本发明所涉及的技术领域为铝合金， 特别是由国际铝业协会所命名的

7xxx系（Al-Zn-Mg-Cu系）铝合金； 更具体地，本发明涉及厚度较大，即 30 ~ 360 mm厚的 7xxx系铝合金制品。 虽然本发明最典型的应用是大厚度锻件 和轧制板制品， 但是其也可以应用于具有整体或局部大厚度特 征的挤压制 品及铸造制品。 背景技术

现代航空制造业中， 伴随着对飞机的综合飞行性能、 有效载重、 燃油 消耗、 服役寿命及可靠性等要求的不断提升， 大型整体式铝合金构件在飞 机中的应用越来越广泛。 例如： 在飞机的机翼与机身结合部位的设计制造 中， 釆用单一成分的大尺寸铝合金制品、 通过数控铣削方法加工的整体式 翼身对接构件， 取代传统的、 通过多个不同成分的铝合金散件拼装而成的 组合式翼身对接构件， 不仅可以大幅度减轻构件的重量、 提高其在服役过 程中的可靠性， 而且可以明显减少构件的安装工序、 降低飞机的综合制造 成本。

然而， 这种先进的设计制造方法， 对相关铝合金制品的综合性能提出 了十分苛刻的要求：

正如航空制造界所周知， 对于飞机机翼或翼身对接结构的上端面制造 用材， 一般希望其具有最佳的压缩屈服强度、 以及可接受的损伤容限性能， 而对于飞机机翼或翼身对接结构的下端面制造 用材， 一般希望其具有最佳 的损伤容限性能、 以及可接受的拉伸屈服强度， 在传统的组合式结构中， 上述目的可以通过选择不同成分的铝合金散件 进行拼装的方式实现——如 在飞机机翼或翼身对接结构的上端面设计选材 时， 选用具有更高压缩屈服 强度水平、 损伤容限性能可接受的 7150、 7055、 7449合金等， 而在飞机机 翼或翼身对接结构的下端面设计选材时， 选用拉伸屈服强度水平可接受、 却具有最佳损伤容限性能的 2324、 2524合金等； 但是， （1)当上述结构被设 计为整体式时， 则所选用的单一合金制品不仅应具有最佳的拉 伸及压缩屈 服强度， 同时还应具有最佳的损伤容限性能， 即具备所谓的 "最佳性能组 合"； （2)—些整体式构件往往具有较大的局部高度� �� 导致用于制造这些整体 式构件的铝合金制品亦应具备较大的厚度 (30 mm以上，甚至达到 360 mm), 为了保证整体式构件各部位性能的一致性， 要求铝合金制品内部不同部位 的各项性能高度均匀。

通过性能综合测试评价发现， 全世界航空制造界广泛应用的一些传统 高强高韧铝合金难以满足上述要求。 例如： 7050、 7150合金等是被业界公 认为各项性能平衡性良好的高强高韧铝合金， 对于厚度 20 ~ 80 mm的 7050、 7150合金制品， 其表层和芯部均具有良好的综合性能、 以及可接受的内外 性能差异， 然而对于厚度达到 150 mm的 7050、 7150合金制品， 虽然其表 层的综合性能仍基本能够保持原来的良好特征 ， 但是其芯部的屈服强度与 表层相比， 至少降低了 10%以上， 延伸率、 断裂韧性等相差亦十分明显； 7055、 7449合金等是被业界公认为具有高强度特征的� �形铝合金， 对于厚 度 20 ~ 60 mm的 7055、 7449合金制品， 其表层和芯部均具有良好的高强 度特征、 以及可接受的内外性能差异， 然而对于厚度达到 100 mm的 7055、 7449合金制品，虽然其表层的高强度特征及其� �综合性能仍基本能够保持， 但是其芯部的屈服强度、 延伸率、 断裂韧性、 疲劳断裂门槛值、 腐蚀性能 等与表层相比， 亦分别降低了 10 ~ 25%不等。 一个公认的原则是， 在飞机 结构设计过程中， 设计人员一般以一种材料制品的最低可保证性 能作为选 材依据， 根据这个原则， 当传统的 7050、 7150、 7055、 7449合金被加工成 厚度较小的制品 (如 80 mm以下）时， 其表层与芯部之间具有良好的综合性 能一致性，制品的最低可保证性能 (往往是芯部性能)完全可以满足一些承载 要求较高的结构件制造选材要求，但当这些合 金被加工成大厚度的制品时， 芯部性能下降幅度过大， 制品的最低可保证性能已经难以满足一些承载 要 求较高的结构件制造选材要求。 此外， 7xxx系铝合金制品表层与芯部的一 些性能差异过大， 还会给后续的构件加工中带来一些意想不到的 问题， 如 相对高的残余内应力、 后续铣削加工工艺的制定及操作变得困难等， 这也 是飞机结构设计人员所不希望看到的。

大量的研究结果表明，导致大厚度 7xxx系铝合金制品表层与芯部性能 差距的基本原因， 主要归因于合金固溶热处理之后的淬火冷却过 程。 图 1 示意了 7xxx系铝合金大厚度制品的淬火冷却曲线， 可以看出， 在一定的淬 火条件下， 制品不同厚度部位的淬火冷却过程和冷却速率 差距明显， 与制 品表层的淬火冷却速率相比， 制品芯部的淬火冷却速率要緩慢许多。 图 2 示意了 7xxx系铝合金大厚度制品在淬火过程中，合金� �饱和固溶体分解所 形成的第二相尺寸及分布情况， 可以看出， 由于制品芯部附近的淬火冷却 速率较低， 引发了合金过饱和固溶体分解， 溶质元素大量脱溶、 并生长成 较为粗大的淬火析出相， 这些粗大淬火析出相的产生， 不仅降低了溶质元 素在合金制品芯部基体中的过饱和度 , 使进一步的时效热处理过程中可形 成的沉淀强化相数量减少、 恶化了该部位的强度性能， 而且其极有可能成 为初始裂紋萌生及微区腐蚀源地， 恶化该部位的其它性能， 如延伸率、 断 裂韧性、 疲劳性能、 耐腐蚀性能等； 同时也可以看出， 由于制品表层附近 的淬火冷却速率较高， 溶质元素的脱溶现象不明显、 或基本不产生淬火脱 溶， 基体的溶质元素过饱和度得以保持， 有利于在进一步的时效过程中形 成数量充分、 尺寸细小、 分布合理的沉淀强化相， 因而在制品表层附近能 够充分保持合金所应有的良好综合性能。

更深入的研究结果表明，淬火冷却速率对 7xxx系铝合金过饱和固溶体 分解行为的影响主要来自于两个方面：

一是所谓"过饱和固溶体的稳定性"：

在 7xxx系铝合金中， Zn、 Mg、 Cu被公认为是主合金元素， 其中， 添 加 Zn、 Mg的主要目的， 是期望在合金中形成具有 MgZn ₂ 化学成分组成、 与基体呈共格或半共格关系的沉淀强化相； 而 Cu的添加，一方面期望其固 溶于基体或析出相之中， 通过改变其电极电位而改善合金的耐腐蚀性能 。 另一方面， Cu的存在还可以加速析出相的形成进程、 并增强析出相的高温 稳定性， 当 Cu的含量超出其在基体及沉淀相中的固溶度极� ��时，还可形成 具有 Al ₂ Cu化学成分组成的沉淀强化相、以及其它� �� Cu的三元相或四元相， 对合金起到补充强化作用。 多年以来， 围绕 7xxx系铝合金的强韧化和耐腐 蚀能力的提升， 到目前为止， 已经形成了一整套主合金元素 Zn、 Mg、 Cu 含量范围的控制理论与方法， 并在此基础上， 发展了一系列具有各种不同 性能特征的 7xxx 系铝合金。 然而， 近年来的许多研究发现， 在传统 7xxx 系铝合金所涉及的成分范围内， 依据 Zn、 Mg、 Cu三种主合金元素之间的 某些配比所制备的合金， 在固溶热处理后的淬火冷却过程中， 其过饱和固 溶体显示了在緩慢冷却条件下良好的稳定性； 而依据其它配比所制备的合 金， 在固溶热处理后的淬火冷却过程中， 过饱和固溶体在緩慢冷却条件下 却极易分解。 对观察到的现象进行归纳总结， 虽然内在的微观机理尚未完 全掌握， 但是已经发现， 不同冷却速率条件下的过饱和固溶体稳定性， 对

