CN115710661A - 一种Al-Zn-Mg-Cu系铝合金及提高其应力腐蚀性能的方法 - Google Patents
一种Al-Zn-Mg-Cu系铝合金及提高其应力腐蚀性能的方法 Download PDFInfo
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Abstract
本发明属于Al‑Zn‑Mg‑Cu系硬质铝合金材料制造技术领域，涉及一种提高Al‑Zn‑Mg‑Cu系铝合金应力腐蚀性能的方法，针对Zn含量超过7.0％、Mg含量低于1.8％、Cu含量低于2.3％的高Zn低Mg低Cu成分特征型Al‑Zn‑Mg‑Cu合金，采用Sc、Er元素复合微合金化的技术手段，依据两者在铝基体中固溶度的差异，利用Sc元素来调控晶内，Er元素来调控晶界，从而获得“细晶+高密度晶内析出相+低密度、粗大、断续晶界析出相+高Cu含量晶界析出相+窄尺寸无沉淀析出带”的理想组织，有效提高Al‑Zn‑Mg‑Cu系铝合金型材、锻件、板材的应力腐蚀性能。
Description
技术领域
本发明属于Al-Zn-Mg-Cu系硬质铝合金材料制造技术领域，涉及一种提高Al-Zn-Mg-Cu系铝合金应力腐蚀性能的方法。
背景技术
Al-Zn-Mg-Cu系铝合金属于高强可热处理强化铝合金，由于具备质轻和比强度高等优点，被广泛应用于航空、航天等领域承力结构件的制备。受到降低成本、减重、整体制造等设计需求，该系列铝合金构件需要具有更高的强韧性、更好的耐腐蚀性，以及更大的半成品规格，相应的，合金成分设计趋势随之改变。
经过几十年的发展，Al-Zn-Mg-Cu系铝合金从代表的7050铝合金，逐渐向7150、7055、7085、7065铝合金发展，合金成分主流设计趋势为：高Zn、高Zn/Mg比、可低Cu、低Cu/Mg比。高Zn、高Zn/Mg比可以使得合金获得更高的强度，低Cu、低Cu/Mg比则以提高合金的淬透性，降低不同厚度层性能的衰减，满足大规格构件整体制造的需要，同时，Cu元素的降低也可提高合金的剥落和晶间腐蚀性能。但是，铝合金的耐腐蚀性能共分为剥落腐蚀、晶间腐蚀和抗应力腐蚀三种，剥落腐蚀可以通过表面防护+涂漆的手段有效改善，表面防护可以在铝合金表面形成致密的氧化膜，涂漆则可以进一步实现空气的物理隔离。但是，应力腐蚀性能是指在应力条件下，材料在腐蚀环境中抵抗开裂的能力，目前尚无法通过间接手段提高，只能依靠成分设计或制备工艺优化，获得理想的抗应力腐蚀组织特征。对于承力结构件，从服役开始，将始终保持受应力状态，抗应力腐蚀性能尤为关键，一旦发生开裂，后果严重。目前主流成分设计发展趋势的合金，由于Cu元素的降低，抗应力腐蚀性能下降的问题逐渐凸显，应力敏感性逐渐提高，国外波音和空客公司已在全球范围内对低Cu的7085等合金安全风险提示。
表1几种典型Al-Zn-Mg-Cu系铝合金成分范围(质量百分数/％)
目前，处于该系列铝合金高综合性能的设计需求，低Cu含量的成分设计趋势已经成分发展主流，国内外针对抗应力腐蚀性能改善的研究随之集中在制备流程中的后半段，重点在固溶、时效热处理工艺两个方面。陈送义等人在《Transactions of NonferrousMetals Society of China》期刊上发表了《热处理对7085铝合金应力腐蚀开裂、断裂韧性和强度的影响》文章，该文章对7085铝合金的时效热处理工艺开展了研究，研究结果表明：7085合金的应力腐蚀开裂抗力依次为：T6＜RRA＜DRRA≈T74，热处理对合金应力腐蚀开裂和断裂韧性的影响主要与基体析出相和晶界析出相有关。