一种高强高韧7系铝合金厚板的制备方法与流程

1.本发明属于铝合金技术领域，尤其涉及一种高强高韧7系铝合金厚板的制备方法。


背景技术：

2.7系铝合金厚板在航空航天等领域具有广泛的应用价值，一般的7系铝合金高强与高韧矛盾突出，其拉伸性能较高，大于600mpa，断裂韧性较低，低于25mpa m
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，电导率低于30％iacs，为了适应高速发展的航空航天的应用需求，开发一种高强高韧7系铝合金厚板成为本领域关注的热点。


技术实现要素：

3.有鉴于此，本发明实施例的目的在于提供一种高强高韧7系铝合金厚板的制备方法，本发明提供的方法制备得到的产品具有较高的强度和韧性。
4.本发明提供了一种高强高韧7系铝合金厚板的制备方法，包括：
5.将铸锭进行均匀化处理、轧制和热处理，得到高强高韧7系铝合金厚板；
6.所述铸锭的成分为：
7.si＜0.05wt％，
8.fe＜0.05wt％，
9.cu为1.2～2.5wt％，
10.mn＜0.06wt％，
11.mg为1.5～2.9wt％，
12.zn为8.0～10.0wt％，
13.ti＜0.05wt％，
14.zr为0.04～0.22wt％，
15.余量为al。
16.优选的，所述均匀化处理为双级均匀化处理，包括：
17.先在第一温度下保温第一时间后，再在第二温度下保温第二时间。
18.优选的，所述第一温度为400～420℃，所述第一时间为10～15h。
19.优选的，所述第二温度为460～480℃，所述第二时间为40～45h。
20.优选的，所述轧制的方法包括：
21.开始5道次采用弱变形工艺，道次变形量＜20mm；
22.中间5道次采用强变形工艺，道次变形量为40～50mm；
23.最后3道次采用弱变形工艺，道次变形量＜15mm。
24.优选的，所述热处理的方法包括：
25.先进行固溶处理，再进行时效处理。
26.优选的，所述固溶处理为双级固溶处理，所述固溶处理包括：
27.先在第三温度下保温第三时间后，再在第四温度下保温第四时间。
28.优选的，所述第三温度为430～470℃，所述第三时间为1～3h；
29.所述第四时间为460～480℃，所述第四时间为1～3h。
30.优选的，所述时效处理为三级时效处理，所述时效处理包括：
31.现在第五温度下保温第五时间，再在第六温度下保温第六时间，最后在第七温度下保温第七时间。
32.优选的，所述第五温度为115～125℃，所述第五时间为20～30h；
33.所述第六温度为170～180℃，所述第六时间为80～120min；
34.所述第七温度为115～125℃，所述第七时间为20～30h。
35.本发明通过调整合金成分，降低cu含量，增加zn/mg，增加微量元素zr，提高合金的强度与淬透性；增加中间道次变形量，使合金芯部发生充分的动态再结晶，组织由铸态组织改变为轧制组织；改善固溶与时效热处理制度，双级固溶制度有利于al3zr粒子的析出，作为形核质点，增加形核率，再结晶晶粒尺寸减少，合金在双级时效后，合金中的主要析出相主要以gp区和η'相形式存在，在三级时效后，合金中gp区逐渐演变为η'相，其合金韧性增加，韧性与强度的匹配性增加。本发明通过调整合金成分，均匀化工艺，轧制工艺，固溶制度和时效制度，开发一种高强、高韧性铝合金厚板，强度可以达到630mpa，断裂韧性可以达到28mpa m
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，厚度达到80mm。
具体实施方式
36.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，显然，所描述的实施例仅仅是本发明一部分实施例，而不是全部的实施例。基于本发明中的实施例，本领域普通技术人员在没有做出创造性劳动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。
