Aa7000系列鋁合金產品及其制造方法

專利名稱：：Aa7000系列鋁合金產品及其制造方法
技術領域：
：本發明涉及AA7000系列鋁合金，含有3%-10%的Zn、1%-3%的Mg、最多2.5%的Cu、小于0.25%的Fe、和大于0.12%到0.35%的Si,并且涉及制造這些鋁合金產品的方法。確切地說，本發明尤其涉及相對厚的即約30mm-3OOmm厚的鋁壓力加工產品。盡管本發明一般以軋板形式實施，但本發明也可以與擠壓件型材或鍛件型材的制造連用。由合金產品制成的有代表性的結構零件包括整體梁等，它們由包括軋板在內的厚加工型材機械加工制成。本發明尤其適用于制造高強度的擠壓和鍛造的航空器零部件。這樣的航空器包括商務噴氣式客機、貨運飛機和某些軍用飛機。此外，可以根據本發明制造非航天航空零部件如各種厚的模具板或工裝板。
背景技術：
：如從以下將理解的，除非另作說明，合金牌號和狀態標號是指于2006年由鋁業協會頒布的"鋁標準和數據及登記備案"中的鋁業協會號。關于任何對合金成分或優選合金成分的說明，提到百分比時都是指重量百分比，除非另作說明。過去，在航天航空領域，不同類型的鋁合金被用于制造各種各樣的結構應用產品。航天航空領域的設計師和制造商在不斷嘗試提高燃料效率和產品性能，并且一直試圖降低生產成本和維修成本。用于實現這種提高及成本降低的優選方法是單一合金(uni-alloy)概念，即，一種在相關的產品形狀下能具有改善的性能均衡性的鋁合金。當前的技術狀況是用于機身板的高損傷容限的AA2x24(即AA2524)或者AA6xl3或AA7x75、用于下機翼的AA2324或AA7x75、用于上機翼的AA7055或AA7449和用于翼梁和肋條或其它由厚板機加工而成的型材的AA7050或AA7010或AA7040或AA7140。針對每種不同應用采用不同合金的主要原因是為獲得整個構件的最佳特性而性能均衡有差異。對機身蒙皮而言，拉伸載荷下的損傷容限性能被認為是非常重要的，即它是疲勞裂紋擴展速率(FCGR)、平面應力斷裂韌性和抗腐蝕性的綜合反映。依據這些性能要求，高損傷容限的AA2x24-T351(例如參見US5,213,639或EP1026270A1)或者含銅的AA6xxx-T6(例如參見US4,589，932、US5,888,320、US2002/0039664A1或EP1143027A1)將會是民用飛機制造商的優先選擇。對下機翼蒙皮來說，期望有相似的性能均衡，但有時允許犧牲韌性以求獲得更高的抗拉強度。為此，處于T39或T8x狀態的AA2x24被認為是合理的選擇(例如參見US5,865,914、US5,593,516或EP114877A1)。對此時的壓縮載荷比拉伸載荷更重要的上機翼而言，抗壓強度、耐疲勞性(SN疲勞或使用壽命或FCGR)和斷裂韌性是最重要的性能。目前，優先的選擇將會是AA7150、AA7055、AA7449或AA7x75(例如參見US5,221,377、US5,865,911、US5，560,789或US5,312,498)。這些合金具有高的抗壓屈服強度，同時具有可接受的抗腐蝕性和斷裂韌性，盡管航天器設計師會歡迎對這些性能組合做出改善。對厚度超過3英寸的厚型材或者由這樣的型材加工制成的零部件來說，在整個厚度范圍內存在可靠一致的性能均衡是重要的。目前，AA7050或AA7010或AA7040(參見US6,027,582)或AA7085(例如參見美國專利申請公開號2002/0121319Al)被用在這些類型的應用中。來自航天器制造商的主要希望是淬火敏感性降低，即伴隨較低的淬火速率或較厚產品而在厚度范圍內出現性能下降。尤其在ST方向上的性能是結構零件的設計師和制造商的主要關注點。航天器的更好特性，即更低的生產成本和運營成本，可以通過改善構件所釆用的鋁合金的性能均衡和通過優選只使用一種合金以降低合金成本并降低鋁邊腳廢料的回收成本來獲得。因此，據信需要一種在幾乎任何相關產品形狀下都能得到改善的適當性能均衡的鋁合金。發明概述本發明的一個目的在于提供一種性能均衡得到改善的AA7000系列鋁合金。本發明的另一個目的在于提供一種AA7000系列鋁合金壓力加工產品，其包含3%-10%的Zn、1。/。-3。/o的Mg、最多2.5。/。的Cu、小于0.25%的Fe、以及大于0.12%到0.35%的Si,其具有改善的性能，尤其具有改善的7斷裂韌性。本發明的另一個目的是提供一種制造這種改善的AA7000系列鋁合金產品的方法。用于制造AA7000系列鋁合金壓力加工產品的本發明方法滿足或超越了這些和其它的目的和進一步的優點，該鋁合金包含大于0.12%到0.35%的Si，其優選包含3%-10%的Zn、1%-3%的Mg、最多2.5%的Cu、小于0.25%的Fe、以及大于0.12%到0.35%的Si，所述方法包括以下步驟a.鑄造具有所規定的AA7000系列鋁合金成分的4走塊；b.將鑄錠預熱和/或擴散退火均勻化；c.