CN115627396B - 一种超高强韧、耐腐蚀的超长铝合金板材及其制备方法 - Google Patents

一种超高强韧、耐腐蚀的超长铝合金板材及其制备方法 Download PDF

Info

Publication number
CN115627396B
CN115627396B CN202211572835.5A CN202211572835A CN115627396B CN 115627396 B CN115627396 B CN 115627396B CN 202211572835 A CN202211572835 A CN 202211572835A CN 115627396 B CN115627396 B CN 115627396B
Authority
CN
China
Prior art keywords
aluminum alloy
rolling
ultra
quenching
ingot
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
CN202211572835.5A
Other languages
English (en)
Other versions
CN115627396A (zh
Inventor
戴圣龙
何维维
臧金鑫
陈军洲
伊琳娜
李惠曲
邢清源
王亮
刘铭
郝敏
雷越
韩凯
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.)
AECC Beijing Institute of Aeronautical Materials
Original Assignee
AECC Beijing Institute of Aeronautical Materials
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 AECC Beijing Institute of Aeronautical Materials filed Critical AECC Beijing Institute of Aeronautical Materials
Priority to CN202211572835.5A priority Critical patent/CN115627396B/zh
Publication of CN115627396A publication Critical patent/CN115627396A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN115627396B publication Critical patent/CN115627396B/zh
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C21/00—Alloys based on aluminium
    • C22C21/10—Alloys based on aluminium with zinc as the next major constituent
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C1/00—Making non-ferrous alloys
    • C22C1/02—Making non-ferrous alloys by melting
    • C22C1/026—Alloys based on aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C1/00—Making non-ferrous alloys
    • C22C1/02—Making non-ferrous alloys by melting
    • C22C1/03—Making non-ferrous alloys by melting using master alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
    • C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
    • C22F1/002—Changing 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
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
    • C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
    • C22F1/04—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon
    • C22F1/053—Changing 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

本发明提供了一种超高强韧、耐腐蚀的超长铝合金板材及其制备方法。沿所述铝合金板材长度及厚度方向具有高强高韧、耐蚀且性能均匀的特点，制备超长铝合金板材需要大规格铸锭，精确成分范围可以使铸锭各位置的成分波动大幅度降低，使铸锭成分更加均匀；另外精确控制成分范围，还可以降低铝合金板材批次间的性能差异。在此基础上，进一步配合本发明的多级高温均匀化退火、少道次强变形轧制、固溶淬火处理和三级分段式时效处理，获得的超长铝合金板材具有高强韧、抗腐蚀、性能均匀和批次稳定的特点。

