Aa7000系列铝合金产品及其制造方法

专利名称：：Aa7000系列铝合金产品及其制造方法
技术领域：
：本发明涉及AA7000系列铝合金，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,并且涉及制造这些铝合金产品的方法。确切地说，本发明尤其涉及相对厚的即约30mm-3OOmm厚的铝压力加工产品。尽管本发明一般以轧板形式实施，但本发明也可以与挤压件型材或锻件型材的制造连用。由合金产品制成的有代表性的结构零件包括整体梁等，它们由包括轧板在内的厚加工型材机械加工制成。本发明尤其适用于制造高强度的挤压和锻造的航空器零部件。这样的航空器包括商务喷气式客机、货运飞机和某些军用飞机。此外，可以根据本发明制造非航天航空零部件如各种厚的模具板或工装板。
背景技术：
：如从以下将理解的，除非另作说明，合金牌号和状态标号是指于2006年由铝业协会颁布的"铝标准和数据及登记备案"中的铝业协会号。关于任何对合金成分或优选合金成分的说明，提到百分比时都是指重量百分比，除非另作说明。过去，在航天航空领域，不同类型的铝合金被用于制造各种各样的结构应用产品。航天航空领域的设计师和制造商在不断尝试提高燃料效率和产品性能，并且一直试图降低生产成本和维修成本。用于实现这种提高及成本降低的优选方法是单一合金(uni-alloy)概念，即，一种在相关的产品形状下能具有改善的性能均衡性的铝合金。当前的技术状况是用于机身板的高损伤容限的AA2x24(即AA2524)或者AA6xl3或AA7x75、用于下机翼的AA2324或AA7x75、用于上机翼的AA7055或AA7449和用于翼梁和肋条或其它由厚板机加工而成的型材的AA7050或AA7010或AA7040或AA7140。针对每种不同应用采用不同合金的主要原因是为获得整个构件的最佳特性而性能均衡有差异。对机身蒙皮而言，拉伸载荷下的损伤容限性能被认为是非常重要的，即它是疲劳裂紋扩展速率(FCGR)、平面应力断裂韧性和抗腐蚀性的综合反映。依据这些性能要求，高损伤容限的AA2x24-T351(例如参见US5,213,639或EP1026270A1)或者含铜的AA6xxx-T6(例如参见US4,589，932、US5,888,320、US2002/0039664A1或EP1143027A1)将会是民用飞机制造商的优先选择。对下机翼蒙皮来说，期望有相似的性能均衡，但有时允许牺牲韧性以求获得更高的抗拉强度。为此，处于T39或T8x状态的AA2x24被认为是合理的选择(例如参见US5,865,914、US5,593,516或EP114877A1)。对此时的压縮载荷比拉伸载荷更重要的上机翼而言，抗压强度、耐疲劳性(SN疲劳或使用寿命或FCGR)和断裂韧性是最重要的性能。目前，优先的选择将会是AA7150、AA7055、AA7449或AA7x75(例如参见US5,221,377、US5,865,911、US5，560,789或US5,312,498)。这些合金具有高的抗压屈服强度，同时具有可接受的抗腐蚀性和断裂韧性，尽管航天器设计师会欢迎对这些性能组合做出改善。对厚度超过3英寸的厚型材或者由这样的型材加工制成的零部件来说，在整个厚度范围内存在可靠一致的性能均衡是重要的。目前，AA7050或AA7010或AA7040(参见US6,027,582)或AA7085(例如参见美国专利申请公开号2002/0121319Al)被用在这些类型的应用中。来自航天器制造商的主要希望是淬火敏感性降低，即伴随较低的淬火速率或较厚产品而在厚度范围内出现性能下降。尤其在ST方向上的性能是结构零件的设计师和制造商的主要关注点。航天器的更好特性，即更低的生产成本和运营成本，可以通过改善构件所釆用的铝合金的性能均衡和通过优选只使用一种合金以降低合金成本并降低铝边脚废料的回收成本来获得。因此，据信需要一种在几乎任何相关产品形状下都能得到改善的适当性能均衡的铝合金。发明概述本发明的一个目的在于提供一种性能均衡得到改善的AA7000系列铝合金。本发明的另一个目的在于提供一种AA7000系列铝合金压力加工产品，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断裂韧性。本发明的另一个目的是提供一种制造这种改善的AA7000系列铝合金产品的方法。用于制造AA7000系列铝合金压力加工产品的本发明方法满足或超越了这些和其它的目的和进一步的优点，该铝合金包含大于0.12%到0.35%的Si，其优选包含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骤a.铸造具有所规定的AA7000系列铝合金成分的4走块；b.将铸锭预热和/或扩散退火均匀化；c.通过选自轧制、纟齐压和锻造的一种或多种方法来热加工坯块；d.