CN108300915A - 一种Al-Zn-Mg-Cu系航空铝合金及其制备方法 - Google Patents

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Abstract

本发明涉及一种Al‑Zn‑Mg‑Cu系航空铝合金及其制备方法。所述航空铝合金，按重量百分比计包括以下组分：Zn 12～20％，Mg 1～3％，Cu 1～2％，所述Al‑Zn‑Mg‑Cu系航空铝合金包括芯部和表面塑性变形层，所述芯部具有时效析出的纳米晶强化相；所述表面塑性变形层为通过表面剧烈塑性变形得到的均一化的固溶体组织。其制备方法为：按设计组分配取各组分后，经熔铸，得到铸锭，铸锭依次经均匀化处理、热变形处理、固溶处理、时效处理；得到时效处理后的材料，计为材料A；去除材料A表面的杂质后，进行表面剧烈塑性变形；得到了所述Al‑Zn‑Mg‑Cu系航空铝合金。

Description

一种Al-Zn-Mg-Cu系航空铝合金及其制备方法
技术领域
本发明涉及航空铝合金技术领域，具体涉及一种Al-Zn-Mg-Cu系航空铝合金及其制备方法。
背景技术
Al-Zn-Mg-Cu系航空铝合金研发的世界级难题是强度性质与应力腐蚀、断裂韧性和疲劳抗力之间的相互矛盾。如果提高Zn、Mg的含量，晶内析出相密度将增大，合金强度将升高。譬如，当Zn含量从5％上升到12％时(百分数为质量百分数，下同)，合金的屈服强度从500MPa提高到800MPa。但是，当Zn、Mg的含量提高时，Zn、Mg在晶界上将会更多的析出，导致材料容易发生应力腐蚀开裂和较差的断裂韧性。因此，作为妥协，最常见牌号的商用7000系铝合金的Zn含量一般为5～8％。
此外，大型客机对航空铝合金厚板提出了更高的要求，要求合金具有更低的淬火敏感性。合金元素含量的增大均会提高合金的淬火敏感性，其中Cu对合金淬火敏感性的提高作用最明显、Mg次之、Zn影响最小。因此，航空厚板的设计通常需要进一步提升Zn含量，减少Mg、Cu含量从而达到高淬透性和高强等性质。
目前，航空铝材的设计通常采用均匀设计方法，即合金的表层和芯部组织一致。然而，受制于合金强度与断裂韧性、应力腐蚀抗力、淬火敏感性之间的矛盾，采用均匀设计方法，Al-Zn-Mg-Cu合金的成分优化空间已经变得很小。该领域亟需一种材料设计与研发的新方法，以进一步优化Al-Zn-Mg-Cu合金的成分，解决合金强度与局部腐蚀、断裂韧性、应力腐蚀抗力、淬火敏感性等性能之间的矛盾，进而获得综合性能更加优越的Al-Zn-Mg-Cu系航空铝合金。
发明内容
针对以上背景技术中提到的不足和缺陷，本发明的目的在于，提供一种强度大，耐局部腐蚀能力强，综合性能优异的Al-Zn-Mg-Cu系航空铝合金。
本发明的另一个目的在于，提供一种工艺简单、工业应用前景好的上述Al-Zn-Mg-Cu系航空铝合金的制备方法。
为解决上述技术问题，本发明提出的技术方案为：
本发明一种Al-Zn-Mg-Cu系航空铝合金，按重量百分比计包括以下组分：
Zn 12～20％，优选为12-18％、进一步优选为14-16％；
Mg 1～3％，优选为1.5-3％、进一步优选为2-3％；
Cu 1～2％，优选为1-1.8％、进一步优选为1-1.5％；
所述Al-Zn-Mg-Cu系航空铝合金包括芯部和表面塑性变形层，所述芯部具有时效析出的纳米晶强化相；所述表面塑性变形层为通过表面剧烈塑性变形得到的均一化的固溶体组织。
本发明一种Al-Zn-Mg-Cu系航空铝合金，按重量百分比计由以下组分组成：
