溶淬火不充分,同时受合金可挤压性的限制,其挤压速度很慢,因此目前尚无法大批量工业推广使用。
而目前可挤压性好、淬火敏感性较低,能够快速挤压并实现在线淬火的铝合金如6063、6005A、7020等,其强度又较低,时效后抗拉强度不超过450MPa,无法满足超高强度、轻量化的结构件使用要求。
经检索,中国专利,申请号201710240655.X,一种6101铝合金型材的制造方法,该方法通过快速挤压并在线淬火的方式,生产高强度的铝合金型材,解决了生产效率低和成品率低的问题,但该方法中成分为普通的6101合金,Zn、Mg、Cu等含量很少,同时铸锭均匀化未改进,最终的型材抗拉强度在200MPa左右,无法满足更高强度的应用需求。
中国专利,申请号201410180442.9,一种超高强度Al-Zn-Mg-Cu系铝合金大规格扁铸锭及其制造方法,该方法通过改进制造方法,不需要纯铝铺底制备出大规格、高强度、无裂纹、高铸造成功率的扁铸锭,但该方法中主要强化元素Zn、Mg、Cu的含量特别是Cu的含量较高,合金淬火敏感性高,采用的二级铸锭均匀化工艺无法兼顾快速均匀化和控制变形抗力两方面,合金可挤压性差,导致所生产的扁铸锭只能通过轧制并离线固溶淬火,无法使用快速挤压并在线淬火的方法生产最终产品。
中国专利,申请号201710518117.2,一种高速动车组车体用Al-Zn-Mg合金型材的制备工艺,该方法采用辊底连续式固溶淬火以及航空用板式三级时效炉时效进行生产能够大大提高热处理精度,同时挤压时采用梯度加热的方法,精确控制Al-Zn-Mg型材头尾温差,减小Al-Zn-Mg合金型材头部、中部、尾部性能差异,从而保证了Al-Zn-Mg型材的性能稳定性,但该方法中主要强化元素Zn、Mg、Cu的含量特别是Cu的含量较低,铸锭均匀化未改进,合金的可挤压性差,挤压速度较低且需要离线固溶淬火,虽采用了三级时效工艺但所生产的产品强度较低,无法满足更高强度的应用需求。
中国专利,申请号201810134607.7,7075铝合金型材的加工工艺及铝合金型材,该方法通过将挤压成型模具设计成具有平滑过渡的倾斜平面结合挤压温度以及进入淬火设备的间距,一方面降低了金属流动的阻碍,可以有效防止型材表面开裂,另一方面,确保产品的力学性能,得到的7075铝合金型材成品合格率达到80%及以上,但该方法使用常规的7075合金,其主要强化元素Zn、Mg、Cu的含量特别是Cu的含量较高,铸锭均匀化未改进,合金的淬火敏感性高、可挤压性差,导致挤压速度很慢无法实现快速挤压。
综上所述,目前能够实现批量生产的超高强铝合金,存在淬火敏感性高和可挤压性差的缺点,导致挤压速度很低且需要离线淬火,生产效率低、工艺流程长、生产成本高。而淬火敏感性和可挤压性好,可以实现快速挤压并在线淬火的合金,其强度又太低,无法满足超高强度的应用需求。
发明内容
本发明的目的是为了解决现有技术存在的上述问题,提供一种Al-Zn-Mg-Cu超高强铝合金及其快速挤压在线淬火生产方法,通过控制合金成分并优化铸锭均匀化工艺,降低合金的淬火敏感性和变形抗力,实现快速挤压和在线淬火,同时采用三级时效工艺控制强化相的析出形态和分布,得到抗拉强度500MPa以上的铝合金挤压产品,满足超高强度铝合金的应用需求,达到短流程、高效率生产超高强铝合金的目的。
为了实现上述目的,本发明采用的技术方案如下:
一种Al-Zn-Mg-Cu超高强铝合金,合金组分及质量百分比如下:
Zn:5.5-6.5%,Mg:1.8-2.2%,Cu:0.30-0.60%,Si:0.20-0.30%,Mn:0.10-0.15%,Cr:0.02-0.06%,Ti:0.03-0.05%,Zr:0.02-0.03%,Fe:<0.12%,Al:余量。
上述技术方案,作为优选,所述合金组分及质量百分比如下:Zn:6.2%,Mg:2.0%,Cu:0.4%,Si:0.25%,Mn:0.12%,Cr:0.04%,Ti:0.04%,Zr:0.02%,Fe:<0.09%,Al:余量。
所述的Al-Zn-Mg-Cu超高强铝合金的快速挤压在线淬火生产方法,包括如下步骤:
S1、配料;S2、熔炼;S3、铸造;S4、铸锭均匀化;S5、铸锭车皮、锯切;S6、铸锭加热;S7、模具加热;S8、挤压筒加热;S9、挤压;S10、在线淬火;S11、拉伸矫直;S12、时效。