可选择;也冷加工经过热加工的坯块；e.按照足以4吏铝合金中的可溶成分溶解在固溶体中的温度和时间，对经过热加工和可选择地经过冷加工的坯块进行固溶热处理(SHT);f.冷却SHT坯块，优选通过以下方式之一喷洒淬火或在水或其它淬火介质中浸没淬火；g.可选择地^立伸或压缩^皮冷却的SHT坯块或以其它方式冷加工被冷却的SHT坯块，以消除应力，例如矫直或拉拔或冷轧被冷却的SHT坯块；h.对经过冷却和可选择地经过拉伸或压缩或其它方式的冷加工的SHT坯块进行时效处理，以获得期望的状态。根据本发明，有至少一次热处理在高于50(TC^旦低于该AA7000铝合金的固相线温度的范围内的温度进行，所述热处理按以下方式进行(i)在扩散退火均匀化之后但在热加工之前，或(ii)在步骤e的固溶热处理后，或(iii)既在扩散退火均匀化后但在热加工之前，又在步骤e的固溶热处理后。铝合金能以锭、小方坯或大方坯的形式通过铸造产品
技术领域：
中常见的铸造技术如DC铸造、EMC铸造、EMS铸造被供应，以便制成适当的压力加工产品。也可以使用由连铸如带式连铸机或辊式连铸机获得的连铸锭，如果生产较薄的最终产品，则连铸锭尤其是有利的。也可以象在现有技术中众所周知的那样使用晶粒细化剂，例如含有钬和硼或含有钛和碳的晶粒细化剂。在铸造出合金锭块后，锭块通常被剥皮修整，以除去锭块铸造表面附近的偏析区。在现有技术中众所周知的是，扩散退火均匀化的意图有以下目的i)尽量溶解在凝固过程中形成的粗大可溶相，和ii)减小浓度梯度以促进溶解步骤进行。预热处理也达到了其中的某些目的。一种用于AA7000系列铝合金的典型的预热处理是在420。C至460。C的温度进行3至50小时、更典型的是3至20小时的保温处理。首先，合金坯块中的可溶共晶相如S相、T相和M相利用常规工业做法被溶解。这一^:通过将坯块加热至低于500。C且通常为450。C-485。C的温度来完成，这是因为S相的共晶相(Al2MgCu相)在AA7000系列铝合金中具有约489。C的熔化温度，而M相(MgZn2相)具有约478。C的熔点。如现有技术中众所周知的，这可以通过在所述温度范围内的扩散退火均匀化和允许坯块被冷却至热加工温度来完成，或者坯块在扩散退火均匀化后被冷却并且被重新加热至热加工温度。常规的扩散退火均匀化也可以根据需要分为至少两步来进行，对AA7000系列铝合金而言，所述至少两步通常在430。C-4卯。C的温度范围内进行。例如在两步处理作业中，第一步介于457°C-463°C,第二步介于470°C-485°C,以便才艮据准确的合金成分来优化各相的溶解过程。如本领域技术人员所熟知的，按照工业习惯做法在扩散退火温度下的保温时间取决于合金，通常为约1至50小时。可采用的加热速率为本领域中常见的加热速率。根据现有技术的扩散退火均匀化作业到此就结束了。但是，本发明的一个重要方面就是，在此时合金成分允许凝固形成的可溶相(共晶)完全溶解的常规扩散退火均匀化后，可以在高于50(TC但低于该合金的固相线温度的温度进行至少一次继续热处理。对AA7000系列铝合金而言，优选温度为大于50(TC到550°C,优选为505°C-540°C，更优选为510°C-535°C,最优选为至少520°C。对该合金系而言，继续热处理的保温时间为约1小时到约50小时。更实际的保温时间不会超过约30小时，优选不超过约15小时。保温时间太长会导致不期望有的弥散体粗化，不利地影响到最终合金产品的机械性能。本领域技术人员将会立即意识到，在获得相同技术效果的情况下，至少可以采用以下备选的扩散退火均匀化做法(a)按照工业习惯做法的常规扩散退火均匀化，其中温度随后被进一步升高，以便实施按照本发明的附加步骤，之后是冷却至热加工温度例如470°C;(b)与可选方案(a)—样，但在这里，在按照本发明的附加步骤之后，坯块#1冷却至例如室温，随后#皮重新加热至热加工温度；(c)与可选方案(a)—样，i"旦在这里，在按照常规工业做法的热处理和按照本发明的继续热处理之间，坯块正被冷却至例如4氐于150。C或者被冷却至室温；(d)在此做法中，坯块在各步骤(常规做法，按照本发明的热处理，加热至热加工温度)之间被冷却至例如低于150。C或者被冷却至室温，此后被重新加热到相关温度。在坯块在按照本发明的热处理后先被冷却至例如室温并随后被重新加热以便热加工的这些备选方案中，最好采用快速冷却来防止或至少尽量抑制各第二相如Al2CuMg或Al2Cu的失控沉淀析出。在按照本发明的预热和/或扩散退火均匀化作业之后，坯块可以通过选自以下组中的至少一种方法被热加工，该组包括轧制、净齐压和锻造，最好采用常规工业做法。本发明优选热礼。可以进行热加工尤其是热轧，以获得最终厚度为例如3毫米以下或厚的产品。或者，可以进行热加工步骤以提供中厚坯，一般是薄片或薄板。随后，中厚坯可以一皮冷加工如冷轧至最终厚度，才艮据合金成分和冷加工量，可以在冷加工作业之前或之中采用中间退火。