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本發明公開了一種超高強鋁合金材料及其制備方法和應用。所述超高強鋁合金材料包括以下質量百分比的合金原料：Zn：9.1～14.5％，Mg：2.3～4.5％，Cu：1.1～3.1％，Sc：0.4～0.7％；Zr：0.1～0.3％，Ti：0.1～0.3％，Mn：0.1～0.8％，Be：0.05～0.5％，Fe≤0.4％，Si≤0.2％，Al為余量。將合金原料熔煉、精煉及鑄造成型后得到鑄錠；對所述鑄錠依次進行第一次時效處理、多級均勻化熱處理、熱變形處理、固溶處理和第二次時效處理，即得。通過第一次時效處理在
1.一種超高強鋁合金材料的制備方法，其特征在于，所述超高強鋁合金材料包括以下
將合金原料熔煉、精煉及鑄造成型后得到鑄錠；對所述鑄錠依次進行第一次時效處理、
2.如權利要求1所述的制備方法，其特征在于，所述合金原料中，Zn/Mg＝2～4，Mg/Cu＝
3.如權利要求1所述的制備方法，其特征在于，所述合金原料熔煉溫度為750～850℃，
精煉溫度為740～750℃，澆鑄溫度為700～730℃；所述澆鑄的模具為水冷銅模。
4.如權利要求1所述的制備方法，其特征在于，所述第一次時效處理的溫度為250～370
5.如權利要求1所述的制備方法，其特征在于，所述多級均勻化熱處理的溫度為400～
480℃；優選的，所述多級均勻化熱處理的步驟為：400～410℃保溫2～4h，425～435℃保溫2
6.如權利要求1所述的制備方法，其特征在于，所述熱變形處理的方法選自熱擠壓、等
7.如權利要求1所述的制備方法，其特征在于，所述固溶處理的溫度為450～490℃，保
8.如權利要求1所述的制備方法，其特征在于，包括：所述第二次時效處理的溫度為110
9.一種權利要求1?8任一項所述的制備方法制備得到的超高強鋁合金材料，其特征在
10.如權利要求9所述的超高強鋁合金材料在航空航天、核工業、汽車或石油裝備領域
[0001]本發明涉及鋁合金技術領域，尤其涉及一種超高強鋁合金材料及其制備方法和應
[0002]本發明背景技術中公開的信息僅僅旨在增加對本發明的總體背景的理解，而不必
然被視為承認或以任何形式暗示該信息構成已經成為本領域一般技術人員所公知的現有
[0003]Al?Zn?Mg?Cu鋁合金材料具有密度低、強度高、易加工等優點，是飛機、火箭、軌道
交通以及武器裝備的重要結構材料。目前Al?Zn?Mg?Cu鋁合金材料的抗拉強度基本處于
500?700MPa之間，在一些對結構件性能要求較高的服役條件下，仍只能采用鋼鐵等傳統金
[0004]專利CN100415918C公開了一種高Zn含量超高強高韌高損傷容限型鋁合金材料及
0.5％，其余為Al。合金熔化后，以惰性氣體為霧化氣體，進行了快速噴射凝固成形制備，其
抗拉強度超過了750MPa。采用噴射成形快速凝固雖然可得到強度更高的鋁合金材料，但其
[0005]專利CN114990396B公開了一種超高強度7000系鋁合金材料及其制備方法和應用，
素。其將熔體鑄造成坯料，隨后對所述坯料進行均勻化處理、擠壓處理、軋制處理、固溶處理
和時效處理。其制備的鋁合金材料的抗拉強度最高達到773MPa。因此，如何制備抗拉強度高
[0006]有鑒于此，本發明提供了一種超高強鋁合金材料及其制備方法和應用，所制備的
[0007]第一方面，本發明提供了一種超高強鋁合金材料的制備方法，所述超高強鋁合金
[0009]將合金原料熔煉、精煉及鑄造成型后得到鑄錠；對所述鑄錠依次進行第一次時效
[0011]優選的，所述合金原料熔煉溫度為750～850℃，精煉溫度為740～750℃，澆鑄溫度
[0012]優選的，所述第一次時效處理的溫度為250～370℃，保溫時間為20～40h。
[0013]優選的，所述多級均勻化熱處理的溫度為400～480℃；進一步優選的，所述多級均
勻化熱處理的步驟為：400～410℃保溫2～4h，425～435℃保溫2～4h，445～460℃保溫2～
[0014]優選的，所述熱變形處理的方法選自熱擠壓、等徑角擠壓、熱鍛和熱軋中的一種，
[0015]優選的，所述固溶處理的溫度為450～490℃，保溫時間為0.5?2h。
[0016]優選的，所述第二次時效處理的溫度為110～130℃，保溫時間為20?30h。
[0017]第二方面，本發明提供了上述制備方法得到的超高強鋁合金材料；所述超高強鋁