Description

一种超高强韧、耐腐蚀的超长铝合金板材及其制备方法
技术领域
本发明属于金属材料技术领域，具体涉及一种超高强韧、耐腐蚀的超长铝合金板材及其制备方法。
背景技术
7000系铝合金是航空工业最常用的金属材料之一，主要用于飞机机翼、机身等重要主承力部位。随着飞机尺寸的增加以及对整体结构件需求的增加，铝合金板材的尺寸规格也越来越大，对于板材的长度要求已经达到了20000mm，而且厚度要求达到80mm、宽度要求达到1200mm以上。
对于超长铝合金板材，高力学性能已经不是单一的控制目标，力学性能沿长度方向的均匀性以及不同批次之间性能的稳定性、耐蚀性能、断裂韧性等优良的综合性能才是决定超长铝合金板材能否在航空领域安全、稳定使用的关键因素。7000系铝合金的合金成分主要包括主合金元素（Zn、Mg、Cu等）、微合金元素（Zr、Mn等）以及杂质元素（Fe、Si等），其中Zn、Mg、Cu元素的成分范围以及轧制工艺对板材组织、性能及均匀性/稳定性起到关键作用。
发明内容
研究发现，超长铝合金板材性能是否均匀取决于合金成分以及微观组织是否均匀分布，尤其是7000系超高强铝合金，合金化程度较高，晶界及晶内析出相对时效温度敏感，如若合金成分控制不精确、不合理，在工程化生产过程中，设备温度在正常范围内的波动就会导致铝合金板材在长度方向析出相的分布不均匀，降低铝合金板材部分位置的强度、耐蚀性能；超长铝合金板材在厚度方向的断裂韧度及均匀性可以通过轧制工艺调控，对于超长铝合金板材轧制过程中的温降、应力应变传导决定了铝合金板材不同厚度位置的性能。此外，目前铝合金板材的制备大多是针对长度在10m以下的铝合金板材，如何确保长度在20m以上的铝合金板材在长度及厚度方向的性能及均匀性是目前急需改善的。
为了改善现有技术的不足，本发明提供一种超高强韧、耐腐蚀的超长铝合金板材及其制备方法。通过精确控制合金成分范围，避免铝合金板材在长度方向不同位置处时效析出的不均匀，进一步配合本发明的多级高温均匀化退火、少道次强变形轧制、固溶淬火处理和三级分段式时效处理，获得的超长铝合金板材具有超高强韧、抗腐蚀、性能均匀和批次稳定的特点。
本发明目的是通过如下技术方案实现的：
一种超长铝合金板材，按重量百分比计，所述超长铝合金板材的合金成分包括：Zn6.3%~6.7%、Mg 2.1%~2.5%、Cu 1.9%~2.2%、Zr 0.09%~0.12%、Fe≤0.1%、Si≤0.08%，其余杂质总量<0.01%，余量为铝；
所述超长铝合金板材的制备方法包括如下步骤：
1）将铝锭、镁锭、锌锭、铝铜中间合金和铝锆中间合金加热熔融，得到铝合金熔体；
2）将步骤1）的铝合金熔体进行精炼、扒渣、除气；
3）将步骤2）的铝合金熔体进行铸造，制备得到超大规格铸锭；
4）对步骤3）的超大规格铸锭采用多级高温工艺进行均匀化退火；
5）对步骤4）的均匀化退火后的超大规格铸锭进行铣削加工，随后进行轧制处理，开轧温度为380℃~420℃，轧制的第一阶段采用小压下量轧制工艺，轧制的第二阶段采用中压下量轧制工艺，轧制的第三阶段采用大压下量轧制工艺，轧制的第四阶段采用小压下量轧制工艺；其中，轧制的第三阶段中单道次压下量≥45mm，轧制的总道次不超过20道次，轧辊温度100℃~150℃，终轧温度不低于350°C；
6）对步骤5）的轧制处理后的板坯进行固溶淬火处理；
7）对步骤6）的固溶淬火处理后的板坯进行三级分段式时效处理，制备得到所述超长铝合金板材。
根据本发明的实施方式，按重量百分比计，所述超长铝合金板材的合金成分包括：Zn 6.3%、6.4%、6.5%、6.6%或6.7%。
根据本发明的实施方式，按重量百分比计，所述超长铝合金板材的合金成分包括：Mg 2.1%、2.2%、2.3%、2.4%或2.5%。
根据本发明的实施方式，按重量百分比计，所述超长铝合金板材的合金成分包括：Cu 1.9%、1.95%、2.0%、2.05%、2.1%、2.15%或2.2%。
根据本发明的实施方式，按重量百分比计，所述超长铝合金板材的合金成分包括：Zr 0.09%、0.1%、0.11%或0.12%。
根据本发明的实施方式，所述超长铝合金板材的长度≥20000mm。
根据本发明的实施方式，所述超长铝合金板材的宽度≥1000mm。
根据本发明的实施方式，所述超长铝合金板材的厚度≥76mm。
根据本发明的实施方式，所述超长铝合金板材满足如下条件中的至少一项：
（1）抗拉强度达到600MPa以上；