在按照本发明的方法的一个实施方案中，在用于该铝合金产品的常规SHT作业和快速冷却后，坯块在高于常规的一次固溶热处理(一次SHT)的温度下接受本发明的继续热处理，这可被称为二次固溶热处理(二次SHT)，在这里，坯块随后被快速冷却，以避免不期望有的各相析出。在一次SHT和二次SHT之间，坯块可以按照常规做法被快速冷却，或者坯块的温度可以从一次SHT上升至二次SHT,在保温达充足的时间之后，坯块随后被快速冷却。二次SHT是为了进一步提高合金产品的性能，其最好在与按照本说明书所述的本发明扩散退火的温度范围和时间范围相同的温度和时间范围内完成，本说明书还给出了优选的更窄范围。不过，短暂的保温时间据信也可能是非常有用的，例如约2分钟至180分钟的保温时间范围。继续热处理可以实际尽量多地溶解任何Mg2Si相，所述Mg2Si相可能在扩散退火均匀化后的冷却过程中或在热加工作业或任何其它的中间热处理当中析出。固溶热处理一般在分批式炉中进行，但也可以按照连续方式完成。重要的是，在固溶热处理之后，铝合金被冷却至175。C或更低温度，优选至室温，以防止或尽量抑制第二相如Al2CuMg或Al2Cu的失控沉淀析出。另一方面，冷却速率最好不要太高，以允许产品足够平坦和产品中的残余应力水平低。适当的冷却速率可以用水获得，例如浸没于水中或喷水。而在本发明的又一个实施方案中，利用常规的扩散退火均匀化和/或预热对所限定的AA7000系列铝合金产品进行处理，产品随后利用如上所述的优选的SHT被处理，随后在常规SHT之后是按照规定的温度范围和时间范围的二次固溶热处理，伴随优选的更窄范围。这将导致同样的产品性能优势。可以实施常规的一次SHT，随后是快速冷却和重新加热至二次SHT的保温温度，或者4吏温度从一次SHT上升至二次SHT，在保温达充足的时间后，坯块被快速冷却。坯块可以纟皮进一步冷加工，例如通过4姿照约为其原长度的0.5%-10%的程度拉伸，以消除坯块中残余应力并改善产品平直度。拉伸率最好在约0.5%-6%、优选在约0.5%-5%的范围内。在冷却后，坯块^皮时效处理，通常在室温下，和/或作为备选方式，坯块可以被人工时效处理。人工时效处理可能对较厚的产品非常有用。根据合金系的不同，时效处理可以通过自然时效处理来进行，通常在室温下，或者作为备选方式，通过人工时效处理。所有现有4支术中已知的时效处理做法以及将来可能研发出的时效处理做法都可以被应用于按照本发明方法获得的AA7000系列铝合金产品，以产生所期望的强度和其它工程性能。随后，由这些经过热处理且在大多数情况下经过人工时效处理的板型材加工至所期望的结构形状，例如整体式翼梁。在通过挤压和/或锻造加工步骤制成的厚型材的制造过程中，固溶热处理、淬火、备用的应力消除作业和人工时效处理也可以3艮随在后。按照本发明的热处理的效果是，与也具有高硅含量但没有按照本发明的做法被处理的相同的铝合金相比，合金产品的损伤容限性能得到改善。尤其是以下性能中的至少一种被发现得到改善断裂韧性，S-L取向的断裂韧性，S-T取向的断裂韧性，断裂伸长率，ST取向的断裂伸长率，耐疲劳性能尤其是耐FCGR、S-N疲劳或轴向疲劳，抗腐蚀性尤其是耐剥蚀性，或者SCC或IGC。事实已经表明机械性能达到高达15%的显著提高，而在最佳实施例中达到高于20%的改善。此外，与具有普通的低硅含量且按照常规工业做法被处理的相同合金成分相比，利用按照本发明的且最好按照本发明被处理的铝合金产品获得了或至少没有不利地影响相似的更高性能。这将允许制造具有与低硅合金相似或等同的性能的铝合金产品，但更经济划算，这是因为硅含量低的原材料更昂贵。以下，对本发明的压力加工产品性能令人吃惊地得以改善做出解释，但要说明的是这只是表述一种看法，而不是目前已得到充分的实验支持。现有技术提到Mg2Si构成相，其不溶于AA7000系列铝合金，这些粒子是已知的疲劳萌生位点。尤其对航天航空应用来说，现有技术指出，Fe和Si的含量需要被控制在非常低的水平，以便给产品提供更高的损伤容限性能，例如抗疲劳裂紋扩展性(FCGR)和断裂韧性。从不同的现有技术文献中知道，Si含量被认为是杂质并且应保持尽量合理低的水平。例如，作为参考被纳入本文的US2002/0121319A1讨i仑了这些杂质在AA7000系列铝合金众对合金化添加物的影响，并说明了Si将与一些Mg结合，由此留下可用于固溶体的"有用Mg，，含量，其建议对此可通过额外添加Mg来做出补救，由此补偿与Mg2Si结合的Mg,参见US2002/0121319A1的0030段。但未曾建议，Mg2Si可以通过可控的热处理作业被重新置于固溶体中。关于扩散退火均匀化，提到了扩散退火均勻化可以分多个可控步骤来完成，但最后说明，可溶成分和不可溶成分的优选的综合总体积百分比应保持在低水平，优选小于1体积％，参见US2002/0121319A1的0102段。