37.本发明提供了一种高强高韧7系铝合金厚板的制备方法，包括：
38.将铸锭进行均匀化处理、轧制和热处理，得到高强高韧7系铝合金厚板。
39.在本发明中，所述铸锭的成分优选为：
40.si＜0.05wt％，
41.fe＜0.05wt％，
42.cu为1.2～2.5wt％，
43.mn＜0.06wt％，
44.mg为1.5～2.9wt％，
45.zn为8.0～10.0wt％，
46.ti＜0.05wt％，
47.zr为0.04～0.22wt％，
48.余量为al。
49.在本本发明中，所述硅的质量含量优选为0.02～0.05％；所述fe的质量含量优选为0.02～0.05％；所述cu的质量含量优选为1.5～2.0％，更优选为1.6～1.9％，最优选为1.7～1.8％；所述mn的质量含量优选为0.02～0.06％；所述mg的质量含量优选为1.7～2.8％，更优选为1.9～2.6％，更优选为2.2～2.4％，最优选为2.3％；所述zn的质量含量优选为8.5～9.5％，更优选为8.8～9.2％，最优选为9.0％；所述ti的质量含量优选为0.02～
0.05％；所述zr的质量含量优选为0.05～0.20％，更优选为0.10～0.15％，最优选为0.12～0.13％。
50.在本发明中，所述铸锭的制备方法优选包括：
51.将合金原料熔炼后铸造，得到铸锭。
52.在本发明中，所述合金原料的配料成分与上述技术方案所述铸锭的成分一致；所述合金原料优选包括：al99.90％及以上品位原铝锭、中间合金、纯金属，al-zr和al-ti合金杆。
53.在本发明中，所述熔炼过程中优选zn锭、cu板、mg锭和al-zr、al-ti、al-3be等中间合金不随炉加入；当炉料熔化有一层液体金属时均匀加入cu板、zn锭，严禁露出液面或紧贴炉底；金属温度升至740～760℃时，加入al-zr中间合金、mg锭，用叉车搅拌均匀；加入al-zr中间合金后保温时间≥20min。
54.在本发明中，所述熔炼过程中优选熔体由熔炼炉向静置炉转流前，彻底搅拌二次，转炉时熔体温度控制在740～760℃，在转炉流槽均匀加入0.23～0.28kg/t的al-3be中间合金。
55.在本发明中，所述熔炼过程中优选熔炼炉使用40kg打渣剂和20kg精炼剂；静置炉使用20kg精炼剂；熔体转入静置炉后彻底搅拌一次后取炉前分析试样进行快速检测，炉前根据快速分析结果，按配料值调整熔体化学成分。
56.在本发明中，所述熔炼过程中优选静置炉熔体采用炉底透气砖处理，精炼介质为氩气，氩气压力0.4～0.6mpa、氩气流量10～20l/min/块；同时采用“t”型精炼器进行补充精炼，精炼时间30～40min；熔体出炉结束到开始铸造，控制在2h。
57.在本发明中，所述铸造的速度优选为45～55mm/min，更优选为48～52mm/min，最优选为50mm/min；所述铸造的水流量优选为55～75m3/h，更优选为60～70m3/h，最优选为65m3/h；所述铸造的温度优选为730～750℃，更优选为735～745℃，最优选为740℃；所述铸造过程中流槽末端温度优选为690～710℃，更优选为695～705℃，最优选为700℃；所述铸造的刮水器高度优选为290～350mm，更优选为300～340mm，更优选为310～330mm，最优选为320mm。
58.在本发明中，所述均匀化处理优选为双级均匀化处理，优选包括：
59.先在第一温度下保温第一时间后，再在第二温度下保温第二时间。
60.在本发明中，所述第一温度优选为400～420℃，更优选为405～415℃，最优选为410℃；所述第一时间优选为10～15h，更优选为11～14h，最优选为12～13h；所述第二温度优选为460～480℃，更优选为465～475℃，最优选为470℃；所述第二时间优选为40～45h，更优选为41～44h，最优选为42～43h。
61.在本发明中，所述轧制优选采用弱变形与强变形相结合的工艺，所述轧制的方法优选包括：