Zn含量在较大范围内的变化并不敏感， 而对 Cu含量的变化却十分敏感， 即在特定的淬火冷却速率条件下， Cu的过量往往引起合金过饱和固溶体稳 定性的迅速下降。

二是所谓"诱导析出现象"：

在 7xxx系铝合金中， 不可避免地含有 Fe、 Si等杂质元素， 在凝固过 程中形成一些富 Fe相、 富 Si相； 同时， 为了控制合金的铸造晶粒尺寸、 均匀化退火过程中晶粒的长大， 抑制热变形加工及固溶热处理过程中再结 晶行为的发生，许多微合金化元素被设计添加 到合金中， 例如 Ti、 Cr、 Mn、 Zr、 Sc、 Hf等， 以期在合金凝固过程中形成一些可对晶界起钉 扎作用的细 小第二相， 或在合金均勾化退火过程中析出一些不仅对晶 界起钉扎作用、 而且对强化效果亦有一定贡献的细小弥散相。 然而有研究表明， 由于在合 金凝固过程中所形成的各类第二相与基体的晶 格一般呈失配关系， 甚至一 些在均匀化退火过程中析出的弥散相与基体的 晶格亦呈失配关系， 导致在 合金经过固溶热处理后进行淬火冷却时， 这些与基体晶格呈失配关系的第 二相往往成为 "诱导 "淬火析出相异质形核的核心， 图 3 所示的微观组织照 片， 显示了淬火析出相在这些与基体晶格呈失配关 系的第二相处的优先沉 淀情况。

近年来， 上述问题得到了一些研究机构和企业的广泛关 注。 在大量的 实验室研究工作基础上， 通过理论计算分析， 对合金成分进行精细的优选， 结合制备、 成型加工、 热处理制度的优化， 已经相继推出了一系列综合性 能优良、且各项性能受制品厚度变化影响相对 较小（即所谓"低淬火敏感性") 的高性能 7xxx系铝合金材料。

例如：（1)美国 Alcoa公司 2004年在中华人民共和国公开了一项发明专 利申请 CN1489637A, 陈述了一种适用于大厚度结构件制造的、 具有低淬 火敏感性的高强高韧铝合金， 其基本成分范围为： Zn 6 ~ 10 wt%, Mg l .2 ~ 1.9 wt%, Cu 1.2 ~ 1.9 wt%, Zr < 0.4 wt%, Sc < 0.4 wt%, Hf < 0.3 wt%, Ti < 0.06 wt%, Ca < 0.03 wt%, Sr < 0.03 wt%, Be < 0.002 wt%, Mn < 0.3 wt%, Fe < 0.25 wt%, Si < 0.25 wt%, 余者为 Al; 同时， 其优选的成分范围为： Zn 6.4 - 9.5 wt%, Mg 1.3 ~ 1.7 wt%, Cu 1.3 ~ 1.9 wt%, Zr 0.05 - 0.2wt%, 并且 Mg wt% < (Cu wt%+0.3 wt%)。 在其实施案例中： 在 T7过过时效状态 下， 当典型成分合金的板材制品厚度达 152 mm时， 制品芯部 L向的屈服 强度 /断裂韧性值可达 516 MPa/36.6 MPa*m ^1/2 (并可通过调整热处理制度提 升屈服强度、 降低断裂韧性值， 或降低屈服强度、 提升断裂韧性值)， 当典 型成分合金的锻件制品厚度达 178 mm时， 制品芯部的屈服强度可达 489 MPa(L向) /486 MPa(LT向) /475 MPa(ST向）， 且合金的延伸率性能、 疲劳性 能、 抗应力腐蚀及剥落腐蚀性能均保持优良水平， 明显优于传统的 7050、 7150、 7055等合金的同等大厚度制品， 显示了优良的各项性能平衡及低淬 火敏感性特征。

(2)德国克里斯铝轧制品有限公司 2006 年在中华人民共和国公开了一 项发明专利申请 CN1780926A, 亦陈述了一种具有优异性能平衡的高强高 韧铝合金，其基本成分范围为： Zn 6.5 ~ 9.5wt%, Mg 1.2 ~ 2.2wt%, Cu l .0 ~ 1.9wt%, Zr < 0.5wt%, Sc < 0.7wt%, Cr < 0.4wt%, Hf < 0.3wt%, Ti < 0.4wt%, V < 0.4wt%, Mn < 0.8wt%, Fe < 0.3wt%, Si < 0.2wt%, 其它杂质或附带元 素每种 ≤0.05wt%, 总量 ≤0.15wt%, 余者为 A1; 同时， 优选 (0.9 Mg - 0.6) ≤ Cu≤ (0.9 Mg + 0.05)。 在其实施案例中： 当典型成分的合金板材制品厚度 达 152 mm时， 在 T7过过时效状态下（包括 T76、 Τ74), 制品 1/4厚度部位 的极限抗拉强度 /屈服强度 /延伸率 /断裂韧性值 /抗剥落腐蚀性能分别可达到 523 MPa/494 MPa/10.5%/39 MPa*m ^1/2 /EA (并可通过调整热处理制度提升屈 服强度、 降低延伸率及断裂韧性值， 或降低屈服强度、 提升延伸率及断裂 韧性值)， 亦显示了优良的各项性能平衡及低淬火敏感性 特征。

(3)类似的工作还在其它一些已经公开的文献中 ， 有所描述。

虽然上述工作已经取得了大量成绩， 但是， 伴随着现代航空制造业及 其它领域的快速发展， 对综合性能更佳、 内部各部位的各项性能均勾一致 性更好的大厚度 7xxx系铝合金制品仍然不断提出需求， 因此， 相关研究人 员并未放弃进一步的努力。 非常意外地发现， 当对 7xxx系铝合金的成分范 围及各元素配比进行更精细的优化后， 可以满足上述十分苛刻的要求。 发明内容

本发明要解决的首要技术问题在于提出一种适 合于结构件制造的铝合 金制品，可以使大厚度的 7xxx系铝合金制品获得更加优良的强度和损伤� � 限性能的组合； 同时， 使合金制品表层、 表层以下不同深度及芯部之间的 各项性能具有更好的均勾一致性。