在多个例子中给出了热处理的温度和时间，但所提到的温度和时间根本不足以试图溶解Mg2Si构成粒子，即，扩散退火温度高达900。F(482。C)，固溶处理的温度高达900。F(482。C)。但本发明已经发现，对各种不同的AA7000系列铝合金来说，总体看待的构成相Mg2Si可通过精心控制的热处理而溶解，如果它们无法全部溶解，则它们的形态可以被球化，从而耐疲劳性能和/或断裂韧性得到改善。一旦处于固溶体中，大部分的Si和/或Mg将可被用于随后的时效处理，时效处理可以进一步提高机械性能和抗腐蚀性。通过按照本发明精确提高合金中的硅含量，大部分的硅可被用于随后的时效处理，但在最终产品中没有有害的粗大Mg2Si相。通过有意识添加硅而得到的改善也可能因使合金成分含更少的镁和/或铜而损失一定程度，但由此改善了合金产品的韧性。因此，总体被认为是有害的杂质元素Si现在被转变成具有不同的有利技术效果的、有意识添加的合金元素。12对于AA7000系列铝合金而言，Si含量的上限约为0.35%,优选约为0.25%,这是因为过高的Si含量会导致过粗大的Mg2Si相的形成，这种Mg2Si相无法被完全固溶体吸收，由此不利地影响到所获得的性能改善程度。对AA7000系列铝合金而言，Si含量的下限为大于0.12%。对于此合金系，Si含量下限更优选地约为0.15%,最优选地约为0.17%。可以根据本发明方法被有利处理的AA7000系列铝合金压力加工产品按重量百分比包含大约3。/。-10。/c)的Zn，大约1%-3%的Mg,0-约2.5%的Cu,小于0.25%且优选小于0.10%的Fe,大于0.12%到0.35%且优选大于0.12%到0.25%且更优选地约为0.15%-0.25%的Si,以及选自以下的一种或多种元素最多大约0.5%且优选为0.03%-0.20%的Zr,最多大约0.3%的Ti,最多大约0.4。/。的Cr，最多大约0.5。/。的Sc,最多大约0.3%的Hf，最多约0.4%且优选小于0.3%的Mn,最多大约0.4%的V,最多大约0.5%的Ag,并且所述合金可选择地最多含有大约0.05%的Ca、大约0.05。/。的Sr、大约0.004。/。的Be,余量为Al，不可避免的元素和杂质。一般，这样的杂质分别小于0.05%,总量小于0.15%。在一个优选的实施方案中，利用根据本发明的方法被处理的合金具有约为5.5%且优选约为6.1%且更优选地约为6.4%的Zn含量下限。并且，优选的Zn含量上限大约为8.5%,更优选地为大约8.0°/0。在一个优选的实施方案中，利用根据本发明的方法被处理的合金具有约为2.5%、优选约为2.0%且更优选地约为1.85Q/。的优选Mg含量上限。在一个优选的实施方案中，利用根据本发明的方法被处理的合金具有约为0.9%且优选约为1.1%的Cu含量下限。Cu含量的更优选上限约为2.1%,更优选地大约为1.9%。过去，Be添加剂已用作脱氧剂/4走块阻裂剂。不过出于环境、健康和安全的原因，本发明更优选的实施方案基本上不含Be。可以向合金中单独加入最少的Ca或Sr或耳关合加入Ca和Sr,以达到与加入Be相同的目的。用于合金的Fe含量应该小于0.25%。如果该合金产品被用于航天航空应用场合，则优选该范围的下端，例如小于约0.10%,最好小于约0.08%,以便尤其使韧性保持在足够高的水平。如果合金产品被用于工装板应用场合，则可以容许更高的铁含量。不过，据信对于航天航空应用场合来说，可以釆用中等纟失含量，例如约0.09%-0.13%，甚至约0.10%-0.15%。尽管技术人员会相信这对产品韧性有不利影响，但当采用本发明的方法时，该性能的一些损失(而不是全部)被挽救回来。结果将获得这样的合金产品，尽管具有中等铁含量水平，但在按照本发明被处理时，该合金产品的性能等同于除了含有较少如0.05°/。-0.07%的Fe外都相同的但按照常规做法被处理的合金产品的性能。于是，在铁含量水平较高的情况下获得了相似的性能，而高铁含量具有显著的成本优势，这是因为具有很低的铁含量的原材料是昂贵的。可以加入最多约0.5%的Ag,以便在时效处理期间进一步提高强度。优选的Ag添加量下限将会为大约0.03%,更优选地约为0.08°/。。优选的上限为约0.4%。可以加入形成弥散体的各元素Zr、Sc、Hf、V、Cr和Mn,以控制晶粒结构和淬火敏感性。弥散体形成体的最佳水平取决于工艺，但当在优选的范围内选择了主要元素(Zn、Cu和Mg)的一个单独的化合物并且该化合物将被用于所有相关的产品形式时，Zr含量小于约0.5%。Zr含量的优选最大值为0.2%。Zr含量的合适范围为大约0.03%-0.20%。更优选的Zr添加量上限约为0.15%。当才艮据本发明进行处理时，Zr是合金产品中优选的合金元素。虽然可以联合添加Zr和Mn，但对利用本发明方法制造的厚产品而言，优选在加入Zr时避免添加任何Mn，优选将Mn的水平保持在小于0.03。/。。