航空鋁合金及其材料加工

張新明，劉勝膽

(中南大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，湖南長沙410083)

1 航空鋁合金材料的服役性能要求

飛機(jī)需要有高的運(yùn)輸效率和良好的飛行性能，因而要求結(jié)構(gòu)材料密度低，性能優(yōu)良，即高強(qiáng)、高韌、抗疲勞、耐腐蝕和高可焊等。飛機(jī)的設(shè)計(jì)思想已從最初的靜強(qiáng)度設(shè)計(jì)發(fā)展到安全壽命設(shè)計(jì)、安全壽命/破損安全設(shè)計(jì)、安全壽命/損傷容限設(shè)計(jì)和耐久性/損傷容限設(shè)計(jì)[1]。

靜強(qiáng)度設(shè)計(jì)主要考慮的是結(jié)構(gòu)在給定設(shè)計(jì)載荷作用下不發(fā)生破壞，以及經(jīng)使用載荷作用，卸載后無可見的永久變形。安全壽命設(shè)計(jì)主要出發(fā)點(diǎn)是認(rèn)為飛機(jī)結(jié)構(gòu)不存在缺陷和裂紋，使用至出現(xiàn)疲勞裂紋時(shí)的壽命為結(jié)構(gòu)的安全壽命。破損安全設(shè)計(jì)考慮結(jié)構(gòu)中不可避免的隱藏初始缺陷或使用過程中產(chǎn)生的疲勞裂紋，根據(jù)裂紋擴(kuò)展的速率，規(guī)定整體結(jié)構(gòu)仍能承受的外載荷，并且承載至下一次維修時(shí)能發(fā)現(xiàn)這些損傷和采取補(bǔ)救措施。損傷容限設(shè)計(jì)認(rèn)為有2類結(jié)構(gòu):①緩慢裂紋擴(kuò)展結(jié)構(gòu)。無止裂特性的單傳力途徑結(jié)構(gòu);裂紋在指定時(shí)間內(nèi)不允許發(fā)生不穩(wěn)定的快速擴(kuò)展。②破損安全結(jié)構(gòu)。多途徑傳力和有止裂特性的結(jié)構(gòu);裂紋不穩(wěn)定擴(kuò)展限制在局部范圍內(nèi)。安全壽命(疲勞)/損傷容限設(shè)計(jì)是用疲勞設(shè)計(jì)概念規(guī)定安全壽命，用損傷容限設(shè)計(jì)規(guī)定檢查間隔。耐久性/損傷容限設(shè)計(jì)要求使用壽命期內(nèi)不會(huì)產(chǎn)生疲勞、腐蝕和意外損傷災(zāi)難性破壞，并保證結(jié)構(gòu)具有良好的壽命特性和維修的經(jīng)濟(jì)性。耐久性確定經(jīng)濟(jì)壽命，損傷容限保證安全性。耐久性設(shè)計(jì)的基本要求如圖1所示[1]。

圖1 耐久性設(shè)計(jì)的基本要求[1]Fig.1 Basic requirements of durability design[1]

飛機(jī)提高航行速度產(chǎn)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(jī)蒙皮溫度的分布如圖2所示[1]。協(xié)和式飛機(jī)飛行速度為2.2 Ma時(shí)，頭部溫度可高至149℃。隨著溫度的提高，材料強(qiáng)度開始緩慢下降，高于某個(gè)溫度時(shí)急劇下降，國內(nèi)外一些結(jié)構(gòu)材料的拉伸強(qiáng)度隨溫度的變化如圖3所示[1]。對(duì)于殲擊機(jī)而言，雖然每次超音速飛行的時(shí)間不會(huì)太長，但是多次飛行產(chǎn)生的高溫累積作用達(dá)幾十或幾百小時(shí)，使材料性能下降，這是選材時(shí)必須考慮的。硬鋁合金的強(qiáng)化需要在一定溫度時(shí)效，但飛行溫度過高、時(shí)間過長可導(dǎo)致過時(shí)效的發(fā)生，材料強(qiáng)度降低。典型鋁合金熱暴露前后的室溫和高溫強(qiáng)度如圖4所示[1]。

