張新明，劉勝膽

(中南大學材料科學與工程學院，湖南長沙410083)

1 航空鋁合金材料的服役性能要求

飛機需要有高的運輸效率和良好的飛行性能，因而要求結構材料密度低，性能優(yōu)良，即高強、高韌、抗疲勞、耐腐蝕和高可焊等。飛機的設計思想已從最初的靜強度設計發(fā)展到安全壽命設計、安全壽命/破損安全設計、安全壽命/損傷容限設計和耐久性/損傷容限設計[1]。

靜強度設計主要考慮的是結構在給定設計載荷作用下不發(fā)生破壞，以及經使用載荷作用，卸載后無可見的永久變形。安全壽命設計主要出發(fā)點是認為飛機結構不存在缺陷和裂紋，使用至出現(xiàn)疲勞裂紋時的壽命為結構的安全壽命。破損安全設計考慮結構中不可避免的隱藏初始缺陷或使用過程中產生的疲勞裂紋，根據裂紋擴展的速率，規(guī)定整體結構仍能承受的外載荷，并且承載至下一次維修時能發(fā)現(xiàn)這些損傷和采取補救措施。損傷容限設計認為有2類結構:①緩慢裂紋擴展結構。無止裂特性的單傳力途徑結構;裂紋在指定時間內不允許發(fā)生不穩(wěn)定的快速擴展。②破損安全結構。多途徑傳力和有止裂特性的結構;裂紋不穩(wěn)定擴展限制在局部范圍內。安全壽命(疲勞)/損傷容限設計是用疲勞設計概念規(guī)定安全壽命，用損傷容限設計規(guī)定檢查間隔。耐久性/損傷容限設計要求使用壽命期內不會產生疲勞、腐蝕和意外損傷災難性破壞，并保證結構具有良好的壽命特性和維修的經濟性。耐久性確定經濟壽命，損傷容限保證安全性。耐久性設計的基本要求如圖1所示[1]。

圖1 耐久性設計的基本要求[1]Fig.1 Basic requirements of durability design[1]

飛機提高航行速度產生的重要問題之一就是蒙皮溫度長期升高造成材料性能下降，例如某超音速飛機蒙皮溫度的分布如圖2所示[1]。協(xié)和式飛機飛行速度為2.2 Ma時，頭部溫度可高至149℃。隨著溫度的提高，材料強度開始緩慢下降，高于某個溫度時急劇下降，國內外一些結構材料的拉伸強度隨溫度的變化如圖3所示[1]。對于殲擊機而言，雖然每次超音速飛行的時間不會太長，但是多次飛行產生的高溫累積作用達幾十或幾百小時，使材料性能下降，這是選材時必須考慮的。硬鋁合金的強化需要在一定溫度時效，但飛行溫度過高、時間過長可導致過時效的發(fā)生，材料強度降低。典型鋁合金熱暴露前后的室溫和高溫強度如圖4所示[1]。

圖2 超音速飛機蒙皮溫度分布[1]Fig.2 Temperature distribution of the skin of supersonic aircraft[1]

飛機結構設計思想的不斷發(fā)展對結構材料的要求也從最初的單純追求高強度發(fā)展到高強、高韌，再到現(xiàn)在的高強、高韌、高耐蝕、抗疲勞等高綜合性能。飛機上的結構件分主結構件和次結構件。主結構件包括機身、機翼、尾翼和支撐結構，它們承受不同的載荷，其失效關系到飛機的安全。根據飛機起飛、降落及飛行過程中的負荷情況，以及環(huán)境因素的影響，對不同部位結構的材料服役性能要求不同，見圖5[2]。拉壓強度，疲勞，斷裂韌性等對于機身蒙皮、框架、桁條、機翼和尾翼等都是關鍵性能。對其他一些結構，耐蝕性、模量和剪切強度也是關鍵性能。目前，商業(yè)飛機向著更大(如空客A380載客多于500)、更快(超音速)、壽命更長的方向發(fā)展，市場激烈的競爭使飛機制造商不得不對飛機結構件的設計和材料性能提出更高的要求，并且，還要盡量降低成本、提高舒適度，材料的低密度化也一直是人們關注的方向。

隨著飛機的大型化，結構件的尺寸相應變大，而組裝構件不斷減少，取而代之的是整體構件。飛機的結構件朝著更輕、更大、性能更高、更可靠、長壽命、低成本方向發(fā)展，因此，對材料性能及其均勻性、尺寸精度的要求越來越高、越苛刻。

圖5 亞音速飛機主要結構件對材料性能的要求[2]Fig.5 Requirements of main components in subsonic aircraft on performance of materials[2]

2 航空鋁合金材料的應用挑戰(zhàn)

鋁通過添加鋅、鎂、銅、鋰等元素合金化后可以產生強韌化效果。高強鋁合金由于具有高的比強度、比模量和良好的斷裂韌性、抗疲勞、耐腐蝕等性能，自20世紀30年代以來就被用作商業(yè)飛機的主要結構材料。并且，鋁合金結構具有易加工、維護技術比較成熟和成本較低等優(yōu)點，加上材料合金化與制備技術的不斷進步保證了其在航空領域有很強的競爭力，在未來可能仍是飛機結構的首選材料。鋁合金在一些商業(yè)飛機上的用量，如表1所示，已占整體結構材料的70%～80%，但是，隨著飛機的改型或新型飛機的出現(xiàn)，鋁合金應用受到復合材料、鈦合金等材料的應用挑戰(zhàn)，其用量逐漸減少，如表 1、表 2 所示[2－3]。

