技术领域
[0001] 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30〜360mm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
[0002] 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，采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。
[0003] 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：
[0004] 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，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) 一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（30mm以上，甚至达到360mm)，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勻。
[0005] 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20〜80mm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150mm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
变形铝合金，对于厚度20〜60mm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IOOmm 的7055、7449合金制品，虽然其表层的高强度特征及其它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、抗应
力腐蚀及剥落腐蚀等性能与 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80mm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。
[0006] 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缓 慢许多。图2示意了 7XXX系铝合金大厚度制品在淬火过程中，合金过饱和
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 成为初始裂纹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。
[0007] 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：
[0009] 在7xxx系铝合金中，Zn、Mg、Cu被公认为是主
合金元素，其中，添加ZruMg的主要目 的，是期望在合金中形成具有MgZn2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限时，还可形成具有Al2Cu化学 成分组成的沉淀强化相、以及其它富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缓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，过饱和固溶体在缓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 往往弓I起合金过饱和固溶体稳定性的迅速下降。
[0010] 二是所谓“诱导析出现象”：
[0011] 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、均勻化
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，或在合金均勻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，甚至一些在均勻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。
[0012] 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。
[0013] 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 ~ IOwt %, Mg 1. 2〜1. 9wt %，Cu 1.2〜1.9wt%， Zr 彡 0. 4wt %, Sc ^ 0. 4wt %, Hf ^ 0. 3wt %, Ti ^ 0. 06wt %, Ca ^ 0. 03wt %, Sr 彡 0. 03wt%, Be 彡 0. 002wt%, Mn 彡 0. 3wt%, Fe 彡 0. 25wt%, Si 彡 0. 25wt%，余者为 Al ；同时，其优选的成分范围为：Zn6. 4〜9. 5wt%, Mgl. 3〜1. 7wt%, Cu 1. 3〜1. 9wt%, 0. 05〜0. 2wt% Zr，并且Mg (Cu wt% +0. 3wt% ) „在其实施案例中：T7双级过时 效状态下，当典型成分合金的板材制品厚度达152mm时，制品芯部L向的屈服强度/断裂韧 性值可达516MPa/36. 6MPam"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178mm时，制品芯 部的屈服强度可达489MPa(L向）/486MPa(LT向）/475MPa(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。
[0014] (2)德国Koblenz轧制厂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： Ζη6· 5 〜9. 5wt%, Mg 1. 2 〜2. 2wt%, Cu 1. 0 〜1. 9wt%, Zr 彡 0. 5wt%, Sc 彡 0. 7wt%, Cr 彡 0. 4wt%,Hf 彡 0. 3wt%,Ti 彡 0. 4wt%, V ^ 0. 4wt%,Mn 彡 0. 8wt%,Fe 彡 0. 3wt%, Si彡0. 2wt%，其它杂质或附带元素每种彡0. 05wt%，总量彡0. 15wt%，余者为Al ；同时， 优选（0. 9Mg〜0. 6)彡Cu彡(0. 9Mg+0. 05)。在其实施案例中：当典型成分的合金板材制品 厚度达152mm时，在T7双级过时效状态下（包括T76、T74)，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523MPa/494MPa/10. 5 % /39ΜΡ_1/2/ΕΑ (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。