马志民等人在《金属学报》期刊上发表了《淬火速率对7136铝合金应力腐蚀开裂敏感性的影响》文章，该文章研究了淬火速率对抗应力腐蚀开裂性能的影响规律，研究结果表明：随着淬火速率的减小，应力腐蚀开裂敏感性先升后降，裂纹扩展方式由穿晶向沿晶转变，晶界和亚晶界析出相形貌特征以及晶界析出相化学成分的变化是应力腐蚀开裂敏感性随淬火速率减小，呈现先增加后降低的主要原因。大量研究表明，应力腐蚀行为的发生分为裂纹萌生和扩展两个阶段，裂纹萌生与粗大第二相的数量和尺寸相关，裂纹扩展的速度与晶界析出相的形貌、尺寸和成分相关，且裂纹扩展的速度直接决定了萌生的点蚀是否会进一步扩展形成应力腐蚀裂纹，更为关键。而裂纹扩展速率受到晶界MgZn2析出相中的Cu元素含量直接影响，高的Cu元素含量将减小晶界和无沉淀析出带之间的电位差，相当于降低了局部原电池反应中正负极电压，从而降低腐蚀的速率。
固溶和时效热处理均是通过优化工艺，来调控晶界和晶内析出相的形貌、尺寸和成分，改善Cu元素的分布，从而改善抗应力腐蚀性能。但随着该系列合金成分主流设计趋势中Cu元素的进一步降低，单一通过热处理的工艺优化，已经很难兼顾强韧性匹配的同时，来改善抗应力腐蚀性能，迫切需要开发一种新的方法，有效的调控低Cu元素含量Al-Zn-Mg-Cu系铝合金中有限的Cu元素的分布，从而更好的改善应力腐蚀性能。
国内外针对Sc、Er元素微合金化的研究多集中在单独研究Sc元素，或单独研究Er元素，以及近些年研究热度较高的Sc元素微合金形成的核壳结构等，而且针对这两种元素微合金化作用的研究重点多集中在元素添加后，显微组织发生的变化(增加形核质点，细化晶粒等)对合金强韧性(拉伸、断裂性能等)的影响方面，而对于应力腐蚀性能(航空等领域工程化应用过程中重点关注)的研究少之又少，即，现有技术中对Sc、Er元素微合金化的研究更偏基础研究和预先研究方面，关注点也更偏向于对合金强韧性的改善，对于航空等领域工程化应用方面的研究较少。此外，相比于Sc和Er单独元素微合金的研究，Sc、Er元素复合微合金化的研究相对较少，在少量同时包含Sc、Er的研究中，也仅是从成本经济性(Er价格不到Sc的十分之一)出发考虑，并没有从复合微合金化机理研究，而针对应力腐蚀性能和复合微合金之间的关系研究未见相关报道。
发明内容
本发明的目的是：设计一种提高Al-Zn-Mg-Cu系铝合金应力腐蚀性能的方法，通过稀土元素Sc和Er的复合微合金化设计，协同、定向调控Zn、Mg、Cu元素在晶内和晶界的析出，从而提升该合金系铝合金的应力腐蚀性能。
为解决此技术问题，本发明的技术方案是：
提供一种Al-Zn-Mg-Cu系铝合金，所述的Al-Zn-Mg-Cu系铝合金所含元素的重量百分比为：Zn：7.0～10.0；Mg：1.0～1.8；Zr：0.08～0.12；Ti：0.02～0.06；Fe≤0.08；Si≤0.06；Mn≤0.05；Cr≤0.05；Cu：1.0～2.3；余量为Al；还包括Sc和Er，且Sc和Er的含量满足0.5≤Sc/Er≤1.0，且同时满足下面条件之一：
当Sc：0.05～0.15％，Er：0.05～0.15％时，满足0.03≤Er/Cu≤0.07。
当Sc：0.15～0.30％，Er：0.15～0.30％时，满足0.10≤Er/Cu≤0.20。
优选地，所述的Zn、Mg、Cu含量为：Zn：8.5～9.5；Mg：1.5～1.8；Cu：1.7～2.3。
还提供一种提高Al-Zn-Mg-Cu系铝合金应力腐蚀性能的方法，所述方法步骤如下：
1)熔炼；
