CN114990396B - 一种超高强7000系铝合金材料及其制备方法和应用 - Google Patents

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Abstract

本发明公开了一种超高强7000系铝合金材料及其制备方法和应用，涉及铝合金技术领域。其微结构由多尺度晶粒、多种析出相及多种位错构成，其中，按材料的总体积百分数计，多尺度晶粒包括纳米晶粒35～50％、亚微米晶粒20～30％和微米晶粒20～45％；析出相包括GP区、η’相1.0～10.0％，Al3Zr、Al3Er、Al3(Zr,Er)相0.8～5.0％，η相0.3～2.0％，AlZnMgCu相0.1～0.3％，Al8Cu4Er相和Al8Fe4Er相0.1～0.2％；位错包括位错线、位错墙、位错与析出相组成的位错胞。该材料具有优异的屈服强度和综合性能。

Description

一种超高强7000系铝合金材料及其制备方法和应用
技术领域
本发明涉及铝合金技术领域，具体而言，涉及一种超高强7000系铝合金材料及其制备方法和应用。
背景技术
根据名义屈服度一般将铝合金分为普通强度(≤300Mpa)、中强(300～400Mpa)、高强(400～600Mpa)和超强(＞600Mpa)铝合金。通常也将名义屈服强度大于400Mpa的铝合金统称为高强铝合金。如含锌高强铝合金，7075-T6和7050-T6，其屈服强度一般大于480Mpa。
随着航空航天工业的不断发展，对铝材轻质化、高性能的要求不断提升，传统的6000系、2000系、7000系铝合金因其性能只能达到500Mpa级或600Mpa级，无法满足结构件对性能的更高要求，而对一些结构件仍采用传统的金属材料，如钢材。
鉴于此，特提出本申请。
发明内容
本发明的目的在于提供超高强7000系铝合金材料及其制备方法和应用，其具有较高的强度，可满足航空航天结构件对性能的要求，可完全代替其他材料，实现材料的轻量化和高强度。
本发明是这样实现的：
第一方面，本发明提供一种超高强7000系铝合金材料，其微结构由多尺度晶粒、多种析出相及多种位错构成，其中，所述多尺度晶粒包括50～400nm的纳米晶粒，400～5000nm的亚微米晶粒，5～50μm的微米晶粒；所述析出相包括尺寸1～10nm的GP区、η’相，10～20nm的Al3Zr、Al3Er、Al3(Zr,Er)相，20～50nm的η相，100～500nm的AlZnMgCu相，500～1000nm的Al8Cu4Er相和Al8Fe4Er相；按所述超高强7000系铝合金材料的总体积百分数计，所述纳米晶粒的体积占35～50％，所述亚微米晶粒的体积占20～30％，所述微米晶粒的体积占20～45％；所述GP区、η’相的体积分数占1.0～10.0％，Al3Zr、Al3Er、Al3(Zr,Er)相占0.8～5.0％，η相占0.3～2.0％，AlZnMgCu相占0.1～0.3％，Al8Cu4Er相和Al8Fe4Er相占0.1～0.2％；所述位错包括位错线、位错墙、位错与析出相组成的位错胞。
第二方面，本发明提供一种如前述实施方式任一项所述的超高强7000系铝合金材料的制备方法，其包括：将熔体铸造成坯料，随后对所述坯料进行均匀化处理、挤压处理、轧制处理、固溶处理和时效处理。
第三方面，本发明提供一种如前述实施方式任一项所述的超高强7000系铝合金材料在制备航空航天结构件中的应用。
本发明具有以下有益效果：
本申请提供的超高强7000系铝合金材料具有多尺度晶粒、多种析出相及多种位错，其中，Al3Zr、Al3Er、Al3(Zr,Er)相可以起到扎钉作用，以扎钉晶界、位错，起到强化作用，而AlZnMgCu相、Al8Cu4Er相和Al8Fe4Er相可以起到形核的作用，为再结晶提供颗粒源基础，促使再结晶的发生，进而获得超高强度的7000系铝合金材料，可满足航空航天结构件对性能的要求，可完全代替其他材料，实现材料的轻量化和高强度。此外，本申请对应上述微观结构提出的制备方法可以获得本申请的超高强7000系铝合金材料，其制备过程简单，易于操作和实施。
附图说明
