CN115094283B - 高强高导铝合金电枢材料及其制造方法和应用 - Google Patents

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Abstract

本发明公开一种高强高导铝合金电枢材料及其制造方法和应用。高强高导铝合金电枢材料包括主合金化元素Al、Zn、Mg、Cu、微合金化元素Zr、Y、Ag；微合金化元素的质量配比满足0.2Ag≤Y≤0.5Ag，1Zr≤Ag≤2Zr。采用添加Zr、Ag、Y多元微合金化手段，在合金内部形成多元共格弥散相且第二相在晶界连续析出构筑电子传输通路，降低电子界面散射。Ag元素引入更高的电子密度，提升铝合金内部电子传输；利用回归再时效手段，促进晶内晶界析出相的析出，提升晶内析出相的富集程度，减小晶格畸变并降低晶界宽度减少电子散射，克服现有Al‑Zn‑Mg‑Cu系铝合金高强度与优良导电性二者不能兼顾的问题。

Description

高强高导铝合金电枢材料及其制造方法和应用
技术领域
本发明涉及铝合金微合金化与热处理方法技术领域，具体涉及一种高强高导铝合金电枢材料及其制造方法和应用。
背景技术
电磁炮电枢作为发射过程中的主要受力部件，与战斗部、弹托等部件共同组成电磁轨道炮弹丸，电枢必须有足够的强度和刚度来抵抗剪切力的冲击；同时必须具有良好的导电性来承载超大的电流。因此，电磁炮电枢用铝合金除了要求具有高强度和高电导率，还需要一定的延伸率和断裂韧性，这就限制了一些加工方法的使用。相对于增材制造方法产生很多本体缺陷在后续热处理过程中难以消除以及快速凝固方法的高成本限制，半连续铸造微合金化调控的7XXX系铝合金既可以满足电枢的性能要求，又具备工程化大批量制造的能力。
传统高合金化Al-Zn-Mg-Cu超高强铝合金的晶格畸变严重，导电性低同时时效析出相易在晶界富集，会产生沿晶断裂现象导致合金强度大幅降低，这是此类铝合金应用时普遍遇到的瓶颈问题。为提高Al-Zn-Mg-Cu系铝合金的导电性，人们相继发展了过时效、回归再时效等时效热处理制度，以调控合金内部析出相的形态和分布，使合金第二相相充分析出减少晶格畸变，但仅通过Al-Zn-Mg-Cu系铝合金热处理制度的优化，高合金化的Al-Zn-Mg-Cu系超强铝合金强度牺牲过多而导电性提升不大，这对解决合金强度与导电性性之间的矛盾有很大的局限性，导电性仍是制约Al-Zn-Mg-Cu系超强铝合金发展和应用在电磁炮电枢的瓶颈问题。
发明内容
本发明的目的在于提供一种高强高导铝合金电枢材料及其制造方法和应用，以解决现有技术仅通过Al-Zn-Mg-Cu系铝合金热处理制度的优化，高合金化的Al-Zn-Mg-Cu系超强铝合金强度牺牲过多而导电性提升不大，这对解决合金强度与导电性性之间的矛盾有很大的局限性的问题。
本发明提供一种高强高导铝合金电枢材料，包括：主合金化元素和微合金化元素，所述主合金化元素包括Al、Zn、Mg、Cu，所述微合金化元素包括Zr、Ag、Y；所述微合金化元素的质量配比满足：0.2Ag≤Y≤0.5Ag，1Zr≤Ag≤2Zr。
进一步地，包括以下质量百分比的组分：Zn 6.0％～10.0％，Mg 1.8％～2.5％，Cu0.5％～1.5％，Zr0.1％～0.2％，Ag 0.05％～0.5％，Y 0.01％～0.25％，余量为Al。
本发明还提供一种上述高强高导铝合金电枢材料及其制造方法，包括以下步骤：
步骤一：按设计的合金组分配料，分别取各合金组分；先将铝锭与锌锭熔化后，将中间合金加入铝熔体，之后加入微合金元素，最后加入镁锭；对熔体进行三次精炼除渣，氩气喷吹后除渣，静置一段时间后浇注；
步骤二：对铸锭进行双级保温均匀化处理，之后去头尾铣面进行挤压变形处理，之后挤压件进行固溶-淬火处理，最后进行人工时效处理。
进一步地，步骤一中Zr以Al-Zr中间合金进行备料，Cu以Al-Cu中间合金进行备料，Ag以Al-Ag中间合金进行备料，Y以Al-Y中间合金进行备料。Al、Zn、Mg分别以纯度99.99％的高纯铝、纯度99.9％的工业纯锌、纯度99.9％的工业纯镁备料。
