一种7a85铝合金的制作方法

一种7a85铝合金的制作方法
【专利摘要】本发明提供了一种7A85铝合金，包括以下质量分数的组分：Cu：1.3～2.0％；Mg：1.2～1.8％；Zn：7.0～8.0％；Zr：0.08～0.15％；Ti：0～0.06％；Si：0～0.06％；Fe：0～0.08％；Mn：0～0.04％；Cr：0～0.04％；余量为Al；所述Zn和Mg的质量比为(4.5～5.0)：1。本发明提供的7A85铝合金通过对Cu含量和Zn/Mg比值的优化和精确控制，实现对热处理时晶粒内部和晶界处析出的θ(Al2Cu)相及S(Al2CuMg)相等第二相的形态和数量的控制，从而使本发明提供的7A85铝合金具有更高的强度，而且还具有较好的韧性和抗腐蚀性能。
【专利说明】一种7A85铝合金

【技术领域】
[0001]本发明属于金属材料【技术领域】，尤其涉及一种7A85铝合金。

【背景技术】
[0002]铝合金是以铝为基体元素的合金组成，主要包括的合金元素有铜、硅、镁、锌、锰，还包括镍、铁、钛、铬、锂等合金元素。铝合金的密度低，但强度比较高，接近或超过优质钢，塑性好，可加工成各种型材，具有优良的导电性、导热性和抗蚀性，是在航空、航天、汽车、机械制造、船舶及化学工业中应用最广泛的一类有色金属材料，其使用量仅次于钢。
[0003]通常，屈服强度在500MPa以上的铝合金被称为超高强度铝合金，它们是以AL-Zn-Mg-Cu系和Al-Zn-Mg系为主的可热处理强化的铝合金(简称7xxx系铝合金)。自上世纪中叶以来，为了提高Al-Zn-Mg系铝合金的力学性能，并解决高锌、高镁铝合金中严重存在的应力腐蚀问题，国外在该类铝合金中添加Cu、Cr、Mn等元素，由此产生了一系列的新型AL-Zn-Mg-Cu超硬铝合金。它由于具有高的比强度和硬度、良好的热加工性、优良的焊接性能、高断裂韧度，以及高抗应力腐蚀能力等优点而广泛应用于航空航天领域，并成为这个领域中重要的材料之一。
[0004]其中，7xxx系铝合金中的7A85铝合金均为航空业较为理想的结构材料，7A85铝合金用于制造飞机的主要受力构件，如机身框架、隔板、机翼壁板、翼梁、翼肋、起落架支撑梁等。但是，现有的7A85铝合金的强度较低。


【发明内容】

[0005]本发明的目的在于提供一种7A85铝合金，本发明提供的7A85铝合金强度较高。
[0006]本发明提供一种7A85铝合金，包括以下质量分数的组分:
[0007]Cu:1.3 ?2.0% ；Mg:1.2 ?1.8% ；Zn:7.0 ?8.0% ；Zr:0.08 ?0.15% ；Ti:0 ?
0.06% ；Si:0 ?0.06% ；Fe:0 ?0.08% ；Mn:0 ?0.04% ；Cr:0 ?0.04% ;余量为 Al ；
[0008]所述Zn和Mg的质量比为(4.5?5.0):1。
[0009]优选的，所述Cu的质量分数为1.5?1.8%。
[0010]优选的，所述Mg的质量分数为1.5?1.7%。
[0011]优选的，所述Zn的质量分数为7.2?7.8%。
[0012]优选的，所述Ti的质量分数为0.01?0.03%。
[0013]优选的，所述Zr的质量分数为0.10?0.13%。
[0014]优选的，所述Zn和Mg的质量比为(4.6?4.9):1。
[0015]优选的，所述Zn和Mg的质量比为4.8:1
[0016]优选的，所述Cu的质量分数为1.7%。
[0017]优选的，所述7A85铝合金为规格为Φ 850mm的铝合金。
[0018]本发明提供了一种7A85铝合金，包括以下质量分数的组分:Cu:1.3?2.0% ；Mg:
1.2 ?1.8% ；Zn:7.0 ?8.0% ；Zr:0.08 ?0.15% ；Ti:0 ?0.06% ；Si:0 ?0.06% ；Fe:O?0.08%；Mn:0?0.04%；Cr:0?0.04%;余量为Al ;所述Zn和Mg的质量比为(4.5?5.0):1。本发明提供的7A85铝合金通过对Cu含量和Zn/Mg比值的优化和精确控制，实现对热处理时晶粒内部和晶界处析出的Θ (Al2Cu)相及S (Al2CuMg)相等第二相的形态和数量的控制，从而使本发明提供的7A85铝合金具有更高的强度。此外，本发明提供的7A85铝合金具有更高的韧性和更好的抗腐蚀性能。实验结果表明，本发明提供的7A85铝合金的强度为520MPa，比现有的7A85铝合金强度高出约20MPa。