表1 主要商業(yè)飛機上鋁合金的用量[2－3](w/%)Table 1 Aluminum alloy percentage applied in main commercial airplanes[2－3](w/%)

表2 不同年代生產的波音757的選材變化[2－3](w/%)Table 2 Boeing 757 material selection in different ages[2 －3](w/%)

由表2可知，波音757飛機上鋁合金的用量從1980年的78%降低到1995年的62%，而鈦合金和復合材料的用量有明顯的增加。最近的波音787和空中客車A380上結構選材也發(fā)生很大變化，如波音787飛機主機身結構中復合材料質量比例高達50%，而鋁合金比例只占約20%。復合材料通常較鋁合金輕，不易產生疲勞和腐蝕，具有高比強度和易于設計的優(yōu)點，因此被波音787飛機采用。A380飛機機體結構采用的復合材料比例約25%，鋁合金比例占60%。復合材料的大量應用對高強鋁合金的發(fā)展提出了嚴峻挑戰(zhàn)。為了提高鋁合金在航空領域的競爭力，必須降低密度，大幅度提高材料強度和綜合性能，同時還要降低成本。

飛機用變形鋁合金主要包括2XXX合金(Al-Cu-(Mg))、7XXX(Al-Zn-Mg-Cu)、6XXX(Al-Mg-Si)和 Al-Li合金;其產品有軋制板材、擠壓件和鍛件。2XXX合金的應用主要是基于其良好的損傷容限性能，7XXX合金主要基于高的強度和抗應力腐蝕性能。這2個系列的合金在飛機上的用量最大。6XXX和Al-Li合金的應用近年來也有所增加，如采用6056-T78合金取代2024合金[3]。高強鋁合金典型的應用部位如表3所示，其中7050鋁合金的用量最大，規(guī)格大，如由7050合金厚板加工而成的翼盒內翼梁，如圖6所示[4]。飛機的不斷發(fā)展促使了鋁合金經歷了高強、高強耐蝕、高強高韌、高強高損傷容限以及高強高淬透性階段的發(fā)展。高強鋁合金的屈服強度從最初的300 MPa左右增加到600 MPa以上，如圖7所示[3];并且屈服強度提高的同時，斷裂韌性也有所提高，如圖8所示[3]。

表3 典型高強鋁合金在飛機上的應用Table 3 Typical high strength aluminum alloys applied in the airplane

圖6 7050厚板加工而成的翼盒內翼梁[4]Fig.6 Wing beam inside the wing box machined with 7050 thick plate[4]

商業(yè)飛機上采用的較先進的鋁合金主要有2324-T39、2524-T3、7150-T77、7055-T77和7085-T76等，這些合金具有高強、高韌、抗疲勞和耐腐蝕等良好的綜合性能。為了提高鋁合金的競爭力，人們在以前合金基礎上開發(fā)了一些新合金，具有更好的性能，如101.6～254 mm的7140-T7651厚板比7050具有高的強韌性;2139-T8XX板材厚度可達152.4 mm，損傷容限性能優(yōu)于2XXX-T3XX;2050-T8板材，厚度可達152.4 mm，性能優(yōu)于7050-T7451，且密度更低，強度、韌性、疲勞裂紋擴展抗力及耐熱性提高，替代7050合金可減輕5%;2198-T8X具有高強、高損傷容限及高熱穩(wěn)定性、高成形和焊接性[5]。2027合金具有較高的強度和損傷容限性能，其12～82 mm的擠壓件和12～55 mm板材較2024分別提高20% ～25%和10%[6]。7085鋁合金淬火敏感性低，具有高的強度和良好的耐損傷性，產品的最大厚度已達300 mm;和7050-T7451/7010-T7651厚板相比，7085-T7651厚板的屈服強度在長向高出60～80 MPa，在短橫向高出50～60 MPa，斷裂韌性(KIC)L-T向高出3～7 MPa·m1/2;當板材厚度從100 mm增至180 mm時，屈服強度幾乎沒有下降[7]。7085鋁合金的特大鍛件已用作空中客車A380客機的后翼梁，尺寸為6.4 m×1.9 m，質量達3 900 kg，是至今最大的鋁合金飛機模鍛件。

鋁合金材料的大規(guī)格化也是提高競爭力的一個重要方面，尤其是高性能鋁合金厚板，因為厚板可加工成整體構件替代鉚接、焊接等裝配件，減小零件數，提高構件的剛度和可靠性，減輕質量，降低成本。高強鋁合金板材厚度已大于200 mm，甚至300 mm。生產要求厚板具有良好的淬透性，并保證低的殘余應力。板厚度的增加加大了厚向性能均勻性調控和殘余應力消減的難度，需要解決很多關鍵的制備技術難題，如高質量大鑄錠無裂紋鑄造、過渡族元素共格彌散相析出均勻化、強應變非動態(tài)再結晶均勻變形軋制、無再結晶高溫固溶及高淬透高效淬火、殘余應力有效消減預拉伸(壓縮)、晶界非連續(xù)析出積分時效等。

3 航空鋁合金材料的成分、組織與性能調控

高強鋁合金性能的提高是基于對成分、組織和性能關系理解的不斷深入和發(fā)展，以及相應制備技術的開發(fā)。提高鋁合金性能主要基于合金的純化，組織的細化、均勻化和亞穩(wěn)化;主要技術途徑有調整合金化程度及主元素比例，改變微量元素種類與含量，降低雜質含量以及研發(fā)新的塑性變形及熱處理技術等。

