本發(fā)明屬于金屬材料制造
技術(shù)領(lǐng)域：
，涉及一種高zn元素含量鋁合金的熔鑄及熱處理工藝。
背景技術(shù)：
：近些年，國防領(lǐng)域在國家大力的支持下得到了迅速的發(fā)展，其針對材料的要求日益嚴(yán)苛。鋁合金作為國防領(lǐng)域主要的結(jié)構(gòu)材料之一，同樣需要適應(yīng)這一需求的變化。與鋼和鈦合金等其他結(jié)構(gòu)材料相比，鋁合金材料雖然具有質(zhì)輕等傳統(tǒng)的優(yōu)勢，但是其強(qiáng)度不足的缺點(diǎn)同樣顯著；目前，結(jié)構(gòu)材料的主流研究方向是通過提高合金的強(qiáng)度來實現(xiàn)材料的減重目標(biāo)。因此，如何發(fā)揮鋁合金傳統(tǒng)優(yōu)勢的同時，彌補(bǔ)其不足，對于鋁合金材料在國防領(lǐng)域取得進(jìn)一步的發(fā)展和應(yīng)用具有重要的意義。目前，在國防領(lǐng)域中的應(yīng)用最為廣泛的超高強(qiáng)度鋁合金為7000系al-zn-mg-cu合金，其通常具有強(qiáng)度高，合金化程度高等特點(diǎn)。該系列鋁合金材料強(qiáng)度提升的主要手段為提高zn元素含量的同時提高zn/mg比，但隨著合金元素總量和zn/mg比的提高，該系列合金在鑄造和變形過程中極易發(fā)生熱裂和冷裂問題，極大地提高了熔鑄和變形的難度，同時也對后續(xù)的熱處理技術(shù)提出了較高的要求，在一定程度上限制了該系列鋁合金在國防領(lǐng)域中的發(fā)展。據(jù)資料記載：中國專利“201410064430.x—《一種航空航天用高強(qiáng)高韌鋁合金及制備方法》”公開了一種al-zn-mg-cu合金的成分和制備方法。該發(fā)明通過提高zn/mg比，并適量的添加ag、zr、ta和cd等多種微合金化元素，獲得了同時具有較高的抗拉強(qiáng)度和伸長率的鋁合金材料，其抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度和伸長率分別可達(dá)764mpa、632mpa和15.8％，充分說明了合金成分設(shè)計對最終性能的影響。但是，隨著該合金微合金化元素的增多，不僅提高了合金的熔鑄復(fù)雜程度，增加了變形和熱處理過程中的影響因素，同時也提高了合金的制備成本。此外，中國專利“cn201210048787.x—《一種高鋅高強(qiáng)al-zn-mg-cu鋁合金熱處理工藝》”公開了一種針對al-zn-mg-cu-er合金的熱處理方法。該合金的成分為zn：10.0～11.5％；mg：1.6～2.0％；cu：1.4～2.0％；zr：0.08～0.15；er：0.06～0.015；余量為al。該方法先將合金進(jìn)行雙級時效處理，再增加一級高溫短時時效處理，提高合金的韌性，該合金的室溫抗拉強(qiáng)度、延伸率和斷裂韌度分別約為720～760mpa、9.0～13.0％和30～38mpa·m1/2，表現(xiàn)出良好的綜合力學(xué)性能，體現(xiàn)了熱處理工藝的優(yōu)化對于合金最終性能的重要影響。但是，該熱處理工藝使得合金的抗拉強(qiáng)度相比于t6狀態(tài)略有下降，合金的強(qiáng)度略顯不足，無法獲得同時保持理想的延伸率和較高強(qiáng)度的鋁合金材料，與此同時，稀土元素er的加入同樣將增加該材料制備成本。由此可見，如何以較低的成本制備出具有更高強(qiáng)度的鋁合金材料將是未來研發(fā)的重要方向之一。