本发明要解决的第二个技术问题在于提出该铝 合金变形加工制品的制 备方法。

本发明要解决的第三个技术问题在于提出该铝 合金铸造加工制品的制 备方法。

本发明要解决的第四个技术问题在于提出该铝 合金制品与本身或其它 合金焊接在一起所形成的新产品。

本发明要解决的第五个技术问题在于提出该铝 合金制品通过机械加 工、 化学铣削加工、 电火花加工或激光加工方式所加工而成的最终 构件。

本发明要解决的第六个技术问题在于提出所述 最终构件的应用。

为了实现上述目的， 本发明釆用的技术方案为：

本发明涉及一种适合于结构件制造的铝合金制 品， 所述铝合金制品使 用半连续铸造铸锭制造并且含有以重量百分比 计的下述成分： Zn7.5~8.7, Mg 1.1-2.3, Cu 0.5-1.9, Zr 0.03 -0.20, 且余者为 Al、 附带的元素和杂 质， 其中： (a) 10.5 < Zn+Mg+Cu < 11.0; (b) 5.3 < (Zn/Mg)+Cu < 6.0; 和 (c) (0.24-D/4800) <Zr< (0.24-D/5000),其中 D为连接所述铸锭横截面外周上 任意两点并且通过该横截面几何中心的线段的 最小长度， 且 250 mm≤ D≤ 1000 mm。 在一个方面， 所述铸锭可为圓形铸锭， 且 D为该圓形铸锭横截 面的直径。 在另一方面， 所述铸锭可为方形铸锭， 且 D为该方形铸锭横截 面的短边长度。

本发明的第一优选方案为： 所述的适合于结构件制造的铝合金制品含 有以重量百分比计的下述成分： Zn7.5~8.4, Mg 1.65 ~ 1.8, Cu0.7~ 1.5, Zr 0.03 -0.20, 且余者为 Al、 附带的元素和杂质， 其中：

(a) 10.6 < Zn+Mg+Cu < 10.8;

(b) 5.5<(Zn/Mg)+Cu<5.7; 和

(c) (0.24-D/4800) <Zr< (0.24-D/5000)。

在一个优选方面， 所述的适合于结构件制造的铝合金制品中的 Mg含 量为 1.69 ~ 1.8 wt%。

本发明的第二优选方案为： 所述铝合金制品还包括选自 Mn、 Sc、 Er 和 Hf中的至少一种微合金化附带元素， 条件是： 所述微合金化元素的含量 满足 (0.24-D/4800) < (Zr+Mn+Sc+Er+Hf) < (0.24-D/5000)。

本发明的第三优选方案为： 所述铝合金制品还含有： Fe < 0.50 wt%, Si < 0.50 wt%, Ti < 0.10 wt%, 和 /或其它杂质元素每种 ≤ 0.08 wt%, 且其 中所述其它杂质元素的总和 ≤0.25 wt%。

本发明的第四优选方案为： 所述铝合金制品含有 Fe < 0.12 wt%, Si < 0.10 wt%, Ti < 0.06 wt%, 和 /或其它杂质元素每种 ≤0.05 wt%, 且其中所 述其它杂质元素的总和 ≤0.15 wt%。

本发明的第五优选方案为： 所述铝合金制品含有 Fe < 0.05 wt%, Si < 0.03 wt%, Ti < 0.04 wt%, 和 /或其它杂质元素每种 ≤0.03 wt%, 且其中所 述其它杂质元素的总和 ≤0.10 wt%。

本发明的第六优选方案为： 所述铝合金制品中的 Cu含量小于或等于 Mg含量。

本发明的第七优选方案为：所述铝合金制品的 横截面最大厚度为 250 ~ 360 mm, 且其中 Cu含量为 0.5 ~ 1.45 wt%。

本发明的第八优选方案为：所述铝合金制品的 横截面最大厚度为 250 ~ 360 mm, 且其中 Cu含量为 0.5 ~ 1.40 wt%。

本发明的第九优选方案为： 所述铝合金制品的横截面最大厚度为 30 ~ 360 mm, 且所述铝合金制品是锻造制品、板材制品、挤 压制品或铸造制品。

本发明的第十优选方案为： 所述铝合金制品的横截面最大厚度为 30 ~ 80 mm, 且所述铝合金制品是锻造制品、 板材制品、 挤压制品或铸造制品。

本发明的第十一优选方案为： 所述铝合金制品的横截面最大厚度为 80 - 120 mm, 且所述铝合金制品是锻造制品、 板材制品、 挤压制品或铸造 制品。

本发明的第十二优选方案为： 所述铝合金制品的横截面最大厚度为 120 - 250 mm, 且所述铝合金制品是锻造制品、 板材制品、 挤压制品或铸 造制品。

本发明的第十三优选方案为： 所述铝合金制品的横截面最大厚度为 250 - 360 mm, 且所述铝合金制品是锻造制品、 板材制品、 挤压制品或铸 造制品。

本发明还涉及铝合金制品的制造方法。 所述铝合金制品包括铝合金变 形加工制品和铝合金铸造制品。 所述铝合金变形加工制品的过程可描述为 "合金配制及熔炼一半连续铸造制备铸锭 (圓铸锭、 方铸锭)一铸锭的均匀化 退火处理和表面机械加工精整_热变形加工 (板材轧制、 锻件锻造、 型材 / 管材 /棒材挤压)得到最终形状的制品一固溶热处理� ��消除应力处理一时效 热处理一成品制品"。 所述铝合金铸造制品的制造过程可描述为 "合金的配 制及熔炼一铸件的铸造成型 _固溶热处理 _时效热处理 _成品制品"。

其中， 所述铝合金变形加工制造方法可包括以下步骤 ：

(1)制造如本发明所述的半连续铸造铸锭；

(2)对所得铸锭进行均勾化退火处理；

(3)对经均勾化退火处理的铸锭进行一次或多次 热变形加工， 从而得到 所需规格的合金制品；

(4 )对经热变形加工的合金制品进行固溶热处理� �

(5)将经固溶热处理的合金制品迅速冷却到室温 ； 和

(6)对合金制品进行时效热处理以进行强韧化处 理， 以得到所需的合金 变形加工制品。

其中在步骤 (1)中， 釆用熔炼、 除气、 除夹杂及半连续铸造的方式进行 半连续铸造铸锭的制造； 在熔炼过程中， 以不易烧损的 Cu为核心来精确控 制元素， 通过在线化验各元素的含量， 快速补充调整合金元素之间的配比， 并完成全部的铸锭制造过程。 在一个优选方面， 在步骤 (1)中还包括在结晶 器部位或其附近施加电磁场搅拌、 超声场搅拌或机械搅拌。

在步骤 (2)中， 所述均勾化退火处理通过选自下组的方式进行 ： （1)在 450 ~ 480 °C范围内，进行 12 ~ 48 h的单级均匀化处理； （2)在 420 ~ 490 °C范 围内，进行总时间为 12 ~ 48 h的双级均匀化处理； 和 (3)在 420 ~ 490 °C范围 内， 进行总时间为 12 ~ 48 h的多级均匀化处理。

在步骤 (3)中， 所述一次或多次热变形加工釆用选自锻造、 轧制、 挤压 及其组合的方式进行， 每一次热变形加工前的预热温度为 380 ~ 450°C , 且 预热时间为 l ~ 6 h。 在一个优选方面， 釆用自由锻造和轧制的组合工艺进 行合金的热变形加工， 且所得合金板材制品的厚度为 120 ~ 360 mm。

在步骤 (4)中， 所述固溶热处理通过选自下组的方式进行： （1)在 450 ~ 480 °C范围内对制品进行 1 ~ 12 h的单级固溶热处理；（2)在 420 ~ 490°C范围 内对制品进行总时间为 1 ~ 12 h的双级固溶热处理； 和 (3)在 420 ~ 490 °C范 围内对制品进行总时间为 1 ~ 12 h的多级固溶热处理。在一个优选方面，釆 用以下固溶制度对合金制品进行固溶热处理： 固溶热处理温度为 467 ~