为了更清楚地说明本发明实施例的技术方案，下面将对实施例中所需要使用的附图作简单地介绍，应当理解，以下附图仅示出了本发明的某些实施例，因此不应被看作是对范围的限定，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，还可以根据这些附图获得其他相关的附图。
图1为本申请提供的时效态7055(对比例1)和7E55合金(实施例1)的XRD图谱，其中，a为XRD全扫描谱图；b～e分别是(a)中(111)、(220)、(200)、(311)晶面的局部细节放大；f为Williamson-Hall方法线性拟合图；
图2为7E55(实施例1)和7055(对比例1)材料经典强化机制对屈服强度贡献值比较，其中，a为7E55合金；b为7055合金；
图3为本申请提供的实施例1-3以及对比例1的力学性能曲线图。
具体实施方式
为使本发明实施例的目的、技术方案和优点更加清楚，下面将对本发明实施例中的技术方案进行清楚、完整地描述。实施例中未注明具体条件者，按照常规条件或制造商建议的条件进行。所用试剂或仪器未注明生产厂商者，均为可以通过市售购买获得的常规产品。
本发明提供了一种超高强7000系铝合金材料，其微结构由多尺度晶粒、多种析出相及多种位错构成，其中，多尺度晶粒包括50～400nm的纳米晶粒，400～5000nm的亚微米晶粒，5～50μm的微米晶粒；析出相包括尺寸1～10nm的GP区、η’相，10～20nm的Al3Zr、Al3Er、Al3(Zr,Er)相，20～50nm的η相，100～500nm的AlZnMgCu相，500～1000nm的Al8Cu4Er相和Al8Fe4Er相；按超高强7000系铝合金材料的总体积百分数计，纳米晶粒的体积占35～50％，亚微米晶粒的体积占20～30％，微米晶粒的体积占20～45％；GP区、η’相的体积分数占1.0～10.0％，Al3Zr、Al3Er、Al3(Zr,Er)相占0.8～5.0％，η相占0.3～2.0％，AlZnMgCu相占0.1～0.3％，Al8Cu4Er相和Al8Fe4Er相占0.1～0.2％；位错包括位错线、位错墙、位错与析出相组成的位错胞。
在可选的实施方式中，超高强7000系铝合金材料的合金元素包括Al、Zn、Mg、Cu、Zr、Er、Si和Fe，其中，Si和Fe为杂质元素，Er的加入量占合金元素的质量百分含量为0.1％～0.5％，Zr的加入量占合金元素的质量百分含量为0.1％～0.15％。
本申请中，通过在7000系铝合金材料的主元素中加入Zr和Er，有利于获得本申请中的Al3Zr、Al3Er、Al3(Zr,Er)相，可以扎钉晶界、位错，起到强化作用。
进一步地，本申请中，Zn的质量百分含量为6.8-11.0％、Mg的质量百分含量为1.8-3.0％、Cu的质量百分含量为1.2-2.8％。位错密度在4.5×1014m-2～8.5×1014m-2。
经过对本申请提供的超高强7000系铝合金材料的性能进行检测时，发现其具有730Mpa以上的屈服强度和抗拉强度，接下来本申请将对超高强7000系铝合金材料具有超高强度的原因进行如下阐述：
本申请提供的超高强7000系铝合金材料具有高的屈服强度，材料的整体屈服强度(计算值)可以通过经典的强化机制表达：
σy,cal＝σss+σd+σp+σGB (1.1)
其中σss是由合金元素引起的固溶强化，σd是位错强化，σp是沉淀析出相强化，σGB是晶界强化。
(1)固溶强化
本申请提供的超高强7000系铝合金材料中，CZn、CMg和CCu作为溶质原子，溶质原子以固溶形式溶入基体中，使合金发生强化，称为固溶强化。本申请中，通过合理用量(Zn的质量百分含量为6.8-11.0％、Mg的质量百分含量为1.8-3.0％、Cu的质量百分含量为1.2-2.8％)的添加，使得Zn、Mg、Cu提供固溶强化对屈服强度的贡献值能够达到90～120Mpa。
其中，贡献值的计算公式为2.9CZn+18.6CMg+13.8CCu，CZn、CMg和CCu分别为溶质原子Zn、Mg、Cu在合金元素中的质量百分含量；而CZn、CMg和CCu前的系数(2.9/18.6和13.8)是单位含量屈服强度增量，其可以通过Fleischer公式计算，本申请中仅列举了计算结果，计算过程为本领域公知，这里不做具体阐述。
(2)位错强化
位错强化是金属材料中最为有效的强化方式之一，金属中位错密度高，则位错运动时易于发生相互交割，形成割阶，引起位错缠结，因此造成位错运动的障碍，给继续塑性变形造成困难，从而提高了材料的强度。