根据合金成分配比，将称重好的精铝锭，锌锭以及铝铜，铝锆中间合金在720-740摄氏度下进行熔化，等待熔化至液态后，降温至695-705摄氏度，加入镁锭熔化随后升温至715-725摄氏度，先后加入铝钪，铝铒中间合金，全部熔化后，控温700-720摄氏度下，将熔体搅拌均匀，搅拌时间15-20min，随后清除熔体表面漂浮渣，静置15-30min后开始浇铸。熔体进入流槽，通过喂丝机将钛硼丝送入熔体，之后熔体先后经过在线除气和在线过滤系统进行精炼和过滤处理，在670-690摄氏度范围内进行直冷半连续铸造，获得合金铸锭(即铸造圆锭和扁锭)。
2)对合金铸锭进行均匀化热处理，保温温度：470℃～475℃；
3)合金铸锭经机加工去皮后，对变形毛坯料进行热变形：
若采用挤压工艺制备合金型材，挤压温度：380～420℃，挤压比：12～20；
若采用锻造工艺制备合金锻件，锻造温度：360～400℃，锻造总变形量：80％～90％，至少采用一火次，两镦两拔(十字换向拔长)；
若采用轧制工艺制备合金厚板，轧制温度：370～410℃，轧制总变形量：85％～95％，单道次最大压下量25mm～35mm，最大压下量不少于2道次；
4)对合金热变形半成品进行固溶热处理，保温温度：470℃～475℃；
5)固溶完成4h内对合金型材和厚板进行预拉伸，对合金锻件进行预压缩，冷变形量1.5～3％；
6)预拉伸或预压缩完成后，随即对合金热变形半成品进行过时效时效热处理。
优选地，步骤6)热处理工艺为T74、T7451或T7452过时效热处理工艺。
型材和厚板采用T74、T7451过时效热处理工艺，锻件采用T7452过时效热处理工艺。
本发明的有益效果是：
合金的成分设计要充分考量强度、韧性、耐蚀性等性能的综合匹配。众所周知，合金组织决定合金的最终性能，调控性能的根本是调控组织。从组织上看，铝合金的微观组织分为晶粒内(晶内)和晶粒交界(晶界)两大部分。在该合金系中，不考虑异常形成的特殊粗大相等特殊组织结构，常规组织结构下，对于强韧性起主要作用的是在晶内析出的弥散分布的MgZn2相，对耐蚀性起主要作用的是晶界相的类型、分布和尺寸。而Sc元素由于在铝中的固溶度较高(相图上看为0.35％)，说明在添加量0.35％以下时，都将固溶在铝基体内，不会析出，也就是作用的区域为晶内，而研究发现，Sc的加入将增强Zn、Mg元素在晶内的析出，也就是说晶内的MgZn2相数量将提高(也代表了Zn、Mg含量一定时，晶内析出多，晶界上的析出会变少)。而Er元素由于在铝中的固溶度较低(相图上看为＜0.05％)，说明在添加量超过0.05％，多出的部分就会析出，形成相，也就是作用的区域为晶界，而研究发现，Er的加入将增强改变晶界相的类型。
应力腐蚀性能直接受到晶界相的影响，简单说，表征的是合金在受到应力状态下，在腐蚀环境下，抵抗沿着晶界发生开裂的能力。应力腐蚀性能主要受到腐蚀发生的起源和裂纹扩展的速度的两个方面。腐蚀发生的起源相对简单，原位腐蚀实验表面，发生的源头都是晶界第二相，也就是说，晶界第二相越少，腐蚀起源就越少。上一段所述“Sc加入时，会提高Zn、Mg元素在晶内的析出，Zn、Mg含量一定时，晶内析出多，晶界上的析出会变少”，晶界上的元素富集量少了，形成晶界相自然随之减少，因此Sc的加入对应力腐蚀性能的贡献体现在减少晶界相方面。而应力腐蚀裂纹扩展方面，是一个原电池反应，正极的电位更负(有更多的电子)，电子向负极移动，形成一个环路。正负极(阴阳极)的电压越大，电流密度就越快，腐蚀扩展就越快。这里充当阳极是晶界相，阴极是PFZ(无沉淀析出带，晶界上由于相的析出，在晶界边缘形成的条带，这里不具体展开)。电压就是阳极和阴极之间额差值，PFZ的电位是一定的，因此，晶界相的电位就决定了电压的大小。上文提到，Er的加入将增强改变晶界相的类型，常规该系列铝合金是MgZn2结构型，加了Er后会转变为Al8Cu4Er结构型，Al8Cu4Er结构型的晶界相的电位比MgZn2结构型的电位更靠近阴极，贡献主要是依靠Cu元素，晶界相中的Cu元素含量越多，充当阳极的晶界相的电位就没有之前那么负(打个比方，负极PFZ的电位是-10，正极晶界相的电位是-100，加入Er后，变成了-50，差值从之前的90变成了加入后的40)，电位差变小了。