475 °C , 有效等温加热时间 t(mi _n ) = 45( _m in ) + ^丽、 、, 其中 d为铝合金制品

2{mm/ min )

的最大厚度。

在步骤 (5)中， 使用选自冷却介质浸没式淬火、 辊底式喷淋淬火、 强风 冷却及其组合的方式将合金制品迅速冷却至室 温。 在一个优选方面， 所述 冷却介质浸没式淬火为水浸没式淬火。

在步骤 (6)中， 使用选自下组的方式对合金制品进行时效热处 理： （1)对 合金制品进行单级时效热处理 (优选 T6峰时效热处理）， 其中时效热处理温 度为 110 ~ 125 °C ,且时间为 8 ~ 36 h; (2)对合金制品进行双级过时效处理 (优 选 T7过时效热处理）， 其中第一级时效热处理温度为 110 ~ 115 °C , 时间为 6 ~ 15 h; 且第二级时效热处理温度为 155 ~ 160 °C , 时间为 6 ~ 24 h; 和 (3) 对合金制品进行三级时效热处理， 其中第一级时效热处理温度为 105 ~ 125 °C ,时间为 1 ~ 24 h;第二级时效热处理温度为 170 ~ 200 °C ,时间为 0.5 ~ 8 h; 且第三级时效热处理温度为 105 ~ 125 , 时间为 1 ~ 36 h。

在一个优选方面， 所述方法还可在步骤 (5)和 (6)之间包括以下步骤： 对 经冷却的合金制品进行变形总量在 1 ~ 5%范围内的预变形处理， 以有效消 除制品中的残余内应力。 在一个优选方面， 所述预变形处理为预拉伸； 且 在另一个优选方面， 所述预变形处理为预压缩。

本发明还提供了一种生产铝合金铸造制品的方 法， 包括以下步骤：

(1)制造如本发明所述的铸锭；

(2)对所得铸锭进行固溶热处理； 和

(3)对经固溶热处理的铸锭进行时效热处理， 以得到所需的合金铸造产 口 σ。

其中在步骤 (1)中， 釆用熔炼、 除气、 除夹杂及铸造的方式进行铸锭的 制造，其中在熔炼过程中以不易烧损的 Cu为核心来精确控制元素，通过在 线化验各元素的含量， 快速补充调整合金元素之间的配比并完成全部 的铸 锭制备过程， 其中所述铸造选自沙型模浇铸、 金属型模浇铸、 低压铸造和 附带有机械搅拌的低压铸造； 或者在步骤 (1)中， 釆用熔炼、 除气、 除夹杂 和搅拌的方式来制造具有半固态组织特征的坯 料， 然后对半固态坯料二次 加热后再进行低压铸造， 从而进行铸锭的制造， 其中在熔炼过程中以不易 烧损的 Cu为核心来精确控制元素，通过在线化验各元� ��的含量，快速补充 调整合金元素之间的配比， 并完成全部的铸锭制备过程， 其中所述搅拌选 自电磁搅拌、 机械搅拌及其组合。

在步骤 (2)中， 所述固溶热处理通过选自下组的方式进行： （1)在 450 ~ 480 °C范围内对铸锭进行 1 ~ 48 h的单级固溶热处理；（2)在 420 ~ 490 °C范围 内对铸锭进行总时间为 1 ~ 48 h的双级固溶热处理； 和 (3)在 420 ~ 490 °C范 围内对铸锭进行总时间为 1 ~ 48 h的多级固溶热处理。

在步骤 (3)中， 所述时效热处理通过选自下组的方式进行： （1)对铸锭进 行单级时效处理 (优选 T6峰时效处理），其中时效热处理温度为 110 ~ 125 °C , 时间为 8 ~ 36 h; (2)对铸锭进行双级时效处理 (优选 T7过时效处理）， 其中 第一级时效热处理温度为 110 ~ 115°C , 时间为 6 ~ 15h, 且第二级时效热处 理温度为 155 ~ 160 °C , 时间为 6 ~ 24 h; 和 (3)对铸锭进行三级时效处理， 其中第一级时效热处理温度为 105 ~ 125 °C , 时间为 l ~ 24 h,第二级时效热 处理温度为 170 ~ 200°C , 时间为 0.5 ~ 8 h,第三级时效热处理温度为 105 ~ 125 °C , 时间为 1 ~ 36 h。

其中， 如本发明所述的或根据本发明所述方法制造的 铝合金制品的表 层、 表层以下不同深度及芯部之间的屈服强度性能 的差异 ≤ 10%, 优选所 述铝合金制品的表层、 表层以下不同深度及芯部之间的屈服强度性能 的差 异 ≤6%, 更优选所述铝合金制品的表层、表层以下不同 深度及芯部之间的 屈服强度性能的差异 ≤4%。

在一个方面， 如本发明所述的或如本发明所述方法制造的铝 合金制品 可与选自其本身及其它合金的材料焊接在一起 形成新的产品， 所述焊接选 自搅拌摩擦焊、 熔化焊、 钎焊、 电子束焊、 激光焊及其组合。

在另一方面， 如本发明所述的或如本发明所述方法制造的铝 合金制品 可通过选自机械加工、 化学铣削加工、 电火花加工、 激光加工及其组合的 方式被加工为最终构件。 其中所述最终构件选自飞机零件、 车辆零件、 航 天器零件和成型模具。 在一个优选方面， 所述飞机零件选自飞机的机翼翼 梁、 翼身对接构件、 承力框和壁板。 在另一个优选方面， 所述成形模具为 100°C以下进行成型制品生产用的模具。 在又一个优选方面， 所述车辆零件 选自汽车零件和轨道交通工具的零件。

下面对本发明的发明内容做进一步的详细描述 ：

(1)针对厚度在 30 ~ 360 mm范围内的制品， 本发明所选择的基本合金 含有以重量百分比计的下列成分： Zn7.5~8.7, Mg 1.1 ~2.3, Cu0.5~ 1.9, Zr 0.03 - 0.20, 余者为 Al、 附带的元素和杂质； 同时需要满足， 10.5 < Zn+Mg+Cu < 11.0, 5.3 < (Zn/Mg)+Cu < 6.0, (0.24-D/4800) < Zr < (0.24-D/5000), 其中 D为连接所述铸锭横截面外周上任意两点并且� �过该 横截面几何中心的线段的最小长度， 且 250mm≤D≤ 1000mm。

(2)针对厚度 30 ~ 360 mm范围内的制品， 本发明更优选的基本合金含 有以重量百分比的下列成分： Zn7.5 - 8.4, Mg 1.65 ~ 1.8, Cu0.7 - 1.5, Zr 0.03 ~ 0.20,余者为 Al、附带的元素和杂质；同时需要满足， 10.6 < Zn+Mg+Cu < 10.8, 5.5<(Zn/Mg)+Cu<5.7, (0.24-D/4800) < Zr < (0.24-D/5000), 其中 D 为连接所述铸锭横截面外周上任意两点并且通 过该横截面几何中心的线 段的最小长度， 且250111111≤0≤ 1000111111。