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

飛機(jī)結(jié)構(gòu)設(shè)計(jì)思想的不斷發(fā)展對(duì)結(jié)構(gòu)材料的要求也從最初的單純追求高強(qiáng)度發(fā)展到高強(qiáng)、高韌，再到現(xiàn)在的高強(qiáng)、高韌、高耐蝕、抗疲勞等高綜合性能。飛機(jī)上的結(jié)構(gòu)件分主結(jié)構(gòu)件和次結(jié)構(gòu)件。主結(jié)構(gòu)件包括機(jī)身、機(jī)翼、尾翼和支撐結(jié)構(gòu)，它們承受不同的載荷，其失效關(guān)系到飛機(jī)的安全。根據(jù)飛機(jī)起飛、降落及飛行過程中的負(fù)荷情況，以及環(huán)境因素的影響，對(duì)不同部位結(jié)構(gòu)的材料服役性能要求不同，見圖5[2]。拉壓強(qiáng)度，疲勞，斷裂韌性等對(duì)于機(jī)身蒙皮、框架、桁條、機(jī)翼和尾翼等都是關(guān)鍵性能。對(duì)其他一些結(jié)構(gòu)，耐蝕性、模量和剪切強(qiáng)度也是關(guān)鍵性能。目前，商業(yè)飛機(jī)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(jī)制造商不得不對(duì)飛機(jī)結(jié)構(gòu)件的設(shè)計(jì)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(guān)注的方向。

隨著飛機(jī)的大型化，結(jié)構(gòu)件的尺寸相應(yīng)變大，而組裝構(gòu)件不斷減少，取而代之的是整體構(gòu)件。飛機(jī)的結(jié)構(gòu)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(duì)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(jī)主要結(jié)構(gòu)件對(duì)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(yīng)用挑戰(zhàn)

鋁通過添加鋅、鎂、銅、鋰等元素合金化后可以產(chǎn)生強(qiáng)韌化效果。高強(qiáng)鋁合金由于具有高的比強(qiáng)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(jì)30年代以來就被用作商業(yè)飛機(jī)的主要結(jié)構(gòu)材料。并且，鋁合金結(jié)構(gòu)具有易加工、維護(hù)技術(shù)比較成熟和成本較低等優(yōu)點(diǎn)，加上材料合金化與制備技術(shù)的不斷進(jìn)步保證了其在航空領(lǐng)域有很強(qiáng)的競爭力，在未來可能仍是飛機(jī)結(jié)構(gòu)的首選材料。鋁合金在一些商業(yè)飛機(jī)上的用量，如表1所示，已占整體結(jié)構(gòu)材料的70%～80%，但是，隨著飛機(jī)的改型或新型飛機(jī)的出現(xiàn)，鋁合金應(yīng)用受到復(fù)合材料、鈦合金等材料的應(yīng)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(jī)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(chǎn)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(jī)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(fù)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(jié)構(gòu)選材也發(fā)生很大變化，如波音787飛機(jī)主機(jī)身結(jié)構(gòu)中復(fù)合材料質(zhì)量比例高達(dá)50%，而鋁合金比例只占約20%。復(fù)合材料通常較鋁合金輕，不易產(chǎn)生疲勞和腐蝕，具有高比強(qiáng)度和易于設(shè)計(jì)的優(yōu)點(diǎn)，因此被波音787飛機(jī)采用。A380飛機(jī)機(jī)體結(jié)構(gòu)采用的復(fù)合材料比例約25%，鋁合金比例占60%。復(fù)合材料的大量應(yīng)用對(duì)高強(qiáng)鋁合金的發(fā)展提出了嚴(yán)峻挑戰(zhàn)。為了提高鋁合金在航空領(lǐng)域的競爭力，必須降低密度，大幅度提高材料強(qiáng)度和綜合性能，同時(shí)還要降低成本。

飛機(jī)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(chǎn)品有軋制板材、擠壓件和鍛件。2XXX合金的應(yīng)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(qiáng)度和抗應(yīng)力腐蝕性能。這2個(gè)系列的合金在飛機(jī)上的用量最大。6XXX和Al-Li合金的應(yīng)用近年來也有所增加，如采用6056-T78合金取代2024合金[3]。高強(qiáng)鋁合金典型的應(yīng)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(nèi)翼梁，如圖6所示[4]。飛機(jī)的不斷發(fā)展促使了鋁合金經(jīng)歷了高強(qiáng)、高強(qiáng)耐蝕、高強(qiáng)高韌、高強(qiáng)高損傷容限以及高強(qiáng)高淬透性階段的發(fā)展。高強(qiáng)鋁合金的屈服強(qiáng)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(qiáng)度提高的同時(shí)，斷裂韌性也有所提高，如圖8所示[3]。

表3 典型高強(qiáng)鋁合金在飛機(jī)上的應(yīng)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(nèi)翼梁[4]Fig.6 Wing beam inside the wing box machined with 7050 thick plate[4]