本申请中，通过限定超高强7000系铝合金材料的位错密度在4.5×1014m-2～8.5×1014m-2，使得本申请的材料具有较佳的位错强化贡献值。
(3)晶界强化
晶界对屈服强度的影响不只来自晶界本身，而且与晶界连接的两个晶粒的过渡区有关，即位错运动的障碍。在相同体积内，晶粒越细小，即晶粒数越多，相对来说晶界所占的体积就越大，金属强度也就越高。
具体来说，本申请中，限定了多尺度晶粒包括50～400nm的纳米晶粒，400～5000nm的亚微米晶粒，5～50μm的微米晶粒，其中，纳米晶粒和亚微米晶粒均作为细晶，其晶粒细小，且纳米晶粒和亚微米晶粒两者的占比显著大于微米晶粒的占比，其中，纳米晶粒的体积占35～50％，亚微米晶粒的体积占20～30％，微米晶粒的体积占20～45％，因此，本申请提供的超高强7000系铝合金材料在晶界强化的作用下可以获得良好的强度。
(4)第二相强化与弥散强化
金属化合物以细小的粒状均匀分布在固溶体相的基体上会使合金的强度、硬度进一步提高，这种现象称为第二相弥散强化。
本申请提供的超高强7000系铝合金材料存在纳米级析出相包括GP区、η’相、η相和Al3(Er，Zr)相，另外还包括T相(AlZnMgCu)、Al8Cu4Er相等残留共晶相，经热处理后含量极少，不会起到弥散强化作用。针对第二相强化而言，本申请中，Al3Er或(和)Al3(Er,Zr)相的强化效果要优于单纯的Al3Zr，此外，本申请中由于存在较高的位错密度，因此会促进η’相的析出，进一步提升析出强化效果。
基于上述分析，本申请提供的超高强7000系铝合金材料在固溶强化、位错强化、沉淀析出相强化和晶界强化的共同作用下可以获得优异的强度，其中，屈服强度和抗拉强度均在680Mpa以上，属于超高强的7000系铝合金材料，可满足航空航天结构件对性能的要求，可完全代替其他材料，实现材料的轻量化和高强度。
此外，本发明还提供了上述超高强7000系铝合金材料的制备方法，其包括如下步骤：
S1、熔体铸造成坯料。
本申请中，Er元素添加量为0.1％～0.5％，此时在凝固过程中，将从含有Al的液相中析出Al8Cu4Er相，进而使得添加稀土Er起到了细化晶粒的目的。
铸造粗晶态由α-Al基体、Al8Cu4Er相、MgZn2相组成，而在后续的均匀化处理后，MgZn2相的峰消失，这说明均匀化使凝固过程中形成的MgZn2相已溶解回Al基体中，可使基体固溶度增加，有利于后续时效析出。Al8Cu4Er相的峰依然存在，为后续轧制过程促进再结晶形核提供了颗粒源基础。
S2、均匀化处理。
7000合金均匀化热处理的目的一是消除凝固过程中形成的粗大第二相(如S相Al2CuMg、T相AlZnMgCu)及让MgZn2回溶，有利于轧制处理；二是在均匀化高温阶段弥散析出Al3Er或Al3(Zr,Er)相，该相可以扎钉晶界、位错，起到强化作用。为了获得最佳的均匀化组织，对7E55合金铸造样品进行了DSC分析，结果表明在477℃出现了最大的吸收峰，Al基体开始熔化。为此，均匀化热处理最高温度不得高于477℃，为防止过烧，实际均匀化温度建议在475℃以下。本申请采用的是三级均匀化制度，工艺为：于415-420℃下均匀化4-6h，接着于462-468℃下均匀化7-8h，最后于472-475℃下均匀化20-30h；优选地，均匀化处理包括418℃×5h+465℃×8h+475℃×24h。采用三级均匀化处理后，粗大第二相(如T-AlZnMgCu相)已完全回溶，晶界变得细长。晶内出现大量弥散圆形颗粒，通过SAED分析确定这些颗粒是Al3(Zr,Er)相。
S3、挤压处理。
挤压处理的工艺参数包括：铸棒设定温度380-400℃，挤压筒设定温度360-380℃，模具设定温度390-410℃，挤压设定速度0.6-1.0mm/s，挤压比14-28，拉伸率0.5-0.8％。
S4、轧制处理。
轧制处理的工艺参数包括：轧制温度430-440℃，终轧温度380-390℃，每道次加热10～15min，总压下量70～80％。