[0018]第三方面，本發明提供了上述超高強鋁合金材料在航空航天、核工業、汽車或石油
Mg?Cu系鋁合金材料，通過第一次時效處理在鋁合金材料中引入彌散分布的納米級Al(Sc,
Zr)次時效相，與第二次時效處理產生的MgZn主時效相產生顯著的協同強化效應，大幅
[0021](2)本發明在多級均勻化熱處理前進行了一次時效處理，有效解決了MgZn主時效
與Al(Sc,Zr)次時效相在熱處理溫度區間的矛盾，最終在鋁合金基體中同時保留了
MgZn與Al(Sc,Zr)兩種納米時效強化相，顯著提升了Al?Zn?Mg?Cu系鋁合金材料的力學
[0022]構成本發明的一部分的說明書附圖用來提供對本發明的進一步理解，本發明的示
意性實施例及其說明用于解釋本發明，并不構成對本發明的不當限定。顯而易見地，對于本
領域普通技術人員來講，在不付出創造性勞動的前提下，還可以根據這些附圖獲得其他的
[0023]圖1是本發明實施例1的超高強度鋁合金材料的拉伸曲線的超高強度鋁合金材料的鑄態金相組織圖；
[0026]應該指出，以下詳細說明都是示例性的，旨在對本發明提供進一步的說明。除非另
有指明，本文使用的所有技術和科學術語具有與本發明所屬技術領域的普通技術人員通常
[0027]正如背景技術中所述的，現有技術中鋁合金材料的抗拉強度一般低于800MPa，因
此，本發明提供了一種超高強鋁合金材料的制備方法，所述超高強鋁合金材料由以下質量
[0029]將合金原料熔煉、精煉及鑄造成型后得到鑄錠；對所述鑄錠依次進行第一次時效
[0030]現有技術中Sc元素主要作為鋁合金材料的晶粒細化劑在使用，其在鋁合金中的添
加量基本為0.05％～0.2％。本發明將Sc含量大幅提高到了0.4％?0.7％，將Sc在Al基體中
以過飽和固溶體的形式存在，并與Zr元素及后續的熱處理工藝相配合，從而在Al合金基體
[0031]Sc在時效析出過程會生成與Al基體共格的L1型AlSc納米相，其在室溫下的點陣
常數a＝0.410nm，該相與Al基體(a＝0.405nm)在室溫下的晶格錯配度僅為1.5％，可對Al基
體起到明顯的增強作用。MgZn相的均勻化處理溫度及固溶溫度均在450℃以上，但是AlSc
處于400℃以上時會迅速粗化，失去與Al基體的共格關系，從而失去了強化效果。因此MgZn2
相與AlSc相的熱處理溫度區間存在明顯矛盾。為解決這一問題，本發明在合金中添加了一
定量的Zr元素。通過Zr元素與Sc元素的復合添加，可形成與Al基體共格的L1型核?殼結構
的Al(Sc,Zr)相，該相同樣與Al基體具有共格關系。Zr元素在高溫環境下的擴散系數很
低，400℃～550℃范圍內，擴散系數D/D≈1800～190。換言之，400℃～550℃范圍內，Zr
極高的熱穩定性，即使在450℃下進行長時間熱處理也不會發生明顯的粗化，從而解決了
[0032]本發明的合金原料中添加了Mn及Be元素，其對Fe元素具有強烈的變質效果，可有
效規避長針狀的AlFe相及AlFeSi相的產生。目前在超高強的7055等牌號鋁合金中要求Fe含
量嚴格控制在0.1％以下。例如，專利CN100415918C明確提出了Fe含量≤0.05wt％；專利
CN115418514B也明確要求Fe含量≤0.08wt％。對Fe含量的嚴格要求，不僅在原料選用上需
要采用一定量價格昂貴的高純鋁(99.99wt％)，造成原料成本較高，同時，當Fe元素降低到
一定程度后，繼續去除將會造成熔煉工藝難度和工藝成本的急劇增加。本發明通過在合金
中引入Mn及Be元素，可對富Fe相產生協同改善效果。添加Mn元素可使長針狀富Fe相轉變為
形態致密的漢字或球狀Al(Fe,Mn)Si相，有效提高合金的抗拉強度和伸長率。Be的加入
則改變了富鐵相的凝固順序，原共晶反應生成的有害富Fe共晶相被形成Be?Fe相的包晶反
應所取代，生成了漢字狀的AlFeBeSi相，可有效阻礙合金受力過程中的裂紋萌生和擴展。
因此，本發明可有效規避合金中長針狀含Fe相的產生，并將合金中的允Fe量大幅提高至
0.4％。在較高含Fe量情況下，依舊保證了合金具有非常高的抗拉強度，同時也使得合金的
[0033]本發明的合金原料中，依據相圖，合理確定析出相的生成邊界，確定各元素適宜的
[0034]本發明的鋁合金材料鑄造過程采用最為常規的金屬型重力鑄造的制備方法，鑄造