(3)本发明未添加 7xxx系铝合金中常用的微合金化元素 Cr、 V等。 除 了本发明中添加的 Zr元素、 以及在铸锭过程中随晶粒细化剂进入合金的 Ti元素以外， 本发明还可以添加微合金化元素 Mn、 Sc、 Er、 Hf等， 但是 当添加这些微合金化元素时， 无论是单个微合金化元素的进一步添加， 还 是 2 个或多个微合金化元素的同时添加， 仍需要满足 (0.24-D/4800) < (Zr+Mn+Sc+Er+Hf) < (0.24-D/5000), 以确保在凝固冷却速率较慢的大尺寸 铸锭芯部， 不形成或少形成含有上述元素的一次凝固析出 相， 其中 D为连 接所述铸锭横截面外周上任意两点并且通过该 横截面几何中心的线段的最 小长度， JL250mm≤D≤ 1000mm。

(4)本发明合金在制造变形加工制品及铸造制品 时， 作为杂质及随晶粒 细化剂带入元素， 应控制 Fe≤ 0.50wt%, Si < 0.50wt%, Ti < 0.10wt%, 其 它杂质或附带元素单个 ≤ 0.08wt%, 总和 ≤ 0.25wt%; 优选地， 本发明合 金在制造变形加工制品时，作为杂质及随晶粒 细化剂带入元素，应控制 Fe < 0.12wt%, Si < 0.10wt%, Ti < 0.06wt%, 其它杂质或附带元素单个 ≤ 0.05wt%,总和 ≤0.15wt%； 更优选地，本发明合金在制造变形加工制品时 ， 作为杂质及随晶粒细化剂带入元素， 应控制 Fe≤0.05wt%, Si<0.03wt%, Ti<0.04wt%, 其它杂质或附带元素单个 ≤0.03wt%, 总和 ≤0.10wt%；

(5)在进一步优选的实施方案中， 为了避免大厚度制品芯部淬火冷却速 率低而带来的过饱和固溶体稳定性下降， 当 7xxx 系铝合金制品厚度达到 250mm以上时， Cu含量的上限不超过 1.45wt%。 (6)在更优选的实施方案中， 为了避免大厚度制品芯部淬火冷却速率低 而带来的过饱和固溶体稳定性下降，当 7xxx系铝合金制品厚度达到 250mm 以上时， Cu含量的上限不超过 1.40wt%。

(7)本发明所述合金可以釆用熔炼、 除气、 除夹杂及半连续铸造的方式 进行铸锭的制备； 需要特别指出的是， 本发明所述合金在熔炼过程中， 需 要以不易烧损的 Cu为核心来精确控制元素， 通过在线化验各元素的含量， 快速补充调整合金元素之间的配比、 并完成全部的铸锭制备过程。

(8)本发明所述合金还可以釆用熔炼、 除气、 除夹杂， 以及在结晶器部 位或附近外加电磁场搅拌、 超声场搅拌、 机械搅拌的方式进行铸锭的制备， 以改善合金凝固过程中固 -液相界面的形状、 减小熔体液穴深度， 同时， 有 效地破碎枝晶组织、 减少合金元素的宏观及微观偏析， 但合金中氧化夹杂 的控制应保证在业内所周知的水平以内。

(9)本发明所述合金可以釆用以下均匀化退火处 理制度， 包括在 450 ~ 480°C范围内对铸锭进行 12 ~ 48h 的单级均勾化退火处理， 或者在 420 ~ 490°C范围内对铸锭进行总时间为 12 ~ 48h的 2级、 3级甚至多级均匀化退 火处理。

(10)本发明所述合金可以釆用锻造、轧制、挤� �等变形加工手段中的一 种或多种进行一次或多次热变形加工而得到所 需规格的制品， 每一次热变 形加工前的预热制度一般选择 380 ~ 450 °C , 1 ~ 6h。

(11)在进一步优选的实施方案中，当本发明所� �合金的轧制板材制品厚 度达到 120mm以上时， 为了在板材制品的芯部得到充分的变形组织， 推荐 釆用（自由锻造 +轧制）的组合工艺进行合金的热变形加工， 每一次热变形加 工前的预热制度一般选择 380 ~ 450°C/1 ~ 6h。

(12)本发明所述合金可以釆用以下的固溶热处� �制度， 包括在 450 ~ 480°C范围内对制品进行 1 ~ 12h的单级固溶热处理， 或者在 420 ~ 490°C范 围内对制品进行总时间为 1 ~ 12h的双级或多级固溶热处理。

(13)在进一步优选的实施方案中，对本发明所� �合金推荐釆用以下单级 固溶制度进行固溶热处理： 固溶热处理温度 467 ~ 475 °C , 有效等温加热时 l'g] t(min ) = 45(min ) + ( , 其中 d为 7xxx系铝合金制品的厚度 (mm)。

2{mm/ min )

(14)本发明所述合金可以釆用业内所周知的水� �冷却介质浸没式淬火、 或辊底式喷淋淬火、 或强风冷却的方法， 将固溶热处理后的合金制品迅速 冷却至室温。

(15)本发明所述合金可以釆用厚板及型材预拉� �、锻件预压缩工艺来有 效消除制品中的残余内应力， 预拉伸或预压缩变形总量应控制在 1~5%范 围内。 过时效工艺如 T7单级时效工艺， 包括 T73、 Τ74、 Τ76、 Τ79工艺等， 进行 强韧化时效热处理。 具体地， 在釆用 Τ6峰时效工艺时， 时效热处理制度可 以选择 90 ~ 138°C , 1 ~ 48h;优选地，时效热处理制度可以选择 100 ~ 135°C , l~48h; 更优选地， 时效热处理制度可以选择 110~ 125°C, 8 ~ 36h。 在釆 用 T7过过时效工艺时， 第一级时效热处理制度可以选择 105 ~ 125 °C, 1 ~ 24h, 第二级时效热处理制度可以选择 150~ 170°C, 1 ~ 36h; 优选地， 第一 级时效热处理制度可以选择 108 ~ 120 °C , 5 ~ 20h, 第二级时效热处理制度 可以选择 153 - 165°C,5~ 30h;更优选地，第一级时效热处理制度选择 110 ~ 115°C, 6~ 15h, 第二级时效热处理制度选择 155~ 160°C, 6 ~ 24h。

(17)本发明所述合金可以釆用三级时效工艺进� �强韧化热处理。 具体 地， 第一级时效热处理制度可以选择 105 ~ 125°C, 1 ~24h, 第二级时效热 处理制度可以选择 170 ~ 200°C/0.5 ~ 8h, 第三级时效热处理制度可以选择 105~ 125 °C, l~36h。

(18)在制造铸造类制品时， 本发明所述合金可以釆用熔炼、 除气、 除夹 杂及沙型模或金属型模浇铸、 低压铸造或附带有机械搅拌的低压铸造等方 式进行铸件的制备； 需要特别指出的是， 本发明所述合金在熔炼过程中， 需要以不易烧损的 Cu 为核心来精确控制元素， 通过在线化验各元素的含 量， 快速补充调整合金元素之间的配比、 并完成全部的铸件制备过程。

(19)在制造铸造类制品时， 本发明所述合金可以釆用熔炼、 除气、 除夹 杂， 以及通过电磁搅拌或机械搅拌方式制备具有半 固态组织特征的坯料、 对半固态坯料二次加热后再进行低压铸造等方 式进行铸件的制备； 需要特 别指出的是，本发明所述合金在熔炼过程中， 需要以不易烧损的 Cu为核心 来精确控制元素， 通过在线化验各元素的含量， 快速补充调整合金元素之 间的配比、 并完成全部的铸件制备过程。

(20)本发明所述合金铸造制品可以釆用以下固� �热处理制度， 包括在 450 ~ 480°C范围内对铸造制品进行 l ~48h 的单级固溶热处理， 或者在 420 ~ 490 °C范围内对铸造制品进行总时间为 1 ~ 48h的 2级、 3级甚至多级 固溶热处理。