通過選自軋制、纟齊壓和鍛造的一種或多種方法來熱加工坯塊；d.可選擇;也冷加工經過熱加工的坯塊；e.按照足以4吏鋁合金中的可溶成分溶解在固溶體中的溫度和時間，對經過熱加工和可選擇地經過冷加工的坯塊進行固溶熱處理(SHT);f.冷卻SHT坯塊，優選通過以下方式之一噴灑淬火或在水或其它淬火介質中浸沒淬火；g.可選擇地^立伸或壓縮^皮冷卻的SHT坯塊或以其它方式冷加工被冷卻的SHT坯塊，以消除應力，例如矯直或拉拔或冷軋被冷卻的SHT坯塊；h.對經過冷卻和可選擇地經過拉伸或壓縮或其它方式的冷加工的SHT坯塊進行時效處理，以獲得期望的狀態。根據本發明，有至少一次熱處理在高于50(TC^旦低于該AA7000鋁合金的固相線溫度的范圍內的溫度進行，所述熱處理按以下方式進行(i)在擴散退火均勻化之后但在熱加工之前，或(ii)在步驟e的固溶熱處理后，或(iii)既在擴散退火均勻化后但在熱加工之前，又在步驟e的固溶熱處理后。鋁合金能以錠、小方坯或大方坯的形式通過鑄造產品
技術領域：
中常見的鑄造技術如DC鑄造、EMC鑄造、EMS鑄造被供應，以便制成適當的壓力加工產品。也可以使用由連鑄如帶式連鑄機或輥式連鑄機獲得的連鑄錠，如果生產較薄的最終產品，則連鑄錠尤其是有利的。也可以象在現有技術中眾所周知的那樣使用晶粒細化劑，例如含有鈥和硼或含有鈦和碳的晶粒細化劑。在鑄造出合金錠塊后，錠塊通常被剝皮修整，以除去錠塊鑄造表面附近的偏析區。在現有技術中眾所周知的是，擴散退火均勻化的意圖有以下目的i)盡量溶解在凝固過程中形成的粗大可溶相，和ii)減小濃度梯度以促進溶解步驟進行。預熱處理也達到了其中的某些目的。一種用于AA7000系列鋁合金的典型的預熱處理是在420。C至460。C的溫度進行3至50小時、更典型的是3至20小時的保溫處理。首先，合金坯塊中的可溶共晶相如S相、T相和M相利用常規工業做法被溶解。這一^:通過將坯塊加熱至低于500。C且通常為450。C-485。C的溫度來完成，這是因為S相的共晶相(Al2MgCu相)在AA7000系列鋁合金中具有約489。C的熔化溫度，而M相(MgZn2相)具有約478。C的熔點。如現有技術中眾所周知的，這可以通過在所述溫度范圍內的擴散退火均勻化和允許坯塊被冷卻至熱加工溫度來完成，或者坯塊在擴散退火均勻化后被冷卻并且被重新加熱至熱加工溫度。常規的擴散退火均勻化也可以根據需要分為至少兩步來進行，對AA7000系列鋁合金而言，所述至少兩步通常在430。C-4卯。C的溫度范圍內進行。例如在兩步處理作業中，第一步介于457°C-463°C,第二步介于470°C-485°C,以便才艮據準確的合金成分來優化各相的溶解過程。如本領域技術人員所熟知的，按照工業習慣做法在擴散退火溫度下的保溫時間取決于合金，通常為約1至50小時。可采用的加熱速率為本領域中常見的加熱速率。根據現有技術的擴散退火均勻化作業到此就結束了。但是，本發明的一個重要方面就是，在此時合金成分允許凝固形成的可溶相(共晶)完全溶解的常規擴散退火均勻化后，可以在高于50(TC但低于該合金的固相線溫度的溫度進行至少一次繼續熱處理。對AA7000系列鋁合金而言，優選溫度為大于50(TC到550°C,優選為505°C-540°C，更優選為510°C-535°C,最優選為至少520°C。對該合金系而言，繼續熱處理的保溫時間為約1小時到約50小時。更實際的保溫時間不會超過約30小時，優選不超過約15小時。保溫時間太長會導致不期望有的彌散體粗化，不利地影響到最終合金產品的機械性能。本領域技術人員將會立即意識到，在獲得相同技術效果的情況下，至少可以采用以下備選的擴散退火均勻化做法(a)按照工業習慣做法的常規擴散退火均勻化，其中溫度隨后被進一步升高，以便實施按照本發明的附加步驟，之后是冷卻至熱加工溫度例如470°C;(b)與可選方案(a)—樣，但在這里，在按照本發明的附加步驟之后，坯塊#1冷卻至例如室溫，隨后#皮重新加熱至熱加工溫度；(c)與可選方案(a)—樣，i"旦在這里，在按照常規工業做法的熱處理和按照本發明的繼續熱處理之間，坯塊正被冷卻至例如4氐于150。C或者被冷卻至室溫；(d)在此做法中，坯塊在各步驟(常規做法，按照本發明的熱處理，加熱至熱加工溫度)之間被冷卻至例如低于150。C或者被冷卻至室溫，此后被重新加熱到相關溫度。在坯塊在按照本發明的熱處理后先被冷卻至例如室溫并隨后被重新加熱以便熱加工的這些備選方案中，最好采用快速冷卻來防止或至少盡量抑制各第二相如Al2CuMg或Al2Cu的失控沉淀析出。在按照本發明的預熱和/或擴散退火均勻化作業之后，坯塊可以通過選自以下組中的至少一種方法被熱加工，該組包括軋制、凈齊壓和鍛造，最好采用常規工業做法。本發明優選熱禮。可以進行熱加工尤其是熱軋，以獲得最終厚度為例如3毫米以下或厚的產品。或者，可以進行熱加工步驟以提供中厚坯，一般是薄片或薄板。