Zn 12～20％，优选为12-18％、进一步优选为14-16％；
Mg 1～3％，优选为1.5-3％、进一步优选为2-3％；
Cu 1～2％，优选为1-1.8％、进一步优选为1-1.5％；
余量为Al和微合金成分。所述微合金成分选自Cr、Ti、Zr、Mn、Yb、Ce、Si中的至少一种。所述微合金成分占所述Al-Zn-Mg-Cu系航空铝合金总质量的0.5％及以下。
当然，本发明一种Al-Zn-Mg-Cu系航空铝合金，还含有不可避免的杂质可以含有常规的微合金成分。
所述纳米晶强化相为GP区、η′以及η相；所述纳米晶强化相的晶粒尺寸小于等于50nm；
所述表面塑性变形层的厚度大于80μm、优选为200-500微米。
作为优选的方案，所述表面剧烈塑性变形包括高能喷丸、超声喷丸、激光喷丸、喷砂、表面机械研磨、表面机械碾磨、表面机械碾压中的任意一种。
所述Al-Zn-Mg-Cu系航空铝合金可以同时获得比商用常规航空铝合金更高的强度、耐晶间腐蚀和耐应力腐蚀性能。
所述Al-Zn-Mg-Cu系航空铝合金的强度为700-900MPa、优选为750-900MPa。
所述Al-Zn-Mg-Cu系航空铝合金在7000系铝合金标准晶间腐蚀测试条件(ASTMG110-92标准)下，其晶间腐蚀深度等于0微米。
本发明通过调控Al-Zn-Mg-Cu系航空铝合金中Zn、Mg、Cu等强化元素的含量(其中Zn含量由目前的5～8％提高至最高20％)，得到密度更高的纳米晶时效析出强化相，阻碍了合金材料内部的位错运动，从而得到芯部组织强度更高的合金材料。降低淬火敏感性高的元素含量，如降低Mg，特别是Cu的含量，以降低铝合金厚板的淬火敏感性。在调控成分的基础上，本发明通过表面剧烈塑性变形在高合金化的铝合金材料表面形成塑性变形层。通过剧烈塑性形变在铝合金材料表层引入纳米晶、位错管道和高密度空位，导致合金元素在表层铝基体中的固溶度剧烈上升。固溶度的剧烈上升使得表层过饱和固溶体变得不饱和，从热力学上来说，这对第二相的回溶是有利的，故而发生第二相(η′以及η相，富含Zn、Mg、Cu)重新回溶表层铝基体现象。表层合金由多相非均匀组织转变为均一化的固溶态组织。晶间腐蚀是指合金腐蚀沿晶界发展的一种腐蚀类型，断裂韧性与第二相以及晶界析出相的形态和分布有关，表层组织的均一化和固溶体化将显著提高合金的耐晶间腐蚀能力和断裂韧性。7000系铝合金的应力腐蚀与局部腐蚀，特别是与晶间腐蚀密切相关，故晶间腐蚀的巨大改善导致合金应力腐蚀抗力的显著提升。
本发明巧妙地通过调控铝合金中Zn、Mg、Cu等强化元素的含量得到高合金化的铝合金，结合表面剧烈塑性变形处理，形成芯部性质和表层性质剥离的新型Al-Zn-Mg-Cu系航空铝合金材料。该Al-Zn-Mg-Cu系航空铝合金材料可以获取高强度和低淬火敏感性，又不以牺牲晶间腐蚀抗力和应力腐蚀抗力为代价，综合性能优异，有效克服了现有Al-Zn-Mg-Cu系航空铝合金材料强度性质与耐蚀性能之间难以同步提高的技术难题。
本发明一种Al-Zn-Mg-Cu系航空铝合金的制备方法如下：
按设计组分配取各组分后，经熔铸，得到铸锭，铸锭依次经均匀化处理、热变形处理、固溶处理、时效处理；得到时效处理后的材料，计为材料A；去除材料A表面的杂质后，进行表面剧烈塑性变形；得到了所述Al-Zn-Mg-Cu系航空铝合金。
本发明一种Al-Zn-Mg-Cu系航空铝合金的制备方法，所述表面剧烈塑性变形包括高能喷丸、超声喷丸、激光喷丸、喷砂、表面机械研磨、表面机械碾磨、表面机械碾压中的至少一种。优选为高能喷丸、超声喷丸、激光喷丸、喷砂中的至少一种。