进一步的,步骤S4中,所述铸锭均匀化采用三级均匀化工艺,第一级为加热到400-430℃保温2-20h;第二级为加热到465-475℃保温10-30h;第三级为降温到340-370℃,保温3-15h;最后以不大于30℃/h的速度冷却到250℃以下。该合金在铸造时会析出熔点较低的相,第一级采用较低的温度达到消除这部分低熔点相的目的,避免过烧;当熔点相消除后,第二级采用较高的温度达到快速均匀化的目的;第三级降温到合金的退火温度保温一段时间并以不大于30℃/S的速度冷却到250℃以下,控制强化相均匀析出,合金退火软化,达到降低合金变形抗力、提高合金可挤压性的目的。
进一步的,所述铸锭均匀化采用三级均匀化工艺,第一级为加热到410℃保温8h,第二级为加热到470℃保温20h,第三级为降温到360℃,保温5h,最后以不大于30℃/h的速度冷却到250℃以下。
进一步的,步骤S6中,加热温度控制在450~500℃,铸锭尾部温度比头部低10-30℃。铸锭加热温度控制在450~500℃,借助加热及挤压温升作用,使第三级均匀化过程中均匀析出的强化相充分回溶到铝基体中;铸锭尾部温度比头部低10-30℃,达到抵消挤压过程温度、避免尾部过烧的目的。
进一步的,步骤S9中,所述挤压速度控制在4.0~6.0m/min。将挤压速度控制在4.0~6.0m/min,以达到快速生产、且保证挤压出口温度在合金淬火温度和过烧温度之间的目的。
进一步的,步骤S10中,控制型材淬火前温度为470℃~500℃,淬火冷却速率为1.0-10℃/S。型材淬火前温度控制在470℃~500℃,以保证淬火前型材处于淬火温度区间以内;淬火冷却速率控制在1.0-10℃/S,能保证淬火过程强化相不析出,淬火后得到过饱和的固溶体。
进一步的,步骤S12中,所述时效采用三级时效工艺:第一级为自然时效3-10天;第二级为以不小于30℃/h的升温速度加热到70-120℃并保温4-10h;第三级为以不小于50℃/h的升温速度加热到140-180℃并保温10-20h,最后出炉以不小于40℃/h的降温速度空冷或强制冷却到100℃以下。其中,第一级自然时效为预时效,起到生成形核区的作用;第一级预时效结束后,以一定速度加热到主要强化相析出区,得到细小弥散析出的相起到弥散强化的作用;紧接快速加热到第三级时效温度,调节析出相在晶界的分布情况,避免析出相在晶界上连续分布,提高产品的耐腐蚀等综合性能,最后以较快速度冷却避免过时效导致产品强度下降。
进一步的,所述时效采用三级时效工艺:第一级为自然时效5天;第二级为以不小于30℃/h的升温速度加热到110℃并保温6h;第三级为以不小于50℃/h的升温速度加热到155℃并保温14h,最后出炉以不小于40℃/h的降温速度空冷到100℃以下。
有益效果:
本发明的Al-Zn-Mg-Cu超高强铝合金可挤压性好,其挤压速度最高可达6m/min,与传统的高强度铝合金相比,其最大挤压生产效率提高了6倍;本发明的Al-Zn-Mg-Cu超高强铝合金合金的淬火敏感性低,可以实现在线淬火,与传统的高强度铝合金相比,省去离线淬火工序,提高生产效率50%以上,降低生产成本30%以上;本发明的最终产品强度高,其最大抗拉强度Rm>500MPa,满足受力结构件的需求,最终达到短流程快速生产超高强铝合金挤压产品的目的。
附图说明
图1为实施例1的铝合金铸锭金相图;
图2为对比例2的铝合金铸锭金相图。
具体实施方式
下面结合附图及具体的实施例对本发明做进一步的说明。
实施例1
一种Al-Zn-Mg-Cu超高强铝合金,铝合金组分及质量百分比如下:Zn:6.2%,Mg:2.0%,Cu:0.4%,Si:0.25%,Mn:0.12%,Cr:0.04%,Ti:0.04%,Zr:0.02%,Fe:0.08%,Al:余量。
所述的Al-Zn-Mg-Cu超高强铝合金的快速挤压在线淬火生产方法,包括如下步骤:
S1、配料;S2、熔炼;S3、铸造;S4、铸锭均匀化;S5、铸锭车皮、锯切;S6、铸锭加热;S7、模具加热;S8、挤压筒加热;S9、挤压;S10、在线淬火;S11、拉伸矫直;S12、时效。
步骤S4中,所述铸锭均匀化采用三级均匀化工艺,第一级为加热到410℃保温8h,第二级为加热到470℃保温20h,第三级为降温到360℃,保温5h,最后以不大于30℃/h的速度冷却到250℃以下。
步骤S6中,铸锭加热温度控制为铸锭头部470℃,铸锭尾部温度为450℃。
步骤S9中,所述挤压速度控制在6.0m/min。