隨后，中厚坯可以一皮冷加工如冷軋至最終厚度，才艮據合金成分和冷加工量，可以在冷加工作業之前或之中采用中間退火。在按照本發明的方法的一個實施方案中，在用于該鋁合金產品的常規SHT作業和快速冷卻后，坯塊在高于常規的一次固溶熱處理(一次SHT)的溫度下接受本發明的繼續熱處理，這可被稱為二次固溶熱處理(二次SHT)，在這里，坯塊隨后被快速冷卻，以避免不期望有的各相析出。在一次SHT和二次SHT之間，坯塊可以按照常規做法被快速冷卻，或者坯塊的溫度可以從一次SHT上升至二次SHT,在保溫達充足的時間之后，坯塊隨后被快速冷卻。二次SHT是為了進一步提高合金產品的性能，其最好在與按照本說明書所述的本發明擴散退火的溫度范圍和時間范圍相同的溫度和時間范圍內完成，本說明書還給出了優選的更窄范圍。不過，短暫的保溫時間據信也可能是非常有用的，例如約2分鐘至180分鐘的保溫時間范圍。繼續熱處理可以實際盡量多地溶解任何Mg2Si相，所述Mg2Si相可能在擴散退火均勻化后的冷卻過程中或在熱加工作業或任何其它的中間熱處理當中析出。固溶熱處理一般在分批式爐中進行，但也可以按照連續方式完成。重要的是，在固溶熱處理之后，鋁合金被冷卻至175。C或更低溫度，優選至室溫，以防止或盡量抑制第二相如Al2CuMg或Al2Cu的失控沉淀析出。另一方面，冷卻速率最好不要太高，以允許產品足夠平坦和產品中的殘余應力水平低。適當的冷卻速率可以用水獲得，例如浸沒于水中或噴水。而在本發明的又一個實施方案中，利用常規的擴散退火均勻化和/或預熱對所限定的AA7000系列鋁合金產品進行處理，產品隨后利用如上所述的優選的SHT被處理，隨后在常規SHT之后是按照規定的溫度范圍和時間范圍的二次固溶熱處理，伴隨優選的更窄范圍。這將導致同樣的產品性能優勢。可以實施常規的一次SHT，隨后是快速冷卻和重新加熱至二次SHT的保溫溫度，或者4吏溫度從一次SHT上升至二次SHT，在保溫達充足的時間后，坯塊被快速冷卻。坯塊可以纟皮進一步冷加工，例如通過4姿照約為其原長度的0.5%-10%的程度拉伸，以消除坯塊中殘余應力并改善產品平直度。拉伸率最好在約0.5%-6%、優選在約0.5%-5%的范圍內。在冷卻后，坯塊^皮時效處理，通常在室溫下，和/或作為備選方式，坯塊可以被人工時效處理。人工時效處理可能對較厚的產品非常有用。根據合金系的不同，時效處理可以通過自然時效處理來進行，通常在室溫下，或者作為備選方式，通過人工時效處理。所有現有4支術中已知的時效處理做法以及將來可能研發出的時效處理做法都可以被應用于按照本發明方法獲得的AA7000系列鋁合金產品，以產生所期望的強度和其它工程性能。隨后，由這些經過熱處理且在大多數情況下經過人工時效處理的板型材加工至所期望的結構形狀，例如整體式翼梁。在通過擠壓和/或鍛造加工步驟制成的厚型材的制造過程中，固溶熱處理、淬火、備用的應力消除作業和人工時效處理也可以3艮隨在后。按照本發明的熱處理的效果是，與也具有高硅含量但沒有按照本發明的做法被處理的相同的鋁合金相比，合金產品的損傷容限性能得到改善。尤其是以下性能中的至少一種被發現得到改善斷裂韌性，S-L取向的斷裂韌性，S-T取向的斷裂韌性，斷裂伸長率，ST取向的斷裂伸長率，耐疲勞性能尤其是耐FCGR、S-N疲勞或軸向疲勞，抗腐蝕性尤其是耐剝蝕性，或者SCC或IGC。事實已經表明機械性能達到高達15%的顯著提高，而在最佳實施例中達到高于20%的改善。此外，與具有普通的低硅含量且按照常規工業做法被處理的相同合金成分相比，利用按照本發明的且最好按照本發明被處理的鋁合金產品獲得了或至少沒有不利地影響相似的更高性能。這將允許制造具有與低硅合金相似或等同的性能的鋁合金產品，但更經濟劃算，這是因為硅含量低的原材料更昂貴。以下，對本發明的壓力加工產品性能令人吃驚地得以改善做出解釋，但要說明的是這只是表述一種看法，而不是目前已得到充分的實驗支持。現有技術提到Mg2Si構成相，其不溶于AA7000系列鋁合金，這些粒子是已知的疲勞萌生位點。尤其對航天航空應用來說，現有技術指出，Fe和Si的含量需要被控制在非常低的水平，以便給產品提供更高的損傷容限性能，例如抗疲勞裂紋擴展性(FCGR)和斷裂韌性。從不同的現有技術文獻中知道，Si含量被認為是雜質并且應保持盡量合理低的水平。例如，作為參考被納入本文的US2002/0121319A1討i侖了這些雜質在AA7000系列鋁合金眾對合金化添加物的影響，并說明了Si將與一些Mg結合，由此留下可用于固溶體的"有用Mg，，含量，其建議對此可通過額外添加Mg來做出補救，由此補償與Mg2Si結合的Mg,參見US2002/0121319A1的0030段。但未曾建議，Mg2Si可以通過可控的熱處理作業被重新置于固溶體中。關于擴散退火均勻化，提到了擴散退火均勻化可以分多個可控步驟來完成，但最后說明，可溶成分和不可溶成分的優選的綜合總體積百分比應保持在低水平，優選小于1體積％，參見US2002/0121319A1的0102段。