合金化主元素有Zn，Cu，Mg，Si等，微量元素有Zr，Cr，Mn，Ti，Sc 等，雜質有 Fe，Si，Na，K，Ca等。制備工藝包括錠坯鑄造、均勻化、熱(冷)塑性變形、材料或構件的固溶及淬火、預拉伸(壓縮)和時效等。

3.1 航空鋁合金材料的成分設計

航空鋁合金主要是7XXX、2XXX合金。對于7XXX合金，增加合金化主元素含量可獲得更高密度的GP區(qū)和η'相，提高了合金的強度。該系合金Zn的含量，從5.5%左右(7075)已增至8%左右(7055)，主成分之和從9%增至約13%，相應的屈服強度從500 MPa提高至約600 MPa以上。高強鋁合金中主元素的比例也會影響合金性能，如7055-T77合金的良好綜合性能與高Zn/Mg比和Cu/Mg比有關[2]。一些典型高強合金中Zn/Mg比和Cu/Mg比如表4所示。

主元素含量及其比例不僅影響合金基體的析出，而且也影響晶體學界面上析出的熱力學與動力學過程，從而影響合金的強度、韌性和耐蝕性以及淬火敏感性。末端淬火實驗表明[8]，Mg質量分數為1.0%，1.4%和2.0%時，7085鋁合金淬透層深度分別為100，65和40 mm。現(xiàn)有合金的主元素總量增加可增加合金的淬火敏感性，Zn/Mg比值增加可一定程度減小淬火敏感性[9]。例如，對于7175合金，通過降低Cu+Mg含量，提高Zn/Mg比可降低淬火敏感性，減小該合金鍛件(φ200 mm×300 mm)表層與中心的強度差別，如表5所示[10]。通過成分調整，雖然合金材料表層的強度略有下降，但淬透性提高，表層和中心的性能差別減小，整體性能提高。

表4 典型7XXX和2XXX合金中主合金元素的比例Table 4 Main alloying element ratio in typical Al alloys 7XXX and 2XXX

表5 φ200 mm×300 mm 7175合金鍛件表層與中心的強度差別[10]Table 5 Strength difference between the surface and core of alloy 7175 forgings ofφ200 mm ×300 mm[10]

微量元素決定彌散相界面的性質，從而影響材料的性能。如對于7XXX合金，用Zr元素取代Cr，Mn可使彌散相與基體形成共格界面，提高合金的淬透性、韌性和抗腐蝕等性能[11－12]。Cr，Mn，Ti，Sc，Zr等微量元素的添加可細化鋁合金的微觀組織并提高其性能[13－15]。如在某 Al-Zn-Mg-Cu合金中添加 0.24Cr、0.20Mn、0.03Ti和0.17Zr(質量分數，w/%)后，鑄態(tài)組織極大地被細化，晶粒尺寸從100～200 μm減小至10～20 μm，如圖9所示;時效強度從530 MPa提高至700 MPa左右[15]。在7XXX合金中，研究發(fā)現(xiàn)含Zr的彌散相粒子較含Cr，Mn的尺寸更小，分布更彌散，更有效阻礙合金熱軋、固溶時的再結晶發(fā)生，有利于韌性的提高[2]，如圖10所示;保留加工纖維狀組織，可提高韌性和耐蝕性，如圖11所示[16]。由于彌散相與基體形成共格相界面，其化學能降低，界面析出難度加大，材料淬透性提高。如B95合金的淬火敏感性隨Cr和Mn含量的減小而降低[17]。但在7055型鋁合金中發(fā)現(xiàn)，與無Zr合金相比，含Zr合金的淬火敏感性增加，當Zr含量為0.1%時，合金具有最高的淬火敏感性，若此時經空氣淬火，合金時效后的強度較水淬的低30%[18]。

圖9 微量元素對Al-Zn-Mg-Cu鑄態(tài)晶粒組織的影響[15]:(a)未添加微量元素，(b)添加了0.24Cr，0.20Mn，0.03Ti，0.17ZrFig.9 Influence of trace elements on as-cast grain structure in Al-Zn-Mg-Cu alloy[15]:(a)without addition and(b)with addition of 0.24Cr，0.20Mn，0.03Ti，0.17Zr

圖10 微量元素對7075鋁合金斷裂韌性的影響[2]Fig.10 Effect of trace elements on the fracture toughness of 7075 aluminum alloy[2]

圖11 晶粒組織對7075鋁合金斷裂韌性的影響[16]Fig.11 Effect of grain structure on the fracture toughness of 7075 aluminum alloy[16]

合金的純化有利于性能的提高。鋁合金中雜質含量(如Fe和Si)不斷降低，控制越來越嚴格，從最初的0.5%降至0.05%左右(如表6所示)，甚至更低，由此可改善與損傷容限有關的性能，如斷裂韌性、疲勞及耐蝕性。

Fe，Si雜質元素的存在往往導致硬脆粗大金屬間化合物的形成，其難以和基體協(xié)調一致塑性變形，容易產生微裂紋，成為宏觀裂紋源或破碎形成裂紋，降低合金的塑性和斷裂韌性。因此，降低合金中Fe，Si雜質含量以減少粗大金屬間化合物的數量，減小其尺寸，或將其球化，都可提高合金的斷裂韌性?；谶@些研究結果，已開發(fā)了2324、2524和7175、7475和7050等系列高純高強鋁合金。降低Fe+Si含量可提高合金的斷裂韌性，其對Al-Cu-Mg合金和Al-Zn-Mg-Cu合金斷裂韌性的影響規(guī)律，分別如圖12和13所示[16，19]。

表6 7XXX和2XXX鋁合金中Fe，Si雜質含量不斷降低Table 6 Decreasing of Fe，Si impurities in Al alloys 7XXX and 2XXX

