本发明涉及一种新型的al-zn-mg-cu系高强铝合金锻件及其制备方法，属于金属材料工程领域。采用本方法生产的新型铝合金制品具有优异的强度及断裂韧性，其极限抗拉强度可达800mpa以上，同时延伸率高于10％、t-l方向断裂韧性可达30mpam1/2以上。该材料制品可用于航空航天、核工业、交通运输、体育用品、兵器等领域的结构元件。
背景技术：
：近年来，随着铝冶金装备技术及冶金学基础技术水平的提高，铝合金的发展趋势为高纯净、高性能及高合金化，600mpa级铝合金逐步实现工程化，发展采用粉末冶金技术制备的800mpa级的铝合金。本发明为一种超高强高韧铝合金，采用高镁、高锌配比，同时添加zr、sc元素实现复合微合金化，通过低温初级预时效方法使得沉淀析出相弥散、均匀，配合多级峰值时效或多级过时效工艺，本发明的铝合金抗拉强度可达800mpa以上，t-l向kⅰc可达30mpam1/2以上的高强高韧铝合金，在航空航天、核工业、交通运输、体育用品、兵器等领域具有广阔的应用前景。技术实现要素：本发明目的是一项针对一种新型高强高韧铝合金的制备方法。属于金属材料工程领域。本发明的技术方案是一种7000系高强韧铝合金，7000系高强韧铝合金成分重量百分比为：zn9.0％～10.0％，mg3.0％～3.8％,cu1.8％～2.2％，zr0.04％～0.20％，sc0.10％～0.20％，si≤0.08％,fe≤0.10％，ti≤0.10％，其它杂质单个≤0.05％，杂质总量≤0.15％，余量为al。优选地，zn元素含量百分比为：zn9.5％～10.0％。优选地，mg元素含量百分比为：mg3.3％～3.8％。优选地，7000系高强韧铝合金采用zr、sc复合微合金化，zr、sc元素含量百分比分别为：zr0.08％～0.20％,sc0.15％～0.20％。所述7000系高强韧铝合金的制备方法，其特征在于，该方法包括下述步骤：(1)按合金的化学成分及重量百分比要求配料；(2)合金锭制备采用快速凝固喷射成形的方法，工艺过程按7075等合金常规工艺进行；(3)在加热炉内对合金锭进行均匀化处理，均匀化工艺分两阶段执行，第阶段均匀化温度为420℃，保温时间为6小时；第二阶段均匀化温度为460℃/8h+470℃/28h；(4)将均匀化后的合金锭扒皮后经挤压、轧制或锻造成形，成形工艺按7075合金常规工艺进行；(5)成形后进行固溶处理及室温水淬火，固溶温度为473℃；(6)淬火后进行多级峰值时效热处理，峰值时效80℃/16h+135℃/16h。优选地，步骤(6)的峰值时效工艺参数为：110℃～175℃/不低于4h。优选地，步骤(6)的7000系高强韧铝合金过时效工艺制度为：80℃/10h～24h+105℃～145℃/不低于4h+150℃～180℃/6h～30h。本发明为一种新型超高强高韧铝合金材料的显微组织均匀、性能稳定，极限抗拉强度可达800mpa以上，同时延伸率高于10％、t-l方向断裂韧性可达30mpam1/2。该材料制品可用于航空航天、核工业、交通运输、体育用品、兵器等领域的结构零件。具体实施方式本发明是一种7000系高饱和合金元素铝合金，主合金元素zn及mg形成主要强化相，另一主合金元素cu起辅助强化效果，同时起到提高提高合金耐应力腐蚀性能的作用，本发明通过提高zn及mg含量，进一步提高合金强度及韧度综合性能，本发明通过快速凝固成型的方法制成mg含量高于3％的铝合金铸锭，进一步提高了合金强度性能。研究发现，zn含量的增加至9.0％以上，将促进合金元素cu对材料普通腐蚀性能的损伤，如保持材料较高的普通腐蚀性能，合金元素cu加入上限约为2.0％间，加入微量合金元素sc，采用sc+zr复合微合金化技术，在于控制材料组织织构，降低各向异性，提高材料应力腐蚀性能。针对本发明铝合金，开展分级均匀化处理，第一级均匀化温度为420℃，保温时间为6小时，有利于细小的al(sc、zr)析出相弥散析出；第二阶段均匀化分级实施，既保证了充分均匀化，又避免了过烧风险。本发明研究了长时时效对析出相的种类及形态的影响，研究表明：90℃下gp(ⅰ)区均匀充分析出，随着温度升高其尺寸亦增大，达到溶质原子与析出相的平衡；105℃以上gp(ⅱ)区析出，且gp(ⅰ)区快速析出，并向η’相转化，150℃以上gp(ⅰ)区向η’相转化行为明显；180℃以上达到了gp区回溶临界温度，材料沉淀相行为以gp区转化及回溶为主。本发明依据以上强化相析出序列，提出了一种分级时效工艺，可充分的提高材料强韧化效果。以下实施例说明了该新型超高强高韧铝合金的制备过程及工艺控制，从而确保合金性能的稳定，以使其在航空航天、核工业、交通运输、体育用品、兵器等领域更好的应用。实施例1：合金主成分控制在zn9.0％～10.0％，mg3.0％～3.8％,cu1.8％～2.2％，zr0.04％～0.20％，sc0.10％～0.20％，合金锭制备采用快速凝固喷射成形的方法，工艺过程按7075等合金常规工艺进行，制备出φ500mm圆锭，合金锭成分见表1。表1铸锭合金成分铸锭号znmgcuzrsctifesi3509.33.82.20.14－≤0.10≤0.10≤0.083519.53.92.20.12－≤0.10≤0.10≤0.083529.43.21.80.15－≤0.10≤0.10≤0.083539.23.01.90.14－≤0.10≤0.10≤0.083549.93.11.90.16－≤0.10≤0.10≤0.083559.63.21.80.120.16≤0.10≤0.10≤0.0835610.03.01.90.120.16≤0.10≤0.10≤0.083579.83.22.00.110.15≤0.10≤0.10≤0.0835810.13.32.10.121.13≤0.10≤0.10≤0.083599.13.42.20.130.12≤0.10≤0.10≤0.083609.83.61.90.130.18≤0.10≤0.10≤0.083619.73.01.80.120.14≤0.10≤0.10≤0.089.03.51.90.150.11≤0.10≤0.10≤0.089.43.41.70.080.19≤0.10≤0.10≤0.089.53.42.20.090.20≤0.10≤0.10≤0.08在加热炉内对合金锭进行均匀化处理，均匀化工艺分两阶段执行，第阶段均匀化温度为420℃，保温时间为6小时；第二阶段均匀化分级进行，第一级均匀化温度为460℃，保温时间8小时，第一级均匀化温度为470℃保温时间28小时。将均匀化后的合金锭扒皮后锻造成型，锻造工艺按7075合金常规工艺进行。锻件固溶处理后淬火，固溶温度为473℃。淬火后锻件进行峰值时效热处理，峰值时效工艺1制度为：80℃/16h+135℃/16h。峰值时效工艺2制度为：135℃/16h。合金过时效工艺制度为：80℃/18h+120℃/8h+158℃/8h。表2发明合金锻件性能当前第1页12