（2）屈服强度达到560MPa以上；
（3）断裂韧度达到30MPa·m1/2以上；
（4）剥落腐蚀性能不低于EB级；
（5）疲劳强度极限达到300MPa以上；
（6）在241MPa下应力腐蚀20天不开裂。
根据本发明的实施方式，所述超长铝合金板材满足如下条件中的至少一项：
（a）不同长度位置的屈服强度变异系数达到1.2%以下；
（b）不同长度位置的抗拉强度变异系数达到1.2%以下。
本发明中，不同长度位置是指沿超长铝合金板材长度方向（L向），铝合金板材的长度边缘、L/10部位、L/5部位、L/4部位、L/3部位、L/2部位的中心厚度位置，L是指铝合金板材的长度，L/2部位是指铝合金板材的长度中间部位。
根据本发明的实施方式，所述超长铝合金板材满足批次间抗拉强度变异系数达到2.3%以下，批次数不小于20批，优选为不小于50批，如100批、150批或200批。
根据本发明的实施方式，所述超长铝合金板材满足批次间屈服强度变异系数达到2.3%以下，批次数不小于20批，优选为不小于50批，如100批、150批或200批。
本发明中，所述变异系数（CV, Coefficient of Variation）用于表征超长铝合金板材的不同长度位置的强度（抗拉强度或屈服强度）的离散程度的大小，以及用于表征不同批次间超长铝合金板材的强度（抗拉强度或屈服强度）的离散程度的大小；计算公式为：标准偏差（SD, Standard Deviation）/平均值×100%。
本发明还提供上述超长铝合金板材的制备方法，所述方法包括如下步骤：
1）将铝锭、镁锭、锌锭、铝铜中间合金和铝锆中间合金加热熔融，得到铝合金熔体；
2）将步骤1）的铝合金熔体进行精炼、扒渣、除气；
3）将步骤2）的铝合金熔体进行铸造，制备得到超大规格铸锭；
4）对步骤3）的超大规格铸锭采用多级高温工艺进行均匀化退火；
5）对步骤4）的均匀化退火后的超大规格铸锭进行铣削加工，随后进行轧制处理，开轧温度为380℃~420℃，轧制的第一阶段采用小压下量轧制工艺，轧制的第二阶段采用中压下量轧制工艺，轧制的第三阶段采用大压下量轧制工艺，轧制的第四阶段采用小压下量轧制工艺；其中，轧制的第三阶段中单道次压下量≥45mm，轧制的总道次不超过20道次，轧辊温度100℃~150℃，终轧温度不低于350°C；
6）对步骤5）的轧制处理后的板坯进行固溶淬火处理；
7）对步骤6）的固溶淬火处理后的板坯进行三级分段式时效处理，制备得到所述超长铝合金板材。
根据本发明的实施方式，步骤1）中，以铝锭、镁锭、锌锭、铝铜中间合金、铝锆中间合金为原料，且按照上述铝合金的组成成分进行配料。
根据本发明的实施方式，步骤1）中，所述加热熔融具体为：将熔炉升温至335℃~360℃，加入铝锭、锌锭、铝铜中间合金和铝锆中间合金，继续升温至760℃~780℃后保温熔炼，随后降温至680~690℃加入镁锭，继续保温熔炼。
根据本发明的实施方式，步骤1）中，所述加热熔融是在搅拌的条件下进行的，搅拌的时间为15min~30min，搅拌的速度为300r/min~550r/min。
根据本发明的实施方式，步骤1）中，为了减少合金中杂质含量，采用高纯度原料，例如，所述铝锭的纯度≥99.95%，所述镁锭的纯度≥99.95%，所述锌锭的纯度≥99.9%，所述铝铜中间合金中铜的含量≥50%，所述铝锆中间合金中锆的含量≥10%。
根据本发明的实施方式，步骤2）中，所述除气是通过在线除气装置和过滤装置的配合，对所述铝合金熔体进行除气过滤，使所述铝合金熔体中氢含量小于0.1μg/g，可降低铝合金熔体中氢对铝合金板材抗应力腐蚀开裂敏感性、疲劳性能的影响。
根据本发明的实施方式，步骤3）中，所述铸造的温度为730℃~740℃，所述铸造的速度为50mm/min~55mm/min，所述铸造的水流量为31m3/h~35m3/h。
根据本发明的实施方式，步骤3）中，所述超大规格铸锭为直径1000mm以上的圆铸锭，或者厚度420mm以上的扁铸锭。
根据本发明的实施方式，步骤4）中，所述均匀化退火包括如下步骤：
在350℃~430℃下保温10h~24h进行第一级均匀化退火处理，随后在468℃~472℃下保温36h~40h进行第二级均匀化退火处理，最后在478℃~482℃下保温16h~20h进行第三级均匀化退火处理。