[0015] (3)类似的工作还在其它一些已经公开的文献中，有所描述。
[0016] 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勻一致性更好的大厚度7ΧΧΧ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7ΧΧΧ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
[0017] 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7ΧΧΧ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勻一致性。
[0018] 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。
[0019] 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。
[0020] 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。
[0021] 本发明要解决的第四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。
[0022] 本发明要解决的第五个技术问题在于提出所述最终构件的应用。
[0023] 为了实现上述目的，本发明采用的技术方案为：
[0024] 本发明涉及一种适合于结构件制造的铝合金制品，所述的铝合金制品主要包含： Zn 7. 5 〜8. 7wt%,Mg 1. 1 〜2. 3wt%,Cu 0. 5 〜1. 9wt%,ZrO. 03 〜0. 20wt% 以及 Al、附 带的元素和杂质；且同时满足，
[0025] 10. 5wt%^ Zn wt% +Mg wt% +Cu 11. 0wt%,
[0026] 5. 3 ^ Zn/Mg+Cu 6. 0,
[0027] (0. 24-D/4800)wt%^ Zr (0. 24-D/5000)wt% ；
[0028] 其中D为半连续铸造圆型
铸锭的直径或方型铸锭的厚度250mm ^D^ 1000mm。
[0029] 本发明的第一优选方案为：
[0030] 所述的铝合金制品主要包含：Zn 7. 5〜8. 4wt%，Mg 1. 65〜1. 8wt%，Cu 0. 7〜 1. 5wt%, ZrO. 03〜0. 20wt %，余者为Al、附带的元素和杂质；且同时满足，10. 6wt % 彡 Znwt% +Mgwt% +Cu 10. 8wt%,5. 5 ^ Zn/Mg+Cuwt%^ 5. 7，(0. 24-D/4800)wt% ^Zr (0. 24-D/5000)wt%，其中D为半连续铸造圆型铸锭的直径或方型铸锭的厚度 250mm 彡 D 彡 1000mm。
[0031] 本发明的第二优选方案为：
[0032] 所述铝合金制品中还含有选自微合金化附带元素Mn、Sc、Er、Hf中的至少一种， 所述的微合金化附带元素Mn、Sc、Er、Hf中的至少一种的含量满足（0. 24-D/4800) wt %^ (Zr+Mn+Sc+Er+Hf)wt%^ (0. M-D/5000)wt%，其中D为半连续铸造圆型铸锭的直径或 方型铸锭的厚度250mm ^ D ^ 1000mm。
[0033] 本发明的第三优选方案为：所述的铝合金制品中!^e彡0. 50wt%,Si彡0. 50wt%, Ti ( 0. IOwt %，其它杂质元素每种彡0. 08wt%，其它杂质元素的总和彡0. 25wt%。
[0034] 本发明的第四优选方案为：所述的铝合金制品中!^e彡0. 12wt%,Si彡0. IOwt%, Ti ( 0. 06wt%，其它杂质元素每种彡0. 05wt%，其它杂质元素的总和彡0. 15wt%。
[0035] 本发明的第五优选方案为：所述的铝合金制品中!^e彡0. 05wt%,Si彡0. 03wt%, Ti ( 0. (Mwt %，其它杂质元素每种彡0. 03wt%，其它杂质元素的总和彡0. IOwt %。
[0036] 本发明的第六优选方案为：所述的铝合金制品中Cu wt%^Mg wt%。
[0037] 本发明的第七优选方案为：所述的铝合金制品的截面厚度、或截面局部厚度为 250mm〜360mm，Cu含量的上限不超过1. 45wt%。
[0038] 本发明的第八优选方案为：所述的铝合金制品的截面厚度、或截面局部厚度为 250mm〜360mm，Cu含量的上限不超过1. 40wt%。
[0039] 本发明的第九优选方案为：所述的铝合金制品的截面厚度、或截面局部厚度至少 为30mm时为
锻造制品、板材制品、挤压制品或铸造制品。
[0040] 本发明的第十优选方案为：所述的铝合金制品的截面厚度、或截面局部厚度为 30〜360mm时为锻造制品、板材制品、挤压制品或铸造制品。
[0041] 本发明的第十一优选方案为：所述的铝合金制品的截面厚度、或截面局部厚度为 30〜80mm时为锻造制品、板材制品、挤压制品或铸造制品。
[0042] 本发明的第十二优选方案为：所述的铝合金制品的截面厚度、或截面局部厚度为 80〜120mm时为锻造制品、板材制品、挤压制品或铸造制品。
[0043] 本发明的第十三优选方案为：所述的铝合金制品的截面厚度、或截面局部厚度为 120〜250mm时为锻造制品、板材制品、挤压制品或铸造制品。
[0044] 本发明的第十四优选方案为：所述的铝合金制品的截面厚度、或截面局部厚度为 250〜360mm时为锻造制品、板材制品、挤压制品或铸造制品。
[0045] 本发明还涉及7XXX系铝合金变形加工制品的基本制造方法，其过程可以描述为 “合金配制及熔炼一半连续铸造制备铸锭（圆铸锭、方铸锭）一铸锭的均勻化退火处理和表 面机械加工精整一热变形加工（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和消除应力处理一时效热处理一成品制品” ；7XXX系铝合金铸造制 品的基本
制造过程可以描述为“合金的配制及熔炼一铸件的铸造成型一固溶热处理一时效 热处理一成品制品”。
[0046] 其中，该铝合金变形加工制品的制备方法：包括以下步骤：