3.2 航空鋁合金材料的制備

航空鋁合金材料的制備技術與工藝涉及高品質錠坯的成形、材料的組織與性能調控以及產品尺寸、形狀精度與性能均勻性的控制。

3.2.1 高品質無裂紋大型錠坯的鑄造

高品質錠坯要求不得有明顯的疏松、氣孔，且氫與氧化夾雜含量低，晶粒細小。除氫含量需嚴格控制外，一些堿金屬Li，Na，K，堿土金屬Ca也要嚴格控制。無裂紋大型錠坯鑄造是大規(guī)格材料生產需要解決的第一個關鍵難題。高強鋁合金由于合金主元素(Zn，Mg，Cu等)含量、純度高，不僅在熔體中易產生偏析，難以分布均勻，且形核率降低，晶粒粗大;而且鑄錠尺寸大，收縮的熱應力大，容易開裂。高強鋁合金的結晶范圍較寬(可達180 K)[20]，非平衡凝固共晶開裂傾向較大，這對高Zn含量的7XXX(7050，7055)合金尤為突出。大型寬幅厚錠在鑄造過程中極易開裂，如圖14所示。扁錠較圓錠的鑄造難度更大。

圖14 高強鋁合金鑄錠裂紋Fig.14 Cracks in the ingot of a high strength Al alloy

為了能夠鑄造出高品質的大型無裂紋錠坯，研發(fā)了一系列的熔鑄技術，如熔體電磁攪拌(EMS)，電磁波、超聲波鑄造，低液位鑄造(LHC)，雙水腔雙射角結晶器鑄造，水簾微分精細調控冷卻鑄造，高剛度平臺鑄造及高精度液壓鑄造等。

EMS是通過在鋁熔池內產生電磁力攪動熔池內鋁熔體的流動，使熔體成分均勻，避免人工攪拌時鐵質工具產生污染。該技術不僅可有效地控制Fe雜質含量，而且還可減少鋁熔體表面氧化膜的破壞，降低合金元素的燒損和氫的溶入。采用EMS可將熔煉時間縮短約20%，能源消耗降低10%～15%，爐渣量減少20%～50%，扒渣時間縮短20% ～50%[21]。引入超聲外場、機械振動等也有利于鑄錠晶粒的細化和成分的均勻化。通過先進的在線除氣和過濾技術能很好地控制氫含量和夾雜含量，如除氣結合陶瓷過濾(SNIF)可使熔體中的氫含量控制在0.1 ml/100 g Al[22]。爐外在線處理的方法還有Alpur法、MINT法、RDU法、GBF法、LARS法等。針對不同的高強鋁合金，結晶器結構需特殊設計，包括材質、尺寸以及水冷精細控制等都很重要[23]。

鑄造大都采用液壓半連續(xù)鑄造機，其具有運行平穩(wěn)、自動化程度高、控制精度高等特點。鑄造過程的平穩(wěn)控制對大錠的成形非常關鍵。先進鋁加工廠通過計算機對鑄造溫度，鑄造速度，冷卻水的噴射角度、分布、流量和強度等工藝參數進行精細調控，可有效防止鑄錠開裂。并且，錠坯采用超聲探傷檢測夾雜物、裂紋、氣孔等缺陷。目前，國外可生產直徑達1 066.8 mm，質量達16 t的7050，7175和2219等鋁合金圓錠，以及4 368.8 mm×2 438.4mm×1 066.8 mm，重約32 t的2618合金扁錠。

3.2.2 航空鋁合金錠坯的均勻化

高強鋁合金鑄錠由于合金元素含量高，不均勻性和過飽和度大，故其鑄錠均勻化成為緊接熔鑄后的一道材料制備的關鍵工序。均勻化處理可使合金成分均勻分布，消除非平衡結晶低熔點相，球化硬質第二相(如含雜質Fe，Si的第二相粒子)、形成共格彌散相(如Al3Zr)為后續(xù)加工控制材料的晶粒結構、降低合金的淬火敏感性，提高材料的強韌性作組織準備。7XXX、2XXX合金鑄錠均勻化溫度的選擇及其對性能的影響與合金化元素、微合金化元素的種類與含量密切相關;鑄錠均勻化溫度影響彌散相粒子的尺寸與分布。在含鋯(鉻或錳)量較少的7XXX鋁合金中，鑄錠的高溫均勻化，有力于獲得高的力學性能[24]。但是，對7XXX(Al-Zn-Mg-Zr-Sc)合金的研究發(fā)現(xiàn)[25]，隨著均勻化溫度升高(475，485，495℃)，彌散相粒子的半徑r增大、體積分數φ與r的比值φ/r減小，如圖15所示，因此對晶界的釘扎作用Z=kγ(φ/r)降低，固溶后的再結晶分數增加，板材時效后拉伸性能下降，如圖16所示。

加熱速率也對彌散相粒子的析出、尺寸及分布影響很大。慢的加熱速率有利于彌散相粒子的細小均勻析出[26]，如圖17所示，以20℃/h升溫1933鋁合金時，合金基體中析出的Al3Zr粒子尺寸細小，分布均勻，這有利于后續(xù)加工及熱處理過程中晶粒組織的控制;而升溫速率為200℃/h時，基體中的彌散相粒子數量明顯減少。均勻化合金的組織影響淬火敏感性。7050合金經快速和慢速升溫均勻化之后，軋制板材空冷較水淬經時效后的硬度分別降低26.3%和21.8%，Al3Zr粒子析出最少的合金淬火敏感性最低[27]。