在多個例子中給出了熱處理的溫度和時間，但所提到的溫度和時間根本不足以試圖溶解Mg2Si構成粒子，即，擴散退火溫度高達900。F(482。C)，固溶處理的溫度高達900。F(482。C)。但本發明已經發現，對各種不同的AA7000系列鋁合金來說，總體看待的構成相Mg2Si可通過精心控制的熱處理而溶解，如果它們無法全部溶解，則它們的形態可以被球化，從而耐疲勞性能和/或斷裂韌性得到改善。一旦處于固溶體中，大部分的Si和/或Mg將可被用于隨后的時效處理，時效處理可以進一步提高機械性能和抗腐蝕性。通過按照本發明精確提高合金中的硅含量，大部分的硅可被用于隨后的時效處理，但在最終產品中沒有有害的粗大Mg2Si相。通過有意識添加硅而得到的改善也可能因使合金成分含更少的鎂和/或銅而損失一定程度，但由此改善了合金產品的韌性。因此，總體被認為是有害的雜質元素Si現在被轉變成具有不同的有利技術效果的、有意識添加的合金元素。12對于AA7000系列鋁合金而言，Si含量的上限約為0.35%,優選約為0.25%,這是因為過高的Si含量會導致過粗大的Mg2Si相的形成，這種Mg2Si相無法被完全固溶體吸收，由此不利地影響到所獲得的性能改善程度。對AA7000系列鋁合金而言，Si含量的下限為大于0.12%。對于此合金系，Si含量下限更優選地約為0.15%,最優選地約為0.17%。可以根據本發明方法被有利處理的AA7000系列鋁合金壓力加工產品按重量百分比包含大約3。/。-10。/c)的Zn，大約1%-3%的Mg,0-約2.5%的Cu,小于0.25%且優選小于0.10%的Fe,大于0.12%到0.35%且優選大于0.12%到0.25%且更優選地約為0.15%-0.25%的Si,以及選自以下的一種或多種元素最多大約0.5%且優選為0.03%-0.20%的Zr,最多大約0.3%的Ti,最多大約0.4。/。的Cr，最多大約0.5。/。的Sc,最多大約0.3%的Hf，最多約0.4%且優選小于0.3%的Mn,最多大約0.4%的V,最多大約0.5%的Ag,并且所述合金可選擇地最多含有大約0.05%的Ca、大約0.05。/。的Sr、大約0.004。/。的Be,余量為Al，不可避免的元素和雜質。一般，這樣的雜質分別小于0.05%,總量小于0.15%。在一個優選的實施方案中，利用根據本發明的方法被處理的合金具有約為5.5%且優選約為6.1%且更優選地約為6.4%的Zn含量下限。并且，優選的Zn含量上限大約為8.5%,更優選地為大約8.0°/0。在一個優選的實施方案中，利用根據本發明的方法被處理的合金具有約為2.5%、優選約為2.0%且更優選地約為1.85Q/。的優選Mg含量上限。在一個優選的實施方案中，利用根據本發明的方法被處理的合金具有約為0.9%且優選約為1.1%的Cu含量下限。Cu含量的更優選上限約為2.1%,更優選地大約為1.9%。過去，Be添加劑已用作脫氧劑/4走塊阻裂劑。不過出于環境、健康和安全的原因，本發明更優選的實施方案基本上不含Be。可以向合金中單獨加入最少的Ca或Sr或耳關合加入Ca和Sr,以達到與加入Be相同的目的。用于合金的Fe含量應該小于0.25%。如果該合金產品被用于航天航空應用場合，則優選該范圍的下端，例如小于約0.10%,最好小于約0.08%,以便尤其使韌性保持在足夠高的水平。如果合金產品被用于工裝板應用場合，則可以容許更高的鐵含量。不過，據信對于航天航空應用場合來說，可以釆用中等纟失含量，例如約0.09%-0.13%，甚至約0.10%-0.15%。盡管技術人員會相信這對產品韌性有不利影響，但當采用本發明的方法時，該性能的一些損失(而不是全部)被挽救回來。結果將獲得這樣的合金產品，盡管具有中等鐵含量水平，但在按照本發明被處理時，該合金產品的性能等同于除了含有較少如0.05°/。-0.07%的Fe外都相同的但按照常規做法被處理的合金產品的性能。于是，在鐵含量水平較高的情況下獲得了相似的性能，而高鐵含量具有顯著的成本優勢，這是因為具有很低的鐵含量的原材料是昂貴的。可以加入最多約0.5%的Ag,以便在時效處理期間進一步提高強度。優選的Ag添加量下限將會為大約0.03%,更優選地約為0.08°/。。優選的上限為約0.4%。可以加入形成彌散體的各元素Zr、Sc、Hf、V、Cr和Mn,以控制晶粒結構和淬火敏感性。彌散體形成體的最佳水平取決于工藝，但當在優選的范圍內選擇了主要元素(Zn、Cu和Mg)的一個單獨的化合物并且該化合物將被用于所有相關的產品形式時，Zr含量小于約0.5%。Zr含量的優選最大值為0.2%。Zr含量的合適范圍為大約0.03%-0.20%。更優選的Zr添加量上限約為0.15%。當才艮據本發明進行處理時，Zr是合金產品中優選的合金元素。雖然可以聯合添加Zr和Mn，但對利用本發明方法制造的厚產品而言，優選在加入Zr時避免添加任何Mn，優選將Mn的水平保持在小于0.03。/。。