本发明一种Al-Zn-Mg-Cu系航空铝合金及其制备方法，表层经剧烈塑性变形后，表层无裂纹。
本发明一种Al-Zn-Mg-Cu系航空铝合金的制备方法，喷丸时，控制速度为1-100m/s、优选为5-50m/s、进一步优选为5-20m/s，喷丸粒径为1-10mm、优选为2-8mm、进一步优选为3-6mm，时间为5-120min、优选为5-20min、进一步优选为10-15min，喷丸距离为5-30mm、优选为8-20mm、进一步优选为10-15mm。
当喷丸为超声喷丸时，控制超声振幅为10-120微米、优选为50-80微米。
本发明的Al-Zn-Mg-Cu系航空铝合金的制备方法，熔铸的温度为700～740℃。熔融扒渣后精炼，精炼后浇铸，得到铸锭。精炼时，所用精炼剂包括C2Cl6。
本发明的Al-Zn-Mg-Cu系航空铝合金的制备方法，所述均匀化处理的温度为450～470℃、优选为455～465℃；时间为18-28小时、优选为24小时。
本发明的Al-Zn-Mg-Cu系航空铝合金的制备方法，热变形处理包括热挤压。所述热变形处理控制温度为400-420℃。当所述热变形处理为热挤压时，控制挤压比为10-14:1，优选为12-13:1。
本发明在热挤压完成后，冷却至室温。冷却至室温后，以4℃/h的升温速率升温至固溶温度，保温0.5小时；所述固溶处理的温度为480℃。固溶处理后，室温水淬。
本发明的Al-Zn-Mg-Cu系航空铝合金的制备方法，时效处理的温度为110-130℃、时间为16-32小时。优选为有峰时效T6。进一步优选，所述有峰时效T6的制度为120℃×24h，空冷。
与现有技术相比，本发明的优点在于：通过调控Al-Zn-Mg-Cu系航空铝合金中Zn、Mg、Cu等强化元素的含量，其中Zn含量最高达20％(现有航空铝合金中Zn含量一般为5～8％)，得到芯部强度更高的高合金化材料；并且通过表面剧烈塑性变形在高合金化的铝合金材料表面形成塑性变形层，该塑性变形层为均一化的固溶态组织，显著提高了合金的耐局部腐蚀能力。本发明的Al-Zn-Mg-Cu系航空铝合金通过“高合金化”和“表面塑性变形处理”相结合，把芯部性质与表层性质剥离开来，各个击破，使得Al-Zn-Mg-Cu系航空铝合合金材料同时具有良好的强度和耐局部腐蚀抗力，综合性能优异。克服了现有Al-Zn-Mg-Cu系航空铝合金材料强度性质与耐蚀性能之间难以同步提高的技术难题。
附图说明
图1为本发明流程图；
图2表面剧烈塑性变形(超声喷丸)示意图；
图3实施例1所得Al-14.5Zn-2.9Mg-1.3Cu合金成品的金相截面图；
图4实施例1所得Al-14.5Zn-2.9Mg-1.3Cu合金成品的XRD响应；
图5对比例1中所得Al-14.5Zn-2.9Mg-1.3Cu合金成品的XRD响应；
图6为7034铝合金在超声喷丸和热处理(1年自然时效)后的合金元素表层偏析现象；
图7对比例2中所得7150铝合金成品的XRD响应；
图8对比例2中所得7150铝合金成品不同面在喷丸冲击前后典型的晶间腐蚀截面图；
图9对比例2中所得7150铝合金成品的剥落腐蚀结果。
具体实施方式
为了便于理解本发明，下文将结合说明书附图和较佳的实施例对本发明作更全面、细致地描述，但本发明的保护范围并不限于以下具体的实施例。
除非另有定义，下文中所使用的所有专业术语与本领域技术人员通常理解的含义相同。本文中所使用的专业术语只是为了描述具体实施例的目的，并不是旨在限制本发明的保护范围。