步骤S10中,控制型材淬火前温度为480℃,淬火冷却速率为5℃/S。
步骤S12中,所述时效采用三级时效工艺:第一级为自然时效5天;第二级为以不小于30℃/h的升温速度加热到110℃并保温6h;第三级为以不小于50℃/h的升温速度加热到155℃并保温14h,最后出炉以不小于40℃/h的降温速度空冷到100℃以下。
其他步骤按常规方法进行。
经检测,实施例1所得到的挤压产品力学性能为:抗拉强度:512MPa,屈服强度:457MPa,断后伸长率:15%。
实施例2
一种Al-Zn-Mg-Cu超高强铝合金,合金组分及质量百分比如下:Zn:5.5%,Mg:1.8%,Cu:0.30%,Si:0.20%,Mn:0.10%,Cr:0.02%,Ti:0.03%,Zr:0.02%,Fe:0.10%,Al:余量。
所述的Al-Zn-Mg-Cu超高强铝合金的快速挤压在线淬火生产方法,包括如下步骤:
S1、配料;S2、熔炼;S3、铸造;S4、铸锭均匀化;S5、铸锭车皮、锯切;S6、铸锭加热;S7、模具加热;S8、挤压筒加热;S9、挤压;S10、在线淬火;S11、拉伸矫直;S12、时效。
步骤S4中,所述铸锭均匀化采用三级均匀化工艺,第一级为加热到400℃保温20h;第二级为加热到465℃保温30h;第三级为降温到340℃,保温15h;最后以不大于30℃/h的速度冷却到250℃以下。
步骤S6中,铸锭加热温度铸锭头部450℃,铸锭尾部温度比头部低440℃。
步骤S9中,所述挤压速度控制在4.0m/min。
步骤S10中,控制型材淬火前温度为470℃℃,淬火冷却速率为1.0℃/S。
步骤S12中,所述时效采用三级时效工艺:第一级为自然时效3天;第二级为以不小于30℃/h的升温速度加热到70℃并保温10h;第三级为以不小于50℃/h的升温速度加热到140℃并保温20h,最后出炉以不小于40℃/h的降温速度空冷或强制冷却到100℃以下。
其他步骤按常规方法进行。
经检测,实施例2所得到的挤压产品力学性能为:抗拉强度:501MPa,屈服强度:448MPa,断后伸长率:13%。
实施例3
一种Al-Zn-Mg-Cu超高强铝合金,合金组分及质量百分比如下:
Zn:6.5%,Mg:2.2%,Cu:0.60%,Si:0.30%,Mn:0.15%,Cr:0.06%,Ti:0.05%,Zr:0.03%,Fe:0.11%,Al:余量。
所述的Al-Zn-Mg-Cu超高强铝合金的快速挤压在线淬火生产方法,包括如下步骤:
S1、配料;S2、熔炼;S3、铸造;S4、铸锭均匀化;S5、铸锭车皮、锯切;S6、铸锭加热;S7、模具加热;S8、挤压筒加热;S9、挤压;S10、在线淬火;S11、拉伸矫直;S12、时效。
步骤S4中,所述铸锭均匀化采用三级均匀化工艺,第一级为加热到430℃保温2h;第二级为加热到475℃保温10h;第三级为降温到370℃,保温3h;最后以不大于30℃/h的速度冷却到250℃以下。
步骤S6中,铸锭加热温度为铸锭头部500℃,铸锭尾部温度为470℃。
步骤S9中,所述挤压速度控制在5.0m/min。
步骤S10中,控制型材淬火前温度为500℃,淬火冷却速率为10℃/S。
步骤S12中,所述时效采用三级时效工艺:第一级为自然时效10天;第二级为以不小于30℃/h的升温速度加热到120℃并保温4h;第三级为以不小于50℃/h的升温速度加热到180℃并保温10h,最后出炉以不小于40℃/h的降温速度空冷或强制冷却到100℃以下。
其他步骤按常规方法进行。
经检测,实施例3所得到的挤压产品力学性能为:抗拉强度:503MPa,屈服强度:450MPa,断后伸长率:14%。
在研究过程中,发明人还做了如下对比试验:
对比例1
一种Al-Zn-Mg-Cu铝合金,合金组分及质量百分比与实施例1基本相同,不同之处在于:将Cu含量调整为2.5%。
所述的Al-Zn-Mg-Cu铝合金的生产方法,与实施例1基本相同,不同之处在于:步骤S9中,挤压速度提高到0.9m/min时型材开裂,因此降速到0.7m/min;
步骤S10中,由于挤压速度低,将型材淬火前温度调整为410℃~430℃,淬火冷却速率与实施例1相同。
经检测,对比例1所得到的挤压产品力学性能为:抗拉强度:256MPa,屈服强度:223MPa,断后伸长率:19%。
对比例2
一种Al-Zn-Mg-Cu铝合金,合金组分及质量百分比与实施例1相同。