综上所述，形成了Sc调控晶内，Er调控晶界的协同调控的成分设计思路，从而获得了文中提到的理想组织状态。本发明针对Zn含量超过7.0％(质量百分比，下同)、Mg含量低于1.8％、Cu含量低于2.3％的Al-Zn-Mg-Cu合金，采用Sc、Er元素复合微合金化的技术手段，依据两者在铝基体中固溶度的差异，利用Sc元素来调控晶内，Er元素来调控晶界，从而获得“细晶+高密度晶内析出相+低密度、粗大、断续晶界析出相+高Cu含量晶界析出相+窄尺寸无沉淀析出带”的理想组织，有效提高Al-Zn-Mg-Cu系铝合金型材、锻件、板材的应力腐蚀性能。主要的技术效果如下：
1)、针对该系列铝合金，传统的微合金化技术主要通过单独添加Sc元素、Er元素，或其他元素来实现改善合金某一性能的目标。该发明针对高Zn、低Mg、低Cu含量的Al-Zn-Mg-Cu系铝合金，通过Sc、Er元素复合微合金化的创新设计，深入研究Sc、Er的不同调控效果，通过Sc/Er和Er/Cu比例关系的协同，定向调控Zn、Mg、Cu元素在晶内和晶界的析出，从而获得具有“细晶+高密度晶内析出相+低密度、粗大、断续晶界析出相+高Cu含量晶界析出相+窄尺寸无沉淀析出带”特征的组织，提升合金强韧性的同时，显著提升合金的应力腐蚀性能；
如图1所示为Al-Zn-Mg-Cu合金+Sc/Er复合微合金化的组织变化机理图，图2所示为常规Al-Zn-Mg-Cu合金、Al-Zn-Mg-Cu合金+Sc微合金、Al-Zn-Mg-Cu合金+Sc/Er微合金的合金的典型透射电镜组织照片，结合图1、图2和表2，表2为图2对应的合金析出相尺寸数据，能够看出Sc/Er复合微合金化下，合金组织具有更高密度的晶内析出相，更低密度、更粗大、更断续晶界析出相，更高Cu含量晶的界析出相和更窄尺寸无沉淀析出带。
表2不同类型合金析出相尺寸
2)、该创新复合微合金化设计思路在于，深入探讨了Sc元素、Er元素所起的不同作用机理，并非现有技术中只是由于Sc元素价格高为了将成本而用Er代替Sc的思路。
首先，依靠Sc元素在铝基体中较高的固溶度(0.35％)，使其在晶内充分发挥两大作用：其一，依靠Al3Sc质点，促进异质形核，细化晶粒，提高细晶强化作用，并同时增加晶界总表面积，见图3的Al-Sc、Al-Er二元合金相图；其二，促进Zn、Mg元素在晶内析出强化相，提升基体强度，在元素总量不变的前提下，相当于变向减少了Zn、Mg元素在晶界的析出，减少晶界析出相。
其次，依靠Er元素在铝基体中较低的固溶度(＜0.05％)，将影响应力腐蚀性能的主要晶界相从MgZn2结构类相转变为Al8Cu4Er结构类型相，同时将Al-Cu-Fe结构类型相转变为Al8Cu4Er结构类型相，并与Al-Fe相脱离，所形成的Al8Cu4Er结构类型相将更多的吸附Cu元素，提升晶界相的电位，显著降低晶界相和无沉淀析出带之间的电位差，从而降低腐蚀速率，提升应力腐蚀性能，结合图3(Al-Sc、Al-Er二元合金相图)和图4的晶界相类型转变过程图能够说明。
3)、针对不同的Zn、Mg、Cu元素含量的Al-Zn-Mg-Cu系铝合金，明确了Sc、Er元素复合微合金化的最优添加量关系，最有效发挥两者的复合作用，并解决了剥落腐蚀和应力腐蚀之间的矛盾关系，使两者同步提高，如图4所示，在Sc、Er微合金化下，Er含量梯度的提高，将导致晶界相的过渡粗化，从而恶化合金的性能。显而易见当含量少时达不到图3的固溶度，发挥不了作用。