示例性地，在350℃~430℃（如350℃、360℃、370℃、380℃、390℃、400℃、420℃或430℃）下保温10h~24h进行第一级均匀化退火处理，随后在468℃~472℃（如468℃、469℃、470℃、471℃或472℃）下保温36h~40h进行第二级均匀化退火处理，最后在478℃~482℃（如478℃、479℃、480℃、481℃或482℃）下保温16h~20h进行第三级均匀化退火处理。
根据本发明的实施方式，步骤4）中，第一级均匀化退火处理的目的在于弥散析出纳米Al3Zr粒子；第二级均匀化退火处理的目的是使铸锭中大尺寸枝晶相溶解，消除T相（AlZnMgCu）；第三级均匀化退火处理是通过高温均匀化使残余相进一步溶解，消减S相（AL2CuMg），完全消除成分偏析。三级均匀化退火处理之间还能产生协同作用，即通过采用多级处理工艺进行均匀化退火能够均匀地析出纳米弥散相，且该纳米弥散相能够在后续的轧制工艺中抑制再结晶、钉扎晶界，显著提升坯料的疲劳性能、强度和韧性，即为后续的强变形轧制处理提供保障。
根据本发明的实施方式，步骤5）中，所述轧制是沿坯料的长度方向进行的。
根据本发明的实施方式，步骤5）中，所述轧制的总变形量为75%~85%。
根据本发明的实施方式，步骤5）中，轧制的第一阶段中，小压下量轧制工艺中单道次压下量为5mm~10mm（如5 mm、6 mm、7 mm、8 mm、9 mm、10 mm），道次为5~8道次（如5道次、6道次、7道次、8道次）。
根据本发明的实施方式，步骤5）中，轧制的第二阶段中，中压下量轧制工艺中单道次压下量为15mm~20mm（如15mm、16 mm、17 mm、18 mm、19 mm、20 mm），道次为6~10道次（如6道次、7道次、8道次、9道次、10道次）。
根据本发明的实施方式，步骤5）中，轧制的第三阶段中，大压下量轧制工艺中单道次压下量为45mm~60mm（如45 mm、50 mm、55 mm、60 mm），道次为2~4道次（如2道次、3道次、4道次）。
根据本发明的实施方式，步骤5）中，轧制的第四阶段中，小压下量轧制工艺中单道次压下量为1mm~5mm（如1 mm、2 mm、3 mm、4 mm、5 mm），道次为1~3道次（如1道次、2道次、3道次）。
根据本发明的实施方式，步骤5）中，所述轧制的总道次为14~20道次（如14道次、15道次、16道次、17道次、18道次、19道次、20道次）。
根据本发明的实施方式，步骤5）中，轧制过程中单道次压下量整体上呈现出先增加后减小的趋势。通过选择这样的轧制工艺，特别是大压下量的轧制工艺，能够很好地解决超长铝合金板材长度方向组织性能差异大，以及厚度方向，特别是1/4厚度处性能偏低甚至不合格的问题，可稳定地轧制出质量合格的超长铝合金板材。
根据本发明的实施方式，步骤6）中，具体包括如下步骤：
在460℃~470℃下保温0.5h~4h进行第一级固溶处理，随后在475℃~485℃下保温1h~6h进行第二级固溶处理，保温结束后出炉淬火，淬火转移时间≤15s。
根据本发明的实施方式，步骤6）中，第一级固溶处理可以使板坯中低熔点共晶相溶解，第二级固溶处理可以使板坯中大量的高熔点共晶相溶解，形成过饱和固溶体，提高时效析出驱动力。
根据本发明的实施方式，步骤6）中，淬火是在辊底式淬火炉上进行，淬火速率为50~200mm/s，上喷嘴流量为150~250升/秒，下喷嘴流量为250~350升/秒。其中，采用喷嘴喷水的方式对板坯进行淬火处理；淬火速率是指板坯移动的速率。
示例性地，在460℃~470℃（如460℃、461℃、462℃、463℃、464℃、465℃、466℃、467℃、468℃、469℃或470℃）下保温0.5h~4h进行第一级固溶处理，随后在475℃~485℃（如475℃、476℃、477℃、478℃、479℃、480℃、481℃、482℃、483℃、484℃或485℃）下保温2h~4h进行第二级固溶处理。
根据本发明的实施方式，步骤7）中，包括如下步骤：
在110℃~120℃下保温16h~24h进行第一级时效处理，随后在175℃~185℃下保温2h~4h进行第二级时效处理，最后在110℃~120℃下保温16h~24h进行第三级时效处理。
根据本发明的实施方式，步骤7）中，具体包括如下步骤：
将板坯转移到空气炉中，在110℃~120℃下保温16h~24h进行第一级时效处理，随后将板坯转移到辊底式淬火炉中，在175℃~185℃下保温2h~4h进行第二级时效处理，随后进行淬火处理，最后将板坯转移到空气炉中，在110℃~120℃下保温16h~24h进行第三级时效处理，保温时间达到后出炉空冷至室温。