為優(yōu)化合金均勻化后彌散相粒子的分布，可采用先低溫后高溫的雙級均勻化工藝。圖18為單、雙級均勻化工藝對7050合金中Al3Zr彌散粒子析出的影響[28]。顯然，雙級均勻化后合金中的彌散相粒子分布更加均勻、細小。這是因為合金凝固后Zr元素的分布不均勻，導致均勻化過程中Al3Zr粒子的形核不均勻。若均勻化溫度太高，則Zr元素含量低的區(qū)域Al3Zr粒子難以形核，從而形成無沉淀析出區(qū);在后續(xù)的加工和熱處理過程中將難以起到阻礙大角度晶界遷移和抑制再結晶的作用。均勻化處理對7050合金固溶后再結晶分數的影響如圖19所示，2種均勻化條件下再結晶分數分別為30%和14%。顯然，分級均勻化形成的細小、彌散組織有利于抑制再結晶。

圖19 均勻化對7050鋁合金中再結晶的影響[28]:(a)單級均勻化，(b)雙級均勻化Fig.19 Effect of homogenization on the recrystallization in aluminum alloy 7050 by(a)single-and(b)duplex-homogenization[28]

鑄錠均勻化后冷卻速率影響合金的塑性變形行為[29]，快冷較慢冷可提高合金的強度或延伸率[30]。對7050合金研究發(fā)現(xiàn)[31－32]，鑄錠均勻化后冷卻速率(爐冷，空冷和水冷)決定合金熱軋和固溶處理后的再結晶分數。爐冷條件下的再結晶分數大，約70%，約是水淬條件(～38%)的2倍，如圖20所示。緩冷時有大量粗大第二相析出，軋制后有相當一部分殘留下來，成為再結晶核心(PSN機制)，且細小彌散相少，因而再結晶分數大;而快速冷卻時，粗大第二相少，細小彌散相多，再結晶被抑制。為最大程度地抑制再結晶，獲得高的力學性能，必須避免均勻化后冷卻時形成粗大第二相，因此，鑄錠均勻化后須以較快的速率冷卻，對7050鋁合金，冷卻速率需大于0.5℃/s[32]。

3.2.3 航空鋁合金錠坯的塑性變形

為提高鋁合金材料的性能及其均勻性，發(fā)展了強剪切變形軋制、強應變復合軋制等塑性變形技術。蛇(龍)形軋制技術借助工作輥水平錯開一定的距離及其產生的速度差，使板材產生劇烈的內剪切軋制變形，導致金屬表面質量、材料組織和晶粒取向很大的變化，從而使材料性能(如抗疲勞性能、抗彈性能)大幅度提高。多向鍛造復合軋制技術，使鋁合金反復多向壓縮后進行軋制強應變塑性變形，厚板芯部發(fā)生強烈塑性變形，形成均勻分布的微細組織，提高性能及其均勻性。

熱變形也是繼鑄錠均勻化后奠定合金組織基礎的材料制備工序。變形溫度、變形程度和變形速度影響最終材料的性能。終軋溫度控制合金的組織和性能[2，33]，終軋溫度高，合金易發(fā)生再結晶;終軋溫度低，形變儲能高，固溶時易發(fā)生再結晶。終軋溫度的制定要求合金在熱軋過程中盡量不發(fā)生再結晶，并且不破壞彌散相的共格界面結構，其還要結合固溶處理工藝，使合金固溶時也盡量不發(fā)生再結晶。

圖20 均勻化后冷卻速率對7050鋁合金板材再結晶的影響[32]:(a)水淬，(b)爐冷Fig.20 Effect of cooling rate of 7050 Al alloy sheet after homogenization on recrystallization[32]:(a)water-quenched to room temperature and(b)furnace-cooled to room temperature

變形程度對合金性能的影響，以B95合金的擠壓為例，如表 7 所示[24]。

表7 變形程度對B95合金擠壓棒材力學性能的影響[24]Table 7 Effect of deformation degree on mechanical properties of B95 extruded rod[24]

由表7可知，當擠壓變形程度增至75%時，合金的強度和塑性同時提高;而變形程度為53%時，擠壓棒材中有形變很小的粗大晶粒，在棒材中心區(qū)內仍保留有沿晶界分布剩余相的鑄造組織。隨著變形程度的增加，晶粒沿擠壓方向拉長，并變成細小的亞結構，形成強的＜111＞織構，導致性能的各向異性，這對一些橫向性能要求較高的大型型材影響很大。擠壓溫度和變形程度的影響取決于Mn，Cr和Zr微量元素。當B95合金中不含Mn，Cr時，變形程度從53%提高到95%對擠壓棒材的強度影響不大，但可大大提高合金塑性，如表8所示[24];當含少量 Mn，Cr和Zr時，高溫擠壓有利于提高合金的力學性能。然而，塑性變形卻可能提高合金的淬火敏感性[34]，而且變形程度越大，淬火敏感性越高。如對7050鋁合金的研究發(fā)現(xiàn)[35]，軋制變形量分別為0%、30%、50%和85%時，空冷較20℃水淬的試樣時效后，其硬度分別下降了4%、12%、28%和42%。變形速率也影響合金的淬火敏感性，如對7050鋁合金研究發(fā)現(xiàn)，軋制變形速率為5，8，15 s－1時，空冷較水淬的試樣時效后，其硬度分別下降了19.2%、22.1%和 36.9%[36]。

表8 變形程度對不含Mn和Cr的B95合金擠壓棒材性能的影響[24]Table 8 Effect of deformation degree on mechanical properties of the B95 extruded rods without Mn and Cr[24]

