本发明公开了一种超高强铝合金材料及其制备方法和应用。所述超高强铝合金材料包括以下质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为余量。将合金原料熔炼、精炼及铸造成型后得到铸锭；对所述铸锭依次进行第一次时效处理、多级均匀化热处理、热变形处理、固溶处理和第二次时效处理，即得。通过第一次时效处理在

　　1.一种超高强铝合金材料的制备方法，其特征在于，所述超高强铝合金材料包括以下

　　将合金原料熔炼、精炼及铸造成型后得到铸锭；对所述铸锭依次进行第一次时效处理、

　　2.如权利要求1所述的制备方法，其特征在于，所述合金原料中，Zn/Mg＝2～4，Mg/Cu＝

　　3.如权利要求1所述的制备方法，其特征在于，所述合金原料熔炼温度为750～850℃，

　　精炼温度为740～750℃，浇铸温度为700～730℃；所述浇铸的模具为水冷铜模。

　　4.如权利要求1所述的制备方法，其特征在于，所述第一次时效处理的温度为250～370

　　5.如权利要求1所述的制备方法，其特征在于，所述多级均匀化热处理的温度为400～

　　480℃；优选的，所述多级均匀化热处理的步骤为：400～410℃保温2～4h，425～435℃保温2

　　6.如权利要求1所述的制备方法，其特征在于，所述热变形处理的方法选自热挤压、等

　　7.如权利要求1所述的制备方法，其特征在于，所述固溶处理的温度为450～490℃，保

　　8.如权利要求1所述的制备方法，其特征在于，包括：所述第二次时效处理的温度为110

　　9.一种权利要求1‑8任一项所述的制备方法制备得到的超高强铝合金材料，其特征在

　　10.如权利要求9所述的超高强铝合金材料在航空航天、核工业、汽车或石油装备领域

　　[0001]本发明涉及铝合金技术领域，尤其涉及一种超高强铝合金材料及其制备方法和应

　　[0002]本发明背景技术中公开的信息仅仅旨在增加对本发明的总体背景的理解，而不必

　　然被视为承认或以任何形式暗示该信息构成已经成为本领域一般技术人员所公知的现有

　　[0003]Al‑Zn‑Mg‑Cu铝合金材料具有密度低、强度高、易加工等优点，是飞机、火箭、轨道

　　交通以及武器装备的重要结构材料。目前Al‑Zn‑Mg‑Cu铝合金材料的抗拉强度基本处于

　　500‑700MPa之间，在一些对结构件性能要求较高的服役条件下，仍只能采用钢铁等传统金

　　[0004]专利CN100415918C公开了一种高Zn含量超高强高韧高损伤容限型铝合金材料及

　　0.5％，其余为Al。合金熔化后，以惰性气体为雾化气体，进行了快速喷射凝固成形制备，其

　　抗拉强度超过了750MPa。采用喷射成形快速凝固虽然可得到强度更高的铝合金材料，但其

　　[0005]专利CN114990396B公开了一种超高强度7000系铝合金材料及其制备方法和应用，

　　素。其将熔体铸造成坯料，随后对所述坯料进行均匀化处理、挤压处理、轧制处理、固溶处理

　　和时效处理。其制备的铝合金材料的抗拉强度最高达到773MPa。因此，如何制备抗拉强度高

　　[0006]有鉴于此，本发明提供了一种超高强铝合金材料及其制备方法和应用，所制备的

　　[0007]第一方面，本发明提供了一种超高强铝合金材料的制备方法，所述超高强铝合金

　　[0009]将合金原料熔炼、精炼及铸造成型后得到铸锭；对所述铸锭依次进行第一次时效

　　[0011]优选的，所述合金原料熔炼温度为750～850℃，精炼温度为740～750℃，浇铸温度

　　[0012]优选的，所述第一次时效处理的温度为250～370℃，保温时间为20～40h。

　　[0013]优选的，所述多级均匀化热处理的温度为400～480℃；进一步优选的，所述多级均

　　匀化热处理的步骤为：400～410℃保温2～4h，425～435℃保温2～4h，445～460℃保温2～

　　[0014]优选的，所述热变形处理的方法选自热挤压、等径角挤压、热锻和热轧中的一种，

　　[0015]优选的，所述固溶处理的温度为450～490℃，保温时间为0.5‑2h。

　　[0016]优选的，所述第二次时效处理的温度为110～130℃，保温时间为20‑30h。

　　[0017]第二方面，本发明提供了上述制备方法得到的超高强铝合金材料；所述超高强铝

　　[0018]第三方面，本发明提供了上述超高强铝合金材料在航空航天、核工业、汽车或石油

　　Mg‑Cu系铝合金材料，通过第一次时效处理在铝合金材料中引入弥散分布的纳米级Al(Sc,

　　Zr)次时效相，与第二次时效处理产生的MgZn主时效相产生显著的协同强化效应，大幅

　　[0021](2)本发明在多级均匀化热处理前进行了一次时效处理，有效解决了MgZn主时效

　　与Al(Sc,Zr)次时效相在热处理温度区间的矛盾，最终在铝合金基体中同时保留了