根据本发明的实施方式，所述淬火处理过程中，淬火速率为80~150mm/s，上喷嘴流量为100~200升/秒，下喷嘴流量为200~300升/秒。其中，采用喷嘴喷水的方式对板坯进行淬火处理；淬火速率是指板坯移动的速率。
根据本发明的实施方式，从室温到第一级时效处理的温度的升温速率为0.5~1℃/min；从第一级时效处理的温度到第二级时效处理的温度的升温速率为0.5~1℃/min；从室温到第三级时效处理的温度的升温速率为0.5~1℃/min。
根据本发明的实施方式，步骤7）中，所述三级分段式时效处理工艺的调整能够解决超长铝合金板材四分之一厚度位置的腐蚀性能，使得腐蚀性能由EC提高至EB级，还能提高超长铝合金板材沿长度方向的性能均匀性。
本发明还提供上述超长铝合金板材在航空工业中的应用，特别是用于飞机机翼、机身等重要主承力部位。
本发明的有益效果：
本发明提供了一种超高强韧、耐腐蚀的超长铝合金板材及其制备方法。沿所述铝合金板材长度及厚度方向具有高强高韧、耐蚀且性能均匀的特点，制备超长铝合金板材需要大规格铸锭，精确成分范围可以使铸锭各位置的成分波动大幅度降低，使铸锭成分更加均匀；另外精确控制成分范围，还可以降低铝合金板材批次间的性能差异。在此基础上，进一步配合本发明的多级高温均匀化退火、少道次强变形轧制、固溶淬火处理和三级分段式时效处理，获得的超长铝合金板材具有高强韧、抗腐蚀、性能均匀和批次稳定的特点。
具体实施方式
下文将结合具体实施例对本发明的技术方案做更进一步的详细说明。应当理解，下列实施例仅为示例性地说明和解释本发明，而不应被解释为对本发明保护范围的限制。凡基于本发明上述内容所实现的技术均涵盖在本发明旨在保护的范围内。
下述实施例中所使用的实验方法如无特殊说明，均为常规方法；下述实施例中所用的试剂、材料等，如无特殊说明，均可从商业途径得到。
下述实施例中采用纯度99.95%以上的工业级铝锭、纯度99.95%以上的工业级镁锭、纯度为99.9%以上的锌锭、铜的含量≥50%的铝铜中间合金，锆的含量≥10%的铝锆中间合金进行熔炼铸造。
实施例1
（1）配料：按照重量百分比Zn 6.3%~6.7%、Mg 2.1%~2.5%、Cu 1.9%~2.2%、Zr 0.09%~0.12%进行配料。
（2）熔炼：将熔炼升温至355℃，加入铝锭、锌锭、铝铜中间合金和铝锆中间合金，升温、并控制熔炼温度为765℃，待合金原料熔化后降温至680℃加入镁锭，继续保温熔炼；熔炼过程中合金原料开始熔化后开启电磁搅拌，保证熔炉内原材料快速熔化且温度及成分均匀；搅拌的速度为350 r/min，搅拌的时间为20min。
（3）精炼：向熔体中加入精炼剂进行精炼，精炼后静置10min。
（4）扒渣：精炼静置后，使用扒渣车扒去熔体表面浮渣。
（5）在线除气：扒渣后，测定合金成分为在按照重量百分比计：Zn 6.6%、Mg 2.5%、Cu 2.2%、Zr 0.1%、Fe 0.05%、Si 0.05%；向熔体中通入高纯氩气并搅拌熔体，利用氩气出去熔体中的杂质气体。
（6）过滤：使用60PPI泡沫陶瓷过滤板过滤除气后的熔体。
（7）铸造：采用半连续铸造法进行铸造，控制铸造温度为735℃，铸造速度为55mm/min，铸造水流量为35m3/h，得到规格为520mm×1600mm×4500mm的铝合金扁铸锭。
（8）采用三级均匀化退火工艺，第一级均匀化退火是400℃下保温18h，第二级均匀化退火是470℃下保温36h，第三级均匀化退火是480℃下保温20h。
（9）铣削加工后的铸锭规格为480mm×1580mm，沿坯料的长度方向进行轧制，开轧温度为390℃~400℃，轧辊温度120℃~130℃，终轧温度不低于350°C；
轧制的总道次为18道次，具体地：轧制的第一阶段中，小压下量轧制工艺中单道次压下量为10mm，道次为5道次；轧制的第二阶段中，中压下量轧制工艺中单道次压下量为20mm，道次为7道次；轧制的第三阶段中，大压下量轧制工艺中单道次压下量为50mm，道次为4道次；轧制的第四阶段中，小压下量轧制工艺中单道次压下量为5mm，道次为2道次；
获得最终尺寸为80mm×1500mm×20000mm的超长规格铝合金板坯。
（10）固溶工艺采用多级高温的处理工艺：460℃/4h+475℃/4h。
（11）淬火工艺：淬火是在辊底式淬火炉上进行的，淬火速率为150mm/s，上喷嘴流量为200升/秒，下喷嘴流量为300升/秒，淬火至室温。
