本发明涉及有色金属材料领域，特别涉及一种新型超高强高韧铝合金及其制备方法。
背景技术：
：近几十年来，铝合金大致向两个方向发展：一是发展超高强高韧铝合金新材料，以满足航空和航天需要；二是发展一系列可以满足各种使用条件的民用铝合金材料。超高强高韧铝合金一般指抗拉强度在500mpa以上的铝合金，其主体是al-zn-mg-cu系铝合金。al-zn-mg-cu系超高强度铝合金具有高的比强度和硬度、较好的耐腐蚀性能和较高的韧性、优良的加工性能及焊接性能，是航空航天结构部件重要材料之一。美铝公司(alcoa)1991年研制成功了号称“王牌铝合金”的7055合金，已经用于制造波音777上翼蒙皮、龙骨架和空客a380上翼蒙皮。最近十年来，欧美国家陆续研发了抗拉强度超过650mpa的al-zn-mg-cu系铝合金，如7168、7136和7056等，其中7056-t7951合金将替代7449铝合金，用于制造a380-800f飞机上翼面板。然而，航空航天、交通运输和兵器工业等技术的快速发展对al-zn-mg-cu系超高强铝合金的性能和成本提出了更高的要求。因此，有必要开发强度更高(抗拉强度超过700mpa)的、且综合性能(包括韧性、塑性、耐腐蚀性能等)的al-zn-mg-cu系超高强度铝合金。近年来，为了进一步提高al-zn-mg-cu合金的综合性能，人们通过采用微合金化的途径，在该系合金中添加zr、cr、mn、ti、er、ag和sc等微量元素，有效地改善了该系合金的强度与韧性。到目前为止，sc是人们所发现的对铝合金最为有效的合金化元素，它对铝合金的合金化作用非常明显，只要加入千分之几的sc就能对铝合金起强烈的变质作用，是铝合金的机构和性能发生明显变化。有研究表明，在al-zn-mg铝合金中添加微量sc或同时添加sc和zr能产生多重强化作用：添加微量sc和zr可明显细化合金的铸态晶粒，并显著提高合金的力学性能，其作用机理为一次析出al3(sc，zr)弥散相所引起的细晶强化，二次析出al3(sc，zr)相所引起的亚结构强化。因此从al-zn-mg-cu-sc-zr铝合金的强化机理可以看出，此种合金的强韧性受热处理工艺的影响加大。基体析出相、晶间析出相，晶界无析出带和抑制再结晶化合物的大小、分布及均匀性最终决定了合金的力学性能，合理确定合金中的成分比及合适的热处理工艺对合金性能至关重要。技术实现要素：本发明的目的在于提供一种新型al-zn-mg-cu-sc-zr超高强高韧铝合金及其制备工艺，通过优化合金成分，合理提高合金中zn和mg元素含量，优化zn/mg值，cu/mg值，并优化合金的热处理工艺，显著提高合金的强度及韧性。为实现上述目的，本发明采取如下的技术方案：一种超高强、高韧al-zn-mg-cu-sc-zr合金，各组分及其质量百分比为：zn含量为8.0～9.0％，mg含量为2.4～2.8％，cu含量为1.5～1.9％，sc含量为0.15～0.25％，zr含量为0.10～0.20％，杂质元素si含量≦0.1％，杂质元素fe≤0.15％，其它杂质元素总含量≤0.15％，其余组分为al。其中zn与mg的重量百分比为3∶1～4∶1，cu与mg的重量百分比为0.5∶1～0.8∶1。一种超高强、高韧al-zn-mg-cu-sc-zr合金的制备方法，步骤如下所述：(1)准备原料：取纯度为99.98％的al，99.94％的zn，99.9％的mg，中间合金为al-48％cu，al-30％sc，mg-31zr作为原料；(2)熔炼：真空气氛保护熔炼炉抽真空，通入氦气气氛，当温度达到730℃时，先后加入al，zn，mg及al-48％中间合金；温度升至750℃，加入al-30％sc、mg-31％zr中间合金，充分熔化；对完全熔化的金属液体进行精炼，精炼时金属温度维持在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)铸造：当温度降至720℃，将充分静置后的合金熔液浇入完成预热且温度为420℃的金属模具内，即可获得合金铸锭；(4)均匀化处理：对合金铸坯进行三级均匀化处理，第一阶段合金铸坯在320～380℃保温15～35h，将完成第一阶段均匀化处理的合金铸坯在400～450℃保温10～25h，完成第二阶段均匀化处理，将完成第二阶段均匀化处理的合金铸坯在450～480℃保温10～25h，完成第三阶段均匀化处理；(5)变形处理：对完成三级均匀化处理的合金铸坯进行挤压变形处理，挤压温度为430℃，变形系数为9～32；(6)固溶淬火处理：对完成挤压变形后的合金在460～480℃进行固溶，固溶时间为1～4h，室温水淬；(7)时效处理：采用峰值时效处理工艺，将完成固溶淬火后的合金立即在100～160℃加热10～64h，最后完成所述超高强、高韧al-zn-mg-cu-sc-zr合金的制备。