商業(yè)飛機(jī)上采用的較先進(jìn)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(qiáng)、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(chǔ)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(qiáng)韌性;2139-T8XX板材厚度可達(dá)152.4 mm，損傷容限性能優(yōu)于2XXX-T3XX;2050-T8板材，厚度可達(dá)152.4 mm，性能優(yōu)于7050-T7451，且密度更低，強(qiáng)度、韌性、疲勞裂紋擴(kuò)展抗力及耐熱性提高，替代7050合金可減輕5%;2198-T8X具有高強(qiáng)、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(qiáng)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(qiáng)度和良好的耐損傷性，產(chǎn)品的最大厚度已達(dá)300 mm;和7050-T7451/7010-T7651厚板相比，7085-T7651厚板的屈服強(qiáng)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(dāng)板材厚度從100 mm增至180 mm時(shí)，屈服強(qiáng)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(jī)的后翼梁，尺寸為6.4 m×1.9 m，質(zhì)量達(dá)3 900 kg，是至今最大的鋁合金飛機(jī)模鍛件。

鋁合金材料的大規(guī)格化也是提高競爭力的一個(gè)重要方面，尤其是高性能鋁合金厚板，因?yàn)楹癜蹇杉庸こ烧w構(gòu)件替代鉚接、焊接等裝配件，減小零件數(shù)，提高構(gòu)件的剛度和可靠性，減輕質(zhì)量，降低成本。高強(qiáng)鋁合金板材厚度已大于200 mm，甚至300 mm。生產(chǎn)要求厚板具有良好的淬透性，并保證低的殘余應(yīng)力。板厚度的增加加大了厚向性能均勻性調(diào)控和殘余應(yīng)力消減的難度，需要解決很多關(guān)鍵的制備技術(shù)難題，如高質(zhì)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(qiáng)應(yīng)變非動(dòng)態(tài)再結(jié)晶均勻變形軋制、無再結(jié)晶高溫固溶及高淬透高效淬火、殘余應(yīng)力有效消減預(yù)拉伸(壓縮)、晶界非連續(xù)析出積分時(shí)效等。

3 航空鋁合金材料的成分、組織與性能調(diào)控

高強(qiáng)鋁合金性能的提高是基于對(duì)成分、組織和性能關(guān)系理解的不斷深入和發(fā)展，以及相應(yīng)制備技術(shù)的開發(fā)。提高鋁合金性能主要基于合金的純化，組織的細(xì)化、均勻化和亞穩(wěn)化;主要技術(shù)途徑有調(diào)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(zhì)含量以及研發(fā)新的塑性變形及熱處理技術(shù)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(zhì)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(gòu)件的固溶及淬火、預(yù)拉伸(壓縮)和時(shí)效等。

3.1 航空鋁合金材料的成分設(shè)計(jì)

航空鋁合金主要是7XXX、2XXX合金。對(duì)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(qiáng)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(yīng)的屈服強(qiáng)度從500 MPa提高至約600 MPa以上。高強(qiáng)鋁合金中主元素的比例也會(huì)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(guān)[2]。一些典型高強(qiáng)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(xué)界面上析出的熱力學(xué)與動(dòng)力學(xué)過程，從而影響合金的強(qiáng)度、韌性和耐蝕性以及淬火敏感性。末端淬火實(shí)驗(yàn)表明[8]，Mg質(zhì)量分?jǐn)?shù)為1.0%，1.4%和2.0%時(shí)，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(duì)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(qiáng)度差別，如表5所示[10]。通過成分調(diào)整，雖然合金材料表層的強(qiáng)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(qiáng)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(zhì)，從而影響材料的性能。如對(duì)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(xì)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(zhì)量分?jǐn)?shù)，w/%)后，鑄態(tài)組織極大地被細(xì)化，晶粒尺寸從100～200 μm減小至10～20 μm，如圖9所示;時(shí)效強(qiáng)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(shí)的再結(jié)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(xué)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(dāng)Zr含量為0.1%時(shí)，合金具有最高的淬火敏感性，若此時(shí)經(jīng)空氣淬火，合金時(shí)效后的強(qiáng)度較水淬的低30%[18]。

圖9 微量元素對(duì)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(duì)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(duì)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(zhì)含量(如Fe和Si)不斷降低，控制越來越嚴(yán)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(guān)的性能，如斷裂韌性、疲勞及耐蝕性。