（12）时效工艺：采用三级分段式时效工艺120℃/24h+180℃/2h+110℃/24h，将板坯转移到空气炉中，在120℃下保温24h进行第一级时效处理，随后将板坯转移到辊底式淬火炉中，在180℃下保温2h进行第二级时效处理，随后进行淬火处理，淬火速率为150mm/s，上喷嘴流量为200升/秒，下喷嘴流量为300升/秒，待板坯降至室温后，将板坯转移到空气炉中，在120℃下保温24h进行第三级时效处理，保温时间达到后出炉空冷至室温。
对比例1
对比例1为其他操作同实施例1，区别仅在于步骤（1）采用如下步骤进行替换：
（1）配料：按照重量百分比Zn 6.0~7.0%、Mg 1.5~2.6%、Cu 1.6~2.5%、Zr 0.08~0.15%进行配料。在线除气后获得的合金成分为：按照重量百分比计：Zn 6.8 %、Mg 2.0%、Cu1.8%、Zr 0.13%、Fe 0.11%、Si 0.10%。
对比例2
对比例2为其他操作同实施例1，区别仅在于步骤（9）采用如下步骤进行替换：
（9）铣削加工后的铸锭规格为480mm×1580mm，沿坯料的长度方向进行轧制，开轧温度为390℃~400℃，轧辊温度120℃~130℃，终轧温度不低于350°C；轧制的总道次为25道次，道次压下量平均分配，单道次压下量为16mm，获得最终尺寸为80mm×1200mm×20000mm的超长规格铝合金板材。
对比例3
对比例3为其他操作同实施例1，区别仅在于步骤（12）采用如下步骤进行替换：
（12）时效工艺：采用双级时效工艺120℃/24h+177℃/8h，将板坯转移到空气炉中，在120℃下保温24h进行第一级时效处理，随后在177℃下保温8h进行第二级时效处理。
对比例4
对比例4为其他操作同实施例1，区别仅在于步骤（12）采用如下步骤进行替换：
（12）时效工艺：采用三级连续时效工艺120℃/24h+180℃/2h+120℃/24h，
将板坯转移到空气炉中，在120℃下保温24h进行第一级时效处理，随后在180℃下保温2h进行第二级时效处理，从空气炉中取出并空冷至120℃后，再次将板坯转移到空气炉中，在120℃下保温24h进行第三级时效处理，保温时间达到后出炉空冷至室温。
表1 实施例和对比例的超长铝合金板材的性能结果
Figure 429196DEST_PATH_IMAGE001
表1中抗拉强度和屈服强调的取样方向为L向，疲劳极限和断裂韧度的取样方向分别为LT和L-T。
表2 板材长度方向不同位置性能均匀性（强度变异系数Cv/%）统计结果
Figure 611915DEST_PATH_IMAGE002
其中，铝合金板材不同的测试位置是指铝合金板材的长度边缘、L/10部位、L/5部位、L/4部位、L/3部位、L/2部位的中心厚度位置，L是指铝合金板材的长度，L/2部位是指铝合金板材的长度中间部位。
表3 批次稳定性（强度变异系数Cv/%）统计结果
Figure 657232DEST_PATH_IMAGE004
对比例1与实施例1工艺相同，但对比例1的合金范围较实施例1更宽。因此，板材不同位置合金成分分散度增加，导致板材部分位置腐蚀性能降低，不同位置强度变异系数及批次间强度变异系数增大，即板材均匀性和批次稳定性降低。
对比例2与实施例1工艺相同，但对比例2并未采用少道次强变形轧制，而是采用多道次均匀变形的轧制工艺。因此，板材流动变形程度整体不足，导致板材内部冶金缺陷弥合不足，疲劳性能和断裂韧度降低，尤其是T/4厚度位置更容易成为变形死区，断裂韧度更低；板材不同位置强度变异系数及批次间强度变异系数增大，即板材均匀性和批次稳定性降低。
对比例3较实施例1改变了时效处理工艺，将三级分段式时效工艺改为二级常规T74过时效工艺。二级过时效工艺是以牺牲强度来提高断裂韧度和耐蚀性能，但由于第二级时效保温时间较长，板材内部不同位置析出均匀性降低，部分位置耐蚀性能和断裂韧度提高，部分位置断裂韧度提高但耐蚀性能降低，导致板材均匀性和批次稳定性降低。
对比例4较实施例1改变了时效处理工艺，将三级分段式时效工艺改为三级连续时效处理。由于第二级时效保温后未进行淬火处理，而是空冷至120℃，在此过程中析出相进一步粗化，强度、断裂韧度和耐蚀性能同时降低，导致板材均匀性和批次稳定性降低。
以上，对本发明的实施方式进行了说明。但是，本发明不限定于上述实施方式。凡在本发明的精神和原则之内，所做的任何修改、等同替换、改进等，均应包含在本发明的保护范围之内。