技術(shù)實現(xiàn)要素：本發(fā)明的目的是提出一種低成本、高強(qiáng)度且不損失延伸率的一種高zn元素含量鋁合金的熔鑄及熱處理工藝。本發(fā)明的技術(shù)解決方案是，合金成分的重量百分比為：zn：9.8～11.2；mg：1.6～2.4；cu：1.2～2.1；zr：0.08～0.20；fe≤0.15；si≤0.1；mn≤0.05；cr≤0.05；ti≤0.05；雜質(zhì)總量≤0.15；al余量。制備高zn元素含量鋁合金采用三級固溶+三級時效的熱處理工藝，其中，三級固溶工藝為463～468℃×20～40min+468～470℃×50～70min+470～472℃×20～40min，出爐冷水淬火；三級時效工藝為120℃×24h，到溫進(jìn)爐，出爐冷水淬火+185-195℃×5-15min，到溫進(jìn)爐，出爐冷水淬火+130-140℃×3-6h，到溫進(jìn)爐，出爐空冷。合金成分的zn/mg比為7.0時，合金的抗拉強(qiáng)度，屈服強(qiáng)度和伸長率分別可達(dá)790.0mpa，775.0mpa和7.0％。合金成分的zn/mg比為5.3時，合金的抗拉強(qiáng)度，屈服強(qiáng)度和伸長率分別可達(dá)779.0mpa，766.7pa和7.3％。合金成分的zn/mg比為4.1時，合金的抗拉強(qiáng)度，屈服強(qiáng)度和伸長率分別可達(dá)768.7mpa，755.7mpa和7.6％。本發(fā)明的優(yōu)點(diǎn)及效果：本發(fā)明將al-zn-mg-cu合金中的zn元素含量提高至9.8～11.2％，同時將zn/mg比最高提至7.0，并采用同水平熱頂直冷半連續(xù)鑄造法進(jìn)行制備，解決了高zn元素含量、高zn/mg比al-zn-mg-cu超高強(qiáng)鋁合金棒材在直冷半連續(xù)制備過程中易出現(xiàn)熱裂和冷裂問題；該合金在熔鑄過程中結(jié)合國際領(lǐng)先的氯氬混合氣精煉技術(shù)(lars)和多層陶瓷熔體過濾技術(shù)(cff)，獲得的合金鑄錠內(nèi)外質(zhì)量優(yōu)異；該合金擠壓材采用三級固溶+三級時效的熱處理工藝制度，使得高zn元素含量、高zn/mg比al-zn-mg-cu合金基體內(nèi)的難溶相得到了最大程度上的溶解，獲得大量的過飽和固溶體，得以在隨后的三級時效過程中析出大量的增強(qiáng)相mgzn2，保持合金具有優(yōu)秀的延伸率的同時，大幅度提高合金的抗拉強(qiáng)度；該合金材料擠壓棒材經(jīng)優(yōu)化的三級時效熱處理工藝處理后的抗拉強(qiáng)度與單級時效(t6)狀態(tài)相比并未降低，獲得了優(yōu)于單級時效(t6)熱處理工藝處理的綜合力學(xué)性能，抗拉強(qiáng)度最高可達(dá)790.0mpa，并保持了7.0％左右的伸長率，這一綜合力學(xué)性能水平已經(jīng)遠(yuǎn)超過目前工程化應(yīng)用的普通鋁合金(500～600mpa級)。具體實施方式參照al-zn-mg-cu合金相圖，以高zn、高zn/mg比為合金成分設(shè)計思路，設(shè)計的合金成分為(wt.％)：zn：9.8～11.2；mg：1.6～2.4；cu：1.2～2.1；zr：0.08～0.20；fe≤0.15；si≤0.1；mn≤0.05；cr≤0.05；ti≤0.05；雜質(zhì)總量≤0.15；al余量。制備該合金棒材，其制備工藝為：1.采用國際領(lǐng)先的精煉技術(shù)和熔體過濾技術(shù)(即氯氬混合氣精煉技術(shù)(lars)和多層陶瓷熔體過濾技術(shù)(cff))，高效低污染去除熔體內(nèi)的氫含量，控制fe、si等雜質(zhì)元素的含量，減少熔體中的其他氧化夾渣；2.