一种高强变形Al-Zn-Mg-Cu合金及其制备方法

一种高强变形al-zn-mg-cu合金及其制备方法
技术领域
1.本发明属于金属材料领域，特别涉及一种高强变形al-zn-mg-cu合金及其制备方法。

背景技术：

2.al-zn-mg-cu系合金(7xxxx系列合金)由于具有高比强度、低密度等优异的力学性能，在航空航天、交通运输、汽车和军事工业领域得到了广泛的应用，铝合金技术被列为国防科技关键技术及重点发展的基础技术，因此对低成本、高质量、高性能的铝合金提出了极大需求。
3.为了获得高强变形铝合金，现有研究通过加入稀土元素引入大量的热稳定相，以起到沉淀强化和阻碍晶粒长大的作用，从而达到强度的提升，但由于稀土元素价格昂贵，这也导致铝合金生产成本大幅增加；此外现有铝合金生产工艺流程时间过长，能耗增加，这也进一步增加了铝合金的生产成本。从现有技术看：为了实现变形铝合金强度的提高，通常采用的是高合金添加含量、添加稀土元素、高温长时间热处理和多道次的高温轧制等复杂耗时流程工艺。因此如何在降低原材料成本、减少热处理工艺时间、实现低能耗的情况下，开发高强变形铝合金是目前亟待解决的技术难题。

