本发明涉及一种高强度高淬透性超高强铝合金及其制备方法，属于有色金属技术领域。
背景技术：
超高强铝合金具有密度低、强度高、热加工性能好等优点，广泛应用于航空航天领域重要的结构部件。随着航空航天工业的发展，为解决结构件焊接与铆接带来的诸多问题，提高装备的整体性能和可靠性，进一步减轻装备重量，对超厚截面(150mm以上)Al-Zn-Mg-Cu系铝合金锻件与预拉伸厚板提出了紧迫的要求，即要求新型超高强铝合金材料除了应具有较高的强度，还应具有较好的淬透性以及良好的疲劳性能等综合性能。
目前，国外航空厚板用超高强铝合金牌号有AA7075、AA7X50、AA 7085等铝合金，其中AA7085铝合金目前较为先进的合金，具有高淬透性高韧性等综合性能，成功地应用于在波音787飞机起落架支撑件和空客A380飞机的翼梁等重要承力部件。但是，AA7085铝合金强度相对较低，因而也降低了飞机的安全系数。其原因是：合金中的Mg元素含量较低，主要强化相MgZn2形成的数量较少，因而合金的强度较低。
为了提高飞机的使用寿命，增加飞机的安全系数，需要研制出综合性能更加优异的超高强铝合金及其相应的制备方法，使其同时具备高强度高淬透性，提高飞机整体性能与服役可靠性，降低飞机的制造成本。
技术实现要素：
本发明克服了现有技术中的缺点，提供了一种高强度高淬透性超高强铝合金及其制备方法，以解决目前航空超厚截面用超高强铝合金在综合性能方面，特别是高强度高淬透性方面的不足。
为了解决上述技术问题，本发明是通过以下技术方案实现的：
一种高强度高淬透性超高强铝合金，其成分的重量百分比为：Zn：5.8～6.4wt％，Mg：1.8～2.6wt％，Cu：1.0～1.2wt％，Zr：0.06～0.20wt％，Fe：≤0.08wt％，Si：≤0.06wt％，其余组分为Al和不可避免的杂质。
进一步，还含有微量元素Mn、Cr、Ti中的一种或几种，其中微量元素单个含量≤0.05wt％，总含量≤0.15wt％。
进一步，Zn与Mg的重量百分比为3∶1～5∶1，Cu与Mg的重量百分比为0.4∶1～0.9∶1。
一种高强度高淬透性超高强铝合金的制备方法，包括以下步骤：
(1)首先按照配比进行配料，在720～780℃进行熔炼；
(2)对完全熔化的金属液进行精炼，精炼时金属温度维持在700℃～740℃的范围内，精炼后应进行充分静置，静置时间不低于25分钟；
(3)充分静置后开始浇铸，炉口温度维持在680℃～720℃的范围内；
(4)对合金铸坯进行三级均匀化，第一阶段在360～420℃下保温3～15h，第二阶段在420～450℃下保温15～35h，第三阶段在450～480℃下保温15～35h；
(5)对均匀化后的铸坯进行温轧，开轧温度为250～320℃，总变形率90％以上，终轧温度控制在200℃以上；
(6)对温轧后的板材在460～480℃进行固溶，固溶时间1～4h，室温水淬；
(7)在淬火后的4h内对板材进行1.5～3％变形量的预拉伸；
(8)对预拉伸后的板材立即进行时效处理。
其中，步骤(8)中时效处理采用峰值时效热处理工艺为：在100℃～170℃加热10～64小时。
其中，步骤(8)中时效处理采用过时效热处理工艺为：第一级时效温度100～130℃，时效时间为4～20h，第二级时效温度为150～180℃，时效时间为4～20h。
与现有技术相比，本发明的有益效果是：
本发明所述一种高强度高淬透性超高强铝合金及其制备方法，合理控制合金中Zn、Mg、Cu含量，Zn/Mg值，Cu/Mg值，相比AA7075，AA7085等铝合金，合金有效强化相得到显著优化，因此合金保持AA7085铝合金的淬透性，同时合金的强度明显高于AA7085等铝合金；
通过控制均匀化热处理工艺，使合金枝晶间第二相充分分解，提高合金可强化元素含量；使Al3Zr在组织中均匀弥散析出，起到在温轧及固溶过程中最大程度地阻碍再结晶的作用，进一步提高了合金的综合性能。
具体实施方式
以下对本发明的优选实施例进行说明，应当理解，此处所描述的优选实施例仅用于说明和解释本发明，并不用于限定本发明。
以下将结合实施例对本发明技术方案作进一步地详述：
表1给出了本发明所提出的新型超高强铝合金化学成分及重量百分比实施例。
表1：新型超高强铝合金化学成分及重量百分比
表1
该合金的制备工艺的步骤是：
(1)按合金的化学成分及重量百分比要求配料；
(2)在熔炼炉内进行熔化，熔化温度为720～780℃；
(3)对完全熔化的金属液进行精炼，精炼时金属温度维持在700℃～740℃的范围内；
(4)精炼后应进行充分静置，静置时间不低于25分钟；
(5)充分静置后开始浇铸，炉口温度维持在680℃～720℃的范围内，浇铸出240mm×80mm×10mm方锭；
(4)对合金铸坯进行三级均匀化，第一阶段在360～420℃下保温3～15h，第二阶段在420～450℃下保温15～35h，第三阶段在450～480℃下保温15～35h；
(5)对均匀化后的铸坯进行温轧，开轧温度为250～320℃，总变形率90％以上，终轧温度控制在200℃以上；
(6)对温轧后的板材在460～480℃进行固溶，固溶时间1～4h，室温水淬；
(7)在淬火后的4h内对板材进行1.5～3％变形量的预拉伸；
(8)对预拉伸后的板材立即进行时效处理，选择时效工艺为下述之一：
①峰值时效热处理工艺为：在100℃～170℃加热10～64小时；
②过时效热处理工艺为：第一级时效温度100～130℃，时效时间为4～20h，第二级时效温度为150～180℃，时效时间为4～20h。
表2为不同时效工艺的板材性能。
表2
本发明合金的时效态性能与AA7150、AA7085等合金进行对比，如表3所示。
表3各合金的综合性能对比
表3
表3中：上标①数据来源于SAE AMS。
表3中：上标②数据为：
表3中：上标②数据由合金分别进行室温水冷和空气淬火后峰值时效后，两者抗拉强度差与室温水冷峰值时效抗拉强度的比值。
由表3可以看出，本发明合金的淬透性明显高于AA7050铝合金，略优越于AA7085铝合金，且拉伸强度明显高于AA7085铝合金。
综上所述，本发明合金具有较高的强度与淬透性，综合性能优异，适合制造飞机大型部件，有利于提高飞机的整体性与可靠性，获得显著经济效益。
最后应说明的是：以上仅为本发明的优选实施例而已，并不用于限制本发明，尽管参照实施例对本发明进行了详细的说明，对于本领域的技术人员来说，其依然可以对前述各实施例所记载的技术方案进行修改，或者对其中部分技术特征进行等同替换，但是凡在本发明的精神和原则之内，所作的任何修改、等同替换、改进等，均应包含在本发明的保护范围之内。