采用第四代dc鑄造法(同水平熱頂直冷半連續(xù)鑄造法)，在675～685℃溫度區(qū)間澆鑄直徑為φ75mm合金圓錠，同水平熱頂鑄造裝置不僅實現(xiàn)了多根鑄錠的同時成形，極大提高制備效率，同時保證了熔體液位的平穩(wěn)，提高鑄錠制備過程中的穩(wěn)定性以及內(nèi)外部質(zhì)量；3.合金圓錠經(jīng)過均勻化、機(jī)械加工去皮后，在400～420℃溫度區(qū)間保溫1h后，擠壓法獲得直徑為φ15mm的合金擠壓棒材，擠壓比16/1；4.合金擠壓棒材進(jìn)行三級固溶處理，三級固溶工藝為(463～468℃)×(20～40min)+(468～470℃)×(50～70min)+(470～472℃)×(20～40min)，出爐冷水淬火，該工藝實現(xiàn)了針對高zn元素含量、高zn/mg比al-zn-mg-cu合金基體內(nèi)的難溶相最大程度上的溶解，獲得具有大量的過飽和固溶體的合金材料，為之后的時效析出強(qiáng)化做準(zhǔn)備；5.合金擠壓棒材進(jìn)行三級時效處理，三級時效工藝為：120℃×24h+(185～195℃)×(5～15min)+(130～140℃)×(3～6h)，前兩級時效過程滿足到溫裝爐，出爐冷水淬火，第三級時效過程滿足到溫裝爐，出爐空冷，該工藝實現(xiàn)了大量析出增強(qiáng)相mgzn2的目標(biāo)，獲得了與單級時效狀態(tài)相比強(qiáng)度并未降低，并保持優(yōu)秀的延伸率的合金材料；6.熱處理后的合金棒材經(jīng)機(jī)械加工后，采用wdw-100拉伸試驗機(jī)進(jìn)行室溫拉伸試驗，合金室溫抗拉強(qiáng)度，屈服強(qiáng)度和伸長率分別可達(dá)790.0mpa，775.0mpa和7.0％左右，優(yōu)于單級時效熱處理工藝處理的綜合力學(xué)性能。下面將以12個實施例，對該發(fā)明進(jìn)行說明：實施例1高zn/mg比+雙級固溶+單級時效一、合金成分配比：元素znmgcuzralzn/mg含量(wt.％)11.21.61.60.08bal.7.0二、制備材料工藝1.將精al錠、zn錠、mg錠以及中間合金al-cu、al-zr在720℃條件下進(jìn)行融化；2.待合金完全熔化溫度穩(wěn)定后，先后經(jīng)過氯氬混合氣精煉技術(shù)和多層陶瓷熔體過濾技術(shù)處理，采用同水平熱頂直冷半連續(xù)鑄造法在675～685℃溫度區(qū)間澆鑄制備直徑為φ75mm合金圓錠；3.合金圓錠經(jīng)過均勻化、機(jī)械加工去皮后，在400～420℃溫度區(qū)間保溫1h后，擠壓獲得直徑為φ15mm的合金擠壓棒材，擠壓比16/1。三、擠壓棒材熱處理工藝工藝制度雙級固溶(463～468℃)×(50～70min)+(468～472℃)×(50～70min)單級時效(130～140℃)×(12～20h)四、室溫拉伸測試：對最終獲得的擠壓棒材進(jìn)行力學(xué)性能測試。其結(jié)果為：力學(xué)性能試樣1試樣2試樣3平均值抗拉強(qiáng)度σb/mpa777777779777.7屈服強(qiáng)度σ0.2/mpa763765764764.0延伸率δ/％7.57.67.57.5實施例2高zn/mg比+雙級固溶+三級時效一、合金成分配比元素znmgcuzralzn/mg含量(wt.％)11.21.61.60.08bal.7.0二、制備材料工藝1.將精al錠、zn錠、mg錠以及中間合金al-cu、al-zr在720℃條件下進(jìn)行融化；2.