Claims (13)

1.一种超长铝合金板材，其特征在于，按重量百分比计，所述超长铝合金板材的合金成分包括：Zn 6.3%~6.7%、Mg 2.1%~2.5%、Cu 1.9%~2.2%、Zr 0.09%~0.12%、Fe≤0.1%、Si≤0.08%，其余杂质总量<0.01%，余量为铝；所述超长铝合金板材的长度≥20000mm；
所述超长铝合金板材的制备方法包括如下步骤：
1）将铝锭、镁锭、锌锭、铝铜中间合金和铝锆中间合金加热熔融，得到铝合金熔体；
2）将步骤1）的铝合金熔体进行精炼、扒渣、除气；
3）将步骤2）的铝合金熔体进行铸造，制备得到超大规格铸锭；
4）对步骤3）的超大规格铸锭采用多级高温工艺进行均匀化退火；
5）对步骤4）的均匀化退火后的超大规格铸锭进行铣削加工，随后进行轧制处理，开轧温度为380℃~420℃，轧制的第一阶段采用小压下量轧制工艺，轧制的第二阶段采用中压下量轧制工艺，轧制的第三阶段采用大压下量轧制工艺，轧制的第四阶段采用小压下量轧制工艺；其中，轧制的第三阶段中单道次压下量≥45mm，轧制的总道次不超过20道次，轧辊温度100℃~150℃，终轧温度不低于350°C；
6）对步骤5）的轧制处理后的板坯进行固溶淬火处理；
7）对步骤6）的固溶淬火处理后的板坯进行三级分段式时效处理，制备得到所述超长铝合金板材；
步骤7）中，具体包括如下步骤：
将板坯转移到空气炉中，在110℃~120℃下保温16h~24h进行第一级时效处理，随后将板坯转移到辊底式淬火炉中，在175℃~185℃下保温2h~4h进行第二级时效处理，随后进行淬火处理，最后将板坯转移到空气炉中，在110℃~120℃下保温16h~24h进行第三级时效处理，保温时间达到后出炉空冷至室温。
2.根据权利要求1所述的超长铝合金板材，其特征在于，步骤3）中，所述铸造的温度为730℃~740℃，所述铸造的速度为50mm/min~55mm/min，所述铸造的水流量为31m3/h~35m3/h；
和/或，步骤3）中，所述超大规格铸锭为直径1000mm以上的圆铸锭，或者厚度420mm以上的扁铸锭。
3.根据权利要求1所述的超长铝合金板材，其特征在于，步骤4）中，所述均匀化退火包括如下步骤：
在350℃~430℃下保温10h~24h进行第一级均匀化退火处理，随后在468℃~472℃下保温36h~40h进行第二级均匀化退火处理，最后在478℃~482℃下保温16h~20h进行第三级均匀化退火处理。
4.根据权利要求1所述的超长铝合金板材，其特征在于，步骤6）中，具体包括如下步骤：
在460℃~470℃下保温0.5h~4h进行第一级固溶处理，随后在475℃~485℃下保温1h~6h进行第二级固溶处理，保温结束后出炉淬火，淬火转移时间≤15s；
淬火是在辊底式淬火炉上进行，淬火速率为50~200mm/s，上喷嘴流量为150~250升/秒，下喷嘴流量为250~350升/秒。
5.根据权利要求1所述的超长铝合金板材，其特征在于，所述淬火处理过程中，淬火速率为80~150mm/s，上喷嘴流量为100~200升/秒，下喷嘴流量为200~300升/秒。
6.根据权利要求1-5任一项所述的超长铝合金板材，其特征在于，所述超长铝合金板材满足如下条件中的至少一项：
（1）抗拉强度达到600MPa以上；
（2）屈服强度达到560MPa以上；
（3）断裂韧度达到30MPa·m1/2以上；
（4）剥落腐蚀性能不低于EB级；
（5）疲劳强度极限达到300MPa以上；
（6）在241MPa下应力腐蚀20天不开裂。
7.根据权利要求1-5任一项所述的超长铝合金板材，其特征在于，所述超长铝合金板材满足如下条件中的至少一项：
（a）不同长度位置的屈服强度变异系数达到1.2%以下；
（b）不同长度位置的抗拉强度变异系数达到1.2%以下。
8.根据权利要求1-5任一项所述的超长铝合金板材，其特征在于，所述超长铝合金板材满足批次间抗拉强度变异系数达到2.3%以下，批次数不小于20批；
和/或，所述超长铝合金板材满足批次间屈服强度变异系数达到2.3%以下，批次数不小于20批。
9.权利要求1-7任一项所述的超长铝合金板材的制备方法，其特征在于，所述方法包括如下步骤：
1）将铝锭、镁锭、锌锭、铝铜中间合金和铝锆中间合金加热熔融，得到铝合金熔体；
2）将步骤1）的铝合金熔体进行精炼、扒渣、除气；
3）将步骤2）的铝合金熔体进行铸造，制备得到超大规格铸锭；
4）对步骤3）的超大规格铸锭采用多级高温工艺进行均匀化退火；
5）对步骤4）的均匀化退火后的超大规格铸锭进行铣削加工，随后进行轧制处理，开轧温度为380℃~420℃，轧制的第一阶段采用小压下量轧制工艺，轧制的第二阶段采用中压下量轧制工艺，轧制的第三阶段采用大压下量轧制工艺，轧制的第四阶段采用小压下量轧制工艺；其中，轧制的第三阶段中单道次压下量≥45mm，轧制的总道次不超过20道次，轧辊温度100℃~150℃，终轧温度不低于350°C；
6）对步骤5）的轧制处理后的板坯进行固溶淬火处理；
7）对步骤6）的固溶淬火处理后的板坯进行三级分段式时效处理，制备得到所述超长铝合金板材；
步骤7）中，具体包括如下步骤：
将板坯转移到空气炉中，在110℃~120℃下保温16h~24h进行第一级时效处理，随后将板坯转移到辊底式淬火炉中，在175℃~185℃下保温2h~4h进行第二级时效处理，随后进行淬火处理，最后将板坯转移到空气炉中，在110℃~120℃下保温16h~24h进行第三级时效处理，保温时间达到后出炉空冷至室温。
10.根据权利要求9所述的制备方法，其特征在于，步骤3）中，所述铸造的温度为730℃~740℃，所述铸造的速度为50mm/min~55mm/min，所述铸造的水流量为31m3/h~35m3/h；
和/或，步骤3）中，所述超大规格铸锭为直径1000mm以上的圆铸锭，或者厚度420mm以上的扁铸锭。
11.根据权利要求9所述的制备方法，其特征在于，步骤4）中，所述均匀化退火包括如下步骤：
在350℃~430℃下保温10h~24h进行第一级均匀化退火处理，随后在468℃~472℃下保温36h~40h进行第二级均匀化退火处理，最后在478℃~482℃下保温16h~20h进行第三级均匀化退火处理。
12.根据权利要求9所述的制备方法，其特征在于，步骤6）中，具体包括如下步骤：
在460℃~470℃下保温0.5h~4h进行第一级固溶处理，随后在475℃~485℃下保温1h~6h进行第二级固溶处理，保温结束后出炉淬火，淬火转移时间≤15s；
淬火是在辊底式淬火炉上进行，淬火速率为50~200mm/s，上喷嘴流量为150~250升/秒，下喷嘴流量为250~350升/秒。
13.根据权利要求9所述的制备方法，其特征在于，所述淬火处理过程中，淬火速率为80~150mm/s，上喷嘴流量为100~200升/秒，下喷嘴流量为200~300升/秒。
CN202211572835.5A 2022-12-08 2022-12-08 一种超高强韧、耐腐蚀的超长铝合金板材及其制备方法 Active CN115627396B (zh)

