CN103014459A

CN103014459A - 一种高Zn高Mg低Cu超强耐蚀铝合金及热处理方法

Info

Publication number: CN103014459A
Application number: CN2012105600953A
Authority: CN
Inventors: 陈康华; 董朋轩; 陈送义; 祝昌军; 孔晓华
Original assignee: Central South University
Current assignee: Central South University
Priority date: 2012-12-21
Filing date: 2012-12-21
Publication date: 2013-04-03

Abstract

本发明公开一种高Zn高Mg低Cu超强耐蚀铝合金及热处理方法，该合金的成分以质量百分比计为：Zn6.5~8.3%，Mg2.3~3.0%，Cu0.8~1.2%，Zr0.1~0.2%，Fe<0.15%，Si<0.1%，其余为Al。该合金的制备方法为：配料-熔炼-半连铸-均匀化-热塑性变形-短时固溶-时效热处理，通过该方法制备的高Zn高Mg低Cu超强耐蚀铝合金的硬度(HV)为185~209、抗拉强度为σb≧650MPa、延伸率为δ≧7%，且抗点蚀性能高、铸锭成品率高；经多次回归再时效处理，在保持力学性能的同时，应力腐蚀抗力进一步提高。该发明解决了现有高铜含量Al-Zn-Mg-Cu超强铝合金中存在的铸锭成品率低，强度与韧性以及耐腐蚀性不能兼顾的问题。该发明操作简单，便于工业化生产。

Description

一种高Zn高Mg低Cu超强耐蚀铝合金及热处理方法

技术领域

本发明涉及一种超强耐蚀铝合金材料及热处理方法，特别涉及一种高Zn高Mg低Cu超强耐蚀铝合金及热处理方法，属于铝合金材料制备技术领域。

背景技术

抗拉强度大于650MPa的超高强Al-Zn-Mg-Cu铝合金一般采用高Zn高Mg高Cu的合金化，比如7055、7150。但是这种高Zn高Mg高Cu合金的成分接近了Al-Zn-Mg-Cu合金体系的最大固溶极限，由于合金铸锭时必然存在非平衡凝固现象，产生大量凝固共晶相，降低铸锭塑性，导致铸锭开裂，这种高Zn高Mg高Cu超高强铝合金铸锭成品率普遍低于50%。铸锭经过均匀化-塑性加工-固溶热处理后，仍会残留大量的结晶相，这种残留结晶相性脆，极易成为断裂源，降低铝合金塑性、韧性。残余结晶相与基体存在较大的电位差，诱发点蚀、剥落腐蚀，降低了铝合金的耐蚀性，残留大量结晶相的高Zn高Mg高Cu铝合金难以达到超高强耐蚀的综合性能要求。

高铜含量Al-Zn-Mg-Cu超强铝合金中未溶相多，如果采用长时间固溶工艺，虽然可以略微提高固溶程度，但会引发再结晶，消弱了铝合金的形变强化效应，降低材料强度；再结晶形成的大角度晶界能量高，时效的析出相优先在大角度晶界析出并链状富集，引发沿晶腐蚀与断裂，制约超强铝合金的韧性和耐蚀性。

发明内容

本发明针对现有Al-Zn-Mg-Cu超强铝合金中存在的铸锭成品率低，强度与韧性以及耐腐蚀性不能兼顾的问题，提供了一种铸锭成品率高、无残余结晶相、抗拉强度在650MPa以上、便于实现工业化生产的高Zn高Mg低Cu超强耐蚀铝合金及热处理方法。

本发明一种高Zn高Mg低Cu超强耐蚀铝合金，其成分以质量百分比计为：Zn6.5~8.3%，Mg2.3~3.0%，Cu0.8~1.2%，Zr0.1~0.2%，Fe≤0.15%，Si≤0.1%，余量为Al。

本发明一种高Zn高Mg低Cu超强耐蚀铝合金的热处理方法，包括下述步骤：

第一步：固溶处理-淬火

将经过热塑性变形的坯料在空气中以7~9℃/分钟的加热速率升温至475~480℃，保温0.5~1小时后，水淬；得到固溶处理后的淬火坯；

第二步：时效处理

将第一步所得淬火坯进行时效处理，所述时效处理选自T6峰值时效处理、T77时效处理、回归再时效处理中的至少一种。

本发明一种高Zn高Mg低Cu超强耐蚀铝合金的热处理方法，所述T6峰值时效处理条件为120±3℃/24h；

本发明一种高Zn高Mg低Cu超强耐蚀铝合金的热处理方法，所述T77时效处理条件为，预时效120±3℃/24h后，回归处理165~175℃保温0.5~1h，再时效120±3℃/24h；