待合金完全熔化溫度穩(wěn)定后，先后經(jīng)過氯氬混合氣精煉技術(shù)和多層陶瓷熔體過濾技術(shù)處理，采用同水平熱頂直冷半連續(xù)鑄造法在675～685℃溫度區(qū)間澆鑄制備直徑為φ75mm合金圓錠；3.合金圓錠經(jīng)過均勻化、機(jī)械加工去皮后，在400～420℃溫度區(qū)間保溫1h后，擠壓獲得直徑為φ15mm的合金擠壓棒材，擠壓比16/1。三、擠壓棒材熱處理工藝工藝制度雙級固溶(463～468℃)×(50～70min)+(468～472℃)×(50～70min)三級時效120℃×24h+(185-195℃)×(5-15min)+(130-140℃)×(3-6h)四、室溫拉伸測試：對最終獲得的擠壓棒材進(jìn)行力學(xué)性能測試。其結(jié)果為：力學(xué)性能試樣1試樣2試樣3平均值抗拉強(qiáng)度σb/mpa781783785783.0屈服強(qiáng)度σ0.2/mpa768771767768.7延伸率δ/％7.27.37.27.2實施例3高zn/mg比+三級固溶+單級時效一、合金成分配比：元素znmgcuzralzn/mg含量(wt.％)11.21.61.60.08bal.7.0二、制備材料工藝1.將精al錠、zn錠、mg錠以及中間合金al-cu、al-zr在720℃條件下進(jìn)行融化；2.待合金完全熔化溫度穩(wěn)定后，先后經(jīng)過氯氬混合氣精煉技術(shù)和多層陶瓷熔體過濾技術(shù)處理，采用同水平熱頂直冷半連續(xù)鑄造法在675～685℃溫度區(qū)間澆鑄制備直徑為φ75mm合金圓錠；3.合金圓錠經(jīng)過均勻化、機(jī)械加工去皮后，在400～420℃溫度區(qū)間保溫1h后，擠壓獲得直徑為φ15mm的合金擠壓棒材，擠壓比16/1。三、擠壓棒材熱處理工藝四、室溫拉伸測試對最終獲得的擠壓棒材進(jìn)行力學(xué)性能測試。其結(jié)果為：力學(xué)性能試樣1試樣2試樣3平均值抗拉強(qiáng)度σb/mpa782784786784.0屈服強(qiáng)度σ0.2/mpa769770768769.0延伸率δ/％7.37.47.47.4實施例4高zn/mg比+三級固溶+三級時效一、合金成分配比：元素znmgcuzralzn/mg含量(wt.％)11.21.61.60.08bal.7.0二、制備材料工藝：1.將精al錠、zn錠、mg錠以及中間合金al-cu、al-zr在720℃條件下進(jìn)行融化；2.待合金完全熔化溫度穩(wěn)定后，先后經(jīng)過氯氬混合氣精煉技術(shù)和多層陶瓷熔體過濾技術(shù)處理，采用同水平熱頂直冷半連續(xù)鑄造法在675～685℃溫度區(qū)間澆鑄制備直徑為φ75mm合金圓錠；3.合金圓錠經(jīng)過均勻化、機(jī)械加工去皮后，在400～420℃溫度區(qū)間保溫1h后，擠壓獲得直徑為φ15mm的合金擠壓棒材，擠壓比16/1。三、擠壓棒材熱處理工藝四、室溫拉伸測試對最終獲得的擠壓棒材進(jìn)行力學(xué)性能測試。其結(jié)果為：力學(xué)性能試樣1試樣2試樣3平均值抗拉強(qiáng)度σb/mpa790789791790.0屈服強(qiáng)度σ0.2/mpa776774778776.0延伸率δ/％7.07.17.07.0實施例5中zn/mg比+雙級固溶+單級時效一、合金成分配比：元素znmgcuzralzn/mg含量(wt.％)10.52.01.60.08bal.5.3二、制備材料工藝1.將精al錠、zn錠、mg錠以及中間合金al-cu、al-zr在720℃條件下進(jìn)行融化；2.