Fe，Si雜質(zhì)元素的存在往往導(dǎo)致硬脆粗大金屬間化合物的形成，其難以和基體協(xié)調(diào)一致塑性變形，容易產(chǎn)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(zhì)含量以減少粗大金屬間化合物的數(shù)量，減小其尺寸，或?qū)⑵淝蚧?，都可提高合金的斷裂韌性。基于這些研究結(jié)果，已開發(fā)了2324、2524和7175、7475和7050等系列高純高強(qiáng)鋁合金。降低Fe+Si含量可提高合金的斷裂韌性，其對(duì)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(zhì)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(shù)與工藝涉及高品質(zhì)錠坯的成形、材料的組織與性能調(diào)控以及產(chǎn)品尺寸、形狀精度與性能均勻性的控制。

3.2.1 高品質(zhì)無裂紋大型錠坯的鑄造

高品質(zhì)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(xì)小。除氫含量需嚴(yán)格控制外，一些堿金屬Li，Na，K，堿土金屬Ca也要嚴(yán)格控制。無裂紋大型錠坯鑄造是大規(guī)格材料生產(chǎn)需要解決的第一個(gè)關(guān)鍵難題。高強(qiáng)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(chǎn)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(yīng)力大，容易開裂。高強(qiáng)鋁合金的結(jié)晶范圍較寬(可達(dá)180 K)[20]，非平衡凝固共晶開裂傾向較大，這對(duì)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(qiáng)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(zhì)的大型無裂紋錠坯，研發(fā)了一系列的熔鑄技術(shù)，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(jié)晶器鑄造，水簾微分精細(xì)調(diào)控冷卻鑄造，高剛度平臺(tái)鑄造及高精度液壓鑄造等。

EMS是通過在鋁熔池內(nèi)產(chǎn)生電磁力攪動(dòng)熔池內(nèi)鋁熔體的流動(dòng)，使熔體成分均勻，避免人工攪拌時(shí)鐵質(zhì)工具產(chǎn)生污染。該技術(shù)不僅可有效地控制Fe雜質(zhì)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(shí)間縮短約20%，能源消耗降低10%～15%，爐渣量減少20%～50%，扒渣時(shí)間縮短20% ～50%[21]。引入超聲外場、機(jī)械振動(dòng)等也有利于鑄錠晶粒的細(xì)化和成分的均勻化。通過先進(jìn)的在線除氣和過濾技術(shù)能很好地控制氫含量和夾雜含量，如除氣結(jié)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(duì)不同的高強(qiáng)鋁合金，結(jié)晶器結(jié)構(gòu)需特殊設(shè)計(jì)，包括材質(zhì)、尺寸以及水冷精細(xì)控制等都很重要[23]。

鑄造大都采用液壓半連續(xù)鑄造機(jī)，其具有運(yùn)行平穩(wěn)、自動(dòng)化程度高、控制精度高等特點(diǎn)。鑄造過程的平穩(wěn)控制對(duì)大錠的成形非常關(guān)鍵。先進(jìn)鋁加工廠通過計(jì)算機(jī)對(duì)鑄造溫度，鑄造速度，冷卻水的噴射角度、分布、流量和強(qiáng)度等工藝參數(shù)進(jìn)行精細(xì)調(diào)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(chǎn)直徑達(dá)1 066.8 mm，質(zhì)量達(dá)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(qiáng)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(guān)鍵工序。均勻化處理可使合金成分均勻分布，消除非平衡結(jié)晶低熔點(diǎn)相，球化硬質(zhì)第二相(如含雜質(zhì)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(jié)構(gòu)、降低合金的淬火敏感性，提高材料的強(qiáng)韌性作組織準(zhǔn)備。7XXX、2XXX合金鑄錠均勻化溫度的選擇及其對(duì)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(guān);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(xué)性能[24]。但是，對(duì)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?jǐn)?shù)φ與r的比值φ/r減小，如圖15所示，因此對(duì)晶界的釘扎作用Z=kγ(φ/r)降低，固溶后的再結(jié)晶分?jǐn)?shù)增加，板材時(shí)效后拉伸性能下降，如圖16所示。

