本發(fā)明公開了一種超高強(qiáng)鋁合金材料及其制備方法和應(yīng)用。所述超高強(qiáng)鋁合金材料包括以下質(zhì)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％，F(xiàn)e≤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(jìn)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(qiáng)鋁合金材料的制備方法，其特征在于，所述超高強(qiáng)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(jìn)行第一次時效處理、

　　2.如權(quán)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(quán)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(quán)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(quán)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(yōu)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(quán)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(quán)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(quán)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(quán)利要求1?8任一項(xiàng)所述的制備方法制備得到的超高強(qiáng)鋁合金材料，其特征在

　　10.如權(quán)利要求9所述的超高強(qiáng)鋁合金材料在航空航天、核工業(yè)、汽車或石油裝備領(lǐng)域

　　[0001]本發(fā)明涉及鋁合金技術(shù)領(lǐng)域，尤其涉及一種超高強(qiáng)鋁合金材料及其制備方法和應(yīng)

　　[0002]本發(fā)明背景技術(shù)中公開的信息僅僅旨在增加對本發(fā)明的總體背景的理解，而不必

　　然被視為承認(rèn)或以任何形式暗示該信息構(gòu)成已經(jīng)成為本領(lǐng)域一般技術(shù)人員所公知的現(xiàn)有

　　[0003]Al?Zn?Mg?Cu鋁合金材料具有密度低、強(qiáng)度高、易加工等優(yōu)點(diǎn)，是飛機(jī)、火箭、軌道

　　交通以及武器裝備的重要結(jié)構(gòu)材料。目前Al?Zn?Mg?Cu鋁合金材料的抗拉強(qiáng)度基本處于

　　500?700MPa之間，在一些對結(jié)構(gòu)件性能要求較高的服役條件下，仍只能采用鋼鐵等傳統(tǒng)金

　　[0004]專利CN100415918C公開了一種高Zn含量超高強(qiáng)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(jìn)行了快速噴射凝固成形制備，其

　　抗拉強(qiáng)度超過了750MPa。采用噴射成形快速凝固雖然可得到強(qiáng)度更高的鋁合金材料，但其

　　[0005]專利CN114990396B公開了一種超高強(qiáng)度7000系鋁合金材料及其制備方法和應(yīng)用，

　　素。其將熔體鑄造成坯料，隨后對所述坯料進(jìn)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(qiáng)度最高達(dá)到773MPa。因此，如何制備抗拉強(qiáng)度高

　　[0006]有鑒于此，本發(fā)明提供了一種超高強(qiáng)鋁合金材料及其制備方法和應(yīng)用，所制備的

　　[0007]第一方面，本發(fā)明提供了一種超高強(qiáng)鋁合金材料的制備方法，所述超高強(qiáng)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(jìn)行第一次時效

　　[0011]優(yōu)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(yōu)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(yōu)選的，所述多級均勻化熱處理的溫度為400～480℃；進(jìn)一步優(yōu)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(yōu)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(yōu)選的，所述固溶處理的溫度為450～490℃，保溫時間為0.5?2h。

　　[0016]優(yōu)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(fā)明提供了上述制備方法得到的超高強(qiáng)鋁合金材料；所述超高強(qiáng)鋁

　　[0018]第三方面，本發(fā)明提供了上述超高強(qiáng)鋁合金材料在航空航天、核工業(yè)、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(chǎn)生的MgZn主時效相產(chǎn)生顯著的協(xié)同強(qiáng)化效應(yīng)，大幅

　　[0021](2)本發(fā)明在多級均勻化熱處理前進(jìn)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(qū)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(qiáng)化相，顯著提升了Al?Zn?Mg?Cu系鋁合金材料的力學(xué)

　　[0022]構(gòu)成本發(fā)明的一部分的說明書附圖用來提供對本發(fā)明的進(jìn)一步理解，本發(fā)明的示

　　意性實(shí)施例及其說明用于解釋本發(fā)明，并不構(gòu)成對本發(fā)明的不當(dāng)限定。顯而易見地，對于本

　　領(lǐng)域普通技術(shù)人員來講，在不付出創(chuàng)造性勞動的前提下，還可以根據(jù)這些附圖獲得其他的

　　[0023]圖1是本發(fā)明實(shí)施例1的超高強(qiáng)度鋁合金材料的拉伸曲線的超高強(qiáng)度鋁合金材料的鑄態(tài)金相組織圖；

　　[0026]應(yīng)該指出，以下詳細(xì)說明都是示例性的，旨在對本發(fā)明提供進(jìn)一步的說明。除非另

　　有指明，本文使用的所有技術(shù)和科學(xué)術(shù)語具有與本發(fā)明所屬技術(shù)領(lǐng)域的普通技術(shù)人員通常

　　[0027]正如背景技術(shù)中所述的，現(xiàn)有技術(shù)中鋁合金材料的抗拉強(qiáng)度一般低于800MPa，因

　　此，本發(fā)明提供了一種超高強(qiáng)鋁合金材料的制備方法，所述超高強(qiáng)鋁合金材料由以下質(zhì)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(jìn)行第一次時效

　　[0030]現(xiàn)有技術(shù)中Sc元素主要作為鋁合金材料的晶粒細(xì)化劑在使用，其在鋁合金中的添

　　加量基本為0.05％～0.2％。本發(fā)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(xù)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(diǎn)陣

　　常數(shù)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(qiáng)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(guān)系，從而失去了強(qiáng)化效果。因此MgZn2

　　相與AlSc相的熱處理溫度區(qū)間存在明顯矛盾。為解決這一問題，本發(fā)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(fù)合添加，可形成與Al基體共格的L1型核?殼結(jié)構(gòu)