附图说明
图1为Al-Zn-Mg-Cu合金+Sc/Er复合微合金化的组织变化机理图；
图2为不同类型合金典型透射电镜组织照片；其中，I(a)、I(b)分别为常规Al-Zn-Mg-Cu合金晶内和晶界TEM组织，II(a)II(b)别为常规Al-Zn-Mg-Cu合金+Sc微合金晶内和晶界TEM组织，III(a)III(b)别为常规Al-Zn-Mg-Cu合金+Sc/Er微合金晶内和晶界TEM组织；
图3为Al-Sc、Al-Er二元合金相图；
图4为晶界相类型转变过程典型图例；其中(1)为MgZn2结构→Al8Cu4Er结构(晶界相元素分布面扫结果)，(2)为Al8Cu4Er结构相与Al-Fe脱离过程；
图5为Sc、Er微合金化下，Er含量梯度提高，晶界相粗化的典型图例。
结合图1和图2可以看出，相比于传统的Al-Zn-Mg-Cu合金和Al-Zn-Mg-Cu合金+Sc微合金的合金，Al-Zn-Mg-Cu合金+Sc/Er微合金的合金的组织具有更高密度的晶内析出相，更低密度、更粗大、更断续晶界析出相，更高Cu含量晶的界析出相和更窄尺寸无沉淀析出带，可以获得兼顾较高的强韧性和应力腐蚀性能的理想组织。
图3可以看出，Sc在Al中的固溶度为0.35％，Er在Al中的固溶度为＜0.05％，在该发明的成分范围内，Sc可以在晶内发挥调控强化相的作用，Er可以在晶界发挥调控晶界相的作用。
图5示意，虽然复合微合金化的思路很好，但也不是微合金化元素含量越多越好，添加过量时，相会明显的粗化，粗大相势必会影响合金的性能，这里的粗大相和理想组织中的大尺寸第二相有明显差异，大尺寸第二相是指在一定程度内的粗化，而不是照片中表现出来的那么粗大。
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，下面将结合本发明实施例中的附图，对本发明实施例中的技术方案进行清楚、完整地描述。显然，所描述的实施例是本发明的一部分实施例，而不是全部实施例。基于本发明中的实施例，本领域的普通技术人员在没有做出创造性劳动的前提下，所获得的所有其他实施例，都属于本发明保护的范围。
一、为了说明1.7～2.3％Cu含量的Al-Zn-Mg-Cu铝合金，进行Sc、Er复合微合金，对应力腐蚀性能的增益作用，进行了多组对比试验，见实施例1～6，其中，对比例1为不进行微合金化条件下合金的挤压型材，实施例1～4为Sc、Er复合微合金含量范围和比例条件下合金的挤压型材，通过与对比例1进行对比，以说明采用该发明下的微合金化后的实施效果；实施例5～6为Sc、Er复合微合金含量范围条件下合金的锻件和厚板，通过与对比例1进行对比，以说明采用该发明针对不同半成品类型的实施效果。
对比例1：
针对Al-7.0Zn-1.8Mg-1.7Cu铝合金，合金铸锭采用均匀化热处理→热挤压(挤压比为12)→固溶热处理→预拉伸(变形量1.5％)→时效热处理(T7451)→获得合金型材。
实施例1：
针对Al-8.5Zn-1.5Mg-1.7Cu铝合金，稀土复合微合金化添加0.05％Sc和0.05％Er，Sc/Er＝1.0，Er/Cu＝0.03。合金铸锭采用均匀化热处理→热挤压(挤压比为12)→固溶热处理→预拉伸(变形量1.5％)→时效热处理(T7451)。
实施例2：
针对Al-10.0Zn-1.0Mg-2.0Cu铝合金，稀土复合微合金化添加0.05％Sc和0.10％Er，Sc/Er＝0.5，Er/Cu＝0.06。合金铸锭采用均匀化热处理→热挤压(挤压比为16)→固溶热处理→预拉伸(变形量1.5％)→时效热处理(T7451)。
实施例3：