所述的Al-Zn-Mg-Cu铝合金的生产方法,与实施例1基本相同,不同之处在于:
步骤S4中,铸锭均匀化与实施例1相比去掉第三级,其他相同:采用二级均匀化工艺,第一级为加热到410℃保温8h,第二级为加热到470℃保温20h,随后出炉自然冷却;
步骤S9中,挤压速度提高到4.0m/min时型材开裂,降速到3.8m/min;
步骤S10中,由于挤压速度较低,型材淬火前温度为440℃~460℃,淬火冷却速率与实施例1相同。
经检测,对比例2所得到的挤压产品力学性能为:抗拉强度:442MPa,屈服强度:408MPa,断后伸长率:17%。
对比例3
一种Al-Zn-Mg-Cu铝合金,合金组分及质量百分比参照国标6005A成分,具体为Zn:0.08%,Mg:0.58%,Cu:0.20%,Si:0.64%,Mn:0.12%,Cr:0.04%,Ti:0.04%,Zr:0.02%,Fe:<0.09%,Al:余量。
所述的Al-Zn-Mg-Cu铝合金的生产方法,与实施例1相同。
经检测,对比例3所得到的挤压产品力学性能为:抗拉强度:245MPa,屈服强度:218MPa,断后伸长率:12%。
对比例4
一种Al-Zn-Mg-Cu铝合金,合金组分及质量百分比参照国标6005A成分,具体为Zn:0.08%,Mg:0.58%,Cu:0.20%,Si:0.64%,Mn:0.12%,Cr:0.04%,Ti:0.04%,Zr:0.02%,Fe:<0.09%,Al:余量。
所述的Al-Zn-Mg-Cu铝合金的生产方法,与实施例1基本相同,不同之处在于:
步骤S4中,铸锭均匀化采用常规6005A工艺:直接加热到560℃保温10h,然后强风冷却到250℃以下。
步骤S6中,铸锭加热温度采用常规6005A工艺:头部500℃,尾部460℃。
步骤S12中,时效工艺采用常规6005A工艺:直接加热到175℃保温8h,随后出炉空冷。
经检测,对比例4所得到的挤压产品力学性能为:抗拉强度:278MPa,屈服强度:246MPa,断后伸长率:9%。
对比例5
一种Al-Zn-Mg-Cu铝合金,合金组分及质量百分比与实施例1相同。
所述的Al-Zn-Mg-Cu铝合金的生产方法,与实施例1基本相同,不同之处在于:
步骤S12中,时效工艺采用常规7XXX系时效工艺:直接加热到120℃保温24h,随后出炉空冷。
经检测,对比例5所得到的挤压产品力学性能为:抗拉强度:478MPa,屈服强度:441MPa,断后伸长率:15%。
分别取实施例1和对比例2的经步骤S4均匀化后得到的铸锭进行金相分析,结果见图1和图2。其中,图1是按本发明实施例1:410℃×8h+470℃×20h+360℃×5h+冷却速度<30℃/h的均匀化工艺得到的铸锭金相图;图2是按对比例2:410℃×8h+470℃×20h+出炉空冷的均匀化工艺得到的铸锭金相图。由图1可知,铸锭经过本发明的三级均匀化热处理后,达到退火软化的效果,第二相在晶界及晶内均匀析出,合金的变形阻力减少,可挤压性提高。由图2可知,铸锭按常规的二级均匀化热处理后,第二相细小弥散析出,起到弥散强化的效果,合金变形阻力增大,可挤压性降低。
在本发明的各个生产步骤是相互配合和相互支撑的,S1的配料是为了得到淬火敏感性低的合金成分,保证了S10的在线淬火可以实现;S4的铸锭均匀化是为了得到第二相均匀析出的铸锭组织,以减少合金的变形抗力、提高合金的可挤压性,为S9的快速挤压做保证;S6的铸锭加热能够将S4均匀化过程析出的第二相回溶到基体中,保证S10在线淬火后得到过饱和固溶体;S12的三级时效一是提高产品的强度,二是控制强化相的分布以提高合金的耐腐蚀等综合性能,为了降低合金的淬火敏感性,本发明的合金成分中强化元素特别是Cu元素的含量较低,在一定程度上消减了合金的强度,因此需要改进时效工艺来提高合金的最终强度以弥补Cu含量较低带来的影响,而常规的单级或双级时效过程中,强化相析出时,在晶界上是连续分布的,合金在腐蚀环境中服役时,在晶界上连续分布的强化相形成了腐蚀加速通道,合金的耐腐蚀性下降,本发明的三级时效中的最后一级在较高温度中保温一段时间,能够调控强化相在晶界上的分布为不连续的,消除了晶界腐蚀加速通道,合金的耐腐蚀性能提高,同时合金的强度保持在较高水平。
虽然本发明已以较佳实施例揭示如上,然其并非用以限制本发明,任何本领域技术人员,在不脱离本发明的精神和范围内,当可做些许的修改和完善,因此本发明的保护范围当以权利要求书所界定的为准。