待合金完全熔化溫度穩(wěn)定后，先后經(jīng)過氯氬混合氣精煉技術(shù)和多層陶瓷熔體過濾技術(shù)處理，采用同水平熱頂直冷半連續(xù)鑄造法在675～685℃溫度區(qū)間澆鑄制備直徑為φ75mm合金圓錠；3.合金圓錠經(jīng)過均勻化、機(jī)械加工去皮后，在400～420℃溫度區(qū)間保溫1h后，擠壓獲得直徑為φ15mm的合金擠壓棒材，擠壓比16/1。三、擠壓棒材熱處理工藝工藝制度雙級固溶(463～468℃)×(50～70min)+(468～472℃)×(50～70min)單級時效(130～140℃)×(12～20h)四、室溫拉伸測試：對最終獲得的擠壓棒材進(jìn)行力學(xué)性能測試。其結(jié)果為：力學(xué)性能試樣1試樣2試樣3平均值抗拉強(qiáng)度σb/mpa768768769768.3屈服強(qiáng)度σ0.2/mpa756754755755.0延伸率δ/％7.77.97.97.8實施例6中zn/mg比+雙級固溶+三級時效一、合金成分配比：元素znmgcuzralzn/mg含量(wt.％)10.52.01.60.08bal.5.3二、制備材料工藝：1.將精al錠、zn錠、mg錠以及中間合金al-cu、al-zr在720℃條件下進(jìn)行融化；2.待合金完全熔化溫度穩(wěn)定后，先后經(jīng)過氯氬混合氣精煉技術(shù)和多層陶瓷熔體過濾技術(shù)處理，采用同水平熱頂直冷半連續(xù)鑄造法在675～685℃溫度區(qū)間澆鑄制備直徑為φ75mm合金圓錠；3.合金圓錠經(jīng)過均勻化、機(jī)械加工去皮后，在400～420℃溫度區(qū)間保溫1h后，擠壓獲得直徑為φ15mm的合金擠壓棒材，擠壓比16/1。三、擠壓棒材熱處理工藝工藝制度雙級固溶(463～468℃)×(50～70min)+(468～472℃)×(50～70min)三級時效120℃×24h+(185-195℃)×(5-15min)+(130-140℃)×(3-6h)四、室溫拉伸測試對最終獲得的擠壓棒材進(jìn)行力學(xué)性能測試。其結(jié)果為：力學(xué)性能試樣1試樣2試樣3平均值抗拉強(qiáng)度σb/mpa774772772772.7屈服強(qiáng)度σ0.2/mpa758760758758.7延伸率δ/％7.47.67.57.5實施例7中zn/mg比+三級固溶+單級時效一、合金成分配比：元素znmgcuzralzn/mg含量(wt.％)10.52.01.60.08bal.5.3二、制備材料工藝：1.將精al錠、zn錠、mg錠以及中間合金al-cu、al-zr在720℃條件下進(jìn)行融化；2.待合金完全熔化溫度穩(wěn)定后，先后經(jīng)過氯氬混合氣精煉技術(shù)和多層陶瓷熔體過濾技術(shù)處理，采用同水平熱頂直冷半連續(xù)鑄造法在675～685℃溫度區(qū)間澆鑄制備直徑為φ75mm合金圓錠；3.合金圓錠經(jīng)過均勻化、機(jī)械加工去皮后，在400～420℃溫度區(qū)間保溫1h后，擠壓獲得直徑為φ15mm的合金擠壓棒材，擠壓比16/1。三、擠壓棒材熱處理工藝四、室溫拉伸測試對最終獲得的擠壓棒材進(jìn)行力學(xué)性能測試。其結(jié)果為：力學(xué)性能試樣1試樣2試樣3平均值抗拉強(qiáng)度σb/mpa775775774774.7屈服強(qiáng)度σ0.2/mpa758758758758.0延伸率δ/％7.57.67.57.5實施例8中zn/mg比+三級固溶+三級時效一、合金成分配比：元素znmgcuzralzn/mg含量(wt.％)10.52.01.60.08bal.5.3二、制備材料工藝1.