除非另有特别说明，本发明中用到的各种原材料、试剂、仪器和设备等均可通过市场购买得到或者可通过现有方法制备得到。
实施例1：
一种本发明的Al-Zn-Mg-Cu系航空铝合金的制备方法如下：
合金主成分配比为Al-14.5Zn-2.9Mg-1.3Cu(质量分数，下同)，微合金成分为0.1Zr-0.03Cr-0.05Ti，以及不可避免的Fe、Si等杂质。熔铸温度为700～740℃，采用C2Cl6精炼之后浇模。待铸锭冷却后，在460℃下均匀化24h，随后在410℃下热挤压，挤压比为12.2。固溶制度为升温1h至480℃后保温0.5h，水淬，然后进行时效处理。时效制度有峰时效T6(120℃×24h，空冷)。用400目砂纸打磨，随后进行超声喷丸实验(图2)，得到成品。喷丸室材料为铸铁。超声喷丸试验采用的喷丸为粒径4mm的不锈钢丸，喷丸距离为11mm，喷丸速度为10m/s、超声振幅为56μm，喷丸时间为8min。
通过金相显微镜对本实施例所得Al-14.5Zn-2.9Mg-1.3Cu航空铝合金的金相结构进行测试，测试结果如图3所示。合金材料的表面形成塑性变形层，该塑性变形层的厚度约200μm。通过XRD技术对本实施例所得Al-14.5Zn-2.9Mg-1.3Cu航空铝合金的相组成进行测试，测试结果如图4所示。可见，该Al-14.5Zn-2.9Mg-1.3Cu航空铝合金的塑性变形表层为固溶态组织。实际上，表层铝合金组织经表面剧烈塑性变形后，合金元素的固溶度可增长几十倍。如图6所示，Zn元素的固溶度从平衡态2.3wt％上升为57.7wt％，增幅达24倍；Cu元素也从平衡态是接近0wt％上升为5.9wt％。通过硬度测试、慢拉伸曲线测试和晶间腐蚀测试，得到了本发明制备的Al-14.5Zn-2.9Mg-1.3Cu的硬度、抗拉强度、屈服强度和晶间腐蚀最大深度，列于表2。
采用HBRUV-187.5型布洛维光学硬度计测试样品硬度，载荷为294N。
采用慢应变速率拉伸试验测试材料的抗拉强度和屈服强度，在西安力拓慢应变速率腐蚀拉伸机上进行，应变速率为3.3×10-7s-1。
晶间腐蚀的实验介质为57g/L NaCl+10mL/L H2O2溶液。腐蚀介质体积与样品腐蚀面积之比为15mL/cm2，实验温度控制在室温，浸泡时间为24h。利用金相显微镜观察测量铝合金腐蚀样品的横截面晶间腐蚀深度。
表1 本发明实施例1制备的Al-14.5Zn-2.9Mg-1.3Cu合金成品的性质
实施例2
一种本发明的Al-Zn-Mg-Cu系航空铝合金的制备方法如下：
合金主成分配比为Al-17.5Zn-2.9Mg-1.3Cu，微合金成分为0.1Zr-0.03Cr-0.05Ti，以及不可避免的Fe、Si等杂质。熔铸温度为700～740℃，采用C2Cl6精炼之后浇模。待铸锭冷却后，在460℃下均匀化24h，随后在410℃下热挤压，挤压比为12.2。固溶制度为升温1h至480℃后保温0.5h，水淬，然后进行时效处理。时效制度有峰时效T6(120℃×24h，空冷)。用400目砂纸打磨，随后进行超声喷丸实验(图2)，得到成品。喷丸室材料为铸铁。超声喷丸试验采用的喷丸为粒径4mm的不锈钢丸，喷丸距离为11mm，喷丸速度为10m/s、超声振幅为56μm，喷丸时间为8min。
通过硬度测试、慢拉伸曲线测试和晶间腐蚀测试，得到了本发明制备的Al-17.5Zn-2.9Mg-1.3Cu的硬度、抗拉强度、屈服强度和晶间腐蚀最大深度，列于表2。
采用HBRUV-187.5型布洛维光学硬度计测试样品硬度，载荷为294N。