本发明一种高Zn高Mg低Cu超强耐蚀铝合金的热处理方法，所述回归再时效处理，是首先进行预时效120±3℃/24±1h后，再进行至少2次回归处理及再时效；所述回归处理条件为165~175℃保温0.5~1h后水淬，再时效条件为120±3℃/24±1h。

本发明一种高Zn高Mg低Cu超强耐蚀铝合金的热处理方法，高Zn高Mg低Cu超强铝合金铸锭采用下述方案制备：按照设计好的合金成分配取工业纯铝、工业纯锌、工业纯镁、铝铜中间合金、铝锆中间合金；先将纯铝加入熔炼炉，空气中760~800℃熔化，再依次加入配取的铝铜中间合金、铝锆中间合金、工业纯锌、工业纯镁，在各组分完全熔化后，扒渣，在760~800℃用六氯乙烷精炼三次，静置20~30分钟，在720~740℃半连铸，得到铸锭。

本发明一种高Zn高Mg低Cu超强耐蚀铝合的热处理方法，高Zn高Mg低Cu超强铝合金铸锭的均匀化处理条件为：空气中410℃保温4小时，再在460℃保温24小时，均匀化处理后出炉空冷。

本发明一种高Zn高Mg低Cu超强耐蚀铝合的热处理方法，所述热塑性变形总变形量为60-90%；所述热塑性变形选自热挤压、热锻、热轧中的一种，热塑性变形温度410~430℃。

本发明理论依据和优点：

参见附图1、2，本专利发明人利用相图热力学计算并用实验验证了Al-Zn-Mg-Cu体系的等Zn、等Cu的等温截面相图，发现降低Cu含量可以显著扩大Zn、Mg在Al中的极限固溶度。发明人进一步实验发现，低Cu含量的超强铝合金未溶相少，铸锭塑性较高、铸锭不易开裂，并可缩短固溶时间，避免再结晶，有利于保持形变强化、提高韧性和耐蚀性。发明人在此基础上提出了高Zn高Mg低Cu合金化发展具有良好铸造性能和综合性能的超强铝合金的思路，并针对这类高Zn高Mg低Cu合金化的超强铝合金析出相Cu含量低、可能存在的应力腐蚀抗力偏低的问题，引入多次回归再时效以提高晶界析出相的Cu含量和电位，降低析出相与基体的电位差，提高这类高Zn高Mg低Cu合金化的超强铝合金应力腐蚀抗力，使其具备高综合性能，以解决目前超强铝合金存在的铸锭成品率低，强度与韧性和耐蚀性不能兼顾的问题。

本发明的高Zn高Mg低Cu超强铝合金材料与7150、7055等现有牌号Al-Zn-Mg-Cu超强铝合金相比，具有以下特点：

(1)成分配比为高Zn高Mg低Cu，减少了铝合金的共晶相，使得该铝合金铸造性能良好，铸锭不易开裂，可以解决超强铝合金铸锭因共晶相太多而成品率低的问题。

(2)高Zn高Mg低Cu超强铝合金，第二相含Cu量少易于固溶，在较短时间内完全固溶，固溶时间缩短，可避免铝合金发生再结晶。

(3)高Zn高Mg低Cu超强铝合金强度高。由于易固溶的Zn、Mg含量高，难固溶的Cu含量低，合金元素易全部固溶到基体中，形成含有大量Zn、Mg的过饱和固溶体，经时效可析出高密度时效强化相，采用铸锭冶金方法就可制备拉伸强度达到750MPa的铝合金。

(4)该合金耐点蚀性高。由于该合金Cu含量较低，固溶后无残余结晶相，避免了残余结晶相引发的点蚀，抗点蚀性能好。

(5)对该高Zn、高Mg低Cu合金进行多次回归再时效，可提高晶界析出相的Cu含量和电位，降低与基体的电位差，改善这类高Zn高Mg低Cu超强铝合金的抗应力腐蚀性能。

本发明的优点是：在现有超强铝合金成分基础上，保持高Zn和高Mg含量，降低Cu含量，可以减少未溶相、提高铸锭塑性、避免铸锭开裂；并可以缩短固溶时间，避免再结晶，有利于保持形变强化、提高韧性和耐蚀性；结合采用多次回归再时效，可以使这类高Zn高Mg低Cu合金化的超强铝合金具有较高的应力腐蚀抗力。高Zn和高Mg低Cu合金化与短时固溶、多次回归再时效热处理相结合，可以获得良好铸造性能和高强度、高韧性、耐腐蚀的超强铝合金。