本申请中通过每次轧制后进行加热的操作，促进再结晶。轧制变形后，粗晶态样品的树枝晶粒变形为层片状，并且产生了大量的变形带组织(宽度从微米量级到纳米量级不等)，大角度晶界的周围存在大量的小角度晶界，且占比较大，由大晶粒和小角度晶界(或亚晶)构成了混晶结构。小角度晶界是由位错缠结并进一步而成，进一步演化成纳米晶粒。这些由小角度晶界构成的纳米晶粒呈现不均匀分布。
大尺寸晶界附近存在大量动态再结晶(CDRX)所形成的纳米级晶粒，晶粒尺寸在50～400nm左右，晶内聚集了大量的位错，位错不断的形成位错胞，进而演变成亚晶界及纳米晶粒。圆形的Al3Er颗粒弥散的分布在晶内或晶界，且在其周围发现大量位错聚集，Al3Er颗粒可起到扎钉位错和晶界的作用，起到阻碍晶粒长大及强化作用。
S5、固溶处理。
固溶处理包括于475～480℃下固溶35～60min；
固溶处理可实现对合金再结晶程度、晶粒尺寸、第二相和析出相分布等微观组织的调控，获得更大过饱和度及空位缺陷的异质结构，为时效析出做好准备，最终显著提高合金的综合性能。当在475℃时，T-AlZnMgCu、S-Al2CuMg和η-MgZn2相基本完全回溶，可获得过饱和度更高的固溶体。另外，第二相的充分溶解也可使得在时效热处理期间减少对位错运动的阻力，在一定程度上可提高合金塑性。共晶相Al7Cu2Fe和Al8Cu4Er具有较高的熔点，在经475℃处理后仍然存在，但发生了边缘模糊化。
固溶处理过程也伴随着晶粒的粗化以及等轴状再结晶晶粒生长。轧制变形后形成的大量亚晶聚集区进一步纳米化，形成完整的等轴纳米晶，变形后的粗晶粒仍然保持粗晶。高温固溶热处理晶粒并没有发生异常长大，这主要归因于合金内弥散分布的Al3Er或Al3(Zr,Er)起到抑制再结晶晶粒的长大。纳米晶聚集区存在更多的亚晶、亚结构，主要以再结晶小晶粒为主，而粗晶主要以大的变形晶粒及再结晶大晶粒为主。
S6、时效处理。
时效处理包括于115-125℃下时效5～8h，接着于155-165℃下继续时效4～6h；优选地，时效过程中施加恒定应力80～100Mpa。
经过时效处理后，合金仍保持梯度异构组织，是由等轴晶的再结晶晶粒和变形组织构成，细晶区内晶粒取向较小，粗晶区晶粒间取向较大；晶界除大角度晶界以外还有非常大比例的小角度晶界。样品具有非常明显的部分再结晶特征，为典型的非均匀结构，即大的变形晶粒及完全再结晶晶粒构成了粗晶区，细小的亚晶粒(SXGs)和部分再结晶晶粒构成了细晶区。同时，这种结构在整个厚度方向上由三级晶粒尺寸组成，且呈现周期性梯度分布，分别为直径50～400nm的纳米晶(Nanometer grain,NG)、直径在400～5000nm的亚微米晶(Sub-micrometer grain,SG)和直径5～50μm的微米晶(Micrometer grain,MG)，其中纳米晶粒的体积占35～50％，亚微米晶粒的体积占20～30％，微米晶粒的体积占20～45％。另外，这些包含大量的小角度晶界和亚晶粒的细晶区，内部积累了不同程度的应变，具有较大的位错密度。
在NG、SG和MG内均看到大量位错聚集，它们在晶粒内部位错相互纠缠在一起，形成位错墙。晶内存在多种尺度的析出相，一种是大量弥散分布的GP区、η＇相，呈现棒状和圆盘状，尺寸在1～10nm；另一种是Al3(Zr,Er)相，呈现圆盘状，尺寸在20～50nm，在晶内呈现不均匀分布。及残留的Al8Cu4Er相，且从形貌上看已变得圆润、尺寸500～1000nm。
通过上述制备工艺获得获得具有特定微观结构的超高强7000系铝合金材料，该超高强7000系铝合金材料具有优异的屈服强度和抗拉强度，可满足航空航天结构件对性能的要求，可完全代替其他材料，实现材料的轻量化和高强度。
以下结合实施例对本发明的特征和性能作进一步的详细描述。
实施例1
本实施例提供了一种超高强7000系铝合金材料(7E55)，其微结构由多尺度晶粒、多种析出相及多种位错构成，其中，多尺度晶粒包括50～400nm的纳米晶粒，500～1000nm的亚微米晶粒，5～10μm的微米晶粒；析出相包括尺寸4-6nm的GP区、η’相，15～20nm的Al3Zr、Al3Er、Al3(Zr,Er)相，20～50nm的η相，100～500nm的AlZnMgCu相，500～1000nm的Al8Cu4Er相和Al8Fe4Er相；按超高强7000系铝合金材料的总体积百分数计，纳米晶粒的体积占45％，亚微米晶粒的体积占25％，微米晶粒的体积占34.31％；GP区、η’相的体积分数占3.8％，Al3Zr、Al3Er、Al3(Zr,Er)相占1.2％，η相占0.34％，AlZnMgCu相占0.2％，Al8Cu4Er相和Al8Fe4Er相占0.15％；位错包括位错线、位错墙、位错与析出相组成的位错胞。材料中位错密度在4.81×1014m-2。
