和用于制造可进行极氧化表面处理的外壳 装饰性产品。
[0025] 本实施例中所述合金的性能参数见下表：
[0026]
[0028] 以下，对于将各成份的含量进行数值限定的理由加以说明：
[0029] Mg、Zn元素是合金内的主要强化元素，在7系铝合金中，7系铝合金随着Mg、Zn含 量的提高，强度和硬度提高但是材料的抗应力腐蚀和抗断裂韧性能力降低。Mg、Zn元素在 7XXX系铝合金的存在形式是以化合物形态存在，室温组织主要为nMgZn 2相和TA1 2Mg3Zn3 相。n相在470°C下在铝中的溶解度为28%，而室温下只有4%，故n相有很高的淬火强 化及时效强化果；T相在489°C下，在铝中的溶解度为17%，随温度的降低，溶解度迅速减 小，室温仅为1. 〇%，故T相有很高的淬火强化及时效强化。根据以上分析，因此，本发明合 金将镁元素的重量百分比限定为1. 25%以上、1. 80%以下，将锌含量的重量百分比限定为 6. 6%以上、7. 6%以下。
[0030] Fe、Si元素在7系列铝合金中是有害元素，它们主要来自原材料及熔炼、铸造过 程中使用的工具和设备。Fe和Si在7系铝合金中主要以FeAl 3和游离Si形式存在，这种 存在状态显著降低材料的断裂韧性，FeAl3分布在铝合金基体内，因腐蚀电位与铝基体不一 致，会干扰氧化膜的均一性，使阳极氧化膜的质量下降影响美观度，因此，本发明合金将Fe 元素的含量（重量百分比）限制在〇. 16%以内、将Si元素的含量限制在0.06%以内。
[0031] 当Cu元素在Al-Zn-Mg合金中，一方面能够提高合金阳极氧化时的基体电位、减 少基体与晶界析出相的电位差而改善合金的耐腐蚀性能，另一方面能够通过沉淀析出具有 CuA12化学成分组成、与基体半共格关系的0 '相而对合金的强化起到补充作用，Cu元素的 添加虽然在一定程度上改善了材料的强度及抗应力腐蚀和抗剥落腐蚀能力，但是经过大量 试验表明，在7XXX系Al-Zn-Mg-Cu合金中伴随着合金中Cu元素重量百分比的增加，合金在 阳极氧化时会出现异色现象，银白氧化时实际氧化效果是偏金黄色，偏色的程度与Cu元素 的重量百分比成正比例关系，研究还表明过量Cu元素的加入会严重干扰晶粒内部腐蚀的 均一性，使得材料经过阳极氧化加工形成的氧化膜细腻度下降，降低装饰美观性。因此，本 发明将Cu元素的含量（重量百分比）限制在0. 18%以上、0.44%以下。
[0032] 少量的Mn元素在Al-Zn-Mg合金中对合金的再结晶有显著的影响，尤其在挤压加 工阶段会阻止位错和晶界迀移，提高材料的再结晶温度，从而影响挤压型材的组织均匀性 影响材料阳极氧化后的表面质量，因此，本发明合金将Mn元素的含量（重量百分比）限制 在0. 03%以下。
[0033] 少量的Cr元素在Al-Zn-Mg合金中对合金的影响与Mn类似，不作详细阐述，因此， 本发明合金将Cr元素的含量（重量百分比）限制在0.03%以下。
[0034] 由于Mn、Cr对Al-Zn-Mg合金再结晶的抑制机理相似，因此，本发明合金将Mn元素 和Cr兀素的含量（重量百分比）总和限制在0.03%以内。
[0035] Zr元素在Al-Zn-Mg合金中能够改善合金的抗应力腐蚀能力，但是Zr元素能够显 著的提高材料的再结晶温度，使材料在挤压成型后晶粒组织不均匀，并且Zr元素过量时会 形成粗大的ZrAl 3, Zr元素的以上特性最终会影响挤压型材阳极氧化膜的质量，使阳极氧化 加工后表面质量恶化，因此，本发明将Zr元素的含量（重量百分比）限定为0.02%以内。
[0036] Ti元素在Al-Zn-Mg合金中主要在铸造环节起细化晶粒的作用，但是当Ti过量时， 会成为硬质点卡伤型材的表面使得表面质量恶化，并且试验表明Ti含量饱和后对晶粒的 细化效果无显著帮助，因此，本发明将Ti含量（重量百分比）限定在0. 03%以内满足铸造 细化效果并不影响材料的表面质量。
[0037] 7A07合金除了具有前述元素外，余量由铝及不可避免的杂质构成，作为不可避免 的杂质元素，例如认为有Ga、V等元素，但是如果这些杂质元素各自的含量在0. 03%以内， 则不会影响到本发明合金的特性。
[0038] 实施例二
