一种高强塑性铸造Al-Mg-Zn-Cu铝合金及其制备方法

摘要

本发明涉及金属材料技术领域，尤其涉及一种高强塑性铸造Al‑Mg‑Zn‑Cu铝合金，按照质量百分比，所述铝合金成分包括：镁：3.2 5.3％，锌：1.9 2.8％，铜：0.9 1.0％，不可避免的杂质含量≤0.2％，余量为铝；所述铝合金的制备方法包括铝合金铸造过程、固溶处理、初时效、微变形、终时效。本发明通过引入初时效、微变形以及终时效工艺，不仅大幅度减少了时效处理时间，降低了生产成本，而且显著提高了铸造Al‑Mg‑Zn‑Cu合金的强度及延伸率，其中铝合金的力学性能：屈服强度≥312MPa,抗拉强度≥422Mpa,延伸率≥17.3％，本发明高强塑性铸造Al‑Mg‑Zn‑Cu铝合金的制备技术方案有效解决了铝合金强度和塑性同步提高难度大的技术瓶颈。

权利要求

1.一种高强塑性铸造Al‑Mg‑Zn‑Cu铝合金，其特征在于：按照质量百分比，所述铝合金的成分包括：镁：3.2‑5.3％，锌：1.9‑2.8％，铜：0.9‑1.0％，不可避免的杂质含量≤0.2％，余量为铝；

所述铝合金的制备方法包括如下步骤：

（1）在SF6和CO2混合气体保护下，将商业化的铝锭在熔炼炉中加热至700‑750℃熔化后，再将温度调至650‑690℃，加入预热后的纯Zn锭、纯Mg锭以及商业化的Al‑50Cu中间合金，待合金完全熔化后进行吹气、搅拌和除渣处理获得合金熔液，再将温度调至680‑700℃保温

10‑20min后将合金熔液浇铸到模具中，随后在空气中冷却获得铝合金铸锭；

（2）将步骤（1）获得的铝合金铸锭加热至450‑500℃进行固溶处理20‑26h后迅速水冷至室温；再进行初时效处理，在60‑120℃热处理2‑10h后迅速水冷至室温；再进行微变形处理，在室温条件下进行单道次轧制，压下量为1‑10%；再进行终时效处理，在100‑160℃热处理

10‑24h后迅速水冷至室温获得Al‑Mg‑Zn‑Cu合金。

2.根据权利要求1所述的一种高强塑性铸造Al‑Mg‑Zn‑Cu铝合金，其特征在于：步骤（1）所述SF6和CO2的体积比为1‑5:90‑99。

3.根据权利要求1所述的一种高强塑性铸造Al‑Mg‑Zn‑Cu铝合金，其特征在于：步骤（2）所述初时效在80‑100℃热处理4‑8h后迅速水冷至室温。

4.根据权利要求1所述的一种高强塑性铸造Al‑Mg‑Zn‑Cu铝合金，其特征在于：步骤（2）所述的微变形处理压下量为2‑4%。

5.权利要求1所述的一种高强塑性铸造Al‑Mg‑Zn‑Cu铝合金，其特征在于：步骤（2）所述终时效在110～130℃热处理10‑18h。

说明书

一种高强塑性铸造Al‑Mg‑Zn‑Cu铝合金及其制备方法

技术领域

[0001] 本发明涉及金属材料技术领域，尤其涉及一种高强塑性铸造Al‑Mg‑Zn‑Cu铝合金及其制备方法。

背景技术

[0002] Al‑Mg合金具有比重小、强度高、韧性好等优点，广泛应用于航空航天、交通运输等领域。而且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。航空航天、汽车等
领域的快速发展对低成本、高质量、高性能铝合金提出了极大需求。

[0003] 但Al‑Mg合金为非时效强化型合金，难以通过热处理获得更高的强度和塑性，严重制约了其在某些强度要求较高的服役工况下的应用。添加一定量的Zn和Cu虽然能够明显提
高铝合金的屈服强度，但也会造成其延伸率下降。因此，如何通过设计合金成分，优化出适
合于具有不同Mg/Zn比成分的Al‑Mg‑Zn‑Cu合金的热处理工艺，提升合金的综合力学性能是
目前亟待解决的技术难题。