Claims (6)

1.一种Al-Zn-Mg-Cu超高强铝合金,其特征在于,合金组分及质量百分比如下:
Zn:5.5-6.5%,Mg:1.8-2.2%,Cu:0.30-0.60%,Si:0.20-0.30%,Mn:0.10-0.15%,Cr:0.02-0.06%,Ti:0.03-0.05%,Zr:0.02-0.03%,Fe:<0.12%,Al:余量;
所述的Al-Zn-Mg-Cu超高强铝合金的快速挤压在线淬火生产方法,包括如下步骤:
S1、配料;S2、熔炼;S3、铸造;S4、铸锭均匀化;S5、铸锭车皮、锯切;S6、铸锭加热;S7、模具加热;S8、挤压筒加热;S9、挤压;S10、在线淬火;S11、拉伸矫直;S12、时效;
步骤S4中,所述铸锭均匀化采用三级均匀化工艺,第一级为加热到400-430℃保温2-20h;第二级为加热到465-475℃保温10-30h;第三级为降温到340-370℃,保温3-15h;最后以不大于30℃/h的速度冷却到250℃以下;
步骤S9中,所述挤压速度控制在4.0~6.0m/min;
步骤S12中,所述时效采用三级时效工艺:第一级为自然时效3-10天;第二级为以不小于30℃/h的升温速度加热到70-120℃并保温4-10h;第三级为以不小于50℃/h的升温速度加热到140-180℃并保温10-20h,最后出炉以不小于40℃/h的降温速度空冷或强制冷却到100℃以下。
2.如权利要求1所述的Al-Zn-Mg-Cu超高强铝合金,其特征在于,合金组分及质量百分比如下:Zn:6.2%,Mg:2.0%,Cu:0.4%,Si:0.25%,Mn:0.12%,Cr:0.04%,Ti:0.04%,Zr:0.02%,Fe:<0.09%,Al:余量。
3.如权利要求1所述的Al-Zn-Mg-Cu超高强铝合金,其特征在于:所述铸锭均匀化采用三级均匀化工艺,第一级为加热到410℃保温8h,第二级为加热到470℃保温20h,第三级为降温到360℃,保温5h,最后以不大于30℃/h的速度冷却到250℃以下。
4.如权利要求1所述的Al-Zn-Mg-Cu超高强铝合金,其特征在于:步骤S6中,加热温度控制在450~500℃,铸锭尾部温度比头部低10-30℃。
5.如权利要求1所述的Al-Zn-Mg-Cu超高强铝合金,其特征在于:步骤S10中,控制型材淬火前温度为470℃~500℃,淬火冷却速率为1.0-10℃/S。
6.如权利要求1所述的Al-Zn-Mg-Cu超高强铝合金,其特征在于:所述时效采用三级时效工艺:第一级为自然时效5天;第二级为以不小于30℃/h的升温速度加热到110℃并保温6h;第三级为以不小于50℃/h的升温速度加热到155℃并保温14h,最后出炉以不小于40℃/h的降温速度空冷到100℃以下。
CN201811227275.3A 2018-10-22 2018-10-22 一种Al-Zn-Mg-Cu超高强铝合金及其快速挤压在线淬火生产方法 Active CN109136689B (zh)