进一步地，步骤二中双级保温均匀化处理工艺参数为：铸件先在400℃～430℃的温度下保温10h～16h后升温到460℃～480℃保温12h～36h，最后取出后空冷或炉冷。
进一步地，步骤二中挤压变形处理为热挤压，热挤压工艺中挤压温度控制在380℃～450℃，挤压比控制在17～20之间。
进一步地，步骤二中固溶-淬火处理工艺过程中，固溶选自单级固溶或双级固溶的一种；固溶后水淬，样品转移时间小于10s；单级固溶工艺参数为：460～485℃，保温时间2h；双级固溶处理工艺参数为：第一级固溶温度415～435℃，保温时间1-3h，第二级固溶温度470～485℃，保温时间1-3h。
进一步地，步骤二中人工时效处理选自一级人工时效、双级人工时效、三级时效或四级时效中的一种；
一级人工时效工艺参数为：时效温度为100℃～120℃保温24h～28h；
双级人工时效工艺参数为：第一级时效温度为100℃～120℃保温6h～24h，第二级时效温度为150℃～200℃保温6h～20h；
三级人工时效工艺参数为：第一级时效温度为100℃～120℃保温6h～24h，第二级时效温度为150℃～200℃保温6h～20h，第三级时效时效温度为200℃～240℃，保温0.5h～2h；
四级人工时效工艺参数为：第一级时效温度为100℃～120℃保温6h～24h，第二级时效温度为150℃～200℃保温6h～20h，第三级时效时效温度为200℃～240℃，保温0.5h～2h，第四级时效温度为100℃～120℃保温24h～28h。
本发明还提供一种以上所述的高强高导铝合金电枢材料在电磁炮电枢领域的应用。
本发明的有益效果如下：本发明提供一种A1-Zn-Mg-Cu合金及其制备方法和应用，采用添加Ag、Zr、Y多元微合金化手段，在合金内部形成多元共格弥散相且第二相在晶界连续析出构筑电子传输通路，降低电子界面散射。同时Ag元素会引入更高的电子密度，提升铝合金内部电子传输；同时还利用回归再时效手段，促进晶内晶界析出相的析出，提升晶内析出相的富集程度，减小晶格畸变并降低晶界宽度减少电子散射，克服现有Al-Zn-Mg-Cu系铝合金高强度与优良导电性二者不能兼顾的问题。
附图说明
为了更清楚地说明本发明实施例或现有技术中的技术方案，下面将对实施例中所需要使用的附图作简单地介绍，显而易见地，下面描述中的附图仅仅是本发明的一些实施例，对于本领域普通技术人员来讲，在不付出创造性劳动的前提下，还可以根据这些附图获得其他的附图。
图1为本发明中制备的均匀化后试样合金组织金相图；
图2为本发明中制备的均匀化后试样合金组织SEM图；
图3为本发明中制备的挤压后试样合金组织SEM图；
图4(a)为2号样经过一二级时效之后的EBSD图；
图4(b)为3号样经过一二级时效之后的EBSD图；
图5(a)为1号样经过高温回归时效之后的EBSD图；
图5(b)为3号样经过高温回归时效之后的EBSD图；
图6(a)和图6(b)为本发明中制备的470+1/2RRA时效试样断口SEM图；
图6(c)为本发明中制备的470+高温回归A时效试样合金组织SEM图；
图6(d)为本发明中制备的480+高温回归时效试样合金组织SEM图；
图7(a)为本发明线扫取样SEM；
图7(b)为线扫结果；
图8(a)为本发明470+高温回归时效试样；
图8(b)为480+高温回归时效试样晶界TEM图；
图9(a)和图9(b)为470+高温回归时效试样TEM面扫图；
图10为本发明A1-Zn-Mg-Cu合金的制备方法流程图。
具体实施方式
本发明提供一种高强高导铝合金电枢材料，包括：主合金化元素和微合金化元素，所述主合金化元素包括Al、Zn、Mg、Cu，所述微合金化元素包括Zr、Ag、Y；所述微合金化元素的质量配比满足：0.2Ag≤Y≤0.5Ag，1Zr≤Ag≤2Zrr。该高强高导铝合金电枢材料进一步包括以下质量百分比的组分：Zn 6.0％～10.0％，Mg 1.8％～2.5％，Cu0.5％～1.5％，Zr0.1％～0.2％，Ag 0.05％～0.5％，余量为Al。