发明内容

[0004] 为了解决上述技术难题，本发明提供了一种高强塑性铸造Al‑Mg‑Zn‑Cu铝合金，按照质量百分比，所述铝合金成分包括：镁：3.2％ 5.3％，锌：1.9％ 2.8％，铜：0.9％ 1.0％，
不可避免的杂质含量≤0.2％，余量为铝；所述铝合金的制备方法包括如下步骤：

[0005] (1)在SF6和CO2混合气体保护下，将商业化的铝锭在熔炼炉中加热至700‑750℃熔化后，再将温度调至650‑690℃，加入预热后的纯Zn锭、纯Mg锭以及商业化的Al‑50Cu中间合
金，待合金完全熔化后进行吹气、搅拌和除渣处理获得合金熔液，再将温度调至680‑700℃
保温10‑20min后将合金熔液浇铸到模具中，随后在空气中冷却获得铝合金铸锭；

[0006] (2)将步骤(1)获得的铝合金铸锭加热至450‑500℃进行固溶处理20‑26h后迅速水冷至室温；再进行初时效处理，在60‑120℃热处理2‑10h后迅速水冷至室温；再进行微变形
处理，在室温条件下进行单道次轧制，压下量为1‑10％；再进行终时效处理，在100‑160℃热
处理10‑24h后迅速水冷至室温获得Al‑Mg‑Zn‑Cu合金。

[0007] 进一步地，所述SF6和CO2的体积比为1‑5:90‑99。

[0008] 进一步地，步骤(2)所述初时效在80‑100℃热处理4‑8h后迅速水冷至室温。

[0009] 进一步地，步骤(2)所述的微变形处理压下量为2‑4％。

[0010] 进一步地，步骤(2)所述终时效在110～130℃热处理10‑18h。

[0011] 本发明所述的有益效果：

[0012] 1.本发明通过优化合金成分配比，即通过调控不同Mg/Zn比，进行多级时效工艺，首先通过在低温初时效过程中形成前驱体作为形核点，促进沉淀相析出；能够在提升延伸
率的同时，也显著提升合金的抗拉强度；

[0013] 2.优化的低温初时效过程中形成前驱体作为形核点，促进沉淀相形核析出；

[0014] 3.在低温初时效后引入室温微变形处理促进位错和空位等微缺陷密度提高，在后续高温终时效过程中一方面可以增加沉淀相的形核位点，另一方面能够为溶质原子提供扩
散通道，有利于大量原子同时向微缺陷处快速扩散，促进沉淀相形核析出，从而在终时效过
程中有利于形成大量弥散沉淀相，获得具有高强塑性能的铸造Al‑Mg‑Zn‑Cu铝合金；

[0015] 4.与未经微变形处理的样品相比，经初时效和微变形处理的样品不仅在保持铸造Al‑Mg‑Zn‑Cu铝合金较高塑性的同时也提高了合金强度，而且大幅度缩短了时效时间，降低
了生产成本。

[0016] 5.本发明获得的铝合金的力学性能：屈服强度≥312MPa,抗拉强度≥422Mpa,延伸率≥17.3％。

具体实施方式

[0017] 下面结合实施例对本发明进行详细的说明，实施例仅是本发明的优选实施方式，不是对本发明的限定。

[0018] 实施例1

[0019] 一种Al‑5.3Mg‑1.9Zn‑0.9Cu合金，其由以下质量百分含量的组分组成：镁：5.3％，锌：1.9％，铜：0.9％，不可避免的杂质含量≤0.2％，余量为铝，其制备方法如下：

[0020] 步骤1：在SF6和CO2混合气体(SF6和CO2体积比为1:99)保护下，将商业化的铝锭在熔炼炉中加热至730℃熔化后，再将温度调至680℃，加入预热后的纯Zn锭、纯Mg锭以及商业
化的Al‑50Cu中间合金，待合金完全熔化后进行吹气、搅拌和除渣处理获得合金熔液，再将
温度调至690℃保温10min后将合金熔液浇铸到模具中，随后在空气中冷却获得铝合金铸
锭。

[0021] 步骤2：将步骤1所述的铝合金铸锭加热至470℃进行固溶处理24h后迅速水冷至室温；再进行初时效处理，在80℃热处理2h后迅速水冷至室温；再进行微变形处理，室温条件
下单道次轧制，压下量为2％；再进行终时效处理，在130℃热处理12h后迅速水冷至室温获
得Al‑5.3Mg‑1.9Zn‑0.9Cu合金。