工藝簡單，便于操作。具體的，本發明合金原料熔煉溫度為750～850℃，再用鐘罩壓入六氯
乙烷或通入氬氣進行除氣、除渣精煉，精煉溫度為740～750℃，除渣精煉后靜置30min以上，
降溫至700～730℃進行澆鑄。為提高合金的冷凝速度，本發明澆鑄的模具優選為水冷銅模，
其可以通過快速冷速鑄造的方式，將Sc在Al基體中以過飽和固溶體的形式固定下來，從而
[0035]本發明為防止Sc元素發生自然時效，鑄造完成后需盡快進行第一次時效處理。第
一次時效處理的溫度為250～370℃，保溫時間為20～40h。在第一次時效處理過程中，較低
溫度下的較長處理時間，保證了AlSc相時效析出的同時，也確保Zr元素得以充分的擴散，
最終在Al基體中將形成與Al基體共格的大量彌散分布的L1型核?殼結構的Al(Sc,Zr)
[0036]之后再對合金進行多級均勻化處理，多級均勻化熱處理的溫度為400～480℃，具
400～480℃范圍內對MgZn相進行多級均勻化熱處處理時，借助Zr元素在高溫環境下的低
擴散性，可使得在該過程中Al(Sc,Zr)相保持穩定，不發生粗化，依舊與Al基體保持一定
的共格關系，不喪失對合金性能的強化效果。此外，Al(Sc,Zr)相還可明顯顯著提高合金
[0037]本發明對熱變形處理的方法不作特殊限制，可選自本領域常用的熱擠壓、等徑角
[0038]本發明對固溶處理過程不作特殊限制，采用本領域常用的固溶處理方法即可。本
[0039]本發明在固溶處理后進行第二次時效處理，溫度為110～130℃，保溫時間為20?
30h，經過第二次時效處理將在Al基體中產生大量彌散的MgZn主時效相，該相與Al(Sc,
Zr)次時效相一起對Al基體產生協同強化作用，大幅提高了Al合金的強度。
[0040]本發明通過上述制備方法得到了超高強鋁合金材料，其抗拉強度在800MPa以上。
所述超高強鋁合金材料中納米級Al(Sc,Zr)次時效相彌散分布，并與MgZn主時效相產
[0041]本發明制備的超高強鋁合金材料因其具有良好的抗拉強度，因此可以在航空航
[0044]本實施例提供了一種超高強度鋁合金材料，由以下原料質量配比組成：Zn：
[0047](3)在350℃下進行20h的第一次時效處理，隨后進行多級均勻化處理，具體為：先
在400℃下保溫3h，再升溫到430℃下保溫3h，再升溫至450℃下保溫3h，最后在480℃下保溫
[0048](4)熱變形處理采用熱擠壓工藝，擠壓溫度為520℃；在490℃下固溶處理2h，然后
[0049]圖1為本實施例制備的超高強度鋁合金材料的拉伸曲線圖，可以看出，抗拉強度達
[0051]本實施例提供了一種超高強度鋁合金材料，由以下原料質量配比組成：Zn：
[0054]本實施例提供了一種超高強度鋁合金材料，由以下原料質量配比組成：Zn：9.1％，
[0063]對實施例1～3、對比例1～3制備的鋁合金材料依據GB/T228.1?2010標準，取樣進
[0066]從表1中可以看出，隨著合金中主時效相元素Zn、Mg以及次時效相元素Sc、Zr的增
加，合金的抗拉強度出現了明顯的提升，由807MPa提高至853MPa。在對比例1中，由于與實施
例1相比，Sc元素的含量明顯減少，難以在Al基體中產生足量的Al(Sc,Zr)共格相，因此
[0067]對比例2未添加可對Fe、Si元素進行變質的Mn及Be元素，其抗拉強度明顯小于實施
例1。由于合金制備過程中無論是熔煉原料還是制備過程中采用的工具，都不可避免的會引
入少量Fe、Si雜質元素，在實施例1中通過添加Mn及Be元素，對雜質元素進行了有效變質處
理，Al基體中沒有生成有害的長針狀相(如圖2所示)。對比例2由于沒有對Fe、Si雜質元素進
行變質處理，因此生成了一定量長針狀相(如圖3所示)，該相會割裂Al基體，明顯損害合金
[0068]在對比例3中，沒有及時進行第一次時效處理。雖然在基體中依舊會存在Al(Sc,
Zr)相，但這些相是在AlSc相已經發生粗化后，Zr元素再擴散至AlSc相周圍形成，是已顯
著粗化的Al(Sc,Zr)相，對合金沒有強化效果，無法與MgZn主時效相形成協同強化效
[0069]以上所述僅為本發明的優選實施例而已，并不用于限制本發明，對于本領域的技
術人員來說，本發明可以有各種更改和變化。凡在本發明的精神和原則之內，所作的任何修
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