技术实现要素：

4.为解决上述技术难题，本发明提供了一种高强变形al-zn-mg-cu合金，按照质量百分数计算：zn：4.0％-7.0％，mg：1.0％-3.0％，cu：0.1％-2.0％，不可避免的杂质元素＜0.2％，余量为al；所述铝合金的制备方法如下：
5.(1)在680-800℃温度下，将纯铝加热熔化获得熔体，打渣去除熔体表面杂质和氧化层，然后向熔体加入纯锌、纯镁和al-50cu中间合金，静置，保温10-40min后，加入c2cl6和kf进行精炼，然后通入高纯氩气，进行除气除杂精炼处理，再次静置、保温15-30min后，浇铸到250-350℃的铁模具中获得铝合金铸锭；
6.(2)将步骤(1)获得的铝合金铸锭进行单级固溶处理，并冷水淬火，获得单级固溶处理后的铝合金铸锭；所述的单级固溶处理为：在400-500℃保温1-12h。
7.(3)将步骤(2)获得的铝合金铸锭放入ecap模具中，在100-250℃保温10-40min，然后采用bc路线进行1-3道次的ecap加工，获得ecap加工后的棒材，所述bc路线为每道次加工后将合金棒材顺时针旋转90℃后放入ecap模具；
8.(4)将步骤(3)获得的棒材，在室温下进行多道次轧制获得铝合金板材，所述的多道次为2-15次，总压下量为20-90％，其中轧辊转速8-10m/min，轧辊温度为25-120℃。
9.进一步地，步骤(1)所述的在720-780℃温度下。
10.进一步地，步骤(1)所述的c2cl6和kf的体积比为1-9:89-99。
11.进一步地，步骤(2)所述的单级固溶处理为：在440-490℃保温2-10h。
12.进一步地，步骤(3)所述的在150-200℃保温15-35min。
13.进一步地，步骤(4)所述的多道次为4-12道次；总压下量为40-80％。
14.与现有技术相比，本发明具有如下优点：
15.(1)与稀土元素相比，本发明选用的合金元素相较稀土元素价格低廉，另外与商用7050铝合金或现有技术稀土铝合金相比，本发明合金元素添加含量较低(质量分数≤9％)，因此与现有技术相比，本发明明显降低了生产成本。
16.(2)本发明在省略了长时间时效处理工艺的情况下，将单级固溶处理、低温少道次ecap加工和室温轧制相结合，与现有技术相比，本发明工艺流程简单，同时采用的加工温度较低，实现了低成本、低能耗制备高强变形铝合金，获得的合金力学性能显著优于现有技术时效处理后的合金力学性能，按照现有技术报道，时效处理后的合金性能应高于未经时效处理后的合金，但本发明获得的合金性能却高于现有技术时效后处理的合金性能，取得了意料不到的技术效果。
17.(3)本发明充分利用al、zn、mg、cu等元素之间的相互作用，在变形时动态析出mgzn2相、al2cu相等，这些析出相可提供良好的沉淀强化的作用，提高合金强度。
18.(4)本发明通过合金元素之间的相互作用以及工艺的协同作用取得了如下优异效果：与传统长时间热处理、高温热挤压、长时间时效、高稀土含量或高合金添加量的铝合金相比，本发明显著降低了材料生产成本、简化了工艺流程、缩短了时间并节约了能源，能够有效溶解粗大第二相的同时，避免过烧；通过形成过饱和固溶体，在变形过程中动态析出纳米第二相，起到了沉淀强化和阻碍晶粒长大的作用，本发明获得的合金抗拉强度达到≥460mpa，硬度达到≥154.2hv。
具体实施方式
19.实施例1
20.以al-5.5zn-2.0mg-1.0cu合金为例(按照质量百分数计算：zn：5.5％，mg：2.0％，cu：1.0％，不可避免的杂质元素＜0.2％，余量为al)，制备方法包括以下步骤：
21.(1)在750-780℃温度下，将纯铝加热熔化获得熔体，打渣去除熔体表面杂质和氧化层，然后向熔体加入纯锌、纯镁和al-50cu中间合金，静置，保温10-40min后，按体积比1：99加入c2cl6和kf进行精炼，然后通入高纯氩气，进行除气除杂精炼处理，再次静置、保温15-25min后，浇铸到270-300℃的铁模具中获得铝合金铸锭；
22.(2)将步骤(1)获得的铝合金铸锭进行470℃(6h)的单级固溶处理，并冷水淬火，获得单级固溶处理后的铝合金铸锭；
23.(3)将步骤(2)获得的铝合金铸锭放入ecap模具中，在130-160℃保温15-30min，然后采用bc路线进行1道次的ecap加工，获得ecap加工后的棒材，所述bc路线为每道次加工后将合金棒材顺时针旋转90℃后放入ecap模具；
24.(4)将步骤(3)获得的棒材，在室温下进行12道次75％压下量轧制获得铝合金板材，其中轧辊转速10m/min，轧辊温度为25℃；
25.步骤(4)获得的铝合金板材抗拉强度为501mpa，维氏硬度为166.2hv。
26.实施例2
27.以al-5.6zn-2.2mg-1.1cu合金为例(按照质量百分数计算：zn：5.6％，mg：2.2％，cu：1.1％，不可避免的杂质元素＜0.2％，余量为al)，制备方法包括以下步骤：
28.(1)在760-780℃温度下，将纯铝加热熔化获得熔体，打渣去除熔体表面杂质和氧化层，然后向熔体加入纯锌、纯镁和al-50cu中间合金，静置，保温15-35min后，按体积比1：99加入c2cl6和kf进行精炼，然后通入高纯氩气，进行除气除杂精炼处理，再次静置、保温15-25min后，浇铸到280-290℃的铁模具中获得铝合金铸锭；
29.(2)将步骤(1)获得的铝合金铸锭进行460℃(5h)的单级固溶处理，并冷水淬火，获得单级固溶处理后的铝合金铸锭；
30.(3)将步骤(2)获得的铝合金铸锭放入ecap模具中，在140-150℃保温15-30min，然后采用bc路线进行2道次的ecap加工，获得ecap加工后的棒材，所述bc路线为每道次加工后将合金棒材顺时针旋转90℃后放入ecap模具；
31.(4)将步骤(3)获得的棒材，在室温下进行8道次60％压下量轧制获得铝合金板材，其中轧辊转速8m/min，轧辊温度为50℃；
32.步骤(4)获得的铝合金板材抗拉强度为494mpa，维氏硬度为160.4hv。
33.实施例3
34.以al-5.5zn-2.0mg-0.5cu合金为例(按照质量百分数计算：zn：5.5％，mg：2.0％，cu：0.5％，不可避免的杂质元素＜0.2％，余量为al)，制备方法包括以下步骤：
35.(1)在740-770℃温度下，将纯铝加热熔化获得熔体，打渣去除熔体表面杂质和氧化层，然后向熔体加入纯锌、纯镁和al-50cu中间合金，静置，保温20-25min后，按体积比1：99加入c2cl6和kf进行精炼，然后通入高纯氩气，进行除气除杂精炼处理，再次静置、保温20-35min后，浇铸到260-280℃的铁模具中获得铝合金铸锭；
36.(2)将步骤(1)获得的铝合金铸锭进行450℃(6h)的单级固溶处理，并冷水淬火，获得单级固溶处理后的铝合金铸锭；
37.(3)将步骤(2)获得的铝合金铸锭放入ecap模具中，在160-170℃保温25-30min，然后采用bc路线进行2道次的ecap加工，获得ecap加工后的棒材，所述bc路线为每道次加工后将合金棒材顺时针旋转90℃后放入ecap模具；