采用慢应变速率拉伸试验测试材料的抗拉强度和屈服强度，在西安力拓慢应变速率腐蚀拉伸机上进行，应变速率为3.3×10-7s-1。
晶间腐蚀的实验介质为57g/L NaCl+10mL/L H2O2溶液。腐蚀介质体积与样品腐蚀面积之比为15mL/cm2，实验温度控制在室温，浸泡时间为24h。利用金相显微镜观察测量铝合金腐蚀样品的横截面晶间腐蚀深度。
表2 本发明实施例2制备的Al-17.5Zn-2.9Mg-1.3Cu合金成品的性质
实施例3
一种本发明的Al-Zn-Mg-Cu系航空铝合金的制备方法如下：
合金主成分配比为Al-12.5Zn-2.0Mg-1.1Cu，微合金成分为0.1Zr-0.03Cr-0.05Ti，以及不可避免的Fe、Si等杂质。熔铸温度为700～740℃，采用C2Cl6精炼之后浇模。待铸锭冷却后，在460℃下均匀化24h，随后在410℃下热挤压，挤压比为12.2。固溶制度为升温1h至480℃后保温0.5h，水淬，然后进行时效处理。时效制度有峰时效T6(120℃×24h，空冷)。用400目砂纸打磨，随后进行超声喷丸实验(图2)，得到成品。喷丸室材料为铸铁。超声喷丸试验采用的喷丸为粒径4mm的不锈钢丸，喷丸距离为11mm，喷丸速度为10m/s、超声振幅为56μm，喷丸时间为8min。
通过硬度测试、慢拉伸曲线测试和晶间腐蚀测试，得到了本发明制备的Al-12.5Zn-2.0Mg-1.1Cu的硬度、抗拉强度、屈服强度和晶间腐蚀最大深度，列于表3。
采用HBRUV-187.5型布洛维光学硬度计测试样品硬度，载荷为294N。
采用慢应变速率拉伸试验测试材料的抗拉强度和屈服强度，在西安力拓慢应变速率腐蚀拉伸机上进行，应变速率为3.3×10-7s-1。
晶间腐蚀的实验介质为57g/L NaCl+10mL/L H2O2溶液。腐蚀介质体积与样品腐蚀面积之比为15mL/cm2，实验温度控制在室温，浸泡时间为24h。利用金相显微镜观察测量铝合金腐蚀样品的横截面晶间腐蚀深度。
表3 本发明实施例3制备的Al-12.5Zn-2.0Mg-1.1Cu合金成品的性质
对比例1：
合金与实施例1中相同。合金主成分配比为Al-14.5Zn-2.9Mg-1.3Cu，微合金成分为0.1Zr-0.03Cr-0.05Ti，以及不可避免的Fe、Si等杂质。熔铸温度为700～740℃，采用C2Cl6精炼之后浇模。待铸锭冷却后，在460℃下均匀化24h，随后在410℃下热挤压，挤压比为12.2。固溶制度为升温1h至480℃后保温0.5h，水淬，然后进行时效处理。时效制度有峰时效T6(120℃×24h，空冷)。得到成品。
通过XRD对本对比例所得Al-14.5Zn-2.9Mg-1.3Cu航空铝合金的相组成进行测试，测试结果如图5所示。图5可见，未超声喷丸处理Al-14.5Zn-2.9Mg-1.3Cu航空铝合金的晶内组织为高密度的时效析出强化相(η′以及η相)。高密度的时效析出相导致芯部强度和硬度的提升，但时效析出相也极易在晶界偏析，从而导致晶间腐蚀抗力与断裂韧性的剧烈下降。其具体性能见表4。
采用HBRUV-187.5型布洛维光学硬度计测试样品硬度，载荷为294N。
采用慢应变速率拉伸试验测试材料的抗拉强度和屈服强度，在西安力拓慢应变速率腐蚀拉伸机上进行，应变速率为3.3×10-7s-1。
采用双悬臂试样在慢应力拉伸机上进行断裂韧性测试。
晶间腐蚀的实验介质为57g/L NaCl+10mL/L H2O2溶液。腐蚀介质体积与样品腐蚀面积之比为15mL/cm2，实验温度控制在室温，浸泡时间为24h。利用金相显微镜观察测量铝合金腐蚀样品的横截面晶间腐蚀深度。