將精al錠、zn錠、mg錠以及中間合金al-cu、al-zr在720℃條件下進(jìn)行融化；2.待合金完全熔化溫度穩(wěn)定后，先后經(jīng)過氯氬混合氣精煉技術(shù)和多層陶瓷熔體過濾技術(shù)處理，采用同水平熱頂直冷半連續(xù)鑄造法在675～685℃溫度區(qū)間澆鑄制備直徑為φ75mm合金圓錠；3.合金圓錠經(jīng)過均勻化、機(jī)械加工去皮后，在400～420℃溫度區(qū)間保溫1h后，擠壓獲得直徑為φ15mm的合金擠壓棒材，擠壓比16/1。三、擠壓棒材熱處理工藝四、室溫拉伸測試對最終獲得的擠壓棒材進(jìn)行力學(xué)性能測試。其結(jié)果為：力學(xué)性能試樣1試樣2試樣3平均值抗拉強(qiáng)度σb/mpa779779779779.0屈服強(qiáng)度σ0.2/mpa768768766766.7延伸率δ/％7.27.37.47.3實施例9低zn/mg比+雙級固溶+單級時效一、合金成分配比：元素znmgcuzralzn/mg含量(wt.％)9.82.41.60.08bal.4.1二、制備材料工藝1.將精al錠、zn錠、mg錠以及中間合金al-cu、al-zr在720℃條件下進(jìn)行融化；2.待合金完全熔化溫度穩(wěn)定后，先后經(jīng)過氯氬混合氣精煉技術(shù)和多層陶瓷熔體過濾技術(shù)處理，采用同水平熱頂直冷半連續(xù)鑄造法在675～685℃溫度區(qū)間澆鑄制備直徑為φ75mm合金圓錠；3.合金圓錠經(jīng)過均勻化、機(jī)械加工去皮后，在400～420℃溫度區(qū)間保溫1h后，擠壓獲得直徑為φ15mm的合金擠壓棒材，擠壓比16/1。三、擠壓棒材熱處理工藝工藝制度雙級固溶(463～468℃)×(50～70min)+(468～472℃)×(50～70min)單級時效(130～140℃)×(12～20h)四、室溫拉伸測試對最終獲得的擠壓棒材進(jìn)行力學(xué)性能測試。其結(jié)果為：力學(xué)性能試樣1試樣2試樣3平均值抗拉強(qiáng)度σb/mpa761763760761.3屈服強(qiáng)度σ0.2/mpa746744748746.0延伸率δ/％8.18.18.28.1實施例10：低zn/mg比+雙級固溶+三級時效一、合金成分配比：元素znmgcuzralzn/mg含量(wt.％)9.82.41.60.08bal.4.1二、制備材料工藝：1.將精al錠、zn錠、mg錠以及中間合金al-cu、al-zr在720℃條件下進(jìn)行融化；2.待合金完全熔化溫度穩(wěn)定后，先后經(jīng)過氯氬混合氣精煉技術(shù)和多層陶瓷熔體過濾技術(shù)處理，采用同水平熱頂直冷半連續(xù)鑄造法在675～685℃溫度區(qū)間澆鑄制備直徑為φ75mm合金圓錠；3.合金圓錠經(jīng)過均勻化、機(jī)械加工去皮后，在400～420℃溫度區(qū)間保溫1h后，擠壓獲得直徑為φ15mm的合金擠壓棒材，擠壓比16/1。三、擠壓棒材熱處理工藝工藝制度雙級固溶(463～468℃)×(50～70min)+(468～472℃)×(50～70min)三級時效120℃×24h+(185-195℃)×(5-15min)+(130-140℃)×(3-6h)四、室溫拉伸測試對最終獲得的擠壓棒材進(jìn)行力學(xué)性能測試。其結(jié)果為：力學(xué)性能試樣1試樣2試樣3平均值抗拉強(qiáng)度σb/mpa763763764763.3屈服強(qiáng)度σ0.2/mpa747748747747.3延伸率δ/％8.07.87.97.9實施例11低zn/mg比+三級固溶+單級時效一、合金成分配比：元素znmgcuzralzn/mg含量(wt.