本发明采用添加Ag、Zr、Y多元微合金化手段，在合金内部形成多元共格弥散相且第二相在晶界连续析出构筑电子传输通路，降低电子界面散射。同时Ag元素会引入更高的电子密度，提升铝合金内部电子传输；同时还利用回归再时效手段，促进晶内晶界析出相的析出，提升晶内析出相的富集程度，减小晶格畸变并降低晶界宽度减少电子散射，克服现有Al-Zn-Mg-Cu系铝合金高强度与优良导电性二者不能兼顾的问题。
本发明还提供一种A1-Zn-Mg-Cu合金的制备方法，参阅图10，该方法包括以下步骤：
步骤一：按设计的合金组分配料，分别取各合金组分；先将铝锭与锌锭熔化后，将中间合金加入铝熔体，之后加入微合金元素，最后加入镁锭；对熔体进行三次精炼除渣，氩气喷吹后除渣，静置一段时间后浇注。
Zr以Al-Zr(5％)中间合金进行备料，Cu以Al-Cu(50％)中间合金进行备料，Ag以Al-Ag(10％)中间合金进行备料，Y以Al-Y(10％)中间合金进行备料，Al、Zn、Mg分别以高纯铝(纯度99.99％)、工业纯锌(纯度99.9％)、工业纯镁(纯度99.9％)备料。
步骤二：对铸锭进行双级保温均匀化处理，之后去头尾铣面进行挤压变形处理，之后挤压件进行固溶-淬火处理，最后进行人工时效处理。
双级保温均匀化处理工艺参数为：铸件先在400℃～430℃的温度下保温10h～16h后升温到460℃～480℃保温12h～36h，最后取出后空冷或炉冷。步骤二中挤压变形处理为热挤压，热挤压工艺中挤压温度控制在380℃～450℃，挤压比控制在17～20之间。步骤二中固溶-淬火处理工艺过程中，固溶选自单级固溶或双级固溶的一种；固溶后水淬，样品转移时间小于10s；单级固溶工艺参数为：460～485℃，保温时间2h；双级固溶处理工艺参数为：第一级固溶温度415～435℃，保温时间1-3h，第二级固溶温度470～485℃，保温时间1-3h。步骤二中人工时效处理选自一级人工时效、双级人工时效、三级时效或四级时效中的一种；
一级人工时效工艺参数为：时效温度为100℃～120℃保温24h～28h；双级人工时效工艺参数为：第一级时效温度为100℃～120℃保温6h～24h，第二级时效温度为150℃～200℃保温6h～20h；三级人工时效工艺参数为：第一级时效温度为100℃～120℃保温6h～24h，第二级时效温度为150℃～200℃保温6h～20h，第三级时效时效温度为200℃～240℃，保温0.5h～2h；四级人工时效工艺参数为：第一级时效温度为100℃～120℃保温6h～24h，第二级时效温度为150℃～200℃保温6h～20h，第三级时效时效温度为200℃～240℃，保温0.5h～2h，第四级时效温度为100℃～120℃保温24h～28h。
采用常规半连续铸造法制备所述合金后，对其进行双级均匀化处理、挤压变形处理、固溶水淬、多级人工时效热处理。本发明采用微合金化与多级人工时效调控时效析出第二相等手段，在合金内部形成多元共格弥散相且第二相在晶界析出构筑电子传输通路，降低电子界面散射，同时银原子会与淬火后空位之间相互作用，刺激行核并增加了GP区的密度，改变晶界处的沉淀相形貌和降低晶界析出带(PFZ)的宽度。同时引入Ag元素获得更高的电子密度，提升铝合金内部电子传输；之后利用回归再时效手段，促进晶内晶界第二相的析出，提升晶内析出相的富集程度，减小基体晶格畸变并降低晶界宽度减少电子散射，克服现有Al-Zn-Mg-Cu系铝合金高强度与优良导电性二者不能兼顾的问题。本发明制备工艺简单，适于工业化生产。