變形方式改變合金材料的織構。材料經軋制、擠壓、鍛造變形后的織構大不相同，因而各方向上性能的差異大，如強＜111＞擠壓織構較隨機織構使合金強度提高約20%[2]，擠壓件較軋制板材強度可高70 MPa。

合金需要經一定程度(一般大于75%)的塑性變形才能將鑄造組織變?yōu)樾巫兘M織。厚板的強應變變形可通過大道次壓下，多向鍛造+軋制復合變形來實現(xiàn)。板的軋制不僅要控制組織和織構，而且要控制板形、尺寸公差與表面質量。

寬厚板的軋制需要裝機水平較高的熱軋生產線。熱粗軋機的寬度一般在3 000 mm以上，有的達到了4 000 mm以上;軋機開口度達600～800 mm。目前世界上最寬、最大的熱粗軋機為美鋁公司達文波特軋制廠的5 588 mm寬熱粗軋機，采用了最先進的計算機控制系統(tǒng)，通過X射線測厚儀和全液壓系統(tǒng)自動控制調整輥縫、軋制力，可生產出大規(guī)格板材[22]。我國熱軋生產裝備和國外的先進水平逐漸在縮小，目前我國擁有先進的4 300，4 100和3 950 mm的熱粗軋機。

3.2.4 航空鋁合金材料的固溶、時效熱處理

固溶、時效熱處理是調控合金材料綜合性能的有效熱處理手段，一種新的熱處理技術的建立標示著一種新合金材料的產生。對于7XXX合金，人們最初只是單純的追求其高的靜強度，將合金處理至峰值時效狀態(tài)，如7075-T6。但在實際應用中發(fā)現(xiàn)7075-T6合金的應力腐蝕開裂傾向嚴重，極大阻礙了其廣泛的應用。為了解決7XXX合金的應力腐蝕易開裂問題，人們開發(fā)了T73，T74，T76等工藝，但材料卻以損失強度作為代價。并且，采用這些材料時，飛機的結構件不得不重新進行設計，因而導致結構件的質量相應增加，成本升高。T77工藝的成功研發(fā)極大地推動了7XXX合金的發(fā)展和應用，該工藝可使合金在保持T6態(tài)強度的同時獲得良好的耐腐蝕性能。7150-T77合金具有高的強度、耐久性和損傷容限特性;7055-T77合金的厚板和擠壓件的斷裂韌性、疲勞裂紋擴展能力與7150-T6相似，而強度較其還高10%，抗腐蝕性能與7075-T76相當，具有良好的綜合性能。對于2XXX合金，熱處理狀態(tài)主要有T4、T3X和T8X，其熱處理工藝的研發(fā)使合金具有良好的綜合性能，特別是提高了與損傷容限相關的性能。

3.2.4.1 固溶

固溶是高強鋁合金制備必經的熱處理工序。固溶處理的目的主要是將合金元素充分溶入到鋁基體中，以期在淬火后得到高過飽和度固溶體，為后續(xù)時效調控性能奠定基礎;但合金高溫固溶時往往會發(fā)生再結晶。合金元素的固溶程度、材料的再結晶程度及晶粒尺寸與取向與合金最終的強度、斷裂韌性、抗疲勞及抗應力腐蝕性能等密切相關[37－41]。

固溶溫度和時間是影響合金性能的2個關鍵的因素[42]。相對固溶時間，溫度影響更顯著。固溶溫度的升高使合金淬火后得到更高的溶質和空位濃度，有利于時效時沉淀相析出，提高合金的硬度及強度。由于合金中往往有一些低熔點共晶相的存在，固溶溫度必須嚴格控制，以防止局部過燒的出現(xiàn)。對于2XXX合金，固溶溫度往往與共晶熔化溫度很接近，因此，必須嚴格控制。

對于7XXX合金，采用分級強化固溶的方法不僅使合金元素達到充分固溶的效果，而且還可控制板材的組織。為減小合金表面和中心性能的差別，厚板橫截面溫度需盡量均勻;板材寬度和長度方向上，爐溫盡量保持一致，先進的輥底式空氣加熱噴淋淬火爐可將溫度精度控制在±1.5℃以內。

對7055鋁合金板材固溶的研究發(fā)現(xiàn)，采用分級固溶可促進結晶相的溶解和再結晶的控制，提高合金的時效力學性能[43]。如圖21和表9所示，采用分級固溶不僅降低合金的再結晶程度，而且有利于合金元素更加充分地溶入基體之中。這是因為低溫促使合金回復的發(fā)生，降低了再結晶的驅動力PD，高溫增加基體中的溶質原子濃度，加大對晶界的拖拽力Psol，降低晶界的遷移率[44]，這2方面都增加了再結晶的阻力。同時溫度升高，增加合金元素的固溶度，有利于可溶第二相的充分溶解和時效亞穩(wěn)相的析出，提高力學性能。并且，由于未溶相界面的減少，降低了合金淬火敏感性。如采用末端淬火方法對7050鋁合金的研究表明[45]，固溶溫度從475℃提高至490℃時，其淬透層深度從約55 mm提高至75 mm，淬透深度增加約36%。

表9 分級固溶提高7055鋁合金板材拉伸性能[43]Table 9 Improvement of tensile properties of Al alloy 7055 sheet by stepped solution-treatment[43]

固溶時間也是必須要控制的一個參數，因為過長的時間不僅對于提高已達到平衡濃度的合金中溶質原子的固溶沒有影響，反而增加再結晶程度或導致晶粒長大和粗化，同時還增加合金的氧化和起泡程度，顯著降低合金的性能。