[0022] 步骤2获得的铸造Al‑5.3Mg‑1.9Zn‑0.9Cu合金的屈服强度为312MPa，抗拉强度为422MPa，延伸率为17.3％。

[0023] 实施例2

[0024] 一种Al‑5.3Mg‑1.9Zn‑0.9Cu合金，其由以下质量百分含量的组分组成：镁：5.3％，锌：1.9％，铜：0.9％，不可避免的杂质含量≤0.2％，余量为铝，其制备方法如下：

[0025] 步骤1：在SF6和CO2混合气体(SF6和CO2体积比为1:99)保护下，将商业化的铝锭在熔炼炉中加热至730℃熔化后，再将温度调至680℃，加入预热后的纯Zn锭、纯Mg锭以及商业
化的Al‑50Cu中间合金，待合金完全熔化后进行吹气、搅拌和除渣处理获得合金熔液，再将
温度调至690℃保温10min后将合金熔液浇铸到模具中，随后在空气中冷却获得铝合金铸
锭。

[0026] 步骤2：将步骤1所述的铝合金铸锭加热至470℃进行固溶处理24h后迅速水冷至室温；再进行初时效处理，在80℃热处理5h后迅速水冷至室温；再进行微变形处理，室温条件
下单道次轧制，压下量为2％；再进行终时效处理，在130℃热处理12h后迅速水冷至室温获
得Al‑5.3Mg‑1.9Zn‑0.9Cu合金。

[0027] 步骤2获得的铸造Al‑5.3Mg‑1.9Zn‑0.9Cu合金的屈服强度为318MPa，抗拉强度为423MPa，延伸率为17.4％。

[0028] 实施例3

[0029] 一种Al‑5.3Mg‑1.9Zn‑0.9Cu合金，其由以下质量百分含量的组分组成：镁：5.3％，锌：1.9％，铜：0.9％，不可避免的杂质含量≤0.2％，余量为铝，其制备方法如下：

[0030] 步骤1：在SF6和CO2混合气体(SF6和CO2体积比为1:99)保护下，将商业化的铝锭在熔炼炉中加热至730℃熔化后，再将温度调至680℃，加入预热后的纯Zn锭、纯Mg锭以及商业
化的Al‑50Cu中间合金，待合金完全熔化后进行吹气、搅拌和除渣处理获得合金熔液，再将
温度调至690℃保温10min后将合金熔液浇铸到模具中，随后在空气中冷却获得铝合金铸
锭。

[0031] 步骤2：将步骤1所述的铝合金铸锭加热至470℃进行固溶处理24h后迅速水冷至室温；再进行初时效处理，在80℃热处理5h后迅速水冷至室温；再进行微变形处理，室温条件
下单道次轧制，压下量为4％，再进行终时效处理，在130℃热处理12h后迅速水冷至室温获
得Al‑5.3Mg‑1.9Zn‑0.9Cu合金。

[0032] 步骤2获得的铸造Al‑5.3Mg‑1.9Zn‑0.9Cu合金的屈服强度为319MPa，抗拉强度为428MPa，延伸率为17.6％。

[0033] 实施例4

[0034] 一种Al‑5.3Mg‑1.9Zn‑0.9Cu合金，其由以下质量百分含量的组分组成：镁：5.3％，锌：1.9％，铜：0.9％，不可避免的杂质含量≤0.2％，余量为铝，其制备方法如下：

[0035] 步骤1：在SF6和CO2混合气体(SF6和CO2体积比为1:99)保护下，将商业化的铝锭在熔炼炉中加热至730℃熔化后，再将温度调至680℃，加入预热后的纯Zn锭、纯Mg锭以及商业
化的Al‑50Cu中间合金，待合金完全熔化后进行吹气、搅拌和除渣处理获得合金熔液，再将
温度调至690℃保温10min后将合金熔液浇铸到模具中，随后在空气中冷却获得铝合金铸
锭。

[0036] 步骤2：将步骤1所述的铝合金铸锭加热至470℃进行固溶处理24h后迅速水冷至室温；再进行初时效处理，在80℃热处理5h后迅速水冷至室温；再进行微变形处理，室温条件
下单道次轧制，压下量为4％；再进行终时效处理，在130℃热处理18h后迅速水冷至室温获
得Al‑5.3Mg‑1.9Zn‑0.9Cu合金。