在較厚的產品中，Mn相比Zr相更快地使產品變粗大，由此不利影響到合金產品的淬火敏感性。Sc的添加量優選不超過約0.5%,更優選地不超過0.3%,最優選地不超過約0.18%。若與Sc聯合，則Sc+Zr的總量應小于0.3%，優選小于0.2%,更優選的最大值約為0.17%,特別是Zr與Sc之比為0.7至1.4。可以單獨加入或與其它彌散體形成元素一起加入的另一種彌散體形成元素是Cr。Cr含量優選應低于約0.4%，更優選的最大值為約0.3%,最優選地約為0.2%。Cr的優選下限將會約為0.04%。雖然單獨的Cr沒有單獨的Zr有效，但至少對用在合金壓力加工產品中的工裝板而言，可以得到相似的硬度。當與Zr聯合時，Zr+Cr的總量不應超過約0.23%,優選不超過約0.18%。優選的Sc+Zr+Cr的總量不應大于約0.4%，更優選地不超過0.27%在根據本發明的鋁合金壓力加工產品的另一個實施方案中，合金產品不含Cr,實際上，這意味著Cr含量為小于0.5%的常規雜質水平，優選小于0.02%,合金最好實質上不含或基本上不含Cr。"實質上不含"和"基本上不含，，是指沒有在化合物中有意識添加這種合金元素，但由于雜質和/或因接觸制造設備而浸析，微量的所述元素總之會進入到最終的合金產品中。特別是對于4交厚的產品(例如大于3mm),Cr與一些Mg結合形成Al12Mg2Cr粒子，其對合金壓力加工產品的淬火敏感性產生不利影響并且會在晶界形成粗大粒子，從而不利地影響損傷容限性能。可以將Mn作為單獨的彌散體形成元素加入或與其它彌散體形成元素之一聯合加入。Mn添加量的最大值約為0.4%。Mn添加量的合適范圍為約0.05°/。-0.4%,優選約為0.05%-0.3%。Mn添加量的優選下限約為0.12%。當與Zr聯合時，Mn和Zr的總量應小于約0.4%，優選小于約0.32%,適當的最小值大約為0.12%。在根據本發明的鋁合金產品的另一個實施方案中，合金產品不含Mn,實際上，這意味著Mn含量小于0.03%，優選小于0.02%,更優選的是，合金實質上不含或基本上不含Mn。"實質上不含"和"基本上不含"是指沒有在化合物中有意識添加這種合金元素，但由于雜質和/或因接觸制造設備而浸析，微量的所述元素總之會進入到最終的合金產品中。在根據本發明的鋁合金壓力加工產品的另一個優選實施方案中，在合金中沒有預有故意加入V,因此如果有V的話，那么其僅以小于0.05%的常規雜質含量存在，優選小于0.02%。在又一個實施方案中，本發明合金所具有的化學成分在AA7000、AA7140、AA7050、AA7081或AA7085及其改性物范圍內，除了它們含有本發明的在大于0.12%到0.35%上述范圍內的較多Si,或含有本發明的再上述的優選較窄范圍內的較多Si。在優選的實施方案中，根據本發明的AA7000系列鋁合金壓力加工產品大體上由以下組成，按重量百分比計大約3%-10%的Zn,大約1%-3%的Mg,0-大約2.5%的Cu,小于0.25%且優選小于0.10%的Fe,大于0.12%到0.35%且優選大于0.12%到0.25%且更優選地為約0.15%-0.25%的Si,以及選自以下的一種或多種元素最多大約為0.5%且優選為0.03%-0.20%的Zr,最多大約為0.3%的Ti,最多大約為0.4%的Cr，最多大約為0.5%的Sc,最多大約為0.30/。的Hf,最多大約為0.4%且優選地小于0.3%的Mn,最多大約為0.5%的Ag,并且還任選地含有最多大約0.05%的Ca、大約0.05%的Sr、大約0.004%的Be，余量為Al、不可避免的元素和雜質。一般，這樣的雜質分別小于0.05%,總量小于0.15%。在另一個優選的實施方案中，可以才艮據本發明:故有利處理的AA7000系列鋁合金壓力加工產品大體上由以下組成，按重量百分比計7.0°/o-8.0%的Zn，1.2%-1.8%的Mg,1.3%-2.0。/o的Cu,小于0.10%且優選小于0.08%的Fe，大于0.12%到0.35%且優選大于0.12%到0.25%的Si,0.08%-0.15%的Zr,小于0.04%且優選地小于0.02%的Mn,小于0.04%且優選小于0.02%的Cr，小于0.06%的Ti,余量為Al、不可避免的元素和雜質。一般，這樣的雜質分別少于0.05°/。，總量少于0.15%。根據發明制造的AA7000系列鋁合金產品可以用作航天航空結構零件，尤其是機身板、機身框架件、上翼板、下翼板、機加工零件用厚板、縱梁用薄板、梁件、肋條件、地板梁件以及搶壁件。以下，將用后面的非限定性例子來解釋本發明。例子例1已經鑄造具有表1所示成分的兩種鋁合金，其中含有0.02%的Si的合金是按照現有技術的合金，而含有0.23%的Si的合金是根據本發明的。使用常規的Ti-C晶粒細化劑。將錠加工成80x80x100mm的軋制坯。對合金1進行根據現有技術的單步擴散退火均勻化，該擴散退火均勻化包括以30。