【专利附图】

【附图说明】
[0019]为了更清楚地说明本发明实施例或现有技术中的技术方案，下面将对实施例或现有技术描述中所需要使用的附图作简单地介绍，显而易见地，下面描述中的附图仅仅是本发明的实施例，对于本领域普通技术人员来讲，在不付出创造性劳动的前提下，还可以根据提供的附图获得其他的附图。
[0020]图1为本发明实施例1得到的7A85铝合金铸锭浇口部的表层在50 X下的高倍检测图；
[0021]图2为本发明实施例1得到的7A85铝合金铸锭浇口部的表层在200 X下的高倍检测图；
[0022]图3为本发明实施例1得到的7A85铝合金铸锭浇口部的1/4处在50X下的高倍检测图；
[0023]图4为本发明实施例1得到的7A85铝合金铸锭浇口部的1/4处在200X下的高倍检测图；
[0024]图5为本发明实施例1得到的7A85铝合金铸锭浇口部的心部在50X下的高倍检测图；
[0025]图6为本发明实施例1得到的7A85铝合金铸锭浇口部的心部在200X下的高倍检测图；
[0026]图7为本发明实施例1得到的7A85铝合金铸锭底部表层在50X下的高倍检测图；
[0027]图8为本发明实施例1得到的7A85铝合金铸锭底部表层在200 X下的高倍检测图；
[0028]图9为本发明实施例1得到的7A85铝合金铸锭底部的1/4处在50X下的高倍检测图；
[0029]图10为本发明实施例1得到的7A85铝合金铸锭底部1/4处在200X下的高倍检测图；
[0030]图11为本发明实施例1得到的7A85铝合金铸锭底部的心部在50X下的高倍检测图；
[0031]图12为本发明实施例1得到的7A85铝合金铸锭底部的心部在200X下的高倍检测图。

【具体实施方式】
[0032]本发明提供一种7A85铝合金，包括以下质量分数的组分:
[0033]Cu:1.3 ?2.0% ；Mg:1.2 ?1.8% ；Zn:7.0 ?8.0% ；Zr:0.08 ?0.15% ；Ti:0 ?
0.06% ；Si:0 ?0.06% ；Fe:0 ?0.08% ；Mn:0 ?0.04% ；Cr:0 ?0.04% ;余量为 Al ;所述Zn和Mg的质量比为(4.5?5.0):1。
[0034]本发明通过对Cu含量和Zn/Mg比值的优化和精确控制，提高了 7A85铝合金的强度。
[0035]本发明提供的7A85铝合金包括Cu，所述Cu的质量分数为1.3?2.0%，优选为
1.5?1.8%，更优选为1.7%;本发明优选采用纯Cu板为Cu源进行所述熔炼，所述纯Cu板中Cu的质量分数彡99.95%。
[0036]本发明提供的7A85铝合金包括Mg，所述Mg的质量分数为1.2?1.8%，优选为
1.5?1.7%，更优选为1.6?1.7%。本发明优选采用纯Mg锭为Mg源进行所述熔炼，所述纯Mg锭中Mg的质量分数优选彡99.95%。
[0037]本发明提供的7A85铝合金包括Zn，所述Zn的质量分数为7.0?8.0%，优选为7.2?7.8%，更优选为7.6%。在本发明中，所述Zn和Mg的质量比为(4.5?5.0):1，优选为4.8:1。本发明通过对Zn/Mg的质量比的精确控制，使本发明得到的7A85铝合金具有较好的强度和韧性。本发明优选采用纯锌锭为Zn源进行所述熔炼，所述纯锌锭中Zn的质量分数优选多99.99%。
[0038]本发明提供的7A85铝合金包括Zr，所述Zr的质量分数优选为0.08?0.15%，优选为0.10?0.13%，更优选为0.12%。本发明优选采用Al-Zr中间合金为Zr源进行所述恪炼，所述Al-Zr中间合金中Zr的质量分数优选为3?5%，更优选为4%。Zr作为合金中的重要添加元素，在材料中主要以细小弥散分布的粒状金属间化合物Al3Zr形式存在。该金属间化合物具备两种形态:一种是从熔体中直接析出的Al3Zr初生相，具有细化铸态晶粒的作用；另一种是后续热加工过程中(如铸锭均匀化)分解形成的细小弥散分布的粒状Al3Zr二次相，强烈抑制后续热加工过程中的再结晶倾向，并作为时效过程中的原位质点对η相的析出分布、状态起着重要作用。
[0039]在本发明中，所述Al在所用的原料中的质量分数与其他组分的质量分数之和为100%，本发明优选采用纯Al锭为Al源进行所述熔炼，所述纯Al锭中，Al的质量分数优选彡 99.