其制备方法包括如下步骤：
(1)熔炼铸造：按照合金成分Zn 8.10％、Mg 2.24％、Cu 2.29％、Zr 0.1％、Er0.2％、和余量的Al进行配料并熔炼成熔体；将熔体铸造成坯料。
(2)均匀化处理：对坯料418℃下均匀化5h，接着于465℃下均匀化8h，最后于475℃下均匀化24h；
(3)挤压处理：于铸棒设定温度390℃，挤压筒设定温度370℃，模具设定温度400℃，挤压设定速度0.8mm/s的条件下进行挤压，挤压比20，拉伸率0.6％。
(4)轧制处理：于轧制温度435℃，终轧温度385℃的条件下进行轧制，每道次加热12min，总压下量75％。
(5)固溶处理：于478℃下固溶45min；
(6)时效处理：于121℃下时效6h，接着于160℃下继续时效5h；时效过程中施加恒定应力90Mpa。
实施例2
本实施例提供了一种超高强7000系铝合金材料，其微结构由多尺度晶粒、多种析出相及多种位错构成，其中，多尺度晶粒包括50～400nm的纳米晶粒，400～5000nm的亚微米晶粒，5～50μm的微米晶粒；析出相包括尺寸1～4nm的GP区、η’相，10～15nm的Al3Zr、Al3Er、Al3(Zr,Er)相，20～40nm的η相，100～400nm的AlZnMgCu相，500～800nm的Al8Cu4Er相和Al8Fe4Er相；按超高强7000系铝合金材料的总体积百分数计，纳米晶粒的体积占35％，亚微米晶粒的体积占27.5％，微米晶粒的体积占20％；GP区、η’相的体积分数占10.0％，Al3Zr、Al3Er、Al3(Zr,Er)相占5.0％，η相占2.0％，AlZnMgCu相占0.3％，Al8Cu4Er相和Al8Fe4Er相占0.2％；位错包括位错线、位错墙、位错与析出相组成的位错胞。材料中位错密度在4.5×1014m-2。
其制备方法包括如下步骤：
(1)熔炼铸造：按照合金成分Zn 8.6％、Mg 2.4％、Cu2.2％、Zr0.15％、Er 0.3％、和余量的Al进行配料并熔炼成熔体；将熔体铸造成坯料。
(2)均匀化处理：对坯料420℃下均匀化4h，接着于468℃下均匀化7h，最后于475℃下均匀化20h；
(3)挤压处理：于铸棒设定温度400℃，挤压筒设定温度380℃，模具设定温度410℃，挤压设定速度1.0mm/s的条件下进行挤压，挤压比28，拉伸率0.8％。
(4)轧制处理：于轧制温度440℃，终轧温度390℃的条件下进行轧制，每道次加热15min，总压下量80％。
(5)固溶处理：于480℃下固溶35min；
(6)时效处理：于125℃下时效5h，接着于165℃下继续时效4h；时效过程中施加恒定应力80Mpa。
实施例3
本实施例提供了一种超高强7000系铝合金材料，其微结构由多尺度晶粒、多种析出相及多种位错构成，其中，多尺度晶粒包括50～400nm的纳米晶粒，400～5000nm的亚微米晶粒，5～50μm的微米晶粒；析出相包括尺寸1～5nm的GP区、η’相，10～15nm的Al3Zr、Al3Er、Al3(Zr,Er)相，20～30nm的η相，100～500nm的AlZnMgCu相，500～800nm的Al8Cu4Er相和Al8Fe4Er相；按超高强7000系铝合金材料的总体积百分数计，纳米晶粒的体积占40％，亚微米晶粒的体积占22％，微米晶粒的体积占24.08％；GP区、η’相的体积分数占8.7％，Al3Zr、Al3Er、Al3(Zr,Er)相占3.3％，η相占1.5％，AlZnMgCu相占0.24％，Al8Cu4Er相和Al8Fe4Er相占0.18％；位错包括位错线、位错墙、位错与析出相组成的位错胞。材料中位错密度在6.5×1014m-2。
其制备方法包括如下步骤：
(1)熔炼铸造：按照合金成分Zn 11％、Mg 2.8％、Cu 2.6％、Zr 0.13％、Er 0.45％和余量的Al进行配料并熔炼成熔体；将熔体铸造成坯料。