表4 未超声喷丸处理的Al-14.5Zn-2.9Mg-1.3Cu合金的性质
对比表4和表5可知，对比例1中主合金成分为Al-14.5Zn-2.9Mg-1.3Cu的合金的硬度、抗拉强度和屈服强度均高于常规商业合金，但断裂韧性低于常用的商业航空铝合金牌号。比较表5中商业常用航空铝合金牌号也能看到，当合金元素含量上升时，硬度和强度提升，但伴随着断裂韧性的下降。断裂韧性的下降归因于高合金化元素带来的严重的晶界偏析现象。可见仅采用“高合金化”，而非实施例中“高合金化”+“表面剧烈塑性变形”相结合的办法，铝合金获取超高强度的同时，伴随着晶间腐蚀抗力和断裂韧性下降的代价。
表5 商业铝合金的组成、硬度、强度和断裂韧性数据
对比例2：
本对比例所用合金7150铝合金，购自美国铝业公司，主合金成分见表5。用400目砂纸打磨，随后进行超声喷丸实验(图2)。喷丸室材料为铸铁。超声喷丸试验采用两种喷丸能量。低能喷丸样的喷丸为粒径3mm的不锈钢丸，喷丸距离为18mm，喷丸速度10m/s、超声振幅为56μm，喷丸时间为8min。低能喷丸样的样品标记为3mm-18mm-56μm-8min。高能喷丸样的喷丸为粒径4mm的不锈钢丸，喷丸距离为10mm，超声振幅为56μm，喷丸时间为8min。低能喷丸样的样品标记为4mm-10mm-56μm-8min。高能喷丸处理对7150铝合金两个面，即ND面(轧制面)和TD面(轧制面垂直面)进行冲击。
实验测得7150铝合金空白样、低能量喷丸样和高能量喷丸样以及理论计算的纯铝的XRD如图7所示。喷丸处理后，并没有新的衍射峰出现，说明无新相生成。相反，有些峰(图7b中倒三角形标记的峰)消失，这对应着超声喷丸导致合金第二相颗粒的回溶。对比标准图谱可知，回溶的第二相颗粒主要为时效析出纳米强化相(η′和η相，富含Mg、Zn和Cu)。晶间腐蚀测试后，对腐蚀面的截面抛光并用Keller试剂腐蚀。典型的截面腐蚀组织如图8所示。可见，二个冲击面的空白样在晶间腐蚀浸泡后均发生了局部腐蚀，ND面的腐蚀深度为265μm，TD面的腐蚀深度达928μm。然而，超声喷丸处理后，无论ND面还是TD面，局部腐蚀现象均被完全抑制。
7150铝合金空白样和高能超声喷丸样品的剥落腐蚀测试结果见图9。剥落腐蚀实验按ASTM G34-01标准进行，实验介质为4mol/L NaCl+0.5mol/L KNO3+0.1mol/L HNO3溶液。腐蚀介质体积与剥蚀面面积之比为20mL/cm2，实验温度控制在室温，腐蚀时间为24h。观察腐蚀形貌，裸眼对腐蚀样品进行评级，并在金相显微镜下观察腐蚀样品的横截面剥落腐蚀情况。样品经USSP处理后，剥落腐蚀敏感性从EC降低到EB。此外，对剥落腐蚀面的截面抛光并金相腐蚀，可以发现空白样(图9a,b,e)的原本平直的界面线已经消失，表层晶粒严重剥落。喷丸样(图9c,d,f)的表面界面依旧清晰可见，大部分表层并未被剥落。这说明，超声喷丸处理改善了7150铝合金的剥落腐蚀抗力。喷丸样剥落腐蚀测试的特征是点蚀往内部发展，穿透能力强但不发生剥落；空白样的特征是表面形成的点蚀坑未能往里穿透便已经剥落。这一结果归因于合金独特的梯度组织特征，等轴晶比长条晶粒更耐剥落腐蚀。
超声喷丸表面剧烈塑性变形后，合金在保持芯部强度不变的前提下，耐晶间腐蚀、耐剥落腐蚀性能得到巨大改善。航空铝合金的应力腐蚀一般是沿着晶界发生断裂，因此从被完全抑制的晶间腐蚀结果推断，合金的耐应力腐蚀性能得到巨大提高。同理，疲劳性能也会提高。这归因于表层组织的均一化以及残余压应力的引入等作用。不提高合金元素含量的缺点在于，合金的强度，尤其厚板合金的强度基本保持不变，不能获得如实施例中的强度和耐蚀性的同步提高。