[0047] (1)采用熔炼、除气、除夹杂及半连续铸造的方式，进行本发明所述的铝合金铸锭 的制备；需要特别指出的是，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；
[0048] (2)采用熔炼、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，进行铝合金铸锭的制备；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；
[0049] (3)采用以下均勻化退火处理制度，包括在450〜480°C范围内12〜48h的单级 均勻化，或者在420〜490°C范围内、总时间为12〜48h的2级、3级甚至多级均勻化，对铝 合金铸锭进行均勻化退火处理；
[0050] (4)采用锻造、轧制、挤压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，而得到所需规格的铝合金制品，每一次热变形加工前的预热制度一般选择380〜 450°C、1 〜6h ；
[0051] (5)采用铸锭自由锻造和板材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〜他，得到本发明的铝合金板材制品；
[0052] (6)采用以下固溶制度，对涉及本发明的铝合金制品进行固溶热处理，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；
[0053] (7)采用以下固溶制度，对本发明的铝合金制品进行固溶热处理：固溶热处理温 度467〜475°C，有效等温加热时间=45+d/2，其中d为7xxx系铝合金制品的最大厚度，t 的单位为分钟，d的单位是毫米；
[0054] (8)对本发明的铝合金制品进行水或冷却介质浸没式淬火、或辊底式喷淋淬火或 强
风冷却，将固溶热处理后的合金制品迅速冷却至室温；
[0055] (9)对本发明的铝合金制品进行变形总量在1〜5%范围内的预拉伸或预压缩，以 有效消除制品中的残余内应力；
[0056] (10)对本发明的铝合金制品进行T6峰时效、或T7双级过时效处理；在进行T6峰 时效处理时，时效热处理制度为Iio〜125°C、8〜36h ；在进行T7双级过时效处理时，第一 级时效热处理制度为110〜115°C、6〜15h ；第二级时效热处理制度为155〜160°C、6〜 24h ；
[0057] (11)对本发明的铝合金制品进行三级时效工艺进行强韧化热处理；第一级时效 热处理制度为105〜125°C、1〜Mh，第二级时效热处理制度为170〜200°C、0. 5〜8h，第 三级时效热处理制度为105〜125°C、1〜36h。
[0058] 其中，本发明的铝合金制品，其表层、表层以下不同深度、芯部之间的屈服强度性 能的差异彡10% ；优选彡6% ；更优选彡4%。
[0059] 本发明还涉及铝合金铸造制品的制备方法，包括以下步骤：
[0060] (1)采用熔炼、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 拌的低压铸造方式，进行本发明的铝合金铸件的制备；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 完成全部的铸件制备过程；
[0061] (2)采用熔炼、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方式，进行本发明的铝合金铸 件的制备；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、并完成全部的铸件制备过程；
[0062] (¾对本发明的铝合金铸造制品进行固溶热处理，包括在450〜480°C范围内对铸 造制品进行1〜4¾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11为1〜48h的2级、3级至多级固溶热处理；
[0063] (4)对本发明的铝合金铸造制品进行T6峰时效、或T7双级过时效处理；在进行T6 峰时效处理时，时效热处理制度为Iio〜125°C、8〜36h ；在进行T7双级过时效处理时，第 一级时效热处理制度为110〜115°C、6〜15h，第二级时效热处理制度为155〜160°C、6〜 24h ；
[0064] (5)对本发明的铝合金铸造制品进行三级时效处理；第一级时效热处理制度为 105〜125°C、1〜Mh，第二级时效热处理制度为170〜200°C、0. 5〜8h，第三级时效热处 理制度为105〜125°C、1〜36h。
[0065] 本发明还涉及由本法明的铝合金制品与本身或其它合金焊接在一起形成新的产 品；焊接方式包括搅拌摩擦焊、
熔化焊、钎焊、
电子束焊、激光焊。
[0066] 本发明还涉及由本法明的铝合金制品通过各种机械加工、化学铣削加工、电火花 加工、激光加工方式，加工而成的最终构件。
[0067] 本发明还涉及所述最终构建的应用及用途，其中：
[0068] 所述最终构件为飞机的机翼翼梁；
[0069] 所述最终构件为飞机的翼身对接构件；
[0070] 所述最终构件为飞机的各类承力框；
[0071] 所述最终构件为飞机的各类壁板；
[0072] 所述最终构件为注塑制品生产用的模具；
[0073] 所述最终构件为100°C以下进行成型制品生产用的模具；
[0074] 所述最终构件为
汽车或其它车辆中的各类零件；
[0075] 所述最终构件为轨道交通工具中的各类零件。
[0077] 下面对本发明的发明内容做进一步的详细描述：
[0078] (1)针对厚度30〜360mm范围内的制品，本发明所选择的基本合金成分组成及 范围为=Zn 6. 7 〜8. 7wt%, Mg 1. 1 〜2. 3wt%, Cu 0. 5 〜1. 9wt%, ZrO. 03 〜0. 20wt%, 余者为Al、附带的元素和杂质；同时需要满足，10. Si wt% +Mg wt% +Cu wt% (11. 0wt%,5. 3^Zn/Mg+Cu wt%^6. 0，(0. 24-D/4800)wt%^ Zr (0. 24-D/5000) wt %，其中D为半连续铸造圆型铸锭的直径或方型铸锭的厚度，250mm ^D^ 1000mm。
[0079] (2)针对厚度30_360mm范围内的制品，本发明更优选的基本合金成分组成及范 围为：Ζη 7. 5 〜8. 4wt%, Mg 1. 65 〜1. 8wt%, Cu 0. 7 〜1. 5wt%, ZrO. 03 〜0. 20wt%, 余者为Al、附带的元素和杂质；同时需要满足，10. Si wt % +Mg wt % +Cu wt % (10. 8wt%,5. 5^Zn/Mg+Cu wt%^5. 7, (0. 24-D/4800)wt%^ Zr (0. 24-D/5000) wt %，其中D为半连续铸造圆型铸锭的直径或方型铸锭的厚度，250mm ^D^ 1000mm。