[0039] 本实施例中，7XXX铝合金的各元素的含量（重量百分比）为：锌含量为6. 6%，镁 含量为1. 25 %，铜含量为0. 18 %，硅含量< 0. 06 %，铁含量< 0. 16 %，锰含量< 0. 03 %，铬 含量< 0. 03 %，镓含量< 0. 02 %，钒含量< 0. 02 %，钛含量< 0. 03 %，锆含量< 0. 02 %，锰 加铬总和< 0.03% ;其余杂质元素单个含量< 0.03%，其余杂质元素含量总和< 0. 10%， 余量为错。
[0040] 采用上述铝合金成份，生产挤压型材。型材加工顺序为A1熔炼一A2铸造成圆铸 锭一A3均匀化退火一A4铸锭挤压前预热一A5挤压成型一A6在线固溶一A7时效热处理 -A8定尺锯切一A9人工阳极氧化表面处理。经过以上加工制造的铝合金型材，该挤压型 材抗拉强度达到415Mpa、屈服强度达到405Mpa、延伸率达到12% ;该挤压型材作晶间腐蚀 测试最大腐蚀深度在〇. 01~〇. 〇3mm之间，晶间腐蚀级别为2级；该挤压型材的晶粒组织为 完全再结晶等轴晶粒，晶粒分布均匀，晶粒平均直径为85 ym ;该挤压型材经机械打磨，在 85°C的磷酸环境下进行化学抛光，光泽度达到35Gu所需要的时间为40秒；该挤压型材经过 人工阳极氧化之后，氧化膜细腻均匀，表面质量美观，并且作银白阳极氧化时不偏色。
[0041] 实施例三
[0042] 本实施例中，7XXX铝合金的各元素的含量（重量百分比）为：锌含量为7.00%，镁 含量为1. 40 %，铜含量为0. 30 %，硅含量< 0. 06 %，铁含量< 0. 16 %，锰含量< 0. 03 %，铬 含量< 0. 03 %，镓含量< 0. 02 %，钒含量< 0. 02 %，钛含量< 0. 03 %，锆含量< 0. 02 %，锰 加铬总和< 0.03% ;其余杂质元素单个含量< 0.03%，其余杂质元素含量总和< 0. 10%， 余量为错。
[0043] 采用上述铝合金成份，生产挤压型材。型材加工顺序为A1熔炼一A2铸造成圆铸 锭一A3均匀化退火一A4铸锭挤压前预热一A5挤压成型一A6在线固溶一A7时效热处理 -A8定尺锯切一A9人工阳极氧化表面处理。经过以上加工制造的铝合金型材，该挤压型 材抗拉强度达到425Mpa、屈服强度达到410Mpa、延伸率达到12% ;该挤压型材作晶间腐蚀 测试最大腐蚀深度在〇. 01~〇. 〇3mm之间，晶间腐蚀级别为2级；该挤压型材的晶粒组织为 完全再结晶等轴晶粒，晶粒分布均匀，晶粒平均直径为85 ym ;该挤压型材经机械打磨，在 85°C的磷酸环境下进行化学抛光，光泽度达到35Gu所需要的时间为30秒；该挤压型材经过 人工阳极氧化之后，氧化膜细腻均匀，表面质量美观，并且作银白阳极氧化时不偏色。
[0044] 实施例四
[0045]本发明7XXX错合金各兀素的含量（重量百分比）为：锌含量为7. 60 %，镁含量 为1.80 %，铜含量为0.44 %，硅含量< 0.06 %，铁含量< 0. 16 %，锰含量< 0.03%，铬含量 < 0. 03 %，镓含量< 0. 02 %，钒含量< 0. 02 %，钛含量< 0. 03 %，锆含量< 0. 02 %，锰加铬 总和< 0.03% ;其余杂质元素单个含量< 0.03%，其余杂质元素含量总和< 0. 10%，余量 为铝。
[0046] 采用上述铝合金成份，生产挤压型材。型材加工顺序为A1熔炼一A2铸造成圆铸 锭一A3均匀化退火一A4铸锭挤压前预热一A5挤压成型一A6在线固溶一A7时效热处理 -A8定尺锯切一A9人工阳极氧化表面处理。经过以上加工制造的铝合金型材，该挤压型 材抗拉强度达到455Mpa、屈服强度达到425Mpa、延伸率达到12%;该挤压型材作晶间腐蚀 测试最大腐蚀深度小于〇. 〇1_，晶间腐蚀级别为1级；该挤压型材的晶粒组织为完全再结 晶等轴晶粒，晶粒分布均匀，晶粒平均直径为85 ym ;该挤压型材经机械打磨，在85°C的磷 酸环境下进行化学抛光，光泽度达到35Gu所需要的时间为20秒；该挤压型材经过人工阳极 氧化之后，氧化膜细腻均匀，表面质量美观，并且作银白阳极氧化时不偏色。
[0047] 对比例1
[0048] 本对