(2)均匀化处理：对坯料于415℃下均匀化6h，接着于462℃下均匀化8h，最后于472℃下均匀化30h；
(3)挤压处理：于铸棒设定温度380℃，挤压筒设定温度360℃，模具设定温度390℃，挤压设定速度0.6mm/s的条件下进行挤压，挤压比14，拉伸率0.5％。
(4)轧制处理：于轧制温度430℃，终轧温度380℃的条件下进行轧制，每道次加热10min，总压下量70％。
(5)固溶处理：于475℃下固溶60min；
(6)时效处理：于115℃下时效8h，接着于155℃下继续时效6h；时效过程中施加恒定应力100Mpa。
对比例1
本对比例提供了一种市购7055铝合金，购买厂家为中国铝业。
对比例2
本对比例提供了专利申请文献“CN201810484981.X一种汽车保险杠用7000系合金材料及其生产方法”中实施例1的材料。
实验例一
对实施例1提供的7E55铝合金以及对比例1提供的7055铝合金材料进行X射线衍射，并分析其衍射图谱，同时结合采用经典的强化机制公式(1.1)进行计算屈服强度的计算值，并进行常规的屈服强度实验方法测定实验值，比较计算值和实验值的差异。
其中，衍射图谱请参阅图1，从图1可以看出，7E55的半峰宽(FWHM)值明显高于7055材料，出现宽化现象，并且衍射峰左移。导致这种结果的原因在于7E55异构材料内部存在大量的位错密度和析出相，导致晶格发生畸变，微应力增加，强度提高。
通过采用经典强化理论，7E55和7055合金的四大强化机制对屈服强度的贡献结果列于表1中及图2。
表1.7E55和7055合金屈服强度实验结果(σy)与经典强化机制计算结果(σy，cal)比较
样品 σ<sub>SS</sub>/Mpa σ<sub>d</sub>/Mpa σ<sub>GB</sub>/Mpa σ<sub>p</sub>/Mpa σ<sub>y,cal</sub>/Mpa σ<sub>y</sub>/Mpa
7055 97 62 143 283 585 569
7E55 97 103 226 306 732 682
通过将计算结果与实验结果相比较，7055基本与理论值相一致，7E55的计算结果稍微偏高实验值，这是因为：一方面，理论计算时采用的为假设上限，另一方面，由于7E55合金具有异质结构，微结构不均匀，导致偏差。图2中还反映出对于7E55合金的主要强化是晶界强化和析出强化，其次是位错强化及固溶强化。
实验例二
将上述实施例1-3以及对比例1进行性能检测，按照常规测试方法测定屈服强度、抗拉强度和延伸率。对比例2的数据直接由其记载的内容填入。
实验结果请参阅表2和图3。
表2.实施例1-3和对比例1-2的性能测试结果
示例 屈服强度 抗拉强度 延伸率
实施例1 682MPa 705MPa 13.0
实施例2 758MPa 773MPa 11.0％
实施例3 739MPa 757MPa 11.5％
对比例1 569MPa 584MPa 7.5％
对比例2 ≥580MPa ≥670MPa ≥12％
从上表可以看出，本申请提供的实施例1-3具有更高的屈服强度和抗拉强度，性能更优异。
综上所述，本申请提供的超高强7000系铝合金材料具有多尺度晶粒、多种析出相及多种位错，其中，Al3Zr、Al3Er、Al3(Zr,Er)相可以起到扎钉作用，以扎钉晶界、位错，起到强化作用，而AlZnMgCu相、Al8Cu4Er相和Al8Fe4Er相可以起到形核的作用，为再结晶提供颗粒源基础，促使再结晶的发生，进而获得超高强度的7000系铝合金材料，可满足航空航天结构件对性能的要求，可完全代替其他材料，实现材料的轻量化和高强度。此外，本申请对应上述微观结构提出的制备方法可以获得本申请的超高强7000系铝合金材料，其制备过程简单，易于操作和实施。
以上所述仅为本发明的优选实施例而已，并不用于限制本发明，对于本领域的技术人员来说，本发明可以有各种更改和变化。凡在本发明的精神和原则之内，所作的任何修改、等同替换、改进等，均应包含在本发明的保护范围之内。

Claims (12)