(21)本发明所述合金可以釆用 T6峰时效工艺， 或 T7过过时效工艺， 包括 T73、 Τ74、 Τ76、 Τ79工艺等， 进行强韧化时效热处理。 具体地， 在 釆用 Τ6峰时效工艺时， 时效热处理制度可以选择 90 ~ 138°C , l ~ 48h; 优 选地， 时效热处理制度可以选择 100 ~ 135°C/1 ~ 48h; 更优选地， 时效热处 理制度可以选择 110 ~ 125 °C , 8 ~ 36h。 在釆用 T7过过时效工艺时， 第一 级时效热处理制度可以选择 105 - 125 °C , 1 ~ 24h, 第二级时效热处理制度 可以选择 150 ~ 170 °C , 1 - 36h; 优选地， 第一级时效热处理制度可以选择 108 ~ 120°C/5 ~ 20h,第二级时效热处理制度可以选择 153 ~ 165°C , 5 ~ 30h; 更优选地， 第一级时效热处理制度选择 110 ~ 115°C , 6 ~ 15h, 第二级时效 热处理制度选择 155 ~ 160°C/6 ~ 24h。

(22)本发明所述合金可以釆用三级时效工艺进� �强韧化热处理。 具体 地， 第一级时效热处理制度可以选择 105 ~ 125°C , 1 ~ 24h, 第二级时效热 处理制度可以选择 170 ~ 200°C/0.5 ~ 8h, 第三级时效热处理制度可以选择 105 ~ 125 °C , l ~ 36h。

本发明的有益效果为：

通过实施本发明，可以使大厚度的 7xxx系铝合金制品获得更加优良的 强度和损伤容限性能的组合， 同时， 使合金制品表层、 表层以下不同深度 及芯部之间的各项性能具有更好的均勾一致性 。 虽然本发明最典型的应用 是大截面航空主承力结构件制造用的大厚度锻 件和轧制板制品， 但是其也 可以应用于具有整体或局部大厚度特征的挤压 制品及铸造制品。 附图说明

图 1为 7xxx系铝合金大厚度制品的淬火冷却曲线示意� �；

图 2为 7xxx系铝合金大厚度制品在淬火过程中，合金� �饱和固溶体分 解所形成的第二相尺寸及分布情况示意图；

图 3为 7xxx系铝合金大厚度制品在淬火过程中，淬火� �出相在与基体 晶格呈失配关系的第二相处优先沉淀的 TEM照片；

图 4为对实验室制备的小型自由锻件制品进行包� �的示意图； 图 5为末端淬火试验样品取样加工示意图； 图 6为末端淬火试验装置示意图；

图 7为端淬后， 淬火态样品不同部位的电导率数值随至水冷端 距离的 变化曲线；

图 8为工业化 220mm厚锻件的 1/4厚度处和芯部在淬火后的 TEM照 片； 其中左图为 1/4厚度处、 右图为芯部；

图 9为本发明合金 152mm厚板材的 TYS-K _IC 性能匹配情况，以及与其 它几种参照合金的对比。 具体实施方式

实施例 1

在实验室规模上制备合金， 以证明本发明的原理。 合金的成分组成如 表 1所示。 通过业内所周知的合金熔炼、 除气、 除夹杂、 以及半连续铸造 的方法制备 Φ270 mm 的圓型铸锭， 铸锭的均匀化退火制度选择为 (465±5 °C /18h)+(475±3 °C /18h) , 随后在空气中緩冷。 经剥皮、 锯切后得到 Φ250χ600 mm的锻造坯料。 将锻造坯料在 420±10°C下预热 4 h, 随后在自 由 锻 造 机 上 进 行 三 次 多 方 锻 造 ， 最 终 得 到 445mm (长) x300mm (宽） x220mm (厚)的方型自由锻件制品。 为了真实地模拟 工业生产条件下， 大尺寸、 大厚度锻件的淬火冷却行为， 如图 4所示对这 些方型自由锻件制品进行了包套， 通过不同导热系数的包套材料的选择、 以及包套与合金制品之间界面的存在， 有效控制了合金制品与四周间的热 传导速率； 与淬火介质间的热传导主要是通过上、 下两个端面进行， 从而 最大限度地接近大尺寸、 大厚度锻件的淬火冷却条件。 对这些合金制品全 部进行固溶热处理， 并釆用室温水浸淬的方式进行淬火， 随后釆用 T74制 度对合金制品进行强韧化时效处理。 依照相关的测试标准， 对合金的屈服 强度、 延伸率、 断裂韧性值、 抗应力腐蚀及抗剥落腐蚀性能进行测试， 结 果如表 2所示。

实验室规模铸锭的合金成

3 是 7.90 1.72 1.03 0.12 Fe=0.05, Si=0.03, Ti=0.02

4 是 8.28 1.71 0.81 0.12 Fe=0.05, Si=0.03, Ti=0.02

5 是 8.39 1.70 0.70 0.12 Fe=0.05, Si=0.03, Ti=0.02

6 是 8.25 1.65 0.70 0.12 Fe=0.05, Si=0.03, Ti=0.02

7 否 7.20 1.71 1.29 0.12 Fe=0.05, Si=0.03, Ti=0.02

8 否 8.40 1.98 1.29 0.12 Fe=0.05, Si=0.03, Ti=0.02

9 否 8.19 1.50 1.08 0.12 Fe=0.05, Si=0.03, Ti=0.02

10 否 6.37 2.28 2.21 0.12 Fe=0.15, Si=0.03, Ti=0.03

11 否 6.59 2.31 2.19 0.12 Fe=0.09, Si=0.05, Ti=0.03

12 否 8.03 2.07 2.31 0.12 Fe=0.08, Si=0.05, Ti=0.03

13 否 7.41 1.49 1.62 0.12 Fe=0.06, Si=0.05, Ti=0.03

14 否 7.52 1.79 1.48 0.25 Fe=0.05, Si=0.03, Ti=0.02

[注] 1： 考虑到在实际的工业化生产中，加工 220mm厚度的锻造制品一 般须釆用 Φ580-600 mm的大直径圓型铸锭， 因此在决定 Zr元素含量时， 合理的添加量选择了 0.12wt%。

[注] 2: 10 ^# 、 11 ^# 、 12 ^# 、 13 ^# 合金的成分组成分别与 AA7050、 AA7150 、 AA7055 、 AA7085 合金相似； 7 ^# 合金（Zn+Mg+Cu)=10.20； 8 ^# 合金 (Zn+Mg+Cu)=11.67; 9 ^# 合金 (Zn/Mg)+Cu=6.54; 14 ^# 合金 Zr > (0.24-D/5000)。 实验室制备合金大厚度锻件的性能 (T74状态)