62.开始5道次采用弱变形工艺，道次变形量＜20mm；
63.中间5道次采用强变形工艺，道次变形量为40～50mm；
64.最后3道次采用弱变形工艺，道次变形量＜15mm。
65.在本发明中，所述开始5道次的道次变形量优选为10～15mm，更优选为11～14mm，最优选为12～13mm；所述中间5道次的道次变形量优选为42～48mm，更优选为44～46mm，最
优选为45mm；所述最后3道次的道次变形量优选为10～13mm，更优选为11～12mm。
66.在本发明中，所述热处理的方法优选包括：
67.先进行固溶处理，再进行时效处理。
68.在本发明中，所述固溶处理优选为双级固溶处理，优选包括：
69.先在第三温度下保温第三时间后，再在第四温度下保温第四时间。
70.在本发明中，所述第三温度优选为430～470℃，更优选为440～460℃，最优选为450℃；所述第三时间优选为1～3h，更优选为1.5～2.5h，最优选为2h；所述第四时间优选为460～480℃，更优选为465～475℃，最优选为470℃；所述第四时间优选为1～3h，更优选为1.5～2.5h，最优选为2h。
71.在本发明中，所述时效优选为三级时效，优选包括：
72.现在第五温度下保温第五时间，再在第六温度下保温第六时间，最后在第七温度下保温第七时间。
73.在本发明中，所述第五温度优选为115～125℃，更优选为118～122℃，最优选为121℃；所述第五时间优选为20～30h，更优选为22～28h，最优选为24～26h；所述第六温度优选为170～180℃，更优选为173～177℃，最优选为175℃；所述第六时间优选为80～120min，更优选为90～110min，最优选为100min；所述第七温度优选为115～125℃，更优选为118～122℃，最优选为121℃；所述第七时间优选为20～30h，更优选为22～28h，最优选为24～26h。
74.现有7系合金高强与高韧矛盾突出，合金抗拉强度高，断裂韧性低；轧制变形时中间几个道次变形量较小，小于40mm，厚板芯部变形量小，在轧制过程中动态再结晶程度较低，轧制变形后组织为铸态组织；热处理工艺采用单级固溶 双级时效，合金强度与韧性匹配度较低，韧性较低，在25mpa m
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以下，同时电导率低于30％iacs。本发明通过调整合金成分，提高合金中zn/mg,降低cu含量，增加微量元素zr，同时增加轧制中间道次变形量，大于40mm，使合金厚板在轧制过程中产生充分的动态再结晶，改善热处理工艺，采用双级固溶 三级时效工艺，使合金固溶更加充分，时效析出强化效果更好，增加其强度和韧性的匹配性，其抗拉强度达到630mpa，断裂韧性达到28mpa m
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，电导率增加至38％iacs。
75.制备方法为：
76.实施例1
77.按照下述方法制备得到铝合金厚板：
78.按照下述方法制备得到铸锭：将合金原材料进行熔炼后铸造；
79.原材料使用al99.90％及以上品位原铝锭、中间合金、纯金属，al-zr和al-ti合金杆；首先加入al锭，当炉料熔化有一层液体金属时均匀加入cu板、zn锭，严禁露出液面或紧贴炉底；金属温度升至750℃时，加入al-zr中间合金、mg锭，用叉车搅拌均匀，加入al-zr中间合金后保温25min，熔体由熔炼炉向静置炉转流前，彻底搅拌二次，转炉时熔体温度控制在740～760℃，在转炉流槽均匀加入0.25kg/t的al-3be中间合金；熔炼炉使用40kg打渣剂和20kg精炼剂进行打渣精炼；静置炉使用20kg精炼剂精炼；熔体转入静置炉后彻底搅拌一次后取炉前分析试样进行快速检测，炉前根据快速分析结果，按配料值调整熔体化学成分；静置炉熔体采用炉底透气砖处理，精炼介质为氩气，氩气压力0.5mpa、氩气流量15l/min/块；同时采用“t”型精炼器进行补充精炼，精炼时间30～40min；熔体出炉结束到开始铸造，