将Ag引入超强铝合金中，银原子优先与基体中淬火空位相互作用，之后与锌和镁结合形成原子团簇，高密度的Mg-Ag团簇或Cu-Ag团簇成为细小沉淀的异相成核位置，促进铝合金中形成细小的第二相沉淀。添加微量银并在较高的时效温度下(120–200℃)可以增强合金时效中的硬化效应，强化效果的增加是因为含银团簇刺激了第二相成核并增加了GP区的密度。然后中间相η′即致密分散的强化相在GP区域的位置大量形成。此外，添加银也会改变晶粒边界处的沉淀形态和减小晶界析出带(PFZ)的宽度。通过缩小PFZ可以改善合金综合性能。在高合金化的Al-Zn-Mg-Cu合金拉伸变形过程中，裂纹主要在合金PFZ萌生为并沿着的低强度晶界延伸，最终导致基体沿晶脆性断裂。将银添加到铝合金不仅有利于细化晶粒提高硬度和强度，而且窄PFZ提高了合金的塑性和韧性。添加银后合金中析出物的行为成分、形态和沉淀量也会改变。银的加入不仅可以加速沉淀处理和增加沉淀相的数量密度，但也促进η′型沉淀的形核和沉淀，镁含量较高的η′型团簇将随着时效时间的延长，含银合金演变为η′型相比例的增加。
双级均匀化可使得铸锭的凝固结晶相充分溶解，其中420℃均匀化保温阶段是为了使Al3Zr粒子充分析出；大变形量的挤压变形工艺可使得均匀化热处理过程中未溶解的残余结晶相充分破碎，同时生成有序排列的条状微观组织；固溶热处理可使经过变形破碎后的细小残余结晶相进一步回溶，其中多级固溶工艺可使得细小的残余结晶相回溶更加充分，不产生过烧现象，使得Zn、Mg、Cu、Ag等固溶原子从残余结晶相中回溶进基体，提升后续工艺中过饱和固溶体的过饱和度，从而提升强度等性能；淬火处理可使得固溶进基体的固溶原子来不及析出而形成过饱和固溶体；同时在基体内部生成大量的淬火空位；人工时效热处理可使得淬火得到的过饱和固溶体中的固溶原子会在淬火空位异相成核，从而在晶内或晶界析出细小、弥散的第二相，晶内的第二相可起到Ostand强化作用，晶界析出物的行为成分、形态和沉淀量也会改变可对合金韧性、强度、导电性等产生影响，其中回归再时效热处理可使得合金在保证一定强度的基础上，晶界析出相呈连续分布，为电子传输通道，从而提升导电性能。在整个工艺过程中，晶界致密但宽度不过分长大会大幅提升合金的导电性能。
为了呈现一个良好的抗拉强度和导电性能的影响，合金通常使用双级时效，多级时效，回归再时效热处理的方法。高温回归热处理工艺分三个阶段:(l)预时效，(2)高温短时回归时效，(3)再时效，在第一阶段，合金晶内和晶界析出细小、弥散分布的第二相；第二阶段，晶内细小弥散的析出相回溶到基体中，晶界的析出相长大粗化；在第三阶段，再次从晶内析出更高密度且细小的强化相，而晶界析出相排列连续粗大且致密。经高温回归处理的合金，晶内第二相细小弥散，晶界析出相连续致密，这种析出相的混合组态使得合金同时拥有高强度与高导电性。时效工艺改变合金内部微观组织，也必然导致合金性能的改变。回归之后合金的强度和硬度尺寸较小的不稳定η′相的回溶和η相的粗化导致了合金强度的降低，第二相的析出率增加，且体积分数增加使得合金的强度上升。在成分与后续工艺的双重控制下，能使得合金得到较好的基体组织以及晶界分布状态，从而提升合金的电学性能。
本发明的方法中，Zr、Ag、Y等为微合金化元素，所采用的热处理工艺简单，适于工业化生产。
从图1中可以看出均匀化后铸锭基体显微组织为网状结构，没有发现树枝状α-Al与亚共晶相组成的柱状晶结构，但合金中晶粒长大明显已经超过100μm。合金成分过高在凝固过程中会形成大量的第二相粒子，即合金在凝固过程中生成大量的形核中心，加快基体结晶速度，最终表现为明显的网络结构。
从图2晶粒长大后的合金组织主要由基体α-Al，非平衡共晶相及均匀化过程中析出的大量细小的短棒状MgZn2相组成。非平衡共晶相存在两种形貌：一种为连续分布的网状组织；另一种为离散分布的较小的不规则形状组织。
从图3反向挤压状态下，铸锭中粗大晶粒被挤碎成为非常细小的晶粒，由于挤压过程中棒料、模具、挤压温度都较高，同时挤压过程中摩擦生热，故在此过程中或多或少都伴随着动态再结晶，生成了少量的等轴再结晶晶粒。但长条状晶粒外与晶界上分布着多的与基体相不相同的物质，这些物质大部分是强化相。
以下结合具体实施例及对比例对本发明的方案进行详细说明。