针对Al-7.0Zn-1.8Mg-2.3Cu铝合金，稀土复合微合金化添加0.15％Sc和0.15％Er，Sc/Er＝1.0，Er/Cu＝0.07。合金铸锭采用均匀化热处理→热挤压(挤压比为20)→固溶热处理→预拉伸(变形量1.5％)→时效热处理(T7451)。
实施例4：
针对Al-7.0Zn-1.8Mg-1.9Cu铝合金，稀土复合微合金化添加0.10％Sc和0.13％Er，Sc/Er＝0.8，Er/Cu＝0.07。合金铸锭采用均匀化热处理→热挤压(挤压比为12)→固溶热处理→预拉伸(变形量1.0％)→时效热处理(T7451)。
实施例5：
针对Al-7.0Zn-1.8Mg-1.9Cu铝合金，稀土复合微合金化添加0.10％Sc和0.13％Er，Sc/Er＝0.8，Er/Cu＝0.07。合金铸锭采用均匀化热处理→锻造(总变形量80％)→固溶热处理→预压缩(冷压变形量1.5％)→时效热处理(T7452)。
实施例6：
针对Al-7.0Zn-1.8Mg-1.9Cu铝合金，稀土复合微合金化添加0.10％Sc和0.13％Er，Sc/Er＝0.8，Er/Cu＝0.07。合金铸锭采用均匀化热处理→轧制(总变形量85％)→固溶热处理→预拉伸(拉伸变形量2.5％)→时效热处理(T7451)。
二、为了说明1.0～1.7％Cu含量的Al-Zn-Mg-Cu铝合金，进行Sc、Er复合微合金对应力腐蚀性能的增益作用，进行了多组对比试验，见实施例7～12，其中，对比例2为不进行微合金化条件下合金的挤压型材，实施例7～10为Sc、Er复合微合金含量范围和比例范围条件下合金的挤压型材，通过与对比例2进行对比，以说明采用该发明下的微合金化范围后的实施效果；实施例11～12为Sc、Er复合微合金含量范围条件下合金的锻件和厚板，通过与对比例2进行对比，以说明采用该发明针对不同半成品类型的实施效果；
对比例2：
针对Al-7.0Zn-1.8Mg-1.0Cu铝合金，合金铸锭采用均匀化热处理→热挤压(挤压比为12)→固溶热处理→预拉伸(变形量1.5％)→时效热处理(T7451)→获得合金型材。
实施例7：
针对Al-8.5Zn-1.5Mg-1.5Cu铝合金，稀土复合微合金化添加0.15％Sc和0.15％Er，Sc/Er＝1.0，Er/Cu＝0.1。合金铸锭采用均匀化热处理→热挤压(挤压比为12)→固溶热处理→预拉伸(变形量1.5％)→时效热处理(T7451)。
实施例8：
针对Al-10.0Zn-1.0Mg-1.67Cu铝合金，稀土复合微合金化添加0.20％Sc和0.25％Er，Sc/Er＝0.8，Er/Cu＝0.15。合金铸锭采用均匀化热处理→热挤压(挤压比为16)→固溶热处理→预拉伸(变形量1.5％)→时效热处理(T7451)。
实施例9：
针对Al-7.0Zn-1.8Mg-1.5Cu铝合金，稀土复合微合金化添加0.15％Sc和0.30％Er，Sc/Er＝0.5，Er/Cu＝0.2。合金铸锭采用均匀化热处理→热挤压(挤压比为20)→固溶热处理→预拉伸(变形量1.5％)→时效热处理(T7451)。
实施例10：
针对Al-7.0Zn-1.8Mg-1.5Cu铝合金，稀土复合微合金化添加0.30％Sc和0.30％Er，Sc/Er＝1.0，Er/Cu＝0.2。合金铸锭采用均匀化热处理→热挤压(挤压比为12)→固溶热处理→预拉伸(变形量1.0％)→时效热处理(T7451)。
实施例11：
针对Al-7.0Zn-1.8Mg-1.5Cu铝合金，稀土复合微合金化添加0.30％Sc和0.30％Er，Sc/Er＝1.0，Er/Cu＝0.2。合金铸锭采用均匀化热处理→锻造(总变形量90％)→固溶热处理→预压缩(冷压变形量3.0％)→时效热处理(T7452)。