[0040]在本发明中，所述7Α85铝合金为规格为Φ 850mm的铝合金。
[0041 ] 在本发明中，所述7A85铝合金中还包括一些杂质，如，S1、Fe、Mn、Ti和Cr中的一种或几种，所述Si的质量分数< 0.06%的质量分数< 0.08% ;所述胞的质量分
K 0.04% ;所述0的质量分数< 0.04% ；Ti的质量分数< 0.06%。
[0042]本发明提供的7A85铝合金中，Zn、Mg、Cu是主要的合金化元素，Zn、Mg元素作为合金主要的强化元素，主要在合金中以固溶、平衡相n (MgZn2)、T (Al2Mg3Zn3)以及非平衡相的形式存在，此外合金中还存在一定量的AlCuFe、S(AlCuMg)相。时效过程中析出的相，是合金的主要强化相。Cu大部分溶于基体，起辅助强化作用，还可以降低晶内和晶界之间的电位差而改善应力腐蚀性能。
[0043]在本发明中，所述7A85铝合金优选按照以下制备工艺制备得到:
[0044]A)将Cu源、Mg源、Zn源、Ti源、Zr源和Al源混合后进行熔炼，得到熔炼物；
[0045]B)将所述步骤A)得到的熔炼物依次进行在线除气、在线过滤和在线细化，得到在线处理产物；
[0046]C)将所述步骤B)得到的在线处理产物进行铸造，得到7A85铝合金锭坯，所述铸造的速度为8?14mm/min ；
[0047]D)将所述步骤C)得到的7A85铝合金锭坯进行均匀化热处理，得到7A85铝合金，所述7A85铝合金包括以下质量分数的组分:1.3?2.6%的Cu、l.2?2.6%的Mg、5.7?8.0%的211、0?0.06%的11、0.08 ?0.15%的 Zr 和余量的 Al ；
[0048]本发明提供的制备工艺得到的7A85铝合金的强度较高，且探伤合格率较高，能够达到97?99%。
[0049]本发明将Cu源、Mg源、Zn源、Ti源、Zr源和Al源混合后进行熔炼，得到熔炼物；本发明优选在熔炼炉中进行所述熔炼，本发明优选在装炉前先在所述熔炼炉中撒入二号溶剂，将Cu源、Zn源、Ti源、Zr源和Al源装入熔炼炉中，进行熔炼，当熔体软化下榻化平后，向炉内撒入二号溶剂粉，待上述炉料全部熔化，熔体温度达到720?740°C时，加入的Mg源和0-0.0009%的Be，加完后采用二号溶剂粉进行覆盖，搅拌后熔炼，得到熔炼物。
[0050]在装炉时，原则上应按从小到大的顺序进行，即将先装小块料，再装大块料，同时将熔点高的中间合金装在中上层，易烧损的金属装在中层。
[0051]在本发明中，所述Cu源、Mg源、Zn源、Ti源、Zr源和Al源的用量和来源与上述技术方案中Cu源、Mg源、Zn源、Ti源、Zr源和Al源的用量和来源一致，在此不再赘述。
[0052]在本发明中，所述二号溶剂粉为市售产品，每次的使用量优选为上述原料总量的
0.5?2%，更优选为1%。
[0053]在本发明中，所述熔炼过程中熔炼的炉膛温度优选为800?1050°C，更优选为900?1000°C，所述熔炼中熔体的温度优选为600?770 V，更优选为650?750°C ;所述熔炼的时间优选为20?60min，更优选为30?50min。
[0054]完成所述熔炼后，本发明优选对得到的熔体进行取样，以便对熔体成分进行分析，然后根据上述各成分的含量要求进行相应的成分调整，所述调整的方法为本领域技术人员熟知的方法。具体的，根据送检结果决定是否冲淡或者补料，冲淡或者补料按量按以下公式进行:
[0055]若生产7A85铝合金铸锭长度4200mm，I次铸造4根，考虑氧化烧损5%，铸锭规格Φ850，该合金密度为2800kg/m3，则计算出总的投料量=π Χ0.652/4Χ4.2Χ4Χ (1+5% )X2800 ^ 29800kg。
[0056]以Cu元素为例，如果Cu元素炉前分析值为1.3%，需补到1.6%，
[0057]则需补含量40 %的Al-Cu中间合金重量=29800 X (1.6 % -1.3 % ) /40 %^ 224kg ;