通过本发明方法制备的高Zn高Mg低Cu超强耐蚀铝合金的硬度(HV)为185~209、抗拉强度为σb≧650MPa、延伸率为δ≧7%，且抗点蚀性能高、铸锭成品率高；经多次回归再时效处理，在保持力学性能的同时，应力腐蚀抗力进一步提高。该发明解决了现有高铜含量Al-Zn-Mg-Cu超强铝合金中存在的铸锭成品率低，强度与韧性以及耐腐蚀性不能兼顾的问题。该发明操作简单，便于工业化生产。

附图说明

附图1Al-Zn-Mg-Cu体系富铝角的等温等铜截面图(1.2%Cu)；

附图2Al-Zn-Mg-Cu体系富铝角的等温等铜截面图(2.3%Cu)；

附图3(a)为对比例1制备的Al-8.3Zn-2.41Mg-2.2Cu的合金铸态金相图；

附图3(b)为实施例1制备的Al-8.3Zn-2.41Mg-1.2Cu的合金铸态金相图；

附图3(c)为实施例2制备的Al-8.3Zn-2.41Mg-0.8Cu的合金铸态金相图；

附图4(a)为对比例1制备的Al-8.3Zn-2.41Mg-2.2Cu的合金均匀化态金相图；

附图4(b)为实施例1制备的Al-8.3Zn-2.41Mg-1.2Cu的合金均匀化态金相图；

附图4(c)为实施例2制备的Al-8.3Zn-2.41Mg-0.8Cu的合金均匀化态金相图；

附图5(a)为对比例1制备的Al-8.3Zn-2.41Mg-2.2Cu的合金挤压固溶时效态金相图；

附图5(b)为实施例1制备的Al-8.3Zn-2.41Mg-1.2Cu的合金挤压固溶时效态金相图；

附图5(c)为实施例2制备的Al-8.3Zn-2.41Mg-0.8Cu的挤压固溶时效态金相图；

附图6(a)为对比例1制备的Al-8.3Zn-2.41Mg-2.2Cu合金的剥蚀照片；

附图6(b)为实施例1制备的Al-8.3Zn-2.41Mg-1.2Cu合金的剥蚀照片；

附图6(c)为实施例2制备的Al-8.3Zn-2.41Mg-0.8Cu合金的剥蚀照片；

附图7(a)为实施例3制备的Al-6.7Zn-2.3Mg-1.2Cu合金T77时效处理后铝合金剥落腐蚀48小时照片

附图7(b)为实施例4制备的Al-6.7Zn-2.3Mg-1.2Cu经过两次回归再时效处理后铝合金的剥落腐蚀48小时照片

对比图1、图2可以看出Cu含量降低后，单相区(α相区)明显扩大，铝合金不易产生大量的共晶相。

从图3(a)、图3(b)和图3(c)中可以看出随着Cu含量降低，铸态共晶相大量减少；

从图4(a)、图4(b)和图4(c)中可以看出随着Cu含量降低，均匀化态残余结晶相大大减少，Cu含量降为0.8~1.2%时残余结晶相消失；

从图5(a)、图5(b)和图5(c)中可以看出随着铜含量的降低，固溶-时效态残余结晶相也随之减少，直至基本消失。

从图6(a)中可以看出较高的Cu含量时，铝合金点蚀较严重；从图6(b)、6(c)中可以看出Cu含量降低后，铝合金的点蚀减轻，抗点蚀性能增加。

从图7(a)中可以看出经T77时效的铝合金剥落腐蚀较严重；从图7(b)中可以看出经两次再回归时效的铝合金剥落腐蚀很轻；对比图7(a)、图7(b)可以看出两次回归再时效处理比T77时效具有更好的耐蚀性。

具体实施方式

对比例1

采用铸锭冶金法制备Al-8.3Zn-2.41Mg-2.2Cu-0.16Zr(wt.%)合金，其具体成分见表1。所用原料为高纯铝锭、工业纯锌、工业纯镁、铝铜中间合金、铝锆中间合金，熔炼炉为电阻加热炉。采用的熔炼-半连铸工序为：装炉(将高纯铝装入熔炼炉内)→熔化(在熔炼炉内加入工业纯锌、铝铜中间合金、铝锆中间合金，然后加入工业纯锌、工业纯镁)→扒渣→搅拌→精炼(760℃~800℃)→扒渣→静置(10~20分钟)→半连铸(720~740℃)。80%铸锭出现开裂。将铸锭进行410℃/4h+460℃/24h均匀化热处理，将铸锭进行扒皮，在420℃进行热挤压加工，一次挤压成形，总变形量为80~90%，挤压出截面大小为10×12mm的挤压条。随后进行480℃/60min保温，冷水淬火，进行T6时效。材料性能检测参数见表2。