[0037] 步骤2获得的铸造Al‑5.3Mg‑1.9Zn‑0.9Cu合金的屈服强度为323MPa，抗拉强度为431MPa，延伸率为18.6％。

[0038] 实施例5

[0039] 一种Al‑4.5Mg‑2.6Zn‑1Cu合金，其由以下质量百分含量的组分组成：镁：4.5％，锌：2.6％，铜：1％，不可避免的杂质含量≤0.2％，余量为铝，其制备方法如下：

[0040] 步骤1：在SF6和CO2混合气体(SF6和CO2体积比为1:99)保护下，将商业化的铝锭在熔炼炉中加热至730℃熔化后，再将温度调至680℃，加入预热后的纯Zn锭、纯Mg锭以及商业
化的Al‑50Cu中间合金，待合金完全熔化后进行吹气、搅拌和除渣处理获得合金熔液，再将
温度调至690℃保温10min后将合金熔液浇铸到模具中，随后在空气中冷却获得铝合金铸
锭。

[0041] 步骤2：将步骤1所述的铝合金铸锭加热至470℃进行固溶处理24h后迅速水冷至室温；再进行初时效处理，在80℃热处理5h后迅速水冷至室温；再进行微变形处理，室温条件
下单道次轧制，压下量为2％；再进行终时效处理，在130℃热处理12h后迅速水冷至室温获
得Al‑4.5Mg‑2.6Zn‑1Cu合金。

[0042] 实施例6

[0043] 一种Al‑4Mg‑2.3Zn‑1Cu合金，其由以下质量百分含量的组分组成：镁：4％，锌：2.3％，铜：1％，不可避免的杂质含量≤0.2％，余量为铝，其制备方法如下：

[0044] 步骤1：在SF6和CO2混合气体(SF6和CO2体积比为1:99)保护下，将商业化的铝锭在熔炼炉中加热至730℃熔化后，再将温度调至680℃，加入预热后的纯Zn锭、纯Mg锭以及商业
化的Al‑50Cu中间合金，待合金完全熔化后进行吹气、搅拌和除渣处理获得合金熔液，再将
温度调至690℃保温10min后将合金熔液浇铸到模具中，随后在空气中冷却获得铝合金铸
锭。

[0045] 步骤2：将步骤1所述的铝合金铸锭加热至470℃进行固溶处理24h后迅速水冷至室温；再进行初时效处理，在80℃热处理5h后迅速水冷至室温；再进行微变形处理，室温条件
下单道次轧制，压下量为4％；再进行终时效处理，在130℃热处理12h后迅速水冷至室温获
得Al‑4Mg‑2.3Zn‑1Cu合金。

[0046] 实施例7

[0047] 一种Al‑3.5Mg‑2.3Zn‑1Cu合金，其由以下质量百分含量的组分组成：镁：3.5％，锌：2.3％，铜：1％，不可避免的杂质含量≤0.2％，余量为铝，其制备方法如下：

[0048] 步骤1：在SF6和CO2混合气体(SF6和CO2体积比为1:99)保护下，将商业化的铝锭在熔炼炉中加热至730℃熔化后，再将温度调至680℃，加入预热后的纯Zn锭、纯Mg锭以及商业
化的Al‑50Cu中间合金，待合金完全熔化后进行吹气、搅拌和除渣处理获得合金熔液，再将
温度调至690℃保温10min后将合金熔液浇铸到模具中，随后在空气中冷却获得铝合金铸
锭。

[0049] 步骤2：将步骤1所述的铝合金铸锭加热至470℃进行固溶处理24h后迅速水冷至室温；再进行初时效处理，在80℃热处理5h后迅速水冷至室温；再进行微变形处理，室温条件
下单道次轧制，压下量为2％；再进行终时效处理，在130℃热处理18h后迅速水冷至室温获
得Al‑4Mg‑2.3Zn‑1Cu合金。

[0050] 对比例1

[0051] 一种Al‑5.3Mg‑1.9Zn‑0.9Cu合金，其由以下质量百分含量的组分组成：镁：5.3％，锌：1.9％，铜：0.9％，不可避免的杂质含量≤0.2％，余量为铝，其制备方法如下：