在较厚的产品中，Mn相比Zr相更快地使产品变粗大，由此不利影响到合金产品的淬火敏感性。Sc的添加量优选不超过约0.5%,更优选地不超过0.3%,最优选地不超过约0.18%。若与Sc联合，则Sc+Zr的总量应小于0.3%，优选小于0.2%,更优选的最大值约为0.17%,特别是Zr与Sc之比为0.7至1.4。可以单独加入或与其它弥散体形成元素一起加入的另一种弥散体形成元素是Cr。Cr含量优选应低于约0.4%，更优选的最大值为约0.3%,最优选地约为0.2%。Cr的优选下限将会约为0.04%。虽然单独的Cr没有单独的Zr有效，但至少对用在合金压力加工产品中的工装板而言，可以得到相似的硬度。当与Zr联合时，Zr+Cr的总量不应超过约0.23%,优选不超过约0.18%。优选的Sc+Zr+Cr的总量不应大于约0.4%，更优选地不超过0.27%在根据本发明的铝合金压力加工产品的另一个实施方案中，合金产品不含Cr,实际上，这意味着Cr含量为小于0.5%的常规杂质水平，优选小于0.02%,合金最好实质上不含或基本上不含Cr。"实质上不含"和"基本上不含，，是指没有在化合物中有意识添加这种合金元素，但由于杂质和/或因接触制造设备而浸析，微量的所述元素总之会进入到最终的合金产品中。特别是对于4交厚的产品(例如大于3mm),Cr与一些Mg结合形成Al12Mg2Cr粒子，其对合金压力加工产品的淬火敏感性产生不利影响并且会在晶界形成粗大粒子，从而不利地影响损伤容限性能。可以将Mn作为单独的弥散体形成元素加入或与其它弥散体形成元素之一联合加入。Mn添加量的最大值约为0.4%。Mn添加量的合适范围为约0.05°/。-0.4%,优选约为0.05%-0.3%。Mn添加量的优选下限约为0.12%。当与Zr联合时，Mn和Zr的总量应小于约0.4%，优选小于约0.32%,适当的最小值大约为0.12%。在根据本发明的铝合金产品的另一个实施方案中，合金产品不含Mn,实际上，这意味着Mn含量小于0.03%，优选小于0.02%,更优选的是，合金实质上不含或基本上不含Mn。"实质上不含"和"基本上不含"是指没有在化合物中有意识添加这种合金元素，但由于杂质和/或因接触制造设备而浸析，微量的所述元素总之会进入到最终的合金产品中。在根据本发明的铝合金压力加工产品的另一个优选实施方案中，在合金中没有预有故意加入V,因此如果有V的话，那么其仅以小于0.05%的常规杂质含量存在，优选小于0.02%。在又一个实施方案中，本发明合金所具有的化学成分在AA7000、AA7140、AA7050、AA7081或AA7085及其改性物范围内，除了它们含有本发明的在大于0.12%到0.35%上述范围内的较多Si,或含有本发明的再上述的优选较窄范围内的较多Si。在优选的实施方案中，根据本发明的AA7000系列铝合金压力加工产品大体上由以下组成，按重量百分比计大约3%-10%的Zn,大约1%-3%的Mg,0-大约2.5%的Cu,小于0.25%且优选小于0.10%的Fe,大于0.12%到0.35%且优选大于0.12%到0.25%且更优选地为约0.15%-0.25%的Si,以及选自以下的一种或多种元素最多大约为0.5%且优选为0.03%-0.20%的Zr,最多大约为0.3%的Ti,最多大约为0.4%的Cr，最多大约为0.5%的Sc,最多大约为0.30/。的Hf,最多大约为0.4%且优选地小于0.3%的Mn,最多大约为0.5%的Ag,并且还任选地含有最多大约0.05%的Ca、大约0.05%的Sr、大约0.004%的Be，余量为Al、不可避免的元素和杂质。一般，这样的杂质分别小于0.05%,总量小于0.15%。在另一个优选的实施方案中，可以才艮据本发明:故有利处理的AA7000系列铝合金压力加工产品大体上由以下组成，按重量百分比计7.0°/o-8.0%的Zn，1.2%-1.8%的Mg,1.3%-2.0。/o的Cu,小于0.10%且优选小于0.08%的Fe，大于0.12%到0.35%且优选大于0.12%到0.25%的Si,0.08%-0.15%的Zr,小于0.04%且优选地小于0.02%的Mn,小于0.04%且优选小于0.02%的Cr，小于0.06%的Ti,余量为Al、不可避免的元素和杂质。一般，这样的杂质分别少于0.05°/。，总量少于0.15%。根据发明制造的AA7000系列铝合金产品可以用作航天航空结构零件，尤其是机身板、机身框架件、上翼板、下翼板、机加工零件用厚板、纵梁用薄板、梁件、肋条件、地板梁件以及抢壁件。以下，将用后面的非限定性例子来解释本发明。例子例1已经铸造具有表1所示成分的两种铝合金，其中含有0.02%的Si的合金是按照现有技术的合金，而含有0.23%的Si的合金是根据本发明的。使用常规的Ti-C晶粒细化剂。将锭加工成80x80x100mm的轧制坯。对合金1进行根据现有技术的单步扩散退火均匀化，该扩散退火均匀化包括以30。