1.一种超高强7000系铝合金材料，其特征在于，其微结构由多尺度晶粒、多种析出相及多种位错构成，其中，所述多尺度晶粒包括50~400nm的纳米晶粒，400~5000nm的亚微米晶粒，5~50μm的微米晶粒；所述析出相包括尺寸1~10nm的GP区、η’相，10~20nm的Al3Zr、Al3Er、Al3(Zr,Er)相，20~50nm的η相，100~500nm的AlZnMgCu相，500~1000nm的Al8Cu4Er相和Al8Fe4Er相；按所述超高强7000系铝合金材料的总体积百分数计，所述纳米晶粒的体积占35~50%，所述亚微米晶粒的体积占20~30%，所述微米晶粒的体积占20~45%；所述GP区、η’相的体积分数占1.0~10.0%，Al3Zr、Al3Er、Al3(Zr,Er)相占0.8~5.0%，η相占0.3~2.0%，AlZnMgCu相占0.1~0.3%，Al8Cu4Er相和Al8Fe4Er相占0.1~0.2%；所述位错包括位错线、位错墙、位错与析出相组成的位错胞；
所述超高强7000系铝合金材料的合金元素由以下元素组成：Al、Zn、Mg、Cu、Zr、Er、Si和Fe，其中，Si和Fe为杂质元素，所述Er的加入量占所述合金元素的质量百分含量为0.1%~0.5%，所述Zr的加入量占所述合金元素的质量百分含量为0.1%~0.15%；所述Zn的质量百分含量为6.8-11.0%、所述Mg的质量百分含量为1.8-3.0%、所述Cu的质量百分含量为1.2-2.8%。
2.根据权利要求1所述的超高强7000系铝合金材料，其特征在于，Zn、Mg、Cu提供固溶强化对屈服强度的贡献值满足2.9CZn+ 18.6CMg+13.8 CCu=90~120MPa，其中，所述CZn、所述CMg和所述CCu分别为溶质原子Zn、Mg、Cu在所述合金元素中的质量百分含量。
3.根据权利要求1所述的超高强7000系铝合金材料，其特征在于，位错强化对屈服强度的贡献值σd=MαGbρ 1/2，M表示平均取向因子，取3.06，α是fcc金属的常数，取值为0.2，G是剪切模量，取26.9GPa，b代表伯氏矢量，取0.284nm，ρ为位错密度，所述位错密度在4.5×1014m-2~8.5×1014m-2。
4.一种如权利要求1-3任一项所述的超高强7000系铝合金材料的制备方法，其特征在于，其包括：将熔体铸造成坯料，随后对所述坯料进行均匀化处理、挤压处理、轧制处理、固溶处理和时效处理。
5.根据权利要求4所述的超高强7000系铝合金材料的制备方法，其特征在于，所述均匀化处理包括于415-420℃下均匀化4-6h，接着于462-468℃下均匀化7-8h，最后于472-475℃下均匀化20-30h。
6.根据权利要求5所述的超高强7000系铝合金材料的制备方法，其特征在于，所述均匀化处理包括418℃×5h+465℃×8h+475℃×24h。
7.根据权利要求4所述的超高强7000系铝合金材料的制备方法，其特征在于，所述挤压处理的工艺参数包括：铸棒设定温度380-400℃，挤压筒设定温度360-380℃，模具设定温度390-410℃，挤压设定速度0.6-1.0mm/s，挤压比14-28，拉伸率0.5-0.8%。
8.根据权利要求4所述的超高强7000系铝合金材料的制备方法，其特征在于，所述轧制处理的工艺参数包括：开轧温度430-440℃，终轧温度380-390℃，每道次加热10~15min，总压下量70~80%。
9.根据权利要求4所述的超高强7000系铝合金材料的制备方法，其特征在于，所述固溶处理包括于475~480℃下固溶35~60min。
10.根据权利要求4所述的超高强7000系铝合金材料的制备方法，其特征在于，所述时效处理包括于115-125℃下时效5~8h，接着于155-165下继续时效4~6h。
11.根据权利要求10所述的超高强7000系铝合金材料的制备方法，其特征在于，所述时效处理的过程中施加恒定应力80~100MPa。
12.如权利要求1-3任一项所述的超高强7000系铝合金材料在制备航空航天结构件中的应用。
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Citations (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN101013453A (zh) * 2007-02-08 2007-08-08 上海交通大学 确定等径角挤压工艺中晶粒尺寸的方法