[0058]如果Cu元素炉前分析值2.1 %，需冲淡到1.9%，
[0059]则需冲淡用的AL99.70 锭总量=29800X (2.1% -1.9% )/1.9%^ 308kg。
[0060]注意补料或者冲淡前，应适当提高熔体温度至750°C以上，且加入的金属或者中间合金应干燥，防止放炮等事故。
[0061]本发明优选在炉门中间熔体进行取样，并在取样后采用所述二号溶剂粉进行覆至
ΠΠ O
[0062]完成成分调整后，本发明优选采用精炼管进行炉内氩气精炼，所述精炼的时间优选为15?30min，更优选为20min，所述精炼的温度优选为730?750 °C，更优选为740 V ；所述精炼时气泡的高度不应超过80mm。
[0063]完成所述精炼后，本发明优选将熔体进行静置，得到熔炼物，所述静置的时间优选多 25min。
[0064]得到熔炼物后，本发明将所述熔炼物依次进行在线除气、在线过滤和在线细化，得到在线处理产物。本发明采用双级旋转除气铝熔体在线净化技术，解决传统Φ850πιπι圆铸锭氢含量较高、制约锻件制品后续加工实物质量与性能提升的难题。
[0065]在本发明中，所述在线除气优选采用双转子除气精炼装置，所述精炼用气的流量优选为25?35L/min，更优选为30L/min ;所述精炼的温度优选为715?725°C，更优选为720 0C ;所述转子的转速优选为290?310rpm，更优选为295?305rpm。
[0066]在本发明中，所述在线过滤优选采用单级30ppi陶瓷过滤板进行过滤；所述在线细化优选采用Al-5T1-B丝。
[0067]完成在线处理后，本发明将得到的在线处理产物进行铸造，得到7A85铝合金锭还，在本发明中，所述铸造的速度为8?14mm/min，优选为9?13mm/min，更优选为10?12mm/min ;所述铸造的温度优选为650?770°C ;所述铸造过程中冷却水的流量优选为10?20m3/h。在本发明中，所述铸造开始的时候，所述铸造速度优选为8?9mm/min，更优选为8mm/min，所述冷却水流量优选为10?llm3/h，更优选为10m3/h ;当铸造长度达到300mm后，将所述铸造速度以(lmm/min)/50mm的速度增加，直至所述铸造速度达到13?14mm/min，更优选为14mm/min ;所述冷却水的流量以(lm3/h)/50mm的速度增加，直到所述冷却水的流量达到19?20m3/h。冷却水流量过高或过低、铸造速度过慢均会使铸造时产生铝熔体泄漏，致使铸造过程无法进行；铸造速度过快使铸锭中心裂纹倾向增加、铸锭表面产生拉裂倾向增加，严重时甚至产生铝熔体拉漏现象。本发明采用适当的铸造速度进行铸造，以减小中心裂纹倾向，铸锭也不会出现严重冷隔产生横向裂纹。本发明采用逐渐加强的水冷方法，由于一次水冷较弱，液穴较浅，不容易产生中心裂纹铸锭，二次水冷相对加强，冷却速度大大提高，使得得到的铝合金铸锭内部组织致密，提高了铸锭成型率和内部冶金质量。
[0068]本发明优选在浇口部液体尚有1/3时停水，当浇口部马上要脱离结晶器时停车，完成所述铸造。
[0069]采用现有技术铸造7A85合金大规格圆锭时若不用纯铝铺底工艺，铸锭底部易产生裂纹，甚至整根通裂。本发明采用铺假底铸造技术，无需纯铝铺底，免刮水器刮水回火，有利于简化铸造工序，降低生产成本。
[0070]完成所述铸造后，本发明优选对得到的铸锭进行退火，以去除应力，所述退火的温度优选为350?450°C，更优选为380?420°C ;所述退火的时间优选为6?10小时，更优选为7?9小时。
[0071]得到7A85铝合金锭坯后，本发明将得到的7A85铝合金铸锭进行均匀化热处理，得到7A85铝合金，7A85合金主要通过强化元素Zn、Mg、Cu固溶溶入基体，形成过饱和固溶体，时效时析出弥散分布的析出强化相而得到较高性能，而较多的残留未溶相将不利于性能的提高。同时，大规格、高合金化铸锭也使得合金成分偏析严重，因此对铸锭进行的均匀化热处理相当重要。