上述制备方法步骤中，步骤(7)还可以采用双级时效处理工艺，具体工艺为：第一级时效温度100～140℃，时效时间为4～20h，第二级时效温度为150～180℃，时效时间为4～20h。上述制备方法中，步骤(7)除峰值时效处理工艺，双级时效处理工艺，还可以采用三级时效处理工艺，具体工艺为：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0.5～2h，第三级时效温度100～130℃，时效时间为4～20h。本发明的优点为：(1)合理提高合金中zn与mg元素含量，优化zn/mg值，使合金中的有效强化相η(mgzn2)相含量增多，因而使得所述合金时效硬化能力增强；(2)优化cu/mg值，显著降低合金中的s相，改善了合金的断裂韧性和应力腐蚀性能；(3)在合金中合理添加了sc和zr，细化了合金的铸态组织，增大异质形核的密度和析出强化作用，为所述合金后续的热处理提供良好的铸态组织；(4)采用多级均匀化处理工艺，使得合金中含有sc及zr的第二相颗粒在组织中均匀弥散析出，在热挤压变形及固溶过程中最大程度的阻碍再结晶的作用，进一步提高合金强度与断裂韧性。具体实施方式以下将结合实施例对本发明技术方案作进一步详述：实施例1表1为本发明所提出的新型超高强铝合金化学成分及质量百分比表1铸锭号znmgcusczrfesial72#8.02.801.900.200.15<0.15<0.10余量73#8.62.451.800.220.12<0.15<0.10余量75#8.22.741.860.190.10<0.15<0.10余量76#8.42.581.720.240.11<0.15<0.10余量82#8.42.691.590.210.12<0.15<0.10余量83#9.02.421.840.200.12<0.15<0.10余量84#8.72.501.640.180.12<0.15<0.10余量本发明所述合金的制备工艺步骤为：(1)准备原料：按上表说述的质量比例取纯度为99.98％的al，99.94％的zn，99.9％的mg，中间合金为al-48％cu，al-30％sc，mg-31％zr配比原料；(2)熔炼：真空气氛保护熔炼炉抽真空，通入氦气气氛，当温度达到730℃时，先后加入al，zn，mg及al-48％中间合金；温度升至750℃，加入al-30％sc、mg-31％zr中间合金，充分熔化；对完全熔化的金属液体进行精炼，精炼时金属温度维持在740℃的范围内，精炼后应进行充分静置，静置时间为25分钟；(3)铸造：当温度降至720℃，将充分静置后的合金熔液浇入完成预热且温度为420℃的金属模具内，即可获得合金铸锭；(4)均匀化处理：对合金铸坯进行三级均匀化处理，第一阶段合金铸坯在320℃保温15h，将完成第一阶段均匀化处理的合金铸坯在400℃保温10h，完成第二阶段均匀化处理，将完成第二阶段均匀化处理的合金铸坯在450℃保温10h，完成第三阶段均匀化处理；(5)变形处理：对完成三级均匀化处理的合金铸坯进行挤压变形处理，挤压温度为430℃，变形系数为9；(6)固溶淬火处理：对完成挤压变形后的合金在460℃进行固溶，固溶时间为1h，室温水淬；(7)时效处理：采用峰值时效处理工艺，将完成固溶淬火后的合金立即在100℃加热10h，最后完成所述超高强、高韧al-zn-mg-cu-sc-zr合金的制备。实施例2(1)准备原料：按上表说述的质量比例取纯度为99.98％的al，99.94％的zn，99.9％的mg，中间合金为al-48％cu，al-30％sc，mg-31％zr配比原料；(2)熔炼：真空气氛保护熔炼炉抽真空，通入氦气气氛，当温度达到730℃时，先后加入al，zn，mg及al-48％中间合金；温度升至750℃，加入al-30％sc、mg-31％zr中间合金，充分熔化；对完全熔化的金属液体进行精炼，精炼时金属温度维持在740℃的范围内，精炼后应进行充分静置，静置时间为25分钟；(3)铸造：当温度降至720℃，将充分静置后的合金熔液浇入完成预热且温度为420℃的金属模具内，即可获得合金铸锭；(4)均匀化处理：对合金铸坯进行三级均匀化处理，第一阶段合金铸坯在320℃保温15h，将完成第一阶段均匀化处理的合金铸坯在400℃保温10h，完成第二阶段均匀化处理，将完成第二阶段均匀化处理的合金铸坯在450℃保温10h，完成第三阶段均匀化处理；(5)变形处理：对完成三级均匀化处理的合金铸坯进行挤压变形处理，挤压温度为430℃，变形系数为9；(6)固溶淬火处理：对完成挤压变形后的合金在460℃进行固溶，固溶时间为1h，室温水淬；(7)时效处理：采用双级时效处理工艺，第一级时效温度100℃，时效时间为4h，第二级时效温度为150℃，时效时间为4h，最后完成所述超高强、高韧al-zn-mg-cu-sc-zr合金的制备。