实施例12：
针对Al-7.0Zn-1.8Mg-1.5Cu铝合金，稀土复合微合金化添加0.30％Sc和0.30％Er，Sc/Er＝1.0，Er/Cu＝0.2。合金铸锭采用均匀化热处理→轧制(总变形量95％)→固溶热处理→预拉伸(拉伸变形量3.0％)→时效热处理(T7451)。
三、为了说明该发明对不同类型半成品的适用性，主要的对比实施例均采用的型材进行的对比，而实施例5～6和实施例11～12则针对锻件和厚板进行了对比分析，且上面4个实施例包含了锻造和轧制工艺中(变形量和预拉伸/压缩量)，为了进一步说明发明的适用性，实施例13和14针对的是锻造和轧制工艺中(变形量和预拉伸/压缩量)进行的对比。
实施例13：
针对Al-7.0Zn-1.8Mg-1.9Cu铝合金，稀土复合微合金化添加0.10％Sc和0.13％Er，Sc/Er＝0.8，Er/Cu＝0.07。合金铸锭采用均匀化热处理→锻造(总变形量85％)→固溶热处理→预压缩(冷压变形量2.3％)→时效热处理(T7452)。
实施例14：
针对Al-7.0Zn-1.8Mg-1.5Cu铝合金，稀土复合微合金化添加0.30％Sc和0.30％Er，Sc/Er＝1.0，Er/Cu＝0.2。合金铸锭采用均匀化热处理→轧制(总变形量90％)→固溶热处理→预拉伸(拉伸变形量2.4％)→时效热处理(T7451)。
对全流程过程中的工艺环节进行进一步的补充说明：
1)均匀化热处理：将炉内高点和低点控制在470℃～475℃的范围内；
2)挤压工艺：挤压全过程温度控制在380～420℃范围内，挤压比控制在12～20范围内(实施例1～3和7～9)；
3)锻造工艺：锻造全过程温度控制在360～400℃范围内，锻造总变形量控制在80％～90％范围内(实施例5、11、13)，至少采用一火次，两镦两拔(十字换向拔长)；
4)轧制工艺：轧制全过程温度控制在370～410℃范围内，轧制总变形量控制在85％～95％范围内(实施例6、12、14)，单道次最大压下量25mm～35mm，最大压下量不少于2道次；
5)对合金热变形半成品进行固溶热处理，将炉内高点和低点控制在470℃～475℃的范围内；
5)固溶完成4h内对合金型材和厚板进行预拉伸，对合金锻件进行预压缩，冷变形量1.5～3％；
6)预拉伸或预压缩完成后，随即对合金热变形半成品进行过时效时效热处理，其中型材和厚板采用T74、T7451过时效热处理工艺，锻件采用T7452过时效热处理工艺。
针对上述全部的实施例获得的型材、锻件、厚板，依据ASTM G47(应力腐蚀性能评价方法)的规定，对合金在241MPa、291MPa、341MPa和391MPa下共4种应力水平的C环应力腐蚀性能进行检测。进行应力腐蚀性能测试，实施效果见表3，可见，采用本发明技术方案处理的合金半成品，应力腐蚀性能得到显著提升。
表3实施效果
综述：针对1.7～2.3％Cu含量的Al-Zn-Mg-Cu合金，搭配不同的Sc、Er元素复合微合金化量，制备的型材、锻件、厚板下的应力腐蚀性能均得到了明显的提高，比如：
实施例1与对比例1对比，4种应力条件下，合金型材的应力腐蚀开裂的天数分别从67天提高到77天，45天提高到56天，26天提高到40天，15天提高到30天，显著的延缓可应力腐蚀开裂发生的天数；
实施例2～4进一步证明了该发明的复合微合金化成分范围的有效性；
实施例5～6针对锻件和厚板的对比，则体现了该发明对型材、锻件、厚板的适用性。
同样的，针对1.0～1.7％Cu含量的Al-Zn-Mg-Cu合金，搭配不同的Sc、Er元素复合微合金化量，制备的型材、锻件、厚板下的应力腐蚀性能也得到了明显的提高，比如：