　　MgZn与Al(Sc,Zr)两种纳米时效强化相，显著提升了Al‑Zn‑Mg‑Cu系铝合金材料的力学

　　[0022]构成本发明的一部分的说明书附图用来提供对本发明的进一步理解，本发明的示

　　意性实施例及其说明用于解释本发明，并不构成对本发明的不当限定。显而易见地，对于本

　　领域普通技术人员来讲，在不付出创造性劳动的前提下，还可以根据这些附图获得其他的

　　[0023]图1是本发明实施例1的超高强度铝合金材料的拉伸曲线的超高强度铝合金材料的铸态金相组织图；

　　[0026]应该指出，以下详细说明都是示例性的，旨在对本发明提供进一步的说明。除非另

　　有指明，本文使用的所有技术和科学术语具有与本发明所属技术领域的普通技术人员通常

　　[0027]正如背景技术中所述的，现有技术中铝合金材料的抗拉强度一般低于800MPa，因

　　此，本发明提供了一种超高强铝合金材料的制备方法，所述超高强铝合金材料由以下质量

　　[0029]将合金原料熔炼、精炼及铸造成型后得到铸锭；对所述铸锭依次进行第一次时效

　　[0030]现有技术中Sc元素主要作为铝合金材料的晶粒细化剂在使用，其在铝合金中的添

　　加量基本为0.05％～0.2％。本发明将Sc含量大幅提高到了0.4％‑0.7％，将Sc在Al基体中

　　以过饱和固溶体的形式存在，并与Zr元素及后续的热处理工艺相配合，从而在Al合金基体

　　[0031]Sc在时效析出过程会生成与Al基体共格的L1型AlSc纳米相，其在室温下的点阵

　　常数a＝0.410nm，该相与Al基体(a＝0.405nm)在室温下的晶格错配度仅为1.5％，可对Al基

　　体起到明显的增强作用。MgZn相的均匀化处理温度及固溶温度均在450℃以上，但是AlSc

　　处于400℃以上时会迅速粗化，失去与Al基体的共格关系，从而失去了强化效果。因此MgZn2

　　相与AlSc相的热处理温度区间存在明显矛盾。为解决这一问题，本发明在合金中添加了一

　　定量的Zr元素。通过Zr元素与Sc元素的复合添加，可形成与Al基体共格的L1型核‑壳结构

　　的Al(Sc,Zr)相，该相同样与Al基体具有共格关系。Zr元素在高温环境下的扩散系数很

　　低，400℃～550℃范围内，扩散系数D/D≈1800～190。换言之，400℃～550℃范围内，Zr

　　极高的热稳定性，即使在450℃下进行长时间热处理也不会发生明显的粗化，从而解决了

　　[0032]本发明的合金原料中添加了Mn及Be元素，其对Fe元素具有强烈的变质效果，可有

　　效规避长针状的AlFe相及AlFeSi相的产生。目前在超高强的7055等牌号铝合金中要求Fe含

　　量严格控制在0.1％以下。例如，专利CN100415918C明确提出了Fe含量≤0.05wt％；专利

　　CN115418514B也明确要求Fe含量≤0.08wt％。对Fe含量的严格要求，不仅在原料选用上需

　　要采用一定量价格昂贵的高纯铝(99.99wt％)，造成原料成本较高，同时，当Fe元素降低到

　　一定程度后，继续去除将会造成熔炼工艺难度和工艺成本的急剧增加。本发明通过在合金

　　中引入Mn及Be元素，可对富Fe相产生协同改善效果。添加Mn元素可使长针状富Fe相转变为

　　形态致密的汉字或球状Al(Fe,Mn)Si相，有效提高合金的抗拉强度和伸长率。Be的加入

　　则改变了富铁相的凝固顺序，原共晶反应生成的有害富Fe共晶相被形成Be‑Fe相的包晶反

　　应所取代，生成了汉字状的AlFeBeSi相，可有效阻碍合金受力过程中的裂纹萌生和扩展。

　　因此，本发明可有效规避合金中长针状含Fe相的产生，并将合金中的允Fe量大幅提高至

　　0.4％。在较高含Fe量情况下，依旧保证了合金具有非常高的抗拉强度，同时也使得合金的

　　[0033]本发明的合金原料中，依据相图，合理确定析出相的生成边界，确定各元素适宜的

　　[0034]本发明的铝合金材料铸造过程采用最为常规的金属型重力铸造的制备方法，铸造

　　工艺简单，便于操作。具体的，本发明合金原料熔炼温度为750～850℃，再用钟罩压入六氯

　　乙烷或通入氩气进行除气、除渣精炼，精炼温度为740～750℃，除渣精炼后静置30min以上，

　　降温至700～730℃进行浇铸。为提高合金的冷凝速度，本发明浇铸的模具优选为水冷铜模，

　　其可以通过快速冷速铸造的方式，将Sc在Al基体中以过饱和固溶体的形式固定下来，从而

　　[0035]本发明为防止Sc元素发生自然时效，铸造完成后需尽快进行第一次时效处理。第

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　　一次时效处理的温度为250～370℃，保温时间为20～40h。在第一次时效处理过程中，较低