实施例1

采用铸锭冶金法制备Al-8.3Zn-2.41Mg-1.2Cu-0.16Zr(wt.%)合金，其具体成分见表1。所用原料为高纯铝锭、工业纯锌、工业纯镁、铝铜中间合金、铝锆中间合金，熔炼炉为电阻加热炉。采用的熔炼-半连铸工序为：装炉(将高纯铝装入熔炼炉内)→熔化(在熔炼炉内加入工业纯锌、铝铜中间合金、铝锆中间合金，然后加入工业纯锌、工业纯镁)→扒渣→搅拌→精炼(760℃~800℃)→扒渣→静置(10~20分钟)→半连铸(720~740℃)。铸锭无开裂现象。将铸锭进行410℃/4h+460℃/24h均匀化热处理，将铸锭进行扒皮，在420℃进行热挤压加工，一次挤压成形，总变形量为80~90%，挤压出截面大小为10×12mm的挤压条。随后进行480℃/60min保温，冷水淬火，进行T6时效。材料性能检测参数见表2。

实施例2

采用铸锭冶金法制备Al-8.3Zn-2.41Mg-0.8Cu-0.16Zr(wt.%)合金，其具体成分见表1。所用原料为高纯铝锭、工业纯锌、工业纯镁、铝铜中间合金、铝锆中间合金，熔炼炉为电阻加热炉。采用的熔炼-半连铸工序为：装炉(将高纯铝装入熔炼炉内)→熔化(在熔炼炉内加入工业纯锌、铝铜中间合金、铝锆中间合金，然后加入工业纯锌、工业纯镁)→扒渣→搅拌→精炼(760℃~800℃)→扒渣→静置(10~20分钟)→半连铸(720~740℃)。铸锭无开裂现象。将铸锭进行410℃/4h+460℃/24h均匀化热处理，将铸锭进行扒皮，在420℃进行热挤压加工，一次挤压成形，总变形量为80~90%，挤压出截面大小为10×12mm的挤压条。随后进行480℃/60min保温，冷水淬火，进行T6时效。材料性能检测参数见表2。

对比例2

采用铸锭冶金法制备Al-8.3Zn-2.41Mg-0.8Cu-0.16Zr(wt.%)合金，其具体成分见表1。所用原料为高纯铝锭、工业纯锌、工业纯镁、铝铜中间合金、铝锆中间合金，熔炼炉为电阻加热炉。采用的熔炼-半连铸工序为：装炉(将高纯铝装入熔炼炉内)→熔化(在熔炼炉内加入工业纯锌、铝铜中间合金、铝锆中间合金，然后加入工业纯锌、工业纯镁)→扒渣→搅拌→精炼(760℃~800℃)→扒渣→静置(10~20分钟)→半连铸(720~740℃)。铸锭无开裂现象。将铸锭进行410℃/4h+460℃/24h均匀化热处理，将铸锭进行扒皮，在420℃进行热挤压加工，一次挤压成形，总变形量为80~90%，挤压出截面大小为10×12mm的挤压条。随后进行480℃/6h保温，冷水淬火，进行T6时效。材料性能检测参数见表2。

对比例3

采用铸锭冶金法制备Al-6.7Zn-2.3Mg-2.3Cu-0.16Zr(wt.%)合金，其具体成分见表1。所用原料为高纯铝锭、工业纯锌、工业纯镁、铝铜中间合金、铝锆中间合金，熔炼炉为电阻加热炉。采用的熔炼-半连铸工序为：装炉(将高纯铝装入熔炼炉内)→熔化(在熔炼炉内加入工业纯锌、铝铜中间合金、铝锆中间合金，然后加入工业纯锌、工业纯镁)→扒渣→搅拌→精炼(760℃~800℃)→扒渣→静置(10~20分钟)→半连铸(720~740℃)。50%铸锭出现开裂。将铸锭进行410℃/4h+460℃/24h均匀化热处理，将铸锭进行扒皮，在420℃进行热挤压加工，一次挤压成形，总变形量为80~90%，挤压出截面大小为10×12mm的挤压条。随后进行480℃/60min保温，冷水淬火，进行T77时效。材料性能检测参数见表3。