C/小时加热速率从室温控制加热至47CTC并在470。C保温14小时。而对合金2进行根据本发明的两步扩散退火均匀化，该两步扩散退火均匀化包括以30。C/小时/人室温控制加热至470。C并在470'C保温14小时，随后以30。C/小时控制加热至525。C并保温7小时。一旦已经空冷，样品就被预热至430。C且被热轧至最终厚度30mm。然后，样品在475。C^皮固溶热处理并保温l小时，然后进行冷水淬火。然后，样品被时效处理至T76状态并随后依据ASTM-E8标准在三个取向上(L、LT和ST)测试其机械性能。结果列于表2中，其中的"TYS"表示拉伸屈服强度，"UTS"表示极限抗拉强度，以及"EI"表示断裂伸长率。所有的测试都是在1/2T下进行。从表2的结果来看，虽然合金2具有较高的硅含量，但是其强度水平优于根据现有技术被处理的合金1的强度。表l.按重量％的合金成分，余量为A1和常规杂质合金ZnMgCuSiFeZr17.51.41.70.020.030.112(本发明)7.61.51.70.230.030.11表2.3个取向测试的合金机械性能<table>tableseeoriginaldocumentpage17</column></row><table>例2按照中试规模，DC铸造出250mm粗细且长度超过850mm的铸锭。表3列出了合金成分，在此注意到合金3的Fe含量稍孩i高于现今惯用于航天航空级轧制产品的Fe含量。合金3是AA7085系列铝合金的典型例子。由坯加工出两个轧制坯，其具有150x150x300mm的尺寸。当按此路线走时，获得了两个具有相同的化学成分和性质的坯块，由此更容易公正评价随后阶段中的热处理对性能的影响。利用在47(TC的19小时的相同周期，对两个坯块进行扩散退火均匀化，其中使用工业加热速率和冷却速率。取决于坯块，实施根据本发明的继续扩散退火均匀化，为此，炉温被进一步升高随后进行二次热处理或在525。C的10小时扩散退火均匀化。在扩散退火均匀化后，坯块被冷却到室温。随后，所有的坯块在一批中在450。C被预热5小时，从150mm被热轧至60mm。入口温度(表面测量)在430。C-44(TC,礼机出口温度为380。C-3卯。C。热轧后，板受到一步或两步的固溶热处理，随后是冷水淬火。在滞留72小时后，利用3步时效处理，即在12(TC的6小时，然后154。C的12小时，然后120'C的24小时，将板时效处理至相同T76状态。在时效处理前，板未被拉伸。所有的热处理被归纳在表4中。表5列出依据ASTM-B557标准的、关于根据不同热处理制造的两个60mm板材样品的平均机械性能，其中的"TYS"表示拉伸屈服强度Mpa，UTS表示极限抗拉强度MPa，"EI"表示断裂伸长率，以及"Kq"表示定性的断裂韧性MPaVm。断裂韧性依据ASTMB645来测量。L、LT、L-T和T-L测试在1/4T下进行，而ST拉伸测试和S-L断裂韧性在1/2T进行。表3.按重量％的合金成分，余量为A1和常规杂质合<table>tableseeoriginaldocumentpage17</column></row><table>表4.样品号-v-不同热处理途径<table>tableseeoriginaldocumentpage18</column></row><table>可从关于机械性能的表5结果中看出:与标准的处理相比(样品3A1)，根据本发明的两步处理的变体(样品3A2和3B2)显示出韧性的重大提高，特别是在S-L取向上。根据本发明的、两步扩散退火均匀化(样品3B2)外加两步SHT的组合看起来提供了最好的韧性结果。在经过两步SHT(样品3A2和3B2)的板中观察到TYS和UTS的增大。然而，两步扩散退火均匀化与一步SHT(样品3B1)的组合没有给予改善。现在还不是很清楚，但假设SHT后的从高温的淬火对含Cu的AA7000系列铝合金的时效处理响应产生有利的影响。不管怎样，所得到的20-30MPa的强度提高被认为是根据本发明的两步SHT的重要优点。利用根据本发明的工艺，显著改善了伸长率，特别是在ST取向上。将Fe含量降低至标准航天航空合金的水平，可进一步改善韧性。依据ASTMG34的标准，还在EXCO中测试了样品3B2的抗腐蚀性，其具有"EA"的良好性能。例3用与例2相似的方法，已生产出两种不含Cu的7xxx系列铝合金，化学成分列于表6中。该合金成分落在AA7021成分范围内。这些合金按照与例2相似的方法制得并且表7列出了其热历程。时效处理由在120。C下保温24小时和淬火组成。在时效处理之前，板材未纟皮^立伸。测定的平均机械性能列在表8中。表6.按重量％的合金成分，余量为A1和常规杂质合金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.