实施例31)准备原料：按上表说述的质量比例取纯度为99.98％的al，99.94％的zn，99.9％的mg，中间合金为al-48％cu，al-30％sc，mg-31％zr配比原料；(2)熔炼：真空气氛保护熔炼炉抽真空，通入氦气气氛，当温度达到730℃时，先后加入al，zn，mg及al-48％中间合金；温度升至750℃，加入al-30％sc、mg-31％zr中间合金，充分熔化；对完全熔化的金属液体进行精炼，精炼时金属温度维持在740℃的范围内，精炼后应进行充分静置，静置时间为25分钟；(3)铸造：当温度降至720℃，将充分静置后的合金熔液浇入完成预热且温度为420℃的金属模具内，即可获得合金铸锭；(4)均匀化处理：对合金铸坯进行三级均匀化处理，第一阶段合金铸坯在320℃保温15h，将完成第一阶段均匀化处理的合金铸坯在400℃保温10h，完成第二阶段均匀化处理，将完成第二阶段均匀化处理的合金铸坯在450℃保温10h，完成第三阶段均匀化处理；(5)变形处理：对完成三级均匀化处理的合金铸坯进行挤压变形处理，挤压温度为430℃，变形系数为9；(6)固溶淬火处理：对完成挤压变形后的合金在460℃进行固溶，固溶时间为1h，室温水淬；(7)时效处理：采用峰值时效处理工艺，将完成固溶淬火后的合金立即在100℃加热10h，最后完成所述超高强、高韧al-zn-mg-cu-sc-zr合金的制备。实施例2(1)准备原料：按上表说述的质量比例取纯度为99.98％的al，99.94％的zn，99.9％的mg，中间合金为al-48％cu，al-30％sc，mg-31％zr配比原料；(2)熔炼：真空气氛保护熔炼炉抽真空，通入氦气气氛，当温度达到730℃时，先后加入al，zn，mg及al-48％中间合金；温度升至750℃，加入al-30％sc、mg-31％zr中间合金，充分熔化；对完全熔化的金属液体进行精炼，精炼时金属温度维持在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)铸造：当温度降至720℃，将充分静置后的合金熔液浇入完成预热且温度为420℃的金属模具内，即可获得合金铸锭；(4)均匀化处理：对合金铸坯进行三级均匀化处理，第一阶段合金铸坯在320℃保温15h，将完成第一阶段均匀化处理的合金铸坯在400℃保温10h，完成第二阶段均匀化处理，将完成第二阶段均匀化处理的合金铸坯在450℃保温10h，完成第三阶段均匀化处理；(5)变形处理：对完成三级均匀化处理的合金铸坯进行挤压变形处理，挤压温度为430℃，变形系数为9；(6)固溶淬火处理：对完成挤压变形后的合金在460℃进行固溶，固溶时间为1h，室温水淬；(7)时效处理：采用三级时效处理工艺，具体工艺为：第一级时效温度100℃，时效时间为4h，第二级时效温度为150℃，时效时间为0.5h，第三级时效温度100℃，时效时间为4h，最后完成所述超高强、高韧al-zn-mg-cu-sc-zr合金的制备。表2为采用不同时效工艺的合金性能表2由表2数据可以看出，采用峰值时效，双级时效，三级时效都可以使合金获得在拥有超高强度的同时具有良好的韧性。在这三种处理方式中，三级时效处理可以使合金获得最高的强度，但同时其韧性相对其他两种处理方式获得的合金的韧性较低；双级时效处理可以使合金获得优异的韧性，但同时其强度较其它两种处理方式获得合金的强度较低，因此可以根据合金的实用工况来选择合适的时效处理方式。表3为不同合金三级时效工艺的合金性能表3从表3的数据可以看出，本发明所述的超高强铝合金在所述的制备工艺下可稳定的制备出三级时效抗拉强度超过720mpa、延伸率超过8.0％al-zn-mg-cu-sc-zr系超高强铝合金，因而在航空航天、交通运输和兵器工业等领域存在很大的应用潜力。上述实施例仅仅是为清楚地说明本发明创造所作的举例，而并非对本发明创造具体实施方式的限定。对于所属领域的普通技术人员来说，在上述说明的基础上还可以做出其它不同形式的变化或变动。这里无需也无法对所有实施方式予以穷举。凡在本发明的精神和原则之内所引申出的任何显而易见的变化或变动仍处于本发明创造权利要求的保护范围之中。当前第1页12