实施例1-4及对比例1-4的热处理制度按表1,2中记载的数据确定。
配料，按照表1中合金元素质量分数进行相应的备料；其中Zr、Cu、Ag分别以Al-Zr中间合金、Al-Cu中间合金、Al-Ag中间合金及Al-Y中间合金进行备料，Al、Zn、Mg以高纯铝(99.99％)、工业纯锌(99.9％)、工业纯镁(99.9％)形式备料。
熔炼、1.首先将Al锭、Zn锭、Al-Cu中间合金，Al-Zr中间合金加入炉内，升温熔化，融化时间约为22h；2.当炉内金属完全熔化成为液态之后将Al-Ag中间合金，Al-Y中间合金加入炉内保温30-40min,，待合金完全融化后静置5-10min；3最后再添加Mg锭，继续升温，之后保持熔体温度为720℃-730℃，保温十分钟后加入覆盖剂。4.之后采用六氯乙烷精炼两次，每次10min，精炼剂用量为0.5％，每次加入精炼剂5min后进行扒渣，后采用氩气喷吹精炼三次，精炼完毕后静置15min。炉内温度到750℃±5准备半连续铸造。
然后对铸锭依次进行均匀化热处理、热塑性变形、固溶-淬火、时效热处理。均匀化热处理为二级保温后炉冷，具体工艺为：先在420℃的温度下保温10h，然后升温到470℃保温24h，然后炉冷。热塑性变形采用挤压成形，挤压比为19，变形量较大。固溶-淬火处理工艺参数为：固溶采用双级固溶，第一级固溶温度420℃，保温时间3h，第二级固溶温度470℃，保温时间2h，水淬。时效热处理采用高温回归再时效，第一级时效温度为120℃保温6h，第二级时效温度为170℃保温7h，第三级时效时效温度为220℃，保温0.5h，第四级时效时效温度为120℃，保温24h。
表1双级时效态合金的强度、电导率与延伸率
Figure GDA0003810565160000071
合金经420℃/3h+470℃/2h双级固溶处理后，双级时效态试样的强度最高(σb:600.2MPa)延伸率较好，力学性能得到明显提高。与420℃/3h+470℃/2h双级固溶相比，420℃/3h+480℃/1h双级固溶后导电率和延伸率有所增加但强度稍有下降。合理的固溶搭配双级时效处理，在很大程度能够提高合金的导电率和韧性。
表2多级时效态合金的强度、电导率与延伸率
Figure GDA0003810565160000072
通过高温回归再时效处理：先经过120/6h+160/7h再经过220℃/0.5h+120/24h(高温回归)时效处理后，强度由(σb:600.2MPa)下降到(σb:558MPa)，下降了7％。导电率由39.8左右上升到45.3，提高了13％。同时延伸率也由原来的10.3％上升到15％.
请参阅图4(a)、图4(b),分别为2.3号样经过一二级时效之后的EBSD图：基体内部主要以回复组织为主，合金内部呈线性纤维组织的微观结构，黑色的为Al3Zr颗粒，可以成为潜在的裂纹引发点，也可以成为相激发成核(PSN)位置，固溶温度越高，时效后未溶颗粒越少。图5(a)、图5(b)分别为1.3号样经过RRA时效之后的EBSD图，基体内部仍以回复组织为主，合金内部线性纤维晶粒超过800μm,晶粒没有过分长大。
从图6(a)、图6(b)断口裂纹数量最多且合金的晶间断裂现象明显，断裂首先从晶界残留第二相开始，晶界边缘处有粗大硬质难溶相产生的微细孔。从图7SEM线扫对晶界处的第二相颗粒(图)亮色“小凸起”进行成分分析，主要含有Al、Zr主要元素为粗大的Al3Zr相。从图6(c)韧窝密度最大，拉伸断处存在清晰可见直径小且较深的韧窝，且其分布较均匀，也存在少量沿晶断裂条纹其断裂方式主要以韧窝型穿晶断裂为主的混合断裂。图6(d)为本发明中制备的480+高温回归时效试样合金组织SEM图。
从图7(a)、图7(b)可见合金的韧窝较少且存在少量沿晶断裂阶梯状条纹，韧窝之间通过撕裂棱作为纽带相互连接起来，由于塑性变形的影响，使得晶界处有很明显的断裂裂纹。随固溶温度的上升，残留第二相减少但沿晶断裂的条纹增多，其断裂方式为混合断裂.