[0072]在本发明中，均匀化过程中析出的Al3Zr粒子对合金的整体性能有重要影响，弥散细小分布的Al3Zr粒子能有效抑制晶界迀移，促使固溶后合金中保留更多的变形组织，改善合金力学性能和抗应力腐蚀性能。晶界附近Al3Zr粒子的微观形貌观察表明，引入慢速率升温过程对Al3Zr粒子弥散析出具有重要作用。通常情况下，均匀化过程中的Al3Zr粒子析出是脱溶沉淀过程，不仅与体系自由能差异有关，也与Zr元素的分布相联系。合金凝固时，铸锭中Zr原子在枝晶中心富集而于枝晶交界附近贫化，虽然在均匀化过程Zr原子会由晶内向晶界扩散，但Al3Zr粒子的析出峰值是在高温区域，采用单级或快速升温的均匀化制度时，Zr原子往往来不及扩散就已作为Al3Zr粒子析出长大。因此快速升温过程的均匀化制度，Al3Zr粒子分布密度有明显从晶内向晶界逐渐减小的趋势，并于晶界附近存在较大范围的无析出区。
[0073]在本发明中，在将所述7A85铝合金铸锭装炉进行均匀化热处理之前，应确保炉温(3500C，本发明优选以490?500°C的加热温度进行加热，直至炉内温度达到460?470°C时进入保温阶段，所述保温的温度优选为460?470°C，更优选为465°C ;所述保温时间为30?35小时，更优选为32小时。
[0074]为了提高7A85铝合金后续加工材的综合性能，可以在出炉时采用大功率风机冷却铸锭至200°C以下再空冷，此种操作可减缓含Zr粒子的粗化，提高其抑制再结晶的作用。
[0075]完成均匀化热处理后，本发明优选对所述均匀化热处理得到的铝合金铸锭进行后处理，所述后处理包括铸锭锯切、加工和检测，所述后处理可根据实际的生产需要进行处理，本发明不做特殊的限定。
[0076]本发明按照GB/T228《金属材料室温拉伸试验方法》方法检测了本发明得到的7A85铝合金的强度，结果表明，本发明提供的7A85铝合金的强度为530MPa。
[0077]本发明按照GB/T 6519-2013变形铝、镁合金产品超声波检验方法对本发明得到的7A85铝合金进行了探伤检测，结果表明，本发明提供的7A85铝合金的探伤合格率为97 ?99%。
[0078]本发明按照GB/T 3246.1-2000变形铝及铝合金制品显微组织检验方法对本发明得到的7A85铝合金进行了高倍检测，结果表明，本发明提供的7A85铝合金铸锭显微组织致密，未见明显疏松，晶粒等轴性和均匀性较好，心部尺寸小于400um，未见夹渣等缺陷。
[0079]本发明提供了一种7A85铝合金，包括以下质量分数的组分:Cu:1.3?2.0% ；Mg:
1.2 ?1.8% ；Zn:7.0 ?8.0% ；Zr:0.08 ?0.15% ；Ti:0 ?0.06% ；Si:0 ?0.06% ；Fe:O?0.08%；Mn:0?0.04%；Cr:0?0.04%;余量为Al ;所述Zn和Mg的质量比为(4.5?5.0):1。本发明提供的7A85铝合金通过对Cu含量和Zn/Mg比值的优化和精确控制，实现对热处理时晶粒内部和晶界处析出的Θ (Al2Cu)相及S (Al2CuMg)相等第二相的形态和数量的控制，从而使本发明提供的7A85铝合金具有更高的强度、更高的韧性和更好的抗腐蚀性能。实验结果表明，本发明提供的7A85铝合金的强度为520MPa，比现有的7A85铝合金强度高出约20MPa。
[0080]为了进一步说明本发明，以下结合实施例对本发明提供的一种7A85铝合金进行详细描述，但不能将其理解为对本发明保护范围的限定。
[0081]在以下实施例中，所用的原材料符合以下要求:
[0082]重熔铝锭:A1 ^ 99.7% ;重熔镁锭:Mg彡99.95% ；电解铜:Cu彡99.95% ;锌锭:Zn 彡 99.99% ;中间合金:Al_15Mn，Al_4Cr，Al_4Ti，Al_4Zr，Al_3Be:在上述所有中间合金中，Fe、Si ( 0.6%，其他彡0.1%。Al-1OFe:Si ( 0.6%，其他彡0.1%。在线细化:Α1-5Τ?-ΒΦ9.5mm 丝。
[0083]所用的辅助材料符合以下要求:
[0084]液氩:纯度彡99.98%, H2O ( 1ppm, [H2] ( 5ppm，[02] ( 1ppm ；2# 熔剂:工业级；在线过滤:30ppi陶瓷过滤板。
[0085]合金配料时应合理搭配使用低铁硅铝锭和本身一级废料，高精铝锭用量多50%,一级废料用量要求< 30%，配料时要求原材料表面清洁干净，铜、镁、锌元素直接以纯金属配料，其他以中间合金配料。
[0086]实施例1
[0087]生产铸锭长度4200mm、铸锭规格为Φ850的7A85铝合金。I次铸造4根，考虑氧化烧损5%，该合金密度为2800kg/m3，则计算出总的投料量=JT X0.852/4 X 4.2 X 4X (1+5% ) X 2800 ^ 28400kg。
[0088]在熔炼炉中均匀撒入65kg的2#溶剂粉，然后将482kg纯Cu板、2156kg纯Zn锭、142kgAl-Ti中间合金、851kgAl-Zr中间合金和24287kgAL锭按从小到大的顺序进行装炉，即将先装小块料，再装大块料，同时将熔点高的中间合金装在中上层，易烧损的金属装在中层。熔炼炉的炉膛温度控制在< 1050°C，熔体温度控制在< 770°C，当熔体软化下塌及化平后，向炉内均匀撒入130kg的2#熔剂粉，并适时搅拌金属。
[0089]炉料全部熔化完后，熔体温度达到730°C左右时加入482kg Mg锭和8.5kg的Al-Be中间合金。加入过程及加完后用89kg 2#熔剂粉覆盖，使用量以完全覆盖住为准。加完后应进行彻底搅拌，并将温度调整稳定在740°C左右，约过20分钟后进行炉前取样。
[0090]取样必须在炉门中间熔体进行，根据炉前快速分析结果和上述技术方案中的控制要求进行成分调整。
[0091]成分调整完成后，采用精炼管进行炉内氩气精炼，精炼时间20分钟，精炼温度740°C左右，精炼时气泡高度不应超过80mm。
[0092]精炼完成后应进行静置，静置时间至少25分钟。
[0093]将静置后的熔体采用双转子除气精炼装置进行在线除气，精炼用气量为30L/min，精炼温度为720±5°C，转子转速为300±5rpm ;然后采用单级30ppi陶瓷过滤板进行在线过滤，更换过滤板时要求检查过滤板的完整性，并保证安装到位，小心放上配重物，并进行适当烘烤；然后按照1.5kg/t的量加入Al-5T1-B丝，进行在线细化。
[0094]完成在线处理后，将熔体进行铸造，铸造温度为735°C，铸造开始时，铸造起车速度为8mm/min，冷却水流量为10m3/h，待铸造长度达到300mm以后，将铸造速度以(lmm/min)/50mm的增量调整至14mm/min，将冷却水流量以(lm3/h)/50mm的增量调整至20m3/h。
[0095]铸造收尾时当浇口部液体尚有1/3时停水，当浇口部马上要脱离结晶器时停车，严禁将水滴到浇口部。
[0096]铸造完成后，将铸造得到的锭坯进行均匀化热处理，以495°C的加热温度加热，加热至465°C后进入保温，保温32小时，完成均匀化热处理。
[0097]然后在360°C下退火8小时，然后对铸锭进行相应的进行锯切，锯切浇口部和底部均约350mm，得到7A85铝合金。铸造成型率为93%。得到的合金包含以下成分:1.7%的CuU.7%的 Mg、7.6%的 Ζη、0.12%的 Zr 和余量的 Al。
[0098]本发明按照上述技术方案对本发明得到的7A85铝合金进行探伤检测，结果表明，本实施例得到的7A85铝合金的探伤合格率为99%。