实施例3

采用铸锭冶金法制备Al-6.7Zn-2.3Mg-1.2Cu-0.16Zr(wt.%)合金，其具体成分见表1。所用原料为高纯铝锭、工业纯锌、工业纯镁、铝铜中间合金、铝锆中间合金，熔炼炉为电阻加热炉。采用的熔炼-半连铸工序为：装炉(将高纯铝装入熔炼炉内)→熔化(在熔炼炉内加入工业纯锌、铝铜中间合金、铝锆中间合金，然后加入工业纯锌、工业纯镁)→扒渣→搅拌→精炼(760℃~800℃)→扒渣→静置(10~20分钟)→半连铸(720~740℃)。铸锭无开裂现象。将铸锭进行410℃/4h+460℃/24h均匀化热处理，将铸锭进行扒皮，在420℃进行热挤压加工，一次挤压成形，总变形量为80~90%，挤压出截面大小为10×12mm的挤压条。随后进行480℃/60min保温，冷水淬火，进行T77时效。材料性能检测参数见表3。

实施例4

采用铸锭冶金法制备Al-6.7Zn-2.3Mg-1.2Cu-0.16Zr(wt.%)合金，其具体成分见表1。所用原料为高纯铝锭、工业纯锌、工业纯镁、铝铜中间合金、铝锆中间合金，熔炼炉为电阻加热炉。采用的熔炼-半连铸工序为：装炉(将高纯铝装入熔炼炉内)→熔化(在熔炼炉内加入工业纯锌、铝铜中间合金、铝锆中间合金，然后加入工业纯锌、工业纯镁)→扒渣→搅拌→精炼(760℃~800℃)→扒渣→静置(10~20分钟)→半连铸(720~740℃)。铸锭无开裂现象。将铸锭进行410℃/4h+460℃/24h均匀化热处理，将铸锭进行扒皮，在420℃进行热挤压加工，多道次挤压成形，总变形量为80~90%，挤压出截面大小为10×12mm的挤压条。随后进行480℃/60min保温，冷水淬火，进行两次回归再时效。具体工艺为：首先120℃保温24h峰时效，然后回归，温度为180℃保温30min，回归完毕进行淬火，再时效温度为120℃保温24h；第二次回归再时效处理，回归温度为170℃保温30min，回归完毕淬火，再时效温度为120℃保温24h。材料性能检测参数见表3。

对比例4

采用铸锭冶金法制备Al-6.7Zn-1.9Mg-1.2Cu-0.16Zr(wt.%)合金，其具体成分见表1。所用原料为高纯铝锭、工业纯锌、工业纯镁、铝铜中间合金、铝锆中间合金，熔炼炉为电阻加热炉。采用的熔炼-半连铸工序为：装炉(将高纯铝装入熔炼炉内)→熔化(在熔炼炉内加入工业纯锌、铝铜中间合金、铝锆中间合金，然后加入工业纯锌、工业纯镁)→扒渣→搅拌→精炼(760℃~800℃)→扒渣→静置(10~20分钟)→半连铸(720~740℃)。铸锭无开裂现象。将铸锭进行410℃/4h+460℃/24h均匀化热处理，将铸锭进行扒皮，在420℃进行热挤压加工，一次挤压成形，总变形量为80~90%，挤压出截面大小为10×12mm的挤压条。随后进行480℃/60min保温，冷水淬火，进行T77时效。材料性能检测参数见表3。

实施例5

采用铸锭冶金法制备Al-6.7Zn-2.6Mg-1.2Cu-0.16Zr(wt.%)合金，其具体成分见表1。所用原料为高纯铝锭、工业纯锌、工业纯镁、铝铜中间合金、铝锆中间合金，熔炼炉为电阻加热炉。采用的熔炼-半连铸工序为：装炉(将高纯铝装入熔炼炉内)→熔化(在熔炼炉内加入工业纯锌、铝铜中间合金、铝锆中间合金，然后加入工业纯锌、工业纯镁)→扒渣→搅拌→精炼(760℃~800℃)→扒渣→静置(10~20分钟)→半连铸(720~740℃)。铸锭无开裂现象。将铸锭进行410℃/4h+460℃/24h均匀化热处理，将铸锭进行扒皮，在420℃进行热挤压加工，多道次挤压成形，总变形量为80~90%，挤压出截面大小为10×12mm的挤压条。随后进行480℃/60min保温，冷水淬火，进行T77时效。材料性能检测参数见表3。