Priority Applications (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN202211572835.5A CN115627396B (zh) 2022-12-08 2022-12-08 一种超高强韧、耐腐蚀的超长铝合金板材及其制备方法

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN202211572835.5A CN115627396B (zh) 2022-12-08 2022-12-08 一种超高强韧、耐腐蚀的超长铝合金板材及其制备方法

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN115627396A CN115627396A (zh) 2023-01-20
CN115627396B true CN115627396B (zh) 2023-03-17

Family

ID=84909971

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN202211572835.5A Active CN115627396B (zh) 2022-12-08 2022-12-08 一种超高强韧、耐腐蚀的超长铝合金板材及其制备方法

Country Status (1)

Country Link
CN (1) CN115627396B (zh)

Family Cites Families (11)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US5865911A (en) * 1995-05-26 1999-02-02 Aluminum Company Of America Aluminum alloy products suited for commercial jet aircraft wing members
ATE245207T1 (de) * 1996-09-11 2003-08-15 Aluminum Co Of America Aluminiumlegierung für verkehrsflugzeugflügel
EP1644546B1 (fr) * 2003-06-24 2016-04-20 Constellium Issoire Utilisation de tubes en alliages al-zn-mg-cu ayant un compromis ameliore entre des caracteristiques mecaniques statiques et la tolerance aux dommages
US8277580B2 (en) * 2005-02-10 2012-10-02 Constellium France Al-Zn-Cu-Mg aluminum base alloys and methods of manufacture and use
JP2011058047A (ja) * 2009-09-10 2011-03-24 Furukawa-Sky Aluminum Corp 強度および延性に優れたアルミニウム合金厚板の製造方法
CN111074123A (zh) * 2020-01-19 2020-04-28 天津忠旺铝业有限公司 一种航空用7055合金生产方法
CN111270114A (zh) * 2020-03-30 2020-06-12 天津忠旺铝业有限公司 一种高强度7150铝合金中厚板的制备工艺
CN111850363A (zh) * 2020-06-18 2020-10-30 天津忠旺铝业有限公司 一种航空用高损伤容限型铝合金及制备方法
CN114101612B (zh) * 2020-08-26 2023-03-31 宝山钢铁股份有限公司 一种喷射铸轧高性能7xxx铝合金薄带的制备方法
CN112375949A (zh) * 2020-10-29 2021-02-19 天津忠旺铝业有限公司 一种车体用高强7系铝合金薄板的热处理工艺
CN115261688B (zh) * 2022-07-18 2023-07-14 天津忠旺铝业有限公司 一种热成形用7系铝合金材料及其制造方法

Also Published As

Publication number Publication date
CN115627396A (zh) 2023-01-20

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN108425050B (zh) 一种高强高韧铝锂合金及其制备方法
US20240035123A1 (en) High-strength al-cu-mg-mn aluminum alloy and preparation method therefor
WO2021008428A1 (zh) 一种超高强铝锂合金及其制备方法
CN101407876A (zh) 适于大截面主承力结构件制造的铝合金材料及其制备方法
CN111455239A (zh) 一种超高强航空用铝合金及其制备方法
CN106756675A (zh) 航空用铝合金板材及其生产方法
CN111057912B (zh) 一种降低3003铝合金再结晶温度的工艺
CN113136497B (zh) 一种高强耐应力腐蚀的铝合金型材的制备方法
CN114645162A (zh) 一种难变形高温合金的细晶均质盘锻件的制造方法
CN113174500B (zh) 一种提高5083合金o态折弯性能的方法
CN113444940A (zh) 一种高强高韧耐蚀7055铝合金中厚板材的制备方法
CN111270114A (zh) 一种高强度7150铝合金中厚板的制备工艺
CN110983084A (zh) 一种低淬火敏感性超厚板的制造方法
CN110964958A (zh) Al-Zn-Mg-Cu合金及制备工艺
CN109487135A (zh) 一种低成本高强度高韧性镁合金及其制备方法
CN112553550A (zh) 一种高损伤容限低淬火敏感性7系铝合金厚板生产工艺
CN114480933B (zh) 一种特高强铝合金及其制备方法和应用
WO2015060492A1 (ko) 결정립이 미세화된 알루미늄-아연-마그네슘-구리 합금 판재의 제조방법
CN114086027A (zh) 一种抗高温软化的Cu-Ni-Sn系高强高弹铜合金及其制备方法
CN110616356B (zh) 一种含Er镁合金及制备方法
CN115627396B (zh) 一种超高强韧、耐腐蚀的超长铝合金板材及其制备方法
CN109022857B (zh) 一种提高铝合金再结晶温度的方法
CN114790526A (zh) 大型轴流风机叶片用的高强度铝合金及其型材的生产工艺
CN114369748A (zh) 一种耐腐蚀性铝合金板材制备方法
CN115537616B (zh) 一种高强韧、低淬火敏感性的厚大截面铝合金锻件及其制备方法

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