C/小時加熱速率從室溫控制加熱至47CTC并在470。C保溫14小時。而對合金2進行根據本發明的兩步擴散退火均勻化，該兩步擴散退火均勻化包括以30。C/小時/人室溫控制加熱至470。C并在470'C保溫14小時，隨后以30。C/小時控制加熱至525。C并保溫7小時。一旦已經空冷，樣品就被預熱至430。C且被熱軋至最終厚度30mm。然后，樣品在475。C^皮固溶熱處理并保溫l小時，然后進行冷水淬火。然后，樣品被時效處理至T76狀態并隨后依據ASTM-E8標準在三個取向上(L、LT和ST)測試其機械性能。結果列于表2中，其中的"TYS"表示拉伸屈服強度，"UTS"表示極限抗拉強度，以及"EI"表示斷裂伸長率。所有的測試都是在1/2T下進行。從表2的結果來看，雖然合金2具有較高的硅含量，但是其強度水平優于根據現有技術被處理的合金1的強度。表l.按重量％的合金成分，余量為A1和常規雜質合金ZnMgCuSiFeZr17.51.41.70.020.030.112(本發明)7.61.51.70.230.030.11表2.3個取向測試的合金機械性能<table>tableseeoriginaldocumentpage17</column></row><table>例2按照中試規模，DC鑄造出250mm粗細且長度超過850mm的鑄錠。表3列出了合金成分，在此注意到合金3的Fe含量稍孩i高于現今慣用于航天航空級軋制產品的Fe含量。合金3是AA7085系列鋁合金的典型例子。由坯加工出兩個軋制坯，其具有150x150x300mm的尺寸。當按此路線走時，獲得了兩個具有相同的化學成分和性質的坯塊，由此更容易公正評價隨后階段中的熱處理對性能的影響。利用在47(TC的19小時的相同周期，對兩個坯塊進行擴散退火均勻化，其中使用工業加熱速率和冷卻速率。取決于坯塊，實施根據本發明的繼續擴散退火均勻化，為此，爐溫被進一步升高隨后進行二次熱處理或在525。C的10小時擴散退火均勻化。在擴散退火均勻化后，坯塊被冷卻到室溫。隨后，所有的坯塊在一批中在450。C被預熱5小時，從150mm被熱軋至60mm。入口溫度(表面測量)在430。C-44(TC,禮機出口溫度為380。C-3卯。C。熱軋后，板受到一步或兩步的固溶熱處理，隨后是冷水淬火。在滯留72小時后，利用3步時效處理，即在12(TC的6小時，然后154。C的12小時，然后120'C的24小時，將板時效處理至相同T76狀態。在時效處理前，板未被拉伸。所有的熱處理被歸納在表4中。表5列出依據ASTM-B557標準的、關于根據不同熱處理制造的兩個60mm板材樣品的平均機械性能，其中的"TYS"表示拉伸屈服強度Mpa，UTS表示極限抗拉強度MPa，"EI"表示斷裂伸長率，以及"Kq"表示定性的斷裂韌性MPaVm。斷裂韌性依據ASTMB645來測量。L、LT、L-T和T-L測試在1/4T下進行，而ST拉伸測試和S-L斷裂韌性在1/2T進行。表3.按重量％的合金成分，余量為A1和常規雜質合<table>tableseeoriginaldocumentpage17</column></row><table>表4.樣品號-v-不同熱處理途徑<table>tableseeoriginaldocumentpage18</column></row><table>可從關于機械性能的表5結果中看出:與標準的處理相比(樣品3A1)，根據本發明的兩步處理的變體(樣品3A2和3B2)顯示出韌性的重大提高，特別是在S-L取向上。根據本發明的、兩步擴散退火均勻化(樣品3B2)外加兩步SHT的組合看起來提供了最好的韌性結果。在經過兩步SHT(樣品3A2和3B2)的板中觀察到TYS和UTS的增大。然而，兩步擴散退火均勻化與一步SHT(樣品3B1)的組合沒有給予改善。現在還不是很清楚，但假設SHT后的從高溫的淬火對含Cu的AA7000系列鋁合金的時效處理響應產生有利的影響。不管怎樣，所得到的20-30MPa的強度提高被認為是根據本發明的兩步SHT的重要優點。利用根據本發明的工藝，顯著改善了伸長率，特別是在ST取向上。將Fe含量降低至標準航天航空合金的水平，可進一步改善韌性。依據ASTMG34的標準，還在EXCO中測試了樣品3B2的抗腐蝕性，其具有"EA"的良好性能。例3用與例2相似的方法，已生產出兩種不含Cu的7xxx系列鋁合金，化學成分列于表6中。該合金成分落在AA7021成分范圍內。這些合金按照與例2相似的方法制得并且表7列出了其熱歷程。時效處理由在120。C下保溫24小時和淬火組成。在時效處理之前，板材未纟皮^立伸。測定的平均機械性能列在表8中。表6.按重量％的合金成分，余量為A1和常規雜質合金SiFeCuMnMgCrZnTiZr40.040.07<0.01O.011.21<0.015.10.040.1250.200.08<0.01<0.011,27<0.015.20.040.12表7.