[0099]本发明按照上述技术方案对本实施例得到的7A85铝合金的浇口部进行了高倍检测，结果如图1?6所示，图1为本发明实施例1得到的7A85铝合金铸锭浇口部的表层在50X下的高倍检测图；图2为本发明实施例1得到的7A85铝合金铸锭浇口部的表层在200 X下的高倍检测图；图3为本发明实施例1得到的7A85铝合金铸锭浇口部的1/4处在50X下的高倍检测图；图4为本发明实施例1得到的7A85铝合金铸锭浇口部的1/4处在200X下的高倍检测图；图5为本发明实施例1得到的7A85铝合金铸锭浇口部的心部在50X下的高倍检测图；图6为本发明实施例1得到的7A85铝合金铸锭浇口部的心部在200X下的高倍检测图。由图1?6可以看出，本实施例得到的7A85铝合金组织均匀致密，晶粒等轴性较好。
[0100]本发明按照上述技术方案对本实施例得到的7A85铝合金的底部进行了高倍检测，结果如图7?12所示，图7为本发明实施例1得到的7A85铝合金铸锭底部表层在50 X下的高倍检测图；图8为本发明实施例1得到的7A85铝合金铸锭底部表层在200X下的高倍检测图；图9为本发明实施例1得到的7A85铝合金铸锭底部的1/4处在50X下的高倍检测图；图10为本发明实施例1得到的7A85铝合金铸锭底部1/4处在200 X下的高倍检测图；图11为本发明实施例1得到的7A85铝合金铸锭底部的心部在50X下的高倍检测图；图12为本发明实施例1得到的7A85铝合金铸锭底部的心部在200X下的高倍检测图。由图7?12可以看出，本实施例得到的7A85铝合金组织均匀致密，晶粒等轴性较好。
[0101]本发明按照上述技术方案对本发明得到的7A85铝合金进行探伤检测，结果表明，本实施例得到的7A85铝合金的探伤合格率为99%。
[0102]本发明按照上述技术方案对本发明得到的7A85铝合金进行强度检测，结果表明，本实施例得到的7A85铝合金的强度为520Mpa。
[0103]由以上实施例可以看出，本发明提供的7A85铝合金强度较高。
[0104]以上所述仅是本发明的优选实施方式，应当指出，对于本【技术领域】的普通技术人员来说，在不脱离本发明原理的前提下，还可以做出若干改进和润饰，这些改进和润饰也应视为本发明的保护范围。
【权利要求】
1.一种7八85铝合金，包括以下质量分数的组分:
011:1.3 ?2.0 % ；%:1.2 ?1.8 % ；211:7.0 ?8.0 % ；2『:0.08 ?0.15 % ；11:0 ?0.06% ；81:0 ?0.06% ；？6:0 ?0.08% ；胞:0 ?0.04% ；0:0 ?0.04% ；余量为八 1 ； 所述211和%的质量比为(4.5?5.0):1。
2.根据权利要求1所述的7八85铝合金，其特征在于，所述。的质量分数为1.5?1.
3.根据权利要求1所述的7八85铝合金，其特征在于，所述啦的质量分数为1.5?1.7%。
4.根据权利要求1所述的7八85铝合金，其特征在于，所述2=的质量分数为7.2?7.
5.根据权利要求1所述的7八85铝合金，其特征在于，所述II的质量分数为0.01?0.03%。
6.根据权利要求1所述的7八85铝合金，其特征在于，所述七的质量分数为0.10?0.13%。
7.根据权利要求1所述的7八85铝合金，其特征在于，所述2=和啦的质量比为(4.6?4.9):1。
8.根据权利要求1所述的7八85铝合金，其特征在于，所述211和啦的质量比为4.8: 1。
9.根据权利要求1所述的7八85铝合金，其特征在于，所述。的质量分数为1.7%。
10.根据权利要求1?9任意一项所述的7八85铝合金，其特征在于，所述7八85铝合金为规格为0 850111111的铝合金。
【文档编号】C22C21/10GK104451292SQ201410766578
【公开日】2015年3月25日 申请日期:2014年12月12日 优先权日:2014年12月12日
【发明者】姚勇, 刁文武, 王剑 申请人:西南铝业（集团）有限责任公司