d/15 530 512 13.1 516 498 8.9 30

5 d/4 525 510 14.1 503 492 8.5 30

d/2 522 504 14.0 40.7 506 495 8.4 27.2 30 EB d/15 528 514 13.3 514 496 8.6 30

6 d/4 521 510 13.7 502 492 8.7 30

d/2 519 506 14.0 40.2 503 496 8.8 26.2 30 EB d/15 500 476 13.6 30

7 d/4 487 465 13.4 30

d/2 483 464 13.3 41.5 30 EA d/15 550 528 11.3 30

8 d/4 516 492 11.5 30

d/2 510 488 11.7 34.4 30 EB d/15 517 502 10.8 30

9 d/4 508 488 10.3 30

d/2 505 482 9.6 34.2 30 EB d/15 540 515 11.8 30

10 d/4 493 462 9.2 30

d/2 471 434 8.8 27.8 30 EB d/15 545 519 12.6 30

11 d/4 510 472 11.7 30

d/2 487 450 10.6 30.1 30 EB d/15 565 540 9.2 30

12 d/4 493 481 8.2 30

d/2 466 443 7.7 26.4 30 EB d/15 515 502 12.3 30

13 d/4 500 481 12.9 30

d/2 497 473 13.0 37.6 30 EA d/15 531 519 13.1 30

14 d/4 511 492 12.3 30

d/2 500 490 12.6 36.6 30 EA

[注]： 检测 SCC抗力是在 3.5wt%NaCl溶液中进行加载， 载荷设定为 75%TYS。

从表 2中可以看出， 1 ^# 、 2 ^# 、 3 ^# 、 4 6 ^# 合金制品均具有所谓"优良 的各项性能组合"和"低淬火敏感性"特征，合金 具有良好的 SCC抗力及抗剥 落腐蚀性能 (不低于 EB), 并能够在 L向屈服强度不低于 500MPa时， 延伸 率和断裂韧性值保持在 13%和 40MPa*m ^1/2 (L-T)以上， 以及 ST向屈服强度 不低于 490MPa时，延伸率和断裂韧性值保持在 8%和 26MPa*m ^1/2 (S-T)以上； 从制品的次表层 (d/15部位， 淬火冷却速率相对较高)至芯部 (d/2部位， 淬火 冷却速率相对较低)， 4 ^# 、 5 ^# 、 6 ^# 合金制品的屈服强度变化幅度甚至低于 1 ^# 、 2 ^# 、 3 ^# 合金制品， 表明具有更低 Cu含量的合金更加适合于一些特大厚度制 品 (如厚度 300mm以上)的制造； 但是， 必须要关注到， 当合金中的 Cu含 量下降时， 合金制品的抗剥落腐蚀性能从 1 ^# 、 2 ^# 、 3 ^# 合金的 EA级， 下降到 了 4 ^# 、 5 ^# 、 6 ^# 合金的 EB级。

从表 2中还可以看出， 在一定的 Zn、 Mg含量范围内， 1 ^# 、 2 ^# 、 3 ^# 、 4 ^# 、 5 ^# 、 6 ^# 、 7 ^# 、 8 ^# 、 9 ^# 、 13 ^# 、 14 ^# 合金均具有相对低的 Cu含量， 从制品的次表 层至芯部， 合金的屈服强度变化幅度均低于 6%, 显示出了相对较好的 "低 淬火敏感性"特征； 而 10 ^# 、 11 ^# 、 12 ^# 合金均具有相对高的 Cu含量 (≥2.1wt%), 从制品的次表层至芯部， 合金的屈服强度变化幅度均高于 13%、 甚至达到 近 18%, 显示出了"高淬火敏感性"特征。 但是也注意到， 7 ^# 合金具有相对 低的主合金元素 Zn、 Mg、 Cu总含量， 表现出了优良的断裂韧性， 但强度 性能下降较为明显； 8 ^# 合金具有相对高的主合金元素 Zn、 Mg、 Cu总含量， 表现出了优良的强度性能， 但断裂韧性值下降较为明显； 9 ^# 合金各项性能 测试结果显示了当 Zn/Mg比值过高时， 不仅不能进一步提高合金的强度性 能， 反而会导致合金断裂韧性值的下降； 13 ^# 合金的 Cu含量高于 1 ^# 、 2 ^# 、 3 ^# 、 4 ^# 、 5 ^# 、 6 ^# 合金, 而 Mg含量低于 1 ^# 、 2 ^# 、 3 ^# 、 4 ^# 、 5 ^# 、 6 ^# 合金, Cu wt%>Mg wt%, 可以看出， 从制品的次表层至芯部， 合金的屈服强度变化幅度增加， 断裂韧性值下降； 14 ^# 合金的各项性能测试结果显示， 当 Zr元素添加过量 时， 从制品的次表层至芯部， 合金的屈服强度变化幅度增加， 断裂韧性值 下降。

实施例 2

从实施例 1中的 1 ^# 合金和 10 ^# 合金的方型自由锻件制品之中，通过电火 花加工的方式， 沿高度方向切割出 Φ60χ220 mm的圓棒， 如图 5所示， 进 行末端淬火试验 (End Quenching Test)。

末端淬火试验是用来研究材料淬火敏感性的常 用试验方法， 其试验装 置如图 6所示意： 高位槽 1中装有 20°C自来水 2, 在高位槽 1的下部接通 水管 3 ,水管 3的出口正对端淬圓棒试样 4的底部， 圓棒的圓周面釆用隔热 保温材料 5包裹进行保温， 以减少外界因素干扰。 对端淬圓棒试样 4的一 个端面进行自由喷水淬火， 自由端淬的时间约为 lOmin, 图 6中（Η-¾)表示 高位槽中储水高度。 在图 Ί中， -▲ -曲线表示 1 ^# 合金端淬后的电导率数值随至水冷端距离 的 变化； -· -曲线表示 10 ^# 合金端淬后的电导率数值随至水冷端距离 的变化。

众所周知， 合金电导率的大小， 与淬火过程中所获得合金基体的过饱 和度相关： 合金基体的过饱和度越高， 则其晶格畸变越大， 对自由电子散 射起较大阻碍作用， 合金的电导率越小； 相反地， 合金基体的过饱和度越 低， 则其晶格畸变越小， 合金的电导率越大。

如图 7 所示， 随至水冷端距离的增加、 淬火冷却速率的不断降低一 1 ^# 合金的电导率几乎不发生变化 (合金基体的过饱和度基本保持不变），说明� � 合金制品内部各个不同部位， 过饱和固溶体几乎不发生分解， 具有低的淬 火敏感性； 而 10 ^# 合金的电导率显著上升 (合金基体的过饱和度不断降低)， 说明随着淬火冷却速率不断降低， 合金过饱和固溶体发生了严重分解， 具 有较高的淬火敏感性。

实施例 3

工业化试验通过业内所周知的合金熔炼、 除气、 除夹杂、 以及半连续 铸造的方法制备一批 Φ630 mm的圓型铸锭， 其成分组成如表 3所示。铸锭 的均匀化退火制度选择为 (465±5 °C/24h)+(475±3 °C/24h) , 随后在空气中緩 冷。 经剥皮、 锯切后得到（D600x l800 mm的坯料。

工业化实验的合金成 取一根坯料， 在 420±10°C下预热 6 h, 随后在自由锻造机上进行三次 多方锻造，最终得到 2310111111(长 1000111111(宽 220111111(厚)的方型自由锻件 制品。 对自由锻件制品进行固溶热处理， 并釆用室温水浸淬的方式进行淬 火， 随后进行总变形量为 1 ~ 3%的冷预压缩以消除残余应力。 釆用 T76、 Τ74 制度对合金制品进行强韧化时效处理。 依照相关测试标准， 对合金的 屈服强度、 延伸率、 断裂韧性值、 抗应力腐蚀及抗剥落腐蚀性能进行测试， 结果如表 4所示。 工业化 220mm厚度锻件性能