38.(4)将步骤(3)获得的棒材，在室温下进行12道次75％压下量轧制获得铝合金板材，其中轧辊转速9m/min，轧辊温度为60℃；
39.步骤(4)获得的铝合金板材抗拉强度为460mpa，维氏硬度为154.2hv。
40.实施例4
41.以al-5.2zn-1.8mg-0.2cu合金为例(按照质量百分数计算：zn：5.2％，mg：1.8％，cu：0.2％，不可避免的杂质元素＜0.2％，余量为al)，制备方法包括以下步骤：
42.(1)在760-790℃温度下，将纯铝加热熔化获得熔体，打渣去除熔体表面杂质和氧化层，然后向熔体加入纯锌、纯镁和al-50cu中间合金，静置，保温15-25min后，按体积比1：99加入c2cl6和kf进行精炼，然后通入高纯氩气，进行除气除杂精炼处理，再次静置、保温20-30min后，浇铸到280-300℃的铁模具中获得铝合金铸锭；
43.(2)将步骤(1)获得的铝合金铸锭进行440℃(4h)的单级固溶处理，并冷水淬火，获得单级固溶处理后的铝合金铸锭；
44.(3)将步骤(2)获得的铝合金铸锭放入ecap模具中，在150-170℃保温15-20min，然后采用bc路线进行3道次的ecap加工，获得ecap加工后的棒材，所述bc路线为每道次加工后将合金棒材顺时针旋转90℃后放入ecap模具；
45.(4)将步骤(3)获得的棒材，在室温下进行11道次70％压下量轧制获得铝合金板材，其中轧辊转速10m/min，轧辊温度为40℃；
46.步骤(4)获得的铝合金板材抗拉强度为462mpa，维氏硬度为154.9hv。
47.对比例1
48.mohsen chegini等人在2018年于materials characterization期刊公开的题为“effect of equal channel angular pressing on the mechanical and tribological behavior of al-zn-mg-cu alloy”的文章，文章中对热挤压态al-5.7zn-2.65mg-1.5cu合金进行415℃/1h的退火处理后，在室温条件下按bc路径进行1-4道次ecap加工，结果表明：进行4道次ecap加工获得最佳的力学性能，抗拉强度为452mpa，维氏硬度为140hv。
49.对比例2
50.jinghui li等人在2018年于journal ofmaterials engineering and performance期刊公开的题为“achieving grain refinement and related mechanical property improvement ofan al-zn-mg-cu alloy through severe plastic deformation”的文章，文章中对al-5.9zn-2.1mg-2.1cu-0.11zr合金进行300℃/2h的退火处理后，进行1-6道次ecap加工，发现在进行6道次ecap加工后抗拉强度仅为390mpa，维氏硬度为110hv。
51.对比例3
52.fuqing jiang等人在2019年于materials characterization期刊公开的题为“influence of equal channel angular pressing on the evolution of microstructures,aging behavior and mechanical properties ofas-quenchedal-6.6zn-1.25mg alloy”的文章，文章中对热挤压态al-6.6zn-1.25mg-0.2cu-0.15zr合金进行475℃/1h的固溶处理后，按bc路径进行1-4道次ecap加工，然后在120℃时效0-48h，结果表明：进行4道次ecap加工后时效18h获得最佳的力学性能，抗拉强度为450mpa。
53.对比例4
54.以al-5.5zn-2.0mg-1.0cu合金为例(按照质量百分数计算：zn：5.5％，mg：2.0％，cu：1.0％，不可避免的杂质元素＜0.2％，余量为al)，制备方法包括以下步骤：
55.(1)在750-780℃温度下，将纯铝加热熔化获得熔体，打渣去除熔体表面杂质和氧化层，然后向熔体加入纯锌、纯镁和al-50cu中间合金，静置，保温10-40min后，按体积比1：99加入c2cl6和kf进行精炼，然后通入高纯氩气，进行除气除杂精炼处理，再次静置、保温15-25min后，浇铸到270-300℃的铁模具中获得铝合金铸锭；
56.(2)将步骤(1)获得的铝合金铸锭进行二级固溶处理：先在480℃保温7h，再在500℃保温5h，并冷水淬火，获得固溶处理后的铝合金铸锭；
57.(3)将步骤(2)获得的铝合金铸锭进行热挤压：挤压温度350℃，挤压速度为5min/m，挤压比为25:1，获得铝合金棒材；
58.(4)将步骤(3)获得的铝合金棒材进行120℃(24h)的单级时效处理，获得单级时效处理后的铝合金铸锭。
59.步骤(3)获得的铝合金铸锭抗拉强度为449mpa，维氏硬度为148.2hv。
60.实施例1-4与对比例1-4比较而言，本发明所有实施例的合金化含量均低于对比例1-2，依据现有技术推算：本发明实施例1-4中的力学性能均应低于对比例1-2，但通过上述
比较，实施例1-4获得合金的各项力学性能却远远大于对比例1-2公开的力学性能；另外与对比例3相比，对比例3在添加本发明相同合金元素的情况下，还添加了成本较高的zr元素，但获得的合金性能还是低于本发明获得的合金；按照现有技术报道，时效后的合金材料力学性能应高于未时效的合金材料，与实施例1相比，对比例4在与其组分相同的情况下，本发明实施例1在未采用时效处理的情况下，按照现有技术报道：实施例1获得的合金的力学性能应低于对比例4获得的材料性能，但结果确是实施例1获得的合金的力学性能高于对比例4获得的合金的力学性能。与现有技术相比，本发明在节约原料成本、缩短工艺时间的情况下，使得材料的力学性能显著提升。在对本发明实施例进行对比时，各个实施例组分以及工艺均有所不同，本发明实施例1合金中各种元素添加含量并非在所有实施例中最高，但是实施例1获得的各项力学性能确是最优异的。因此得出本发明的创造性在于：在省略稀土元素、控制原料成本、未采用高温长时间时效工艺的情况下，实现了低成本和低能耗加工，使得获得的合金具有优于现有技术的力学性能；而本发明获得的显著力学效果是由合金组分之间的相互作用以及工艺的协同作用实现的，只有在本发明权利要求保护的合金质量百分比范围内，才能实现合金性能的最优化，大于或小于本发明权利要求保护的质量百分比范围的合金，均不能实现本发明获得的合金优异性能。具体见表1实施例1-4和对比例1-4获得的合金力学性能对比表。
61.表1实施例1-4和对比例1-2获得的合金力学性能对比表
[0062] 抗拉强度/mpa维氏硬度/hv实施例1501166.2实施例2494160.4实施例3460154.2实施例4462154.9对比例1452140.0对比例2390110.0对比例3450——对比例4449148.2