％)9.82.41.60.08bal.4.1二、制備材料工藝1.將精al錠、zn錠、mg錠以及中間合金al-cu、al-zr在720℃條件下進(jìn)行融化；2.待合金完全熔化溫度穩(wěn)定后，先后經(jīng)過氯氬混合氣精煉技術(shù)和多層陶瓷熔體過濾技術(shù)處理，采用同水平熱頂直冷半連續(xù)鑄造法在675～685℃溫度區(qū)間澆鑄制備直徑為φ75mm合金圓錠；3.合金圓錠經(jīng)過均勻化、機(jī)械加工去皮后，在400～420℃溫度區(qū)間保溫1h后，擠壓獲得直徑為φ15mm的合金擠壓棒材，擠壓比16/1。三、擠壓棒材熱處理工藝四、室溫拉伸測試對最終獲得的擠壓棒材進(jìn)行力學(xué)性能測試。其結(jié)果為：實施例12低zn/mg比+三級固溶+三級時效一、合金成分配比：元素znmgcuzralzn/mg含量(wt.％)9.82.41.60.08bal.4.1二、制備材料工藝：1.將精al錠、zn錠、mg錠以及中間合金al-cu、al-zr在720℃條件下進(jìn)行融化；2.待合金完全熔化溫度穩(wěn)定后，先后經(jīng)過氯氬混合氣精煉技術(shù)和多層陶瓷熔體過濾技術(shù)處理，采用同水平熱頂直冷半連續(xù)鑄造法在675～685℃溫度區(qū)間澆鑄制備直徑為φ75mm合金圓錠；3.合金圓錠經(jīng)過均勻化、機(jī)械加工去皮后，在400～420℃溫度區(qū)間保溫1h后，擠壓獲得直徑為φ15mm的合金擠壓棒材，擠壓比16/1。三、擠壓棒材熱處理工藝四、室溫拉伸測試對最終獲得的擠壓棒材進(jìn)行力學(xué)性能測試。其結(jié)果為：力學(xué)性能試樣1試樣2試樣3平均值抗拉強(qiáng)度σb/mpa770768768768.7屈服強(qiáng)度σ0.2/mpa756756755755.7延伸率δ/％7.77.57.67.6通過上述12個實施例的對比，1.實例4、8、12為
發(fā)明內(nèi)容所述，采用三級固溶+三級時效處理方法，針對高、中、低zn/mg比(7.0、5.4、4.1)的合金材料進(jìn)行實驗的實例；2.實例1、5、9為采用雙級固溶+單級時效處理方法，針對高、中、低zn/mg比(7.0、5.4、4.1)的合金材料進(jìn)行對比實驗的實例；實例2、6、10為采用雙級固溶+三級時效處理方法，針對高、中、低zn/mg比(7.0、5.4、4.1)的合金材料進(jìn)行對比實驗的實例；實例3、7、11為采用三級固溶+單級時效處理方法，針對高、中、低zn/mg比(7.0、5.4、4.1)的合金材料進(jìn)行對比實驗的實例；3.橫向?qū)Ρ韧环N固溶和時效熱處理方法，不同的zn/mg比實驗的實例(如實施例1、5、9之間對比，2、6、10之間對比，3、7、11之間對比，4、8、12之間對比)，實驗結(jié)果表明：在同一種熱處理方法條件下，提高zn/mg比將提高合金材料的抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度，延伸率略有下降；4.縱向?qū)Ρ认嗤膠n/mg比，不同的固溶和時效熱處理方法的實驗實例(實施例1～4，實施例5～8，實施例9～12)，實驗結(jié)果表明：相比于三級固溶+三級時效的熱處理方法，選用雙級固溶或單級時效，均使得合金的抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度有所降低，削弱合金的綜合力學(xué)性能。當(dāng)前第1頁12