控制在2h。铸造的速度为50mm/min，水流量为65m3/h，；铸造温度为740℃，铸造过程中流槽末端温度为700℃；铸造的刮水器高度为320mm。
80.铸锭的成分为：si 0.03％wt.％，fe 0.02wt.％，cu 1.74wt.％，mn 0.04wt.％，mg 2.25wt.％，zn 9.23wt.％，ti 0.04wt.％，zr 0.13wt.％，余量为al；
81.将铸锭进行均匀化处理、轧制和热处理；
82.均匀化处理制度为410℃/12h 470℃/42h；
83.轧制工艺采用13道次轧制，开始5道次弱变形工艺变形量为10mm、15mm、15mm、15mm、15mm，中间道次强变形工艺变形量为40mm、50mm、50mm、40mm、40mm；最后3道次弱变形工艺变形量为12mm、10mm、7mm；
84.热处理为先进行固溶处理，再进行时效处理；
85.固溶处理制度为450℃/2h 470℃/2h；
86.时效处理制度为121℃/25h 175℃/90min 121℃/25h。
87.实施例2
88.按照下述方法制备得到铝合金厚板：
89.按照下述方法制备得到铸锭：将合金原材料进行熔炼后铸造；
90.原材料使用al99.90％及以上品位原铝锭、中间合金、纯金属，al-zr和al-ti合金杆；首先加入al锭，当炉料熔化有一层液体金属时均匀加入cu板、zn锭，严禁露出液面或紧贴炉底；金属温度升至750℃时，加入al-zr中间合金、mg锭，用叉车搅拌均匀，加入al-zr中间合金后保温25min，熔体由熔炼炉向静置炉转流前，彻底搅拌二次，转炉时熔体温度控制在740～760℃，在转炉流槽均匀加入0.25kg/t的al-3be中间合金；熔炼炉使用40kg打渣剂和20kg精炼剂进行打渣精炼；静置炉使用20kg精炼剂精炼；熔体转入静置炉后彻底搅拌一次后取炉前分析试样进行快速检测，炉前根据快速分析结果，按配料值调整熔体化学成分；静置炉熔体采用炉底透气砖处理，精炼介质为氩气，氩气压力0.5mpa、氩气流量15l/min/块；同时采用“t”型精炼器进行补充精炼，精炼时间30～40min；熔体出炉结束到开始铸造，控制在2h。铸造的速度为50mm/min，水流量为65m3/h，；铸造温度为740℃，铸造过程中流槽末端温度为700℃；铸造的刮水器高度为320mm。
91.铸锭的成分为：si 0.03％wt.％，fe 0.02wt.％，cu 1.75wt.％，mn 0.04wt.％，mg 2.23wt.％，zn 9.26wt.％，ti 0.04wt.％，zr 0.13wt.％，余量为al；
92.将铸锭进行均匀化处理、轧制和热处理；
93.均匀化处理的制度为410℃/12h 470℃/42h；
94.轧制工艺采用13道次轧制，开始5道次弱变形工艺变形量为10mm、15mm、15mm、15mm、15mm，中间道次强变形工艺变形量为40mm、50mm、50mm、40mm、40mm；最后3道次弱变形工艺变形量为12mm、10mm、7mm；
95.热处理为先进行固溶处理，再进行时效处理；
96.固溶处理制度为450℃/2h 470℃/2h；
97.时效处理制度为121℃/25h 175℃/100min 121℃/25h。
98.实施例3
99.按照下述方法制备得到铝合金厚板：
100.按照下述方法制备得到铸锭：将合金原材料进行熔炼后铸造；
101.原材料使用al99.90％及以上品位原铝锭、中间合金、纯金属，al-zr和al-ti合金杆；首先加入al锭，当炉料熔化有一层液体金属时均匀加入cu板、zn锭，严禁露出液面或紧贴炉底；金属温度升至750℃时，加入al-zr中间合金、mg锭，用叉车搅拌均匀，加入al-zr中间合金后保温25min，熔体由熔炼炉向静置炉转流前，彻底搅拌二次，转炉时熔体温度控制在740～760℃，在转炉流槽均匀加入0.25kg/t的al-3be中间合金；熔炼炉使用40kg打渣剂和20kg精炼剂进行打渣精炼；静置炉使用20kg精炼剂精炼；熔体转入静置炉后彻底搅拌一次后取炉前分析试样进行快速检测，炉前根据快速分析结果，按配料值调整熔体化学成分；静置炉熔体采用炉底透气砖处理，精炼介质为氩气，氩气压力0.5mpa、氩气流量15l/min/块；同时采用“t”型精炼器进行补充精炼，精炼时间30～40min；熔体出炉结束到开始铸造，控制在2h。铸造的速度为50mm/min，水流量为65m3/h，；铸造温度为740℃，铸造过程中流槽末端温度为700℃；铸造的刮水器高度为320mm。