3.2.4.2 淬火

圖21 分級固溶減少7055鋁合金板材再結晶分數[43]:(a)470℃/30 min(b)450℃/1.5 h+485℃/40 minFig.21 Decreasing of recrystallization fraction in Al alloy 7055 plate by stepped solution-treatment[43]

淬火是時效前材料制備的重要工序[46]，淬火轉移時間和淬火速率是需控制的工藝參數。板材經固溶后，轉移至淬火槽中淬火，其中的間隔時間為淬火轉移時間，操作上往往難以控制。太長的轉移時間往往會導致合金力學性能和腐蝕性能的下降。輥底式噴淋淬火技術基本解決了中厚板淬火轉移時間問題。高強鋁合金都存在一定的淬火敏感性，即淬火速率太小會導致合金性能的下降[47－49]。例如，淬火速率降低時，2024-T3和7075-T6合金晶間腐蝕敏感性增加;7X50-W態(tài)產品晶間腐蝕敏感性也增加，在淬火和時效之間的停放時間內發(fā)生晶間腐蝕。為了獲得高的時效強化效果，淬火速率越快越好。但是，快速冷卻不均勻淬火會使薄板畸變[50](圖22a)、厚截面產品會產生大的殘余應力，如大鍛件在20℃水中淬火時可產生高達200 MPa的殘余應力[51－52]，導致產品的變形、翹曲，如圖23所示，嚴重時發(fā)生開裂[53]。在實際生產中為了控制并減小殘余應力，可采用沸水等介質進行淬火以適當降低表面淬火速率[54]，減少殘余應力。

對于大尺寸截面鋁材和構件，如(超)厚板、鍛件，其中心部分淬火時難以獲得足夠大的冷卻速率，往往導致合金性能下降，這對淬火敏感性大的一些7XXX合金尤為突出。所以，如何優(yōu)化淬火工藝使合金的性能均勻是非常值得研究的課題。通過選擇合適的淬火介質和淬火溫度，控制冷卻過程，可實現(xiàn)良好的淬火效果。采用多聚物溶液進行淬火能減小產品的翹曲和變形，獲得較好的板形，如圖22b所示[50]。

淬火工藝的優(yōu)化基于對時間－溫度－性能(TTP)曲線的研究，可得到合金的淬火敏感溫度區(qū)間和臨界最低冷卻速率。圖 24給出了 7075、7175、7050、7010、7055、7085和 1933等一些 7XXX系合金的 TTP曲線[9，55－61]。從圖24中可以看出，這些合金的 TTP曲線的淬火敏感溫度區(qū)間在200～420℃，鼻尖溫度為295～355℃，因此在淬火過程中需快速冷卻通過淬火敏感溫度區(qū)間。利用合金的TTP曲線，通過淬火因子分析(Quench Factor Analysis，QFA)可預測冷卻速率對時效后性能下降程度的影響，如圖25所示，并確定合金淬火時的臨界冷卻速度[9]，為淬火介質的選擇、淬火工藝的制定和優(yōu)化提供依據，使厚截面材料既能獲得高的力學性能又有低的殘余應力[56，62－63]。

淬火前的溫度越高，此時合金的屈服強度越低，很小的熱應力即可引起塑性變形。合金在淬火的初始階段溫度梯度最大，最易產生變形和大的殘余應力。7055鋁合金較佳的淬火制度為:快速冷卻通過敏感溫度區(qū)間(210～420℃)，而在高溫度區(qū)間可以適當減小冷卻速率，如圖26所示[55]。這可以通過選擇合適的淬火介質或控制噴淋淬火速率來實現(xiàn)。通過輥底式噴淋淬火技術，對固溶后的板材上下表面同時進行噴淋冷卻，選擇淬火介質和淬火溫度、調控噴淋速度以獲得高過飽和度固溶體，并且盡量減少板材的熱應力，使組織均勻，表面質量將更好[64]。

圖26 7055鋁合金優(yōu)化的淬火冷卻曲線[55]Fig.26 Optimal cooling curve for 7055 Al alloy[55]

因為飛機結構件加工時對板材的平直度要求非常高，高強鋁合金厚板淬火后必須進行矯直或拉伸，以減少切削加工量，方便表面處理，降低生產成本。板材預拉伸可大幅度消減殘余應力。殘余應力的存在會導致板材機加工時的變形，并降低抗應力腐蝕性能，嚴重時可能導致產品的報廢。因此高強鋁合金厚板的預拉伸是一個重要的制備工序。航空鋁合金材料生產企業(yè)普遍對軋制中厚板進行1%～3.5%預拉伸變形，以達到大幅消減殘余應力的目的[65]。

3.2.4.3 時效

時效是決定高強鋁合金材料性能的最后一道熱處理關鍵工序。鋁合金時效是一個非常復雜的相變過程，受溫度、時間和冷變形的控制。合金時效后會析出大量納米原子團簇和強化亞穩(wěn)相。2XXX合金常用的是自然時效T3X，T4和人工時效T8X態(tài);7XXX系鋁合金常用的是人工時效T6，T73，T74，T76和T77態(tài)。2XXX合金中的強化相按成分和熱處理狀態(tài)不同而有很大差別，如2X24-T3/T4態(tài)合金中主要為GP區(qū)，2X24-T6/T8合金中主要為S'相，2X19-T8合金中主要為θ'相。7XXX合金起強化作用的主要有GP區(qū)、η'相和η相。7X75-T6，7150-T6合金中主要為η'相;7150-T77和7055-T77合金中主要為η'相和η相。Al-Li合金如2090-T8合金中主要有 T1(Al2CuLi)相，θ'相和 δ'(Al3Li)相，8090-T8，T7 合金中主要為S'相和δ'(Al3Li)相。圖27中給出了典型合金7055-T77和2524-T351合金相的TEM組織觀察[66－67]。