样品号-v-不同热处理途径样品扩散退火均匀化预热SHT时效处理4A18小时于470'C5小时于450'C2小时于475°C24小时于120°C5A18小时于470°C5小时于450°C2小时于475°C24小时于120°C5A28小时于470'C5小时于450'C2小时于475'C+1小时于525°C24小时于120'C5B18小时于470°C+9小时于525°C5小时于450°C2小时于475°C24小时于120。C5B28小时于470°C+9小时于525'C5小时于450°C2小时于475'C+1小时于525°C24小时于120°C表8.各60mm才反的机械性能样品LTSTKqTYSUTSTYSTYSUTSEITYSUTSEIL-TT-LS-L4A131936022.032237416.93103482.95551285A131035420.531036215.43003475.34630255A230835719.430936616,23033486.34935305B130835421,130936317.03003505.74835275B230435621.930936618.53043557.749393319可从关于机械性能的表8的结果中看出与标准的工艺过程相比(样品5A1),根据本发明的两步处理的变体(样品5A2、5B1和5B2)显示出韧性的重大改善，特别是在S-L取向上。根据本发明的、两步扩散退火均匀化(样品5B2)与两步SHT的组合看起来提供了最好的韧性结果。所有变体(5A1-5B2)的强度大体相同。与例2中的含铜7xxx系列铝合金相比，没有观察到极限强度和屈服强度的增大。该结果不易解释。与硅含量高的变体(样品5A1)相比，硅含量低的变体(样品4A1)的初始韧性值由于低硅合金成分而明显较高。然而，在根据本发明的两步热处理之后，高硅合金的值接近于低硅合金的值。5B2样品的韧性值仍然略低，但这可能是由于在525。C温度的二次SHT可能对溶解所有的Mg2Si来讲太低。采用根据本发明的较高的两步温度会进一步改善合金5变体的韧性。利用根据本发明的工艺，显著改善了伸长率，特别是在ST取向上。据信，通过降低铝合金中的铁含量，可以进一步提高韧性。尽管现在已经完整描述了本发明，但对本领域技术人员来说，显然可以在不脱离本文所述的发明的精神或范围的前提下做出很多变化和改动。权利要求1.一种AA7000系列铝合金压力加工产品的制造方法，所述方法包括以下步骤a.铸造含有大于0.12％到0.35％的Si的AA7000系列铝合金的锭块；b.预加热和/或扩散退火均匀化铸锭；c.通过选自轧制、挤压和锻造中的一种或多种方法来热加工坯块；d.可选择地冷加工经过热加工的坯块；e.对经过热加工和可选择地经过冷加工的坯块进行固溶热处理(SHT)；f.将SHT坯块冷却；g.可选择地拉伸或压缩被冷却的SHT坯块或以其它方式冷加工被冷却的SHT坯块，以消除应力，例如矫直或拉拔或冷轧被冷却的SHT坯块；h.将被冷却的和可选择地被拉伸或压缩的或以其它方式经过冷加工的SHT坯块进行时效处理，以获得期望的状态，其中，有至少一次热处理在高于500℃但低于该铝合金的固相线温度的范围内的温度进行，所述热处理按以下方式进行(i)在扩散退火均匀化之后但在热加工之前，或(ii)在固溶热处理之后，或(iii)既在扩散退火均匀化后且在热加工之前，又在固溶热处理之后。2.根据权利要求1所述的方法，其中，所述AA7000系列铝合金压力加工产品含有以下化学成分，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%，余量为A1、不可避免的元素和杂质。3.根据权利要求1或2所述的方法，其中，所述AA7000系列铝合金压力加工产品还按重量百分比地含有一种或多种元素，其选自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.根据权利要求1-3中任一项所述的方法，其中，所述AA7000系列铝合金压力加工产品还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.根据权利要求1-4中任一项所述的方法，其中，所述AA7000系列铝合金压力加工产品的Si含量为大于0.12%到0.25%,优选为0.15%-0.25%。6.根据权利要求1-5中任一项所述的方法，其中，所述AA7000系列铝合金压力加工产品的Fe含量为小于0.15%，优选小于0.10%。7.根据权利要求1-5中任一项所述的方法，其中，所述AA7000系列铝合金压力加工产品的Zn含量为最少5.5%，优选为最少6.1%。8.根据权利要求1-7中任一项所述的方法，其中，所述AA7000系列铝合金压力加工产品的Zn含量为最多8.5%,优选为最多8.0%。9.根据权利要求1-7中任一项所述的方法，其中，所述AA7000系列铝合金压力加工产品的Mg含量为最多2.5%，优选为最多2.0%。