　　温度下的较长处理时间，保证了AlSc相时效析出的同时，也确保Zr元素得以充分的扩散，

　　最终在Al基体中将形成与Al基体共格的大量弥散分布的L1型核‑壳结构的Al(Sc,Zr)

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　　[0036]之后再对合金进行多级均匀化处理，多级均匀化热处理的温度为400～480℃，具

　　400～480℃范围内对MgZn相进行多级均匀化热处处理时，借助Zr元素在高温环境下的低

　　扩散性，可使得在该过程中Al(Sc,Zr)相保持稳定，不发生粗化，依旧与Al基体保持一定

　　的共格关系，不丧失对合金性能的强化效果。此外，Al(Sc,Zr)相还可明显显著提高合金

　　[0037]本发明对热变形处理的方法不作特殊限制，可选自本领域常用的热挤压、等径角

　　[0038]本发明对固溶处理过程不作特殊限制，采用本领域常用的固溶处理方法即可。本

　　[0039]本发明在固溶处理后进行第二次时效处理，温度为110～130℃，保温时间为20‑

　　30h，经过第二次时效处理将在Al基体中产生大量弥散的MgZn主时效相，该相与Al(Sc,

　　Zr)次时效相一起对Al基体产生协同强化作用，大幅提高了Al合金的强度。

　　[0040]本发明通过上述制备方法得到了超高强铝合金材料，其抗拉强度在800MPa以上。

　　所述超高强铝合金材料中纳米级Al(Sc,Zr)次时效相弥散分布，并与MgZn主时效相产

　　[0041]本发明制备的超高强铝合金材料因其具有良好的抗拉强度，因此可以在航空航

　　[0044]本实施例提供了一种超高强度铝合金材料，由以下原料质量配比组成：Zn：

　　[0047](3)在350℃下进行20h的第一次时效处理，随后进行多级均匀化处理，具体为：先

　　在400℃下保温3h，再升温到430℃下保温3h，再升温至450℃下保温3h，最后在480℃下保温

　　[0048](4)热变形处理采用热挤压工艺，挤压温度为520℃；在490℃下固溶处理2h，然后

　　[0049]图1为本实施例制备的超高强度铝合金材料的拉伸曲线图，可以看出，抗拉强度达

　　[0051]本实施例提供了一种超高强度铝合金材料，由以下原料质量配比组成：Zn：

　　[0054]本实施例提供了一种超高强度铝合金材料，由以下原料质量配比组成：Zn：9.1％，

　　[0063]对实施例1～3、对比例1～3制备的铝合金材料依据GB/T228.1‑2010标准，取样进

　　[0066]从表1中可以看出，随着合金中主时效相元素Zn、Mg以及次时效相元素Sc、Zr的增

　　加，合金的抗拉强度出现了明显的提升，由807MPa提高至853MPa。在对比例1中，由于与实施

　　例1相比，Sc元素的含量明显减少，难以在Al基体中产生足量的Al(Sc,Zr)共格相，因此

　　[0067]对比例2未添加可对Fe、Si元素进行变质的Mn及Be元素，其抗拉强度明显小于实施

　　例1。由于合金制备过程中无论是熔炼原料还是制备过程中采用的工具，都不可避免的会引

　　入少量Fe、Si杂质元素，在实施例1中通过添加Mn及Be元素，对杂质元素进行了有效变质处

　　理，Al基体中没有生成有害的长针状相(如图2所示)。对比例2由于没有对Fe、Si杂质元素进

　　行变质处理，因此生成了一定量长针状相(如图3所示)，该相会割裂Al基体，明显损害合金

　　[0068]在对比例3中，没有及时进行第一次时效处理。虽然在基体中依旧会存在Al(Sc,

　　Zr)相，但这些相是在AlSc相已经发生粗化后，Zr元素再扩散至AlSc相周围形成，是已显

　　著粗化的Al(Sc,Zr)相，对合金没有强化效果，无法与MgZn主时效相形成协同强化效

　　[0069]以上所述仅为本发明的优选实施例而已，并不用于限制本发明，对于本领域的技

　　术人员来说，本发明可以有各种更改和变化。凡在本发明的精神和原则之内，所作的任何修

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