Claims (10)

1.一种Al-Zn-Mg-Cu系航空铝合金，其特征在于；按重量百分比计包括以下组分：
Zn 12～20％；
Mg 1～3％；
Cu 1～2％；
所述Al-Zn-Mg-Cu系航空铝合金包括芯部和表面塑性变形层，所述芯部具有时效析出的纳米晶强化相；所述表面塑性变形层为通过表面剧烈塑性变形得到的均一化的固溶体组织。
2.根据权利要求1所述的一种Al-Zn-Mg-Cu系航空铝合金，其特征在于；按重量百分比计由以下组分组成：
Zn 12～20％；
Mg 1～3％；
Cu 1～2％；
余量为Al和和微合金成分；所述微合金成分选自Cr、Ti、Zr、Mn、Yb、Ce、Si中的至少一种。
3.根据权利要求1所述的一种Al-Zn-Mg-Cu系航空铝合金，其特征在于：
所述纳米晶强化相为GP区、η′以及η相；所述纳米晶强化相的晶粒尺寸小于等于50nm；
所述表面塑性变形层的厚度大于80μm。
4.根据权利要求1所述的一种Al-Zn-Mg-Cu系航空铝合金，其特征在于；所述表面剧烈塑性变形包括高能喷丸、超声喷丸、激光喷丸、喷砂、表面机械研磨、表面机械碾磨、表面机械碾压中的任意一种。
5.根据权利要求1所述的一种Al-Zn-Mg-Cu系航空铝合金，其特征在于：
所述Al-Zn-Mg-Cu系航空铝合金的强度为700-900MPa；
所述Al-Zn-Mg-Cu系航空铝合金在7000系铝合金标准晶间腐蚀测试条件下，其晶间腐蚀深度等于0微米。
6.一种如权利要求1-5任意一项所述Al-Zn-Mg-Cu系航空铝合金的制备方法；其特征在于：
按设计组分配取各组分后，经熔铸，得到铸锭，铸锭依次经均匀化处理、热变形处理、固溶处理、时效处理；得到时效处理后的材料，计为材料A；去除材料A表面的杂质后，进行表面剧烈塑性变形；得到了所述Al-Zn-Mg-Cu系航空铝合金。
7.根据权利要求6所述的一种Al-Zn-Mg-Cu系航空铝合金的制备方法，其特征在于：所述表面剧烈塑性变形包括高能喷丸、超声喷丸、激光喷丸、喷砂、表面机械研磨、表面机械碾磨、表面机械碾压中的至少一种。
8.根据权利要求7所述的一种Al-Zn-Mg-Cu系航空铝合金的制备方法，其特征在于：所述表面剧烈塑性变形包括高能喷丸、超声喷丸、激光喷丸、喷砂中的至少一种。
9.根据权利要求8所述的一种Al-Zn-Mg-Cu系航空铝合金的制备方法，其特征在于：喷丸时，控制速度为1-100m/s，喷丸粒径为1-10mm，时间为5-120min，喷丸距离为5-30mm；
当喷丸为超声喷丸时，控制超声振幅为10-120微米。
10.根据权利要求8所述的一种Al-Zn-Mg-Cu系航空铝合金的制备方法，其特征在于：
熔铸的温度为700～740℃；熔融扒渣后精炼，精炼后浇铸，得到铸锭；
精炼时，所用精炼剂包括C2Cl6；
所述均匀化处理的温度为450～470℃；时间为18-28小时；
所述热变形处理包括热挤压；当所述热变形处理为热挤压时，控制挤压比为10-14:1，优选为12-13:1；
在热挤压完成后，冷却至室温，冷却至室温后，以4℃/min的升温速率升温至固溶温度，保温0.5小时；所述固溶处理的温度为480℃；
所述时效处理的温度为110-130℃、时间为16-32小时。
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