　　的Al(Sc,Zr)相，該相同樣與Al基體具有共格關(guān)系。Zr元素在高溫環(huán)境下的擴(kuò)散系數(shù)很

　　低，400℃～550℃范圍內(nèi)，擴(kuò)散系數(shù)D/D≈1800～190。換言之，400℃～550℃范圍內(nèi)，Zr

　　極高的熱穩(wěn)定性，即使在450℃下進(jìn)行長時間熱處理也不會發(fā)生明顯的粗化，從而解決了

　　[0032]本發(fā)明的合金原料中添加了Mn及Be元素，其對Fe元素具有強(qiáng)烈的變質(zhì)效果，可有

　　效規(guī)避長針狀的AlFe相及AlFeSi相的產(chǎn)生。目前在超高強(qiáng)的7055等牌號鋁合金中要求Fe含

　　量嚴(yán)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(yán)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(dāng)Fe元素降低到

　　一定程度后，繼續(xù)去除將會造成熔煉工藝難度和工藝成本的急劇增加。本發(fā)明通過在合金

　　中引入Mn及Be元素，可對富Fe相產(chǎn)生協(xié)同改善效果。添加Mn元素可使長針狀富Fe相轉(zhuǎn)變?yōu)?

　　形態(tài)致密的漢字或球狀A(yù)l(Fe,Mn)Si相，有效提高合金的抗拉強(qiáng)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(yīng)生成的有害富Fe共晶相被形成Be?Fe相的包晶反

　　應(yīng)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(kuò)展。

　　因此，本發(fā)明可有效規(guī)避合金中長針狀含F(xiàn)e相的產(chǎn)生，并將合金中的允Fe量大幅提高至

　　0.4％。在較高含F(xiàn)e量情況下，依舊保證了合金具有非常高的抗拉強(qiáng)度，同時也使得合金的

　　[0033]本發(fā)明的合金原料中，依據(jù)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(fā)明的鋁合金材料鑄造過程采用最為常規(guī)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(fā)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(jìn)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(jìn)行澆鑄。為提高合金的冷凝速度，本發(fā)明澆鑄的模具優(yōu)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(fā)明為防止Sc元素發(fā)生自然時效，鑄造完成后需盡快進(jìn)行第一次時效處理。第

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　　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(kuò)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(jié)構(gòu)的Al(Sc,Zr)

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　　[0036]之后再對合金進(jìn)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(nèi)對MgZn相進(jìn)行多級均勻化熱處處理時，借助Zr元素在高溫環(huán)境下的低

　　擴(kuò)散性，可使得在該過程中Al(Sc,Zr)相保持穩(wěn)定，不發(fā)生粗化，依舊與Al基體保持一定

　　的共格關(guān)系，不喪失對合金性能的強(qiáng)化效果。此外，Al(Sc,Zr)相還可明顯顯著提高合金

　　[0037]本發(fā)明對熱變形處理的方法不作特殊限制，可選自本領(lǐng)域常用的熱擠壓、等徑角

　　[0038]本發(fā)明對固溶處理過程不作特殊限制，采用本領(lǐng)域常用的固溶處理方法即可。本

　　[0039]本發(fā)明在固溶處理后進(jìn)行第二次時效處理，溫度為110～130℃，保溫時間為20?

　　30h，經(jīng)過第二次時效處理將在Al基體中產(chǎn)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(chǎn)生協(xié)同強(qiáng)化作用，大幅提高了Al合金的強(qiáng)度。

　　[0040]本發(fā)明通過上述制備方法得到了超高強(qiáng)鋁合金材料，其抗拉強(qiáng)度在800MPa以上。

　　所述超高強(qiáng)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(chǎn)

　　[0041]本發(fā)明制備的超高強(qiáng)鋁合金材料因其具有良好的抗拉強(qiáng)度，因此可以在航空航

　　[0044]本實(shí)施例提供了一種超高強(qiáng)度鋁合金材料，由以下原料質(zhì)量配比組成：Zn：

　　[0047](3)在350℃下進(jìn)行20h的第一次時效處理，隨后進(jìn)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(shí)施例制備的超高強(qiáng)度鋁合金材料的拉伸曲線圖，可以看出，抗拉強(qiáng)度達(dá)

　　[0051]本實(shí)施例提供了一種超高強(qiáng)度鋁合金材料，由以下原料質(zhì)量配比組成：Zn：

　　[0054]本實(shí)施例提供了一種超高強(qiáng)度鋁合金材料，由以下原料質(zhì)量配比組成：Zn：9.1％，

　　[0063]對實(shí)施例1～3、對比例1～3制備的鋁合金材料依據(jù)GB/T228.1?2010標(biāo)準(zhǔn)，取樣進(jìn)

　　[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(qiáng)度出現(xiàn)了明顯的提升，由807MPa提高至853MPa。在對比例1中，由于與實(shí)施

　　例1相比，Sc元素的含量明顯減少，難以在Al基體中產(chǎn)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(jìn)行變質(zhì)的Mn及Be元素，其抗拉強(qiáng)度明顯小于實(shí)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(zhì)元素，在實(shí)施例1中通過添加Mn及Be元素，對雜質(zhì)元素進(jìn)行了有效變質(zhì)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(zhì)元素進(jìn)

　　行變質(zhì)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(jìn)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(jīng)發(fā)生粗化后，Zr元素再擴(kuò)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(qiáng)化效果，無法與MgZn主時效相形成協(xié)同強(qiáng)化效

　　[0069]以上所述僅為本發(fā)明的優(yōu)選實(shí)施例而已，并不用于限制本發(fā)明，對于本領(lǐng)域的技

　　術(shù)人員來說，本發(fā)明可以有各種更改和變化。凡在本發(fā)明的精神和原則之內(nèi)，所作的任何修

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