102.铸锭成分为：si 0.03％wt.％，fe 0.02wt.％，cu 1.77wt.％，mn 0.04wt.％，mg 2.28wt.％，zn 9.28wt.％，ti 0.04wt.％，zr 0.13wt.％，余量为al；
103.将铸锭进行均匀化处理、轧制和热处理；
104.均匀化处理制度为410℃/12h 470℃/42h；
105.轧制工艺采用13道次轧制，开始5道次弱变形工艺变形量为10mm、15mm、15mm、15mm、15mm，中间道次强变形工艺变形量为40mm、50mm、50mm、40mm、40mm；最后3道次弱变形工艺变形量为12mm、10mm、7mm；
106.热处理为先进行固溶处理，再进行时效处理；
107.固溶处理制度为450℃/2h 470℃/2h；
108.时效处理制度为121℃/25h 175℃/110min 121℃/25h。
109.性能检测
110.抗拉强度按照gb/t 228《金属材料室温拉伸试验方法》检测，断裂韧性按照astm e1820-20b《断裂韧性测量的标准试验方法》检测，电导率检测按照gb/t 12966-2008《铝合金电导率涡流测试方法》检测，对实施例1～实施例3制备的产品进行性能检测，检测结果为：
111.实施例1制备的产品的抗拉强度为633～644mpa，断裂韧性为28.5～29.3mpa m1/2，电导率为38.1～38.3％iacs；
112.实施例2制备的产品的抗拉强度为631～639mpa，断裂韧性为28.4～28.9mpa m1/2，电导率为38.7～38.3％iacs；
113.实施例3制备的产品的抗拉强度为633～641mpa，断裂韧性为28.5～29.3mpa m1/2，电导率为38.6～38.4％iacs。
114.高强高韧铝合金材料是航空航天飞行器轻量化的基础，现有7系铝合金强度高，时效析出相在晶界富集，导致沿晶断裂和腐蚀，高强与高韧矛盾突出；低固溶度元素含量高，残余结晶相多，过饱和固溶体淬火过程中易分解，降低时效强化效应，高强与高淬透性矛盾突出。本发明通过研究发现，低cu高zn/mg的7系合金同时具备高强度和高淬透性，调整合金成分，降低cu含量，增加zn/mg，提高时效析出相mgzn2的数量，增加微量元素zr，在合金中形成al3zr强化相，增加合金强化相的数量；增加中间道次变形量至40～50mm，使合金芯部产生充分的动态再结晶变形，形成轧制组织，同时改善固溶制度与时效制度，固溶制度由单级
固溶470℃/4h改变为双级固溶450℃/2h 470℃/2h，固溶更加充分，时效制度由双级时效改变为三级时效，双级时效制度为120℃/6h 160℃/24h，三级时效制度为120℃/24h 175℃/90min 120℃/24h，时效析出强化效果增强，韧性提高，其韧性和强度匹配性增加。
115.虽然已参考本发明的特定实施例描述并说明本发明，但是这些描述和说明并不限制本发明。所属领域的技术人员可清晰地理解，在不脱离如由所附权利要求书定义的本发明的真实精神和范围的情况下，可进行各种改变，以使特定情形、材料、物质组成、物质、方法或过程适宜于本技术的目标、精神和范围。所有此类修改都意图在此所附权利要求书的范围内。虽然已参考按特定次序执行的特定操作描述本文中所公开的方法，但应理解，可在不脱离本发明的教示的情况下组合、细分或重新排序这些操作以形成等效方法。因此，除非本文中特别指示，否则操作的次序和分组并非本技术的限制。