[0052] 步骤1：在SF6和CO2混合气体(SF6和CO2体积比为1:99)保护下，将商业化的铝锭在熔炼炉中加热至730℃熔化后，再将温度调至680℃，加入预热后的纯Zn锭、纯Mg锭以及商业
化的Al‑50Cu中间合金，待合金完全熔化后进行吹气、搅拌和除渣处理获得合金熔液，再将
温度调至690℃保温10min后将合金熔液浇铸到模具中，随后在空气中冷却获得铝合金铸
锭。

[0053] 步骤2：将步骤1所述的铝合金铸锭加热至470℃进行固溶处理24h后迅速水冷至室温；再进行初时效处理，在80℃热处理18h后迅速水冷至室温；再进行终时效处理，在130℃
热处理12h后迅速水冷至室温获得Al‑5.3Mg‑1.9Zn‑0.9Cu合金。

[0054] 步骤2获得的铸造Al‑5.3Mg‑1.9Zn‑0.9Cu合金的屈服强度为298MPa，抗拉强度为417MPa，延伸率为16.9％。

[0055] 对比例2

[0056] 一种Al‑5.3Mg‑1.9Zn‑0.9Cu合金，其由以下质量百分含量的组分组成：镁：5.3％，锌：1.9％，铜：0.9％，不可避免的杂质含量≤0.2％，余量为铝，其制备方法如下：

[0057] 步骤1：在SF6和CO2混合气体(SF6和CO2体积比为1:99)保护下，将商业化的铝锭在熔炼炉中加热至730℃熔化后，再将温度调至680℃，加入预热后的纯Zn锭、纯Mg锭以及商业
化的Al‑50Cu中间合金，待合金完全熔化后进行吹气、搅拌和除渣处理获得合金熔液，再将
温度调至690℃保温10min后将合金熔液浇铸到模具中，随后在空气中冷却获得铝合金铸
锭。

[0058] 步骤2：将步骤1所述的铝合金铸锭加热至470℃进行固溶处理24h后迅速水冷至室温；再进行初时效处理，在80℃热处理18h后迅速水冷至室温；再进行终时效处理，在130℃
热处理18h后迅速水冷至室温获得Al‑5.3Mg‑1.9Zn‑0.9Cu合金。

[0059] 步骤2获得的铸造Al‑5.3Mg‑1.9Zn‑0.9Cu合金的屈服强度为300MPa，抗拉强度为418MPa，延伸率为16.6％。

[0060] 具体实施例1‑4和对比例1‑2得到的铝合金的力学性能如表1所示。

[0061] 表1实施例1‑4和对比例1‑2获得的铝合金的力学性能

[0062]

[0063] 由表1中可以看出，本发明的铝合金的屈服强度≥312MPa，抗拉强度≥422MPa，同时其延伸率≥17.3％；可在较短的时效处理后仍然达到较高的强度与延伸率；从对比例1和
2获得的铝合金性能看：随着终时效时间的延长，对比例1和2的铝合金强度变化不显著，而
且塑性有所下降，由此说明终时效时间的延长没有实现铝合金强度和塑性的同时提高；而
本发明实施例1初时效和终时效的时间均小于对比例1和2的情况下，仅仅增加了微变形的
工艺就可以实现合金强度和塑性的同时提高，而且与对比例1和2相比显著提高，由此说明
微变形工艺对同时提升合金强度和塑性具有一定的作用；另外，本发明实施例1和2相比，在
实施例2延长初时效时间时，与实施例1相比，实施例2的铝合金的强度和塑性均实现了同时
的提升；实施例3和4相比，在实施例4延长终时效时间时，与实施例3相比，实施例4获得的铝
合金的强度和塑性均实现了同时的提升；由实施例1和2以及3和4对比可知，微变形、初时效
以及终时效对同时提升合金强度和塑性具有重要影响作用。综上，本发明通过微变形、初时
效和终时效等工艺的协同作用同时实现提升铝合金强度和塑性的结果。

[0064] 以上所述实施例仅表达了本发明的实施方式，其描述较为具体和详细，但并不能因此而理解为对本发明专利范围的限制，但凡采用等同替换或等效变换的形式所获得的技
术方案，均应落在本发明的保护范围之内。