樣品號-v-不同熱處理途徑樣品擴散退火均勻化預熱SHT時效處理4A18小時于470'C5小時于450'C2小時于475°C24小時于120°C5A18小時于470°C5小時于450°C2小時于475°C24小時于120°C5A28小時于470'C5小時于450'C2小時于475'C+1小時于525°C24小時于120'C5B18小時于470°C+9小時于525°C5小時于450°C2小時于475°C24小時于120。C5B28小時于470°C+9小時于525'C5小時于450°C2小時于475'C+1小時于525°C24小時于120°C表8.各60mm才反的機械性能樣品LTSTKqTYSUTSTYSTYSUTSEITYSUTSEIL-TT-LS-L4A131936022.032237416.93103482.95551285A131035420.531036215.43003475.34630255A230835719.430936616,23033486.34935305B130835421,130936317.03003505.74835275B230435621.930936618.53043557.749393319可從關于機械性能的表8的結果中看出與標準的工藝過程相比(樣品5A1),根據本發明的兩步處理的變體(樣品5A2、5B1和5B2)顯示出韌性的重大改善，特別是在S-L取向上。根據本發明的、兩步擴散退火均勻化(樣品5B2)與兩步SHT的組合看起來提供了最好的韌性結果。所有變體(5A1-5B2)的強度大體相同。與例2中的含銅7xxx系列鋁合金相比，沒有觀察到極限強度和屈服強度的增大。該結果不易解釋。與硅含量高的變體(樣品5A1)相比，硅含量低的變體(樣品4A1)的初始韌性值由于低硅合金成分而明顯較高。然而，在根據本發明的兩步熱處理之后，高硅合金的值接近于低硅合金的值。5B2樣品的韌性值仍然略低，但這可能是由于在525。C溫度的二次SHT可能對溶解所有的Mg2Si來講太低。采用根據本發明的較高的兩步溫度會進一步改善合金5變體的韌性。利用根據本發明的工藝，顯著改善了伸長率，特別是在ST取向上。據信，通過降低鋁合金中的鐵含量，可以進一步提高韌性。盡管現在已經完整描述了本發明，但對本領域技術人員來說，顯然可以在不脫離本文所述的發明的精神或范圍的前提下做出很多變化和改動。權利要求1.一種AA7000系列鋁合金壓力加工產品的制造方法，所述方法包括以下步驟a.鑄造含有大于0.12％到0.35％的Si的AA7000系列鋁合金的錠塊；b.預加熱和/或擴散退火均勻化鑄錠；c.通過選自軋制、擠壓和鍛造中的一種或多種方法來熱加工坯塊；d.可選擇地冷加工經過熱加工的坯塊；e.對經過熱加工和可選擇地經過冷加工的坯塊進行固溶熱處理(SHT)；f.將SHT坯塊冷卻；g.可選擇地拉伸或壓縮被冷卻的SHT坯塊或以其它方式冷加工被冷卻的SHT坯塊，以消除應力，例如矯直或拉拔或冷軋被冷卻的SHT坯塊；h.將被冷卻的和可選擇地被拉伸或壓縮的或以其它方式經過冷加工的SHT坯塊進行時效處理，以獲得期望的狀態，其中，有至少一次熱處理在高于500℃但低于該鋁合金的固相線溫度的范圍內的溫度進行，所述熱處理按以下方式進行(i)在擴散退火均勻化之后但在熱加工之前，或(ii)在固溶熱處理之后，或(iii)既在擴散退火均勻化后且在熱加工之前，又在固溶熱處理之后。2.根據權利要求1所述的方法，其中，所述AA7000系列鋁合金壓力加工產品含有以下化學成分，其按重量百分比含有Zn3%-10%Mg1%-30/0Cu0-2.5%Fe<0.25%Si大于0.12%到0.35%，余量為A1、不可避免的元素和雜質。3.根據權利要求1或2所述的方法，其中，所述AA7000系列鋁合金壓力加工產品還按重量百分比地含有一種或多種元素，其選自Zr最多0.5%Ti最多0.3%Cr最多0.4%Sc最多0.5%Hf最多0.3%Mn最多0.4%V最多0.4%Ag最多0.5%。4.根據權利要求1-3中任一項所述的方法，其中，所述AA7000系列鋁合金壓力加工產品還按重量百分比地含有最多0.05%的Ca、最多0.05%的Sr、最多0.004°/。的Be。5.根據權利要求1-4中任一項所述的方法，其中，所述AA7000系列鋁合金壓力加工產品的Si含量為大于0.12%到0.25%,優選為0.15%-0.25%。6.根據權利要求1-5中任一項所述的方法，其中，所述AA7000系列鋁合金壓力加工產品的Fe含量為小于0.15%，優選小于0.10%。7.根據權利要求1-5中任一項所述的方法，其中，所述AA7000系列鋁合金壓力加工產品的Zn含量為最少5.5%，優選為最少6.1%。8.根據權利要求1-7中任一項所述的方法，其中，所述AA7000系列鋁合金壓力加工產品的Zn含量為最多8.5%,優選為最多8.0%。9.根據權利要求1-7中任一項所述的方法，其中，所述AA7000系列鋁合金壓力加工產品的Mg含量為最多2.5%，優選為最多2.0%。