表1Al-Zn-Mg-Cu合金成分(质量百分数，wt.%)

表2 T6时效态合金性能的对比

表3 T77及两次回归再时效合金性能的对比

比较对比例1与实施例1和实施例2可知，Al-Zn-Mg-Cu铝合金在较高Zn与Mg含量(8.3%Zn，2.41%Mg)时，Cu含量由2.2%降低到0.8%导致：铸态共晶相大量减少，均匀化态和时效态残余结晶相消失，见图3（a）、图3（b）、图3（c）、图4（a）、图4（b）、图4（c）、图5（a）、图5（b）、图5（c）；合金的强度和硬度均有明显的提高，见表2；合金的耐点蚀性提高，见图6（a）、图6（b）、图6（c）。

比较对比例3与实施例4可知，Al-Zn-Mg-Cu铝合金在较低Zn与Mg含量(6.7%Zn，2.3%Mg)时，Cu含量由2.2%降低到1.2%，合金的强度和硬度均有明显的提高，见表3。

比较对比例4与实施例5可知，Al-Zn-Mg-Cu铝合金在较低Cu含量(1.2%)时，Mg含量由1.9%提高到2.6%时，合金的强度和硬度均有明显的提高，见表3。

比较对比例2与实施例2可知，Al-8.3Zn-2.41Mg-0.8Cu铝合金固溶时间过长，导致硬度下降，见表2。

比较实施例3与实施例4可知，进行两次回归再时效所得得Al-6.7Zn-2.3Mg-1.2Cu铝合金材料与进行T77时效所得的Al-6.7Zn-2.3Mg-1.2Cu铝合金材料相比较，其强度和硬度基本相同但耐蚀性有所提高，见表3、图7（a）和图7（b）。

Claims

1.一种高Zn高Mg低Cu超强耐蚀铝合金，其成分以质量百分比计为：Zn6.5~8.3%，Mg2.3~3.0%，Cu0.8~1.2%，Zr0.1~0.2%，Fe≤0.15%，Si≤0.1%，余量为Al。

2.根据权利要求1所述的一种高Zn高Mg低Cu超强耐蚀铝合金的热处理方法，包括下述步骤：

第一步：固溶处理-淬火

第二步：时效处理

将第二步所得淬火坯进行时效处理，所述时效处理选自T6峰值时效处理、T77时效处理、回归再时效处理中的至少一种。

3.根据权利要求2所述的一种高Zn高Mg低Cu超强耐蚀铝合金的热处理方法，其特征在于：所述T6峰值时效处理条件为120±3℃/24h。

4.根据权利要求2所述的一种Zn高Mg低Cu超强耐蚀铝合金的热处理高方法，其特征在于：所述T77时效处理条件为，预时效120±3℃/24h后，回归处理165~175℃保温0.5~1h，再时效120±3℃/24h。

5.根据权利要求2所述的一种高Zn高Mg低Cu超强耐蚀铝合金的热处理方法，其特征在于：所述回归再时效处理，是首先进行预时效120±3℃/24后，再进行至少2次回归处理及再时效；所述回归处理条件为165~175℃，保温0.5~1h后水淬，再时效条件为120±3℃/24h。

6.根据权利要求2所述的一种高Zn高Mg低Cu超强耐蚀铝合金的热处理方法，其特征在于：按照设计好的合金成分配取工业纯铝、工业纯锌、工业纯镁、铝铜中间合金、铝锆中间合金；先将纯铝加入熔炼炉，空气中760~800℃熔化，再依次加入配取的铝铜中间合金、铝锆中间合金、工业纯锌、工业纯镁，在各组分完全熔化后，扒渣，在760~800℃用六氯乙烷精炼三次，静置20~30分钟，在720~740℃半连铸，得到铸锭。

7.根据权利要求2所述的一种高Zn高Mg低Cu超强耐蚀铝合金的热处理方法，其特征在于：高Zn高Mg低Cu超强铝合金铸锭的均匀化处理条件为，空气中400~410℃保温4小时，再在450~460℃保温24小时，均匀化处理后出炉空冷。

8.根据权利要求2所述的一种高Zn高Mg低Cu超强耐蚀铝合金的热处理方法，其特征在于：所述热塑性变形总变形量为60-90%；所述热塑性变形选自热挤压、热锻、热轧中的一种，热塑性变形温度410~430℃。