[0080] (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^•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)wt%^ (0. 24-D/5000)wt%,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为半连续铸造圆型铸锭的直径或方型铸锭的厚度，250mm ^ D ^ 1000mm。
[0081] (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，应控制狗彡0. 50wt%, Si彡0. 50wt %, Ti彡0. IOwt %，其它杂质或附带元素单 个彡0. 08wt%，总和彡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1¾彡0. 12wt%, Si彡0. IOwt %, Ti彡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1¾ ^ 0. 05wt%, Si ^ 0. 03wt%, Ti彡0. (Mwt %，其它杂质或附带元素单个彡0. 03wt%，总和彡0. IOwt % ；
[0082] (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%0
[0083] (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%。
[0084] (7)本发明所述合金可以采用熔炼、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。
[0085] (8)本发明所述合金还可以采用熔炼、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。
[0086] (9)本发明所述合金可以采用以下均勻化退火处理制度，包括在450〜480°C范围 内对铸锭进行12〜48h的单级均勻化退火处理，或者在420〜490°C范围内对铸锭进行总 时间为12〜48h的2级、3级甚至多级均勻化退火处理。
[0087] (10)本发明所述合金可以采用锻造、轧制、挤压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。
[0088] (11)在进一步优选的实施方案中，当本发明所述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，推荐采用（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〜 4500C /1 〜Μι。
[0089] (12)本发明所述合金可以采用以下的固溶热处理制度，包括在450〜480°C范围 内对制品进行1〜1¾!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。
[0090] (13)在进一步优选的实施方案中，对本发明所述合金推荐采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，有效等温加热时间t(min) = 45+d/2，其中 d为7XXX系铝合金制品的厚度（mm)。
[0091] (14)本发明所述合金可以采用业内所周知的水或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。
[0092] (15)本发明所述合金可以采用厚板及型材预拉伸、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。
[0093] (16)本发明所述合金可以采用T6峰时效工艺，或T7双级过时效工艺，包括T73、 T74、T76、T79工艺等，进行强韧化时效热处理。具体地，在采用T6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、 1〜48h ；更优选地，时效热处理制度可以选择110〜125°C、8〜36h。在采用T7双级过时 效工艺时，第一级时效热处理制度可以选择105〜125°C、1〜Mh，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〜Mh。
[0094] (17)本发明所述合金可以采用三级时效工艺进行强韧化热处理。具体地，第一级 时效热处理制度可以选择105〜125°C、1〜Mh，第二级时效热处理制度可以选择170〜 2000C /0. 5〜8h，第三级时效热处理制度可以选择105〜125°C、1〜36h。
[0095] (18)在制造铸造类制品时，本发明所述合金可以采用熔炼、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。
[0096] (19)在制造铸造类制品时，本发明所述合金可以采用熔炼、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。
[0097] (20)本发明所述合金铸造制品可以采用以下固溶热处理制度，包括在450〜 480°C范围内对铸造制品进行1〜48h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。
[0098] (21)本发明所述合金可以采用T6峰时效工艺，或T7双级过时效工艺，包括T73、 T74、T76、T79工艺等，进行强韧化时效热处理。具体地，在采用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 /1〜 48h ；更优选地，时效热处理制度可以选择110〜125°C、8〜36h。在采用T7双级过时效工 艺时，第一级时效热处理制度可以选择105〜125°C、1〜Mh，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〜Mh。
[0099] (22)本发明所述合金可以采用三级时效工艺进行强韧化热处理。具体地，第一级 时效热处理制度可以选择105〜125°C、1〜Mh，第二级时效热处理制度可以选择170〜 2000C /0. 5〜8h，第三级时效热处理制度可以选择105〜125°C、1〜36h。