CA2741587A1 (en) * 2010-01-29 2011-07-29 General Research Institute For Nonferrous Metals Aluminium alloy products for manufacturing structural components and method of producing the same
CN107723634A (zh) * 2017-10-24 2018-02-23 山东南山铝业股份有限公司 实现t77三级时效的热处理方法及航空用铝合金板材
CN108330361A (zh) * 2018-05-20 2018-07-27 温州市赢创新材料技术有限公司 一种汽车保险杠用7000系合金材料及其生产方法
CN109252115A (zh) * 2017-11-23 2019-01-22 中南大学 一种超高强度铝合金材料及其制备方法
CN113755769A (zh) * 2021-08-13 2021-12-07 上海交通大学 一种高强高韧铝基复合材料及热处理方法
CN113913656A (zh) * 2021-10-25 2022-01-11 广东省科学院新材料研究所 一种7075铝合金及其制备方法与应用
CN114561575A (zh) * 2022-03-02 2022-05-31 北京工业大学 一种复合添加Er、Zr的高强韧铝合金制备方法

Family Cites Families (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
FR2846669B1 (fr) * 2002-11-06 2005-07-22 Pechiney Rhenalu PROCEDE DE FABRICATION SIMPLIFIE DE PRODUITS LAMINES EN ALLIAGES A1-Zn-Mg, ET PRODUITS OBTENUS PAR CE PROCEDE
JP2017155251A (ja) * 2016-02-29 2017-09-07 株式会社神戸製鋼所 強度と延性に優れたアルミニウム合金鍛造材およびその製造方法
CN112733330B (zh) * 2020-12-22 2022-09-23 武汉理工大学 铝合金热变形行为和成形后屈服强度的预测方法

Patent Citations (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN101013453A (zh) * 2007-02-08 2007-08-08 上海交通大学 确定等径角挤压工艺中晶粒尺寸的方法
CA2741587A1 (en) * 2010-01-29 2011-07-29 General Research Institute For Nonferrous Metals Aluminium alloy products for manufacturing structural components and method of producing the same
CN107723634A (zh) * 2017-10-24 2018-02-23 山东南山铝业股份有限公司 实现t77三级时效的热处理方法及航空用铝合金板材
CN109252115A (zh) * 2017-11-23 2019-01-22 中南大学 一种超高强度铝合金材料及其制备方法
CN108330361A (zh) * 2018-05-20 2018-07-27 温州市赢创新材料技术有限公司 一种汽车保险杠用7000系合金材料及其生产方法
CN113755769A (zh) * 2021-08-13 2021-12-07 上海交通大学 一种高强高韧铝基复合材料及热处理方法
CN113913656A (zh) * 2021-10-25 2022-01-11 广东省科学院新材料研究所 一种7075铝合金及其制备方法与应用
CN114561575A (zh) * 2022-03-02 2022-05-31 北京工业大学 一种复合添加Er、Zr的高强韧铝合金制备方法

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