从图8(a)、图8(b)显示晶界处的粗化平衡相η。通过通常晶界间距增加会导致极限强度、屈服强度下降，但伸长率增加。晶界无析出带没有明显宽化，由于Ag会有效捕获空位和原子团簇阻止其扩散到晶界。这有效地防止了晶界附近的溶质耗尽。因此，微量银的加入有效地将PFZ的宽度这是由于晶界附近空位和溶质贫乏的结果。从图9(a)、图9(b)面扫可以发现基体析出大量的MgZn2，Ag元素均匀分布在基体内部且有少量Ag固溶进入MgZn2，认为Ag的异相成核形成原子团簇促进了MgZn2的析出。
以上所述仅为本发明的优选实施例而已，并不用于限制本发明，对于本领域的技术人员来说，本发明可以有各种更改和变化。凡在本发明的精神和原则之内，所作的任何修改、等同替换、改进等，均应包含在本发明的保护范围之内。

Claims (7)

1.一种高强高导铝合金电枢材料，其特征在于，包括：主合金化元素和微合金化元素，所述主合金化元素包括Al、Zn、Mg、Cu，所述微合金化元素包括Zr、Ag、Y；所述微合金化元素的质量配比满足：0.2Ag ≤Y ≤0.5Ag，1Zr ≤ Ag ≤2Zr；
所述高强高导铝合金电枢材料包括以下质量百分比的组分：Zn 6.0%~10.0%，Mg 1.8%~2.5%，Cu0.5%~1.5%，Zr0.1%~0.2%，Ag 0.05%~0.5%，Y0.01%~0.25%余量为Al；
所述高强高导铝合金电枢材料的制造方法包括以下步骤：
步骤一：按设计的合金组分配料，分别取各合金组分；先将铝锭与锌锭熔化后，将中间合金加入铝熔体，之后加入微合金元素，最后加入镁锭；对熔体进行三次精炼除渣，氩气喷吹后除渣，静置一段时间后浇注；
步骤二：对铸锭进行双级保温均匀化处理，之后去头尾铣面进行挤压变形处理，之后挤压件进行固溶-淬火处理，最后进行人工时效处理。
2.根据权利要求1所述的高强高导铝合金电枢材料，其特征在于，步骤一中Zr以Al-Zr中间合金进行备料，Cu以Al-Cu中间合金进行备料，Ag以Al-Ag中间合金,Y以Al-Y中间合金进行备料，Al、Zn、Mg分别以纯度99.99%的高纯铝、纯度99.9%的工业纯锌、纯度99.9%的工业纯镁备料。
3.根据权利要求1所述的高强高导铝合金电枢材料，其特征在于，步骤二中双级保温均匀化处理工艺参数为：铸件先在400℃~430℃的温度下保温10h~16 h后升温到460℃~480℃保温12 h~36 h，最后取出后空冷或炉冷。
4.根据权利要求1所述的高强高导铝合金电枢材料，其特征在于，步骤二中挤压变形处理为热挤压，热挤压工艺中挤压温度控制在380℃~450℃，挤压比控制在17~20之间。
5.根据权利要求1所述的高强高导铝合金电枢材料，其特征在于，步骤二中固溶-淬火处理工艺过程中，固溶选自单级固溶或双级固溶的一种；固溶后水淬，样品转移时间小于10s；单级固溶工艺参数为：460~485℃，保温时间2h；双级固溶处理工艺参数为：第一级固溶温度415~435℃，保温时间1-3h，第二级固溶温度470~485℃，保温时间1-3h。
6.根据权利要求1所述的高强高导铝合金电枢材料，其特征在于，步骤二中人工时效处理选自一级人工时效、双级人工时效、三级时效或四级时效中的一种；
一级人工时效工艺参数为：时效温度为100℃~120℃保温24 h~28 h；
双级人工时效工艺参数为：第一级时效温度为100℃~120℃保温6h~24 h，第二级时效温度为150℃~200℃保温6h~20h；
三级人工时效工艺参数为：第一级时效温度为100℃~120℃保温6h~24 h，第二级时效温度为150℃~200℃保温6h~20h，第三级时效时效温度为200℃~240℃，保温0.5h~2 h；
四级人工时效工艺参数为：第一级时效温度为100℃~120℃保温6h~24 h，第二级时效温度为150℃~200℃保温6h~20h，第三级时效时效温度为200℃~240℃，保温0.5h~2 h，第四级时效温度为100℃~120℃保温24h~28 h。
7.一种如权利要求1所述的高强高导铝合金电枢材料在电磁炮领域的应用。
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