实施例7与对比例2对比，4种应力条件下，合金型材的应力腐蚀开裂的天数分别从36天提高到48天，25天提高到36天，19天提高到34天，17天提高到29天，显著的延缓可应力腐蚀开裂发生的天数；
实施例8～10进一步证明了该发明的复合微合金化成分范围的有效性；
实施例11～12针对锻件和厚板的对比，则体现了该发明对型材、锻件、厚板的适用性。
实施例13～14对锻件和厚板的工艺参数进行了进一步的补充验证。
Claims (8)
1.一种Al-Zn-Mg-Cu系铝合金，其特征在于：所述的Al-Zn-Mg-Cu系铝合金所含元素的重量百分比为：Zn：7.0～10.0；Mg：1.0～1.8；Zr：0.08～0.12；Ti：0.02～0.06；Fe≤0.08；Si≤0.06；Mn≤0.05；Cr≤0.05；Cu：1.0～2.3；余量为Al；其特征在于：还包括Sc和Er，且Sc和Er的含量满足0.5≤Sc/Er≤1.0。
2.根据权利要求1所述的Al-Zn-Mg-Cu系铝合金，其特征在于：Sc和Er的含量具体为：Sc：0.05～0.15％，Er：0.05～0.15％，同时满足0.03≤Er/Cu≤0.07。
3.根据权利要求1所述的Al-Zn-Mg-Cu系铝合金，其特征在于：Sc和Er的含量具体为：Sc：0.15～0.30％，Er：0.15～0.30％，同时满足0.10≤Er/Cu≤0.20。
4.根据权利要求1所述的Al-Zn-Mg-Cu系铝合金，其特征在于：所述的Zn、Mg、Cu含量为：Zn：8.5～9.5；Mg：1.5～1.8；Cu：1.7～2.3。
5.一种提高权利要求1所述的Al-Zn-Mg-Cu系铝合金应力腐蚀性能的方法，所述方法步骤如下：
1)熔炼：据合金成分配比，先后在不同温度下将精铝锭，锌锭以及铝铜，铝锆中间合金、镁锭、铝钪、铝铒中间合金，进行熔化并搅拌均匀，静置后浇铸；之后进行直冷半连续铸造，获得合金铸锭；
2)对合金铸锭进行均匀化热处理，保温温度：470℃～475℃；
3)合金铸锭经机加工去皮后，对变形毛坯料进行热变形：
若采用挤压工艺制备合金型材，挤压温度：380～420℃，挤压比：12～20；
若采用锻造工艺制备合金锻件，锻造温度：360～400℃，锻造总变形量：80％～90％，至少采用一火次，两镦两拔(十字换向拔长)；
若采用轧制工艺制备合金厚板，轧制温度：370～410℃，轧制总变形量：85％～95％，单道次最大压下量25mm～35mm，最大压下量不少于2道次；
4)对合金热变形半成品进行固溶热处理，保温温度：470℃～475℃；
5)固溶完成4h内对合金型材和厚板进行预拉伸，对合金锻件进行预压缩，冷变形量1.5～3％；
6)预拉伸或预压缩完成后，随即对合金热变形半成品进行过时效时效热处理。
6.根据权利要求5所述的方法，其特征在于：步骤1)熔炼过程参数具体为：根据合金成分配比，将称重好的精铝锭，锌锭以及铝铜，铝锆中间合金在720-740℃下进行熔化，等待熔化至液态后，降温至695-705℃，加入镁锭熔化随后升温至715-725℃，先后加入铝钪，铝铒中间合金，控温700-720℃下，将熔体搅拌均匀，静置后浇铸；熔体进行精炼和过滤处理，在670-690℃进行直冷半连续铸造，获得合金铸锭。
7.根据权利要求5所述的方法，其特征在于：步骤6)热处理工艺为T74、T7451或T7452过时效热处理工艺。
8.根据权利要求5所述的方法，其特征在于：型材和厚板采用T74、T7451过时效热处理工艺，锻件采用T7452过时效热处理工艺。
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