圖 27 (a)7055-T77 和(b)2524-T351 的 TEM 照片[66－67]Fig.27 TEM micrographs of(a)7055－T77 and(b)2524－ T351[66－67]

很多情況下，為了提高合金材料某性能須犧牲其它的性能。2024合金在T8態(tài)抗晶間腐蝕能力較好，但斷裂韌性和抗疲勞裂紋擴展能力比2024-T3差[2]。過時效至T76，T74和T73雖可顯著改善7XXX合金的應力腐蝕抗力，但強度往往降低5%～20%。T77狀態(tài)可提供良好的應力腐蝕抗力且不損失強度，7055、7150鋁合金板材和擠壓件大都以T77態(tài)提供[2]?；诨貧w再時效(RRA)處理的T77工藝包括三級時效處理，如圖28所示，其對合金性能的影響如圖29所示[68]。通過選擇合適的回歸溫度、升溫速率和降溫速率以及回歸時間可以達到合金力學性能和抗應力腐蝕性能的良好匹配。

回歸對7050鋁合金微觀組織、力學性能和耐蝕性能的影響規(guī)律和機理的研究表明[69]，加熱速率為57℃/min及回歸后冷卻速率為17℃/min時，合金具有最佳的強度和抗應力腐蝕性能的匹配。合金回歸處理時的升溫速率可以不同，回歸后可采用水淬或空冷，但其總的時間必須控制能夠達到相同的時效效果，因此三級“時效－回歸－再時效”的RRA處理制度可以連續(xù)地進行。7075-T6511、7075-RRA和7075-T73511三種狀態(tài)的7075合金的硬度、電導率和剝落腐蝕評定如表10所示[70]。由此可知，RRA處理后合金的硬度接近T6511態(tài)的，但抗腐蝕性能接近T73511。RRA處理對7075合金組織的影響如圖30所示。RRA合金基體中仍是均勻、細小彌散的析出強化相，而晶界相發(fā)生粗化、間距變大，與T73態(tài)的相似，這也是合金具有T6態(tài)強度和T73態(tài)耐腐蝕性能的原因。

表10 不同時效狀態(tài)的7075鋁合金性能[70]Table 10 Properties of Al alloy 7075 in different tempers[70]

基于RRA的T77技術可使7XXX合金同時具有高強度和高抗應力腐蝕性能，一般要求合金回歸處理后進行快速冷卻，然后進行再時效。但是對于厚板往往難以實現(xiàn)?；貧w加熱使厚板表層溫度達到回歸溫度時，但中心部分溫度還較低，從而導致表層和中心的組織和性能的差別。厚板的回歸處理溫度、時間，回歸加熱速率和回歸后的冷卻速率都需根據組織的變化進行設計和嚴格控制。目前先進水平是將RRA工藝連續(xù)進行(積分時效)，采用的回歸溫度較低以防止局部發(fā)生過時效。為保證合金組織和性能沿厚向的均勻性，整個過程采用計算機控制，并且在線測試合金的電導率，隨時可對溫度、時間進行調控。

保證合金高強耐蝕的根本就是調控晶界和晶內的析出相狀態(tài)。晶界第二相的不連續(xù)分布有利于抗應力腐蝕性能的提高。由于晶界的能量較高，第二相易形核析出，在實際處理過程中，若能首先控制第二相只在晶界上析出而不在晶內析出，則可調控晶界第二相的分布而基本不改變晶內的析出狀態(tài)，從而保證合金具有高強度的同時提高抗應力腐蝕性能[71]。高溫預析出處理可達到這樣的目的，其原理如圖31所示。該原理應用于7A55合金板材時發(fā)現(xiàn)，晶界第二相呈明顯的不連續(xù)分布，如圖 32 所示[72]。

圖30 7075鋁合金的TEM形貌[70]:(a)T6511，(b)RRA，(c)T73511(箭頭所指為η'相)Fig.30 TEM micrographs of Al alloy 7075[70]:(a)T6511，(b)RRA，and(c)T73511(η'phase denoted by arrows)

圖31 7XXX鋁合金高溫預析出原理示意圖:(a)相圖，(b)工藝過程示意Fig.31 Schematic of principle of high temperature pre-precipitation for Al alloy 7XXX:(a)phase diagram and(b)schematic of processing

圖32 高溫預析出使7A55鋁合金產生晶界不連續(xù)相分布[72]:(a)450℃/30 min+480℃/30 min，(b)450℃/30 min+480℃/30 min+400℃/30 minFig.32 Discontinuous particles at grain boundaries in Al alloy 7A55 formed by high temperature pre-precipitation[72]

4 結 語

縱觀鋁合金隨飛機設計要求的提高不斷發(fā)展的科學原理和材料制備技術，發(fā)展新一代鋁合金、提升其材料的服役性能仍有很大的空間。為適應航空業(yè)的發(fā)展，鋁合金材料除提升綜合性能外，還需要將材料的研制和構件的成型制備結合起來研究，研究材料高性能成型原理及構件一體化制備的先進技術，如蠕變時效成形、疊層復合、局部選擇性增強等。實踐表明，發(fā)展這些新技術不僅可充分利用材料的性能，提高材料的利用率，而且也將大幅度提高構件的可靠性和降低制造成本。雖應用于先進飛機會受到復合材料、鈦合金材料等其他材料應用的激烈競爭，但鋁合金材料仍有很強的競爭力，在未來仍會是大型商業(yè)飛機的主體結構材料。

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