10.根據權利要求1-9中任一項所述的方法，其中，所述AA7000系列鋁合金壓力加工產品的Cu含量為最少0.9%,優選為最少1.1%。11.根據權利要求1-10中任一項所述的方法，其中，所述AA7000系列鋁合金壓力加工產品的Cu含量最多為2.1%,優選最多為1.9%。12.根據權利要求1-11中任一項所述的方法，其中，所述AA7000系列鋁合金壓力加工產品的Zr含量為0.03%-0.2%。13.根據權利要求1-12中任一項所述的方法，其中，所述AA7000系列鋁合金壓力加工產品的Mn含量為0,05%-0.4%。14.根據權利要求1-12中任一項所述的方法，其中，所述AA7000系列鋁合金壓力加工產品的Mn含量小于0.03%。15.根據權利要求1-14中任一項所述的方法，其中，所述AA7000系列鋁合金壓力加工產品的Cr含量小于0.05%,優選小于0.02%。16.根據權利要求1-5中任一項所述的方法，其中，所述AA7000系列鋁合金壓力加工產品具有以下合金的化學組分，所述合金選自AA7010、AA7040、AA7140、AA7050、AA7081和AA7085,條件是-圭含量為大于0.12%到0.35%。17.根據權利要求1-16中任一項所述的方法，其中，所述至少一次熱處理在高于500。C到550°C、優選最低510。C的溫度進行。18.根據權利要求1-17中任一項所述的方法，其中，所述熱加工通過軋制來進行。19.根據權利要求1-17中任一項所述的方法，其中，所述熱加工通過擠壓來進行。20.根據權利要求1-19中任一項所述的方法，其中，所述熱處理只在b)步驟的擴散退火均勻化之后且在熱加工之前進行。21.根據權利要求1-19中任一項所述的方法，其中，所述熱處理只在e)步驟的固溶熱處理之后進行。22.根據權利要求1-19中任一項所述的方法，其中，所述熱處理既在b)步驟的擴散退火均勻化之后且在熱加工之前進行，又在e)步驟的固溶熱處理之后進行。23.根據權利要求1-22中任一項所述的方法，其中，所述AA7000系列鋁合金產品是具有至少3mm厚度的產品。24.根據權利要求1-23中任一項所述的方法，其中，所述AA7000系列鋁合金產品是具有至少30mm厚度的產品。25.根據權利要求1-22中任一項所述的方法，所述，AA7000系列鋁合金產品是具有至少30mm-300mm厚度的產品。26.根據權利要求1-25中任一項所述的方法，其中，所述AA7000系列鋁合金產品選自機身板、機身框架件、上翼板、下翼板、機加工零件用厚板、縱梁用薄板、梁件、肋條件、地板梁件、以及餘壁件。27.—種鋁合金壓力加工產品，經過鑄造、預熱和/或擴散退火均勻化、熱加工、可選4奪進^^的冷加工、固溶熱處理、冷卻、可選擇的4^伸或壓縮、以及^^時效處理至期望的狀態，并且所述鋁合金壓力加工產品在高于500。C且優選至少為510。C但低于該鋁合金的固相線溫度的范圍內的溫度接受至少一次熱處理，并且所述熱處理按以下方式進行(i)在擴散退火均勻化之后但在熱加工之前，或(ii)在固溶熱處理之后，或(iii)既在擴散退火均勻化后但在熱加工之前，又在固溶熱處理之后，所述合金大體上由以下組成，按重量百分比Zn3%-10%Mg1%-3%Cu0-2.5%Fe<0.25%Si大于0.12%到0.35%,和一種或多種元素，其選自Zr最多0.5%Ti最多0.3%Cr最多0.4%Sc最多0.5%Hf最多0.3%Mn最多0.4%Ag最多0.5%,所述合金可選擇地最多含有0.05%的Ca、0.05%的Sr、0.004%的Be,余量為Al、不可避免的元素和雜質。28.根據權利要求27所述鋁合金壓力加工產品，其中，所述合金壓力加工產品為航天航空結構零件。29.根據權利要求28所述的鋁合金航天航空結構零件，其中，所述航空結構零件選自機身板、機身框架件、上翼板、下翼板、機加工零件用厚板、縱梁用薄板、梁件、肋條件、地板梁件、以及艙壁件。30.根據權利要求27所述的鋁合金壓力加工產品，其中，所述鋁合金壓力加工產品為模具板或工裝板的形式。全文摘要本發明涉及AA7000系列鋁合金，含有3％-10％的Zn、1％-3％的Mg、最多2.5％的Cu、小于0.25％的Fe、以及大于0.12％到0.35％的Si，還涉及制造這些鋁合金產品的方法。確切地說，本發明尤其涉及相當厚的即約30-300mm厚的鋁壓力加工產品。盡管本發明一般以軋板產品形式來實施，但本發明也可以與擠壓或鍛造的產品形狀的制造連用。由合金產品制成的有代表性的結構零件包括整體梁件等，其由包括軋板在內的厚加工型材加工制成。文檔編號C22F1/053GK101484603SQ200780025509公開日2009年7月15日申請日期2007年7月5日優先權日2006年7月7日發明者A·諾曼,H·范斯庫內維爾特,S·霍斯拉申請人:阿勒里斯鋁業科布倫茨有限公司