Priority Applications (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN201811227275.3A CN109136689B (zh) 2018-10-22 2018-10-22 一种Al-Zn-Mg-Cu超高强铝合金及其快速挤压在线淬火生产方法

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN201811227275.3A CN109136689B (zh) 2018-10-22 2018-10-22 一种Al-Zn-Mg-Cu超高强铝合金及其快速挤压在线淬火生产方法

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN109136689A CN109136689A (zh) 2019-01-04
CN109136689B true CN109136689B (zh) 2019-09-10

Family

ID=64808920

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN201811227275.3A Active CN109136689B (zh) 2018-10-22 2018-10-22 一种Al-Zn-Mg-Cu超高强铝合金及其快速挤压在线淬火生产方法

Country Status (1)

Country Link
CN (1) CN109136689B (zh)

Families Citing this family (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN109778033B (zh) * 2019-01-31 2021-04-20 苏州铭德铝业有限公司 一种7系铝合金型材及其制造方法
CN110042333B (zh) * 2019-04-26 2020-12-29 东北轻合金有限责任公司 一种航空用625MPa级大规格铝合金预拉伸板材的制造方法
JP2021014612A (ja) * 2019-07-11 2021-02-12 株式会社神戸製鋼所 7000系アルミニウム合金製部材の製造方法
CN110284029B (zh) * 2019-07-26 2020-10-20 福建祥鑫股份有限公司 一种输电杆塔主架结构用铝合金及其制备方法
CN110964958A (zh) * 2019-12-31 2020-04-07 广东和胜工业铝材股份有限公司 Al-Zn-Mg-Cu合金及制备工艺
CN114262828A (zh) * 2021-12-20 2022-04-01 广东中色研达新材料科技股份有限公司 一种超高强7系铝合金及其加工工艺

Citations (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN104178711A (zh) * 2014-08-21 2014-12-03 东北轻合金有限责任公司 一种航天用铝合金板材的制造方法
CN105088113A (zh) * 2015-08-27 2015-11-25 东北轻合金有限责任公司 一种航天用铝合金自由锻件的制造方法
CN106255771A (zh) * 2014-04-30 2016-12-21 美铝公司 改善的7xx铝铸造合金及其制备方法
CN106399776A (zh) * 2016-11-11 2017-02-15 佛山科学技术学院 一种800MPa级超高强铝合金及其制备方法
CN106676345A (zh) * 2016-12-29 2017-05-17 安徽科蓝特铝业有限公司 一种超高强度铝合金型材
CN106967936A (zh) * 2017-05-15 2017-07-21 广西南南铝加工有限公司 一种航空货运超宽幅铝合金薄板的制备方法
CN107190186A (zh) * 2017-05-31 2017-09-22 佛山科学技术学院 一种新型超高强高韧铝合金及其制备方法
CN107849648A (zh) * 2015-10-06 2018-03-27 昭和电工株式会社 铝合金挤压材料
CN108103372A (zh) * 2018-02-23 2018-06-01 北京工业大学 Al-Zn-Mg-Cu-Mn-Er-Zr铝合金三级时效工艺
CN108239714A (zh) * 2018-02-02 2018-07-03 广西南南铝加工有限公司 高速动车用Al-Zn-Mg铝合金空心型材的生产方法