10.根据权利要求1-9中任一项所述的方法，其中，所述AA7000系列铝合金压力加工产品的Cu含量为最少0.9%,优选为最少1.1%。11.根据权利要求1-10中任一项所述的方法，其中，所述AA7000系列铝合金压力加工产品的Cu含量最多为2.1%,优选最多为1.9%。12.根据权利要求1-11中任一项所述的方法，其中，所述AA7000系列铝合金压力加工产品的Zr含量为0.03%-0.2%。13.根据权利要求1-12中任一项所述的方法，其中，所述AA7000系列铝合金压力加工产品的Mn含量为0,05%-0.4%。14.根据权利要求1-12中任一项所述的方法，其中，所述AA7000系列铝合金压力加工产品的Mn含量小于0.03%。15.根据权利要求1-14中任一项所述的方法，其中，所述AA7000系列铝合金压力加工产品的Cr含量小于0.05%,优选小于0.02%。16.根据权利要求1-5中任一项所述的方法，其中，所述AA7000系列铝合金压力加工产品具有以下合金的化学组分，所述合金选自AA7010、AA7040、AA7140、AA7050、AA7081和AA7085,条件是-圭含量为大于0.12%到0.35%。17.根据权利要求1-16中任一项所述的方法，其中，所述至少一次热处理在高于500。C到550°C、优选最低510。C的温度进行。18.根据权利要求1-17中任一项所述的方法，其中，所述热加工通过轧制来进行。19.根据权利要求1-17中任一项所述的方法，其中，所述热加工通过挤压来进行。20.根据权利要求1-19中任一项所述的方法，其中，所述热处理只在b)步骤的扩散退火均匀化之后且在热加工之前进行。21.根据权利要求1-19中任一项所述的方法，其中，所述热处理只在e)步骤的固溶热处理之后进行。22.根据权利要求1-19中任一项所述的方法，其中，所述热处理既在b)步骤的扩散退火均匀化之后且在热加工之前进行，又在e)步骤的固溶热处理之后进行。23.根据权利要求1-22中任一项所述的方法，其中，所述AA7000系列铝合金产品是具有至少3mm厚度的产品。24.根据权利要求1-23中任一项所述的方法，其中，所述AA7000系列铝合金产品是具有至少30mm厚度的产品。25.根据权利要求1-22中任一项所述的方法，所述，AA7000系列铝合金产品是具有至少30mm-300mm厚度的产品。26.根据权利要求1-25中任一项所述的方法，其中，所述AA7000系列铝合金产品选自机身板、机身框架件、上翼板、下翼板、机加工零件用厚板、纵梁用薄板、梁件、肋条件、地板梁件、以及餘壁件。27.—种铝合金压力加工产品，经过铸造、预热和/或扩散退火均匀化、热加工、可选4奪进^^的冷加工、固溶热处理、冷却、可选择的4^伸或压缩、以及^^时效处理至期望的状态，并且所述铝合金压力加工产品在高于500。C且优选至少为510。C但低于该铝合金的固相线温度的范围内的温度接受至少一次热处理，并且所述热处理按以下方式进行(i)在扩散退火均匀化之后但在热加工之前，或(ii)在固溶热处理之后，或(iii)既在扩散退火均匀化后但在热加工之前，又在固溶热处理之后，所述合金大体上由以下组成，按重量百分比Zn3%-10%Mg1%-3%Cu0-2.5%Fe<0.25%Si大于0.12%到0.35%,和一种或多种元素，其选自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%,所述合金可选择地最多含有0.05%的Ca、0.05%的Sr、0.004%的Be,余量为Al、不可避免的元素和杂质。28.根据权利要求27所述铝合金压力加工产品，其中，所述合金压力加工产品为航天航空结构零件。29.根据权利要求28所述的铝合金航天航空结构零件，其中，所述航空结构零件选自机身板、机身框架件、上翼板、下翼板、机加工零件用厚板、纵梁用薄板、梁件、肋条件、地板梁件、以及舱壁件。30.根据权利要求27所述的铝合金压力加工产品，其中，所述铝合金压力加工产品为模具板或工装板的形式。全文摘要本发明涉及AA7000系列铝合金，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，还涉及制造这些铝合金产品的方法。确切地说，本发明尤其涉及相当厚的即约30-300mm厚的铝压力加工产品。尽管本发明一般以轧板产品形式来实施，但本发明也可以与挤压或锻造的产品形状的制造连用。由合金产品制成的有代表性的结构零件包括整体梁件等，其由包括轧板在内的厚加工型材加工制成。文档编号C22F1/053GK101484603SQ200780025509公开日2009年7月15日申请日期2007年7月5日优先权日2006年7月7日发明者A·诺曼,H·范斯库内维尔特,S·霍斯拉申请人:阿勒里斯铝业科布伦茨有限公司