[0100] 本发明的有益效果为：[0101] 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 更好的均勻一致性。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P
ΡΠ O
附图说明
[0102] 图1为7XXX系铝合金大厚度制品的淬火冷却曲线示意图；
[0103] 图2为7XXX系铝合金大厚度制品在淬火过程中，合金过饱和固溶体分解所形成的 第二相尺寸及分布情况示意图；
[0104] 图3为7XXX系铝合金大厚度制品在淬火过程中，淬火析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；
[0105] 图4为对实验室制备的小型自由锻件制品进行包套的示意图；
[0106] 图5为末端淬火试验样品取样加工示意图；
[0107] 图6为末端淬火试验装置示意图；
[0108] 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；
[0109] 图9为本发明合金152mm厚板材的TYS-Kre性能匹配情况，以及与其它几种参照合 金的对比。具体
实施例[0110] 实施例1
[0111] 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Φ270πιπι的圆型铸 锭，铸锭的均勻化退火制度选择为065士5°C /18h) + G75士3°C /1¾)，随后在空气中缓冷。 经
剥皮、锯切后得到Φ250Χ600πιπι的锻造坯料。将锻造坯料在420士 10°C下预热4h，随后 在自由锻造机上进行三次多方锻造，最终得到445mm (长）X 300mm (宽）X 220mm (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，并采用室温水浸淬的方式进行 淬火，随后采用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。
[0112] 表1实验室规模铸锭的合金成分
[0113]
[0114][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采 用Φ 580-600mm的大直径圆型铸锭，因此在决定^•元素含量时，合理的添加量选择了 0. 12wt%。
[0115][注]2 ： 10#、11#、12#、13# 合金的成分组成分别与 AA7050、AA7150、AA7055、AA7085
[0116]合金相似；7# 合金（&i+Mg+Cu)wt % = 10. 20wt % ;8# 合金（&i+Mg+Cu)wt % = 11. 67wt% ；
[0117] 9# 合金(Zn/Mg+Cu wt% ) = 6. 54 ； 14# 合金 Zr (0. 24-D/5000) wt %。
[0118] 表2实验室制备合金大厚度锻件的性能（T74状态）
[0119]
[0120]
[0121][注]：检测SCC抗力是在3. 5wt% NaCl溶液中进行加载，
载荷设定为75% TYS0
[0122] 从表2中可以看出，1#、2#、3#、4#、5#、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：以及良好的SCC抗力及抗剥落腐蚀性能（EXC0彡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40MPamV2以上，以及S-T 向屈服强度不低于490MPa时，延伸率和断裂韧性值保持在8%和^MPamv2以上；从制品的 次表层（d/15部位，淬火冷却速率相对高）至芯部（d/2部位，淬火冷却速率相对低），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。
[0123] 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（彡2. )，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ai、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Si/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 ，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&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。
[0124] 实施例2
[0125] 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Φ60Χ220πιπι的圆棒，如图5所示，进行末端淬火试验 (EndQuenching Test)。
[0126] 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 淬圆棒试样4的底部，圆棒的圆周面采用
隔热保温材料5包裹进行保温，以减少外界因素干 扰。对端淬圆棒试样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 (H-Hj)表示高位槽中储水高度。
[0127] 在图7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。
[0128] 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。
[0129] 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_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），说明在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。
[0130] 实施例3
[0131] 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Φ630πιπι的圆型铸锭，其成分组成如表3所示。铸锭的均勻化退火制度 选择为065 士 5°C/24h) + G75 士 3°C/24h)，随后在空气中缓冷。经剥皮、锯切后得到 Φ 600 X 1800mm 的坯料。
[0132] 表3工业化实验的合金成分
[0133]