Patent Citations (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN106255771A (zh) * 2014-04-30 2016-12-21 美铝公司 改善的7xx铝铸造合金及其制备方法
CN104178711A (zh) * 2014-08-21 2014-12-03 东北轻合金有限责任公司 一种航天用铝合金板材的制造方法
CN105088113A (zh) * 2015-08-27 2015-11-25 东北轻合金有限责任公司 一种航天用铝合金自由锻件的制造方法
CN107849648A (zh) * 2015-10-06 2018-03-27 昭和电工株式会社 铝合金挤压材料
CN106399776A (zh) * 2016-11-11 2017-02-15 佛山科学技术学院 一种800MPa级超高强铝合金及其制备方法
CN106676345A (zh) * 2016-12-29 2017-05-17 安徽科蓝特铝业有限公司 一种超高强度铝合金型材
CN106967936A (zh) * 2017-05-15 2017-07-21 广西南南铝加工有限公司 一种航空货运超宽幅铝合金薄板的制备方法
CN107190186A (zh) * 2017-05-31 2017-09-22 佛山科学技术学院 一种新型超高强高韧铝合金及其制备方法
CN108239714A (zh) * 2018-02-02 2018-07-03 广西南南铝加工有限公司 高速动车用Al-Zn-Mg铝合金空心型材的生产方法
CN108103372A (zh) * 2018-02-23 2018-06-01 北京工业大学 Al-Zn-Mg-Cu-Mn-Er-Zr铝合金三级时效工艺

Also Published As

Publication number Publication date
CN109136689A (zh) 2019-01-04

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN109136689B (zh) 一种Al-Zn-Mg-Cu超高强铝合金及其快速挤压在线淬火生产方法
CN102796973B (zh) 一种改善7xxx系铝合金微观组织和综合性能的多级时效处理方法
CN105814220A (zh) 获得由6xxx铝合金制成的高强度挤出产品的制造方法
CN108994267B (zh) 一种能够提升加工成形性与时效强化效果的6xxx系铝轧板制备方法
CN102676962A (zh) 热处理型Al-Zn-Mg系铝合金挤压材的制造方法
CN110004341B (zh) 高强度的含稀土的镁合金及其制备方法
CN109652688A (zh) 一种6082铝合金型材的生产方法
CN107130156A (zh) 一种高Zn元素含量铝合金的熔铸及热处理工艺
CN107398484B (zh) 一种高性能铝合金挤压棒材生产工艺
CN103484735A (zh) 一种优化后的6063铝合金的制作方法
CN108165907B (zh) 汽车碰撞吸能部件用铝型材生产工艺及生产的铝型材
CN106854708A (zh) 导电轨铝合金型材的生产方法
US20060086437A1 (en) Method for manufacturing copper alloys
CN105200359A (zh) 降低喷射成形7000系铝合金产品应力的热处理方法
CN111004950B (zh) 2000铝合金型材及其制造方法
CN110669967A (zh) 一种快速挤压高强度变形铝合金及其制备方法
CN110983118B (zh) 一种气缸用铝合金型材生产工艺
CN109371266A (zh) 一种高强耐蚀可焊Al-Mg-Si系合金挤压材的生产方法
CN103388115B (zh) 一种高强韧镁合金棒材的制备方法
CN111790864B (zh) 一种提高6系铝合金抗氧化及电击穿性能的锻造方法
CN101985727A (zh) 适应于高强铝合金厚板的热处理方法
CN111926225A (zh) 一种耐腐蚀性航空用铝合金板材及其制备方法
CN103572181A (zh) 降低喷射成形7055铝合金锻件应力的热处理方法
WO2018072052A1 (zh) 一种可冷镦的变形锌合金及其应用
CN113293273A (zh) 一种紧固件用2xxx系铝合金棒材、线材的加工方法

Legal Events

Date Code Title Description
PB01 Publication
PB01 Publication
SE01 Entry into force of request for substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
GR01 Patent grant
GR01 Patent grant