技术特征：

1.一种高强变形al-zn-mg-cu合金，其特征在于，所述合金由如下成分组成，按照质量百分数计算：zn：4.0％-7.0％，mg：1.0％-3.0％，cu：0.1％-2.0％，不可避免的杂质元素＜0.2％，余量为al；所述铝合金的制备方法如下：(1)在680-800℃温度下，将纯铝加热熔化获得熔体，打渣去除熔体表面杂质和氧化层，然后向熔体加入纯锌、纯镁和al-50cu中间合金，静置，保温10-40min后，加入c2cl6和kf进行精炼，然后通入高纯氩气，进行除气除杂精炼处理，再次静置、保温15-30min后，浇铸到250-350℃的铁模具中获得铝合金铸锭；(2)将步骤(1)获得的铝合金铸锭进行单级固溶处理，并冷水淬火，获得单级固溶处理后的铝合金铸锭，所述的单级固溶处理为：在400-500℃保温1-12h；(3)将步骤(2)获得的铝合金铸锭放入ecap模具中，在100-250℃保温10-40min，然后采用bc路线进行1-3道次的ecap加工，获得ecap加工后的棒材，所述bc路线为每道次加工后将合金棒材顺时针旋转90℃后放入ecap模具；(4)将步骤(3)获得的棒材，在室温下进行多道次轧制获得铝合金板材，所述的多道次为2-15次，总压下量为20-90％，其中轧辊转速8-10m/min，轧辊温度为25-120℃。2.根据权利要求1所述的一种高强变形al-zn-mg-cu合金，其特征在于，步骤(1)所述的在720-780℃温度下。3.根据权利要求1所述的一种高强变形al-zn-mg-cu合金，其特征在于，步骤(1)所述的c2cl6和kf的体积比为1-9:89-99。4.根据权利要求1所述的一种高强变形al-zn-mg-cu合金，其特征在于，步骤(2)所述的单级固溶处理为：在440-490℃保温2-10h。5.根据权利要求1所述的一种高强变形al-zn-mg-cu合金，其特征在于，步骤(3)所述的在150-200℃保温15-35min。6.根据权利要求1所述的一种高强变形al-zn-mg-cu合金，其特征在于，步骤(4)所述的多道次为4-12道次；总压下量为40-80％。

技术总结

本发明提供了一种高强变形Al-Zn-Mg-Cu合金及其制备方法，属于金属材料领域，所述合金由如下成分组成，按照质量百分数计算：Zn：4.0％-7.0％，Mg：1.0％-3.0％，Cu：0.1％-2.0％，不可避免的杂质元素＜0.2％，余量为Al；所述铝合金的制备方法如下：(1)将精炼的铝合金熔体浇铸到铁模中制备出铸锭；(2)将铸锭固溶处理后进行等通道转角挤压(以下简称ECAP加工)；(3)将ECAP加工后的棒材进行室温轧制后获得高强变形铝合金，获得的高强变形铝合金抗拉强度≥460MPa，本发明解决了低合金化含量的变形Al-Zn-Mg-Cu合金强度不足的问题，成本低廉，热处理时间短，绿节能，可以达到甚至超过时效型合金的力学性能，为变形铝合金的工业生产提供了有效途径。提供了有效途径。