[注]： 检测 SCC抗力是在 3.5wt%NaCl溶液中进行加载， 载荷设定为 75%TYS。

从表 4中可以看出， 釆用本发明合金制成的大厚度锻件制品 (220mm), 具有所谓 "优良的各项性能组合"及"低淬火敏感性"特征� � 合金制品无论在 T76、 还是在 Τ74状态， 均具有良好的 SCC抗力及抗剥落腐蚀性能， 同时， 从制品的次表层至芯部， 合金的 L向屈服强度变化幅度均低于 4%; 在 Τ76 状态下， 当 L向屈服强度不低于 490MPa时， 延伸率和断裂韧性值能够保 持在 14%和 37MPa.m ^1/2 (L-T)以上， 以及 ST向屈服强度不低于 480MPa时， 延伸率和断裂韧性值能够保持在 6%和 23MPa*m ^1/2 (S-T)以上； 在 T74状态 下， 当 L向屈服强度不低于 450MPa时， 延伸率和断裂韧性值能够保持在 15%和 41MPa*m ^1/2 (L-T)以上， 以及 ST向屈服强度不低于 420MPa时，延伸 率和断裂韧性值能够保持在 6%和 24MPa.m ^1/2 (S-T)以上； 通过调整合金的 热处理状态， 还能够获得更多的、 优良的各项性能组合。

图 8给出了釆用本发明合金制成的 220mm厚度锻件制品淬火后， 1/4 厚度处和芯部的 TEM照片。 可以看出， 在锻件制品的 1/4厚度处， 晶内和 晶界上均未发现有明显的淬火析出相存在； 即使在淬火冷却速度最慢的锻 件芯部， 除了晶界上少量析出一些细小层片状的 η相外， 晶内亦未发现有 明显的析出相存在； 上述结果从微观组织方面进一步显示了本发明 合金所 具有的低淬火敏感性特征。

实施例 4

进一步的工业化试验通过业内所周知的合金熔 炼、 除气、 除夹杂、 以 及半连续铸造的方法制备一批 Φ980 mm的圓型铸锭，其成分组成如表 5所 示。 铸锭的均匀化退火制度选择为（465±5°C/24h) + (475±3°C/24h), 随后在 空气中緩冷。 经剥皮、 锯切后得到 Φ950 X 1500 mm的坯料。

进一步的工业化实验的合金成 取一根坯料， 在 420±10°C下预热 6 h, 随后在自由锻造机上进行三次 多方锻造， 得到 2950mm (长) X 1000mm (宽） x360mm (厚）的方型自由锻件制 品。 对自由锻件制品进行固溶热处理， 并釆用室温水浸淬的方式进行淬火， 随后进行总变形量为 1 ~ 3%的冷预压缩以消除残余应力。 釆用 T74制度对 合金制品进行强韧化时效处理。 依照相关测试标准， 对合金的屈服强度、 延伸率、 断裂韧性值、抗应力腐蚀及抗剥落腐蚀性能进 行测试， 结果如表 6 所示。

表 6 工业化 360mm厚度锻件性能

[注]： 检测 SCC抗力是在 3.5wt%NaCl溶液中进行加载， 载荷设定为 75%TYS。

从表 6 中可以看出， 釆用本发明合金制成的超大厚度锻件制品 (360mm), 具有所谓"优良的各项性能组合 "及"低淬火敏感性"特征： 在 T74 状态， 合金制品具有良好的 SCC抗力及抗剥落腐蚀性能， 同时， 从制品的 次表层至芯部， 合金的 L向屈服强度变化幅度低于 6%; 当合金制品的 L 向屈服强度不低于 450MPa 时， 延伸率和断裂韧性值能够保持在 13%和 37MPa*m ^1/2 (L-T)以上， 以及 ST向屈服强度不低于 420MPa时， 延伸率和断 裂韧性值能够保持在 6%和 24MPa.m ^1/2 (S-T)以上， 通过调整合金的热处理 状态， 还能够获得更多的、 优良的各项性能组合。 实施例 5

取一根实施例 4中的坯料， 在 420±10°C下预热 6 h, 随后在自由锻造 机上进行三次多方锻造，得到 2950mm (长) xlOOOmm (宽） x360mm (厚)的方型 自 由锻件； 再对上述锻件进行 410±10°C/3h 的预热， 随后热轧成 6980mm (长） xlOOOmm (宽） xl52mm (厚）的板材。 对厚板制品进行固溶热处 理， 并釆用室温水喷淋淬火的方式进行冷却， 随后进行总变形量为 1 ~ 3% 的冷预拉伸以消除残余应力。 釆用 T76、 Τ74、 Τ73制度对合金制品进行强 韧化时效处理。 依照相关测试标准， 对合金的屈服强度、 延伸率、 断裂韧 性值、 抗应力腐蚀及抗剥落腐蚀性能进行测试， 结果如表 7所示。

表 7 工业化 152mm厚板性能

[注]： 检测 SCC抗力是在 3.5wt%NaCl溶液中进行加载， 载荷设定为 75%TYS。

图 9给出了本发明合金 152mm厚板材的 TYS-K _IC 性能匹配情况，并与 参考文献 CN1780926A中的图 2及表 5所示结果， 以及 CN1489637A中的 表 3所示结果进行了比较——在上述两项已在中� �人民共和国公开的发明 专利申请中， 分别给出了实施例（实施例 3、 实施例 1), 虽然上述两种合金 的成分配比与本发明合金不同，但都宣称以降 低合金的淬火敏感性为目标， 进行了成分配比的优化。 通过比较可发现， 本发明合金具有与上述两项发 明专利申请所述合金相似的 TYS-K _IC 性能匹配， 但至少显示出了更好的延 伸率，以及 TYS-EL-K _IC 三项性能的匹配。图 9还进一步给出了 AA7050/7010 合金（见 AIMS03-02-022 , 2001 年 12 月）、 AA7050/7040 合金（见 AIMS03-02-019, 2001年 9月）、 AA7085合金 (见 AIMS03-02-25, 2002年 9 月）厚规格制品代表性的性能数据 (一般为最低保证值)。

实施例 6

中等厚度板材制品制备的工业化试验， 通过业内所周知的合金熔炼、 除气、 除夹杂、 以及半连续铸造的方法制备一批 1100mm (宽） x270 mm (厚) 的方型铸锭， 其成分组成如表 8 所示。 铸锭的均勾化退火制度选择为 (465±5 °C/24h)+(475±3 °C/24h) , 随后在空气中緩冷。 经表面铣削、 锯切后得 到 1500 mm (长) 1100111111(宽 250 mm (厚)的方形坯料。

中等厚度板材制品制备的工业化试验 取一根方形坯料， 在 420±10°C下预热 4h , 随后热轧成 12500 mm (长) x lOOOmm (宽）x30mm (厚）的中等厚度板材制品。 对中等厚度板材制 品进行固溶热处理， 并釆用室温水喷淋淬火的方式进行冷却， 随后进行总 变形量为 1 ~ 3%的冷预拉伸以消除残余应力。 釆用 T76、 Τ74、 Τ77制度对 合金中板制品进行强韧化时效处理。 依照相关测试标准， 对合金的屈服强 度、 延伸率、 断裂韧性值、 抗应力腐蚀及抗剥落腐蚀性能进行测试， 结果 如表 8所示。

表 9 工业化中等厚度板材性能

[注]： 因不符合试验方法 P _max /PQ≤1.1要求， 并且出现预制疲劳裂紋非 稳定扩展现象， K _IC 数值仅为参考值。

从表 8中可以看出， 与参考文献 CN1780926A实施例 4中的表 6所示 结果进行比较 (30mm厚度板材部分)，本发明合金显示了更佳的 TYS-EL-K _IC 三项性能匹配， 即在相近的屈服强度水平上， 具有显著提高的延伸率性能 和断裂韧性值。