[0134] 取一根坯料，在420士 10°C下预热6h，随后在自由锻造机上进行三次多方锻造，最 终得到2310讓（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，并采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。采用T76、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4所示。
[0135] 表4工业化220mm厚度锻件性能
[0136]
[0137][注]：检测SCC抗力是在3. 5wt% NaCl溶液中进行加载，载荷设定为75% TYS0[0138] 从表4中可以看出，采用本发明合金制成的大厚度锻件制品Q20mm)，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T74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T76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37MPam1/2以上，以及S-T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23MPam1/2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41MPamV2以上，以及S-T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24MPamV2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。
[0139] 图8给出了采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n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。
[0140] 实施例4
[0141] 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Φ980πιπι的圆型铸锭，其成分组成如表5所示。铸锭的均勻化退火制 度选择为065士5°C/24h) + G75士3°C/24h)，随后在空气中缓冷。经剥皮、锯切后得到 Φ 950 X 1500mm 的坯料。
[0142] 表5进一步的工业化实验的合金成分
[0143]
[0144] 取一根坯料，在420士 10°C下预热6h，随后在自由锻造机上进行三次多方锻造，得 到^50mm(长）X 1000mm (宽）X 360mm (厚）的方型自由锻件制品。对自由锻件制品进行 固溶热处理，并采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。采用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。
[0145] 表6工业化360mm厚度锻件性能
[0146]
[0147][注]：检测SCC抗力是在3. 5wt% NaCl溶液中进行加载，载荷设定为75% TYS0
[0148] 从表6中可以看出，采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37MPam"2以上，以及S-T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24MPam1/2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。
[0149] 实施例5
[0150] 取一根实施例4中的坯料，在420士 10°C下预热6h，随后在自由锻造机上进行三 次多方锻造，得到四50讓（长)X 1000mm (宽)X 360mm (厚)的方型自由锻件；再对上述锻 件进行410士 10°C /3h的预热，随后
热轧成6980mm(长）X 1000mm(宽）X 152mm(厚）的板 材。对厚板制品进行固溶热处理，并采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。采用T76、T74、T73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。
[0151] 表7工业化152mm厚板性能
[0152]
[0153][注]：检测SCC抗力是在3. 5wt% NaCl溶液中进行加载，载荷设定为75% TYS0
[0154] 图9给出了本发明合金152mm厚板材的TYS-Kre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——在上述两项已在中华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-Kic性能匹配，但至少显示出了更好的延伸率，以及TYS-EL-Kre 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）。
[0155] 实施例6
[0156] 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）X 270mm (厚）的方型铸锭，其成分组成如 表8所示。铸锭的均勻化退火制度选择为065士5°C/24h) + G75士3°C/24h)，随后在空气 中缓冷。经表面铣削、锯切后得到1500mm(长）X 1100mm(宽）X 250mm(厚）的方形坯料。
[0157] 表8中等厚度板材制品制备的工业化试验
[0158]
[0159] 取一根方形坯料，在420士 10 °C下预热4h，随后热轧成 12500讓（长）\1000111111(宽）\30111111(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，并采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。采用T76、T74、T77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。
[0160] 表9工业化中等厚度板材性能
[0161]
[0162][注]：因不符合试验方法Pmax/PQ ^ 1. 1要求，并且出现预制疲劳裂纹非稳定扩展 现象，Kre数值仅为参考值。
[0163] 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-Kre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。