加熱速率也對(duì)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(xì)小均勻析出[26]，如圖17所示，以20℃/h升溫1933鋁合金時(shí)，合金基體中析出的Al3Zr粒子尺寸細(xì)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(shí)，基體中的彌散相粒子數(shù)量明顯減少。均勻化合金的組織影響淬火敏感性。7050合金經(jīng)快速和慢速升溫均勻化之后，軋制板材空冷較水淬經(jīng)時(shí)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(jí)均勻化工藝。圖18為單、雙級(jí)均勻化工藝對(duì)7050合金中Al3Zr彌散粒子析出的影響[28]。顯然，雙級(jí)均勻化后合金中的彌散相粒子分布更加均勻、細(xì)小。這是因?yàn)楹辖鹉毯骦r元素的分布不均勻，導(dǎo)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(jié)晶的作用。均勻化處理對(duì)7050合金固溶后再結(jié)晶分?jǐn)?shù)的影響如圖19所示，2種均勻化條件下再結(jié)晶分?jǐn)?shù)分別為30%和14%。顯然，分級(jí)均勻化形成的細(xì)小、彌散組織有利于抑制再結(jié)晶。

圖19 均勻化對(duì)7050鋁合金中再結(jié)晶的影響[28]:(a)單級(jí)均勻化，(b)雙級(jí)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(qiáng)度或延伸率[30]。對(duì)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(jié)晶分?jǐn)?shù)。爐冷條件下的再結(jié)晶分?jǐn)?shù)大，約70%，約是水淬條件(～38%)的2倍，如圖20所示。緩冷時(shí)有大量粗大第二相析出，軋制后有相當(dāng)一部分殘留下來，成為再結(jié)晶核心(PSN機(jī)制)，且細(xì)小彌散相少，因而再結(jié)晶分?jǐn)?shù)大;而快速冷卻時(shí)，粗大第二相少，細(xì)小彌散相多，再結(jié)晶被抑制。為最大程度地抑制再結(jié)晶，獲得高的力學(xué)性能，必須避免均勻化后冷卻時(shí)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(duì)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(qiáng)剪切變形軋制、強(qiáng)應(yīng)變復(fù)合軋制等塑性變形技術(shù)。蛇(龍)形軋制技術(shù)借助工作輥水平錯(cuò)開一定的距離及其產(chǎn)生的速度差，使板材產(chǎn)生劇烈的內(nèi)剪切軋制變形，導(dǎo)致金屬表面質(zhì)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(fù)合軋制技術(shù)，使鋁合金反復(fù)多向壓縮后進(jìn)行軋制強(qiáng)應(yīng)變塑性變形，厚板芯部發(fā)生強(qiáng)烈塑性變形，形成均勻分布的微細(xì)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(chǔ)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(jié)晶;終軋溫度低，形變儲(chǔ)能高，固溶時(shí)易發(fā)生再結(jié)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(jié)晶，并且不破壞彌散相的共格界面結(jié)構(gòu)，其還要結(jié)合固溶處理工藝，使合金固溶時(shí)也盡量不發(fā)生再結(jié)晶。

圖20 均勻化后冷卻速率對(duì)7050鋁合金板材再結(jié)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(duì)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(duì)B95合金擠壓棒材力學(xué)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(dāng)擠壓變形程度增至75%時(shí)，合金的強(qiáng)度和塑性同時(shí)提高;而變形程度為53%時(shí)，擠壓棒材中有形變很小的粗大晶粒，在棒材中心區(qū)內(nèi)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?cái)D壓方向拉長，并變成細(xì)小的亞結(jié)構(gòu)，形成強(qiáng)的＜111＞織構(gòu)，導(dǎo)致性能的各向異性，這對(duì)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(dāng)B95合金中不含Mn，Cr時(shí)，變形程度從53%提高到95%對(duì)擠壓棒材的強(qiáng)度影響不大，但可大大提高合金塑性，如表8所示[24];當(dāng)含少量 Mn，Cr和Zr時(shí)，高溫?cái)D壓有利于提高合金的力學(xué)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(duì)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(shí)，空冷較20℃水淬的試樣時(shí)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(duì)7050鋁合金研究發(fā)現(xiàn)，軋制變形速率為5，8，15 s－1時(shí)，空冷較水淬的試樣時(shí)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(duì)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(gòu)。材料經(jīng)軋制、擠壓、鍛造變形后的織構(gòu)大不相同，因而各方向上性能的差異大，如強(qiáng)＜111＞擠壓織構(gòu)較隨機(jī)織構(gòu)使合金強(qiáng)度提高約20%[2]，擠壓件較軋制板材強(qiáng)度可高70 MPa。

合金需要經(jīng)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(qiáng)應(yīng)變變形可通過大道次壓下，多向鍛造+軋制復(fù)合變形來實(shí)現(xiàn)。板的軋制不僅要控制組織和織構(gòu)，而且要控制板形、尺寸公差與表面質(zhì)量。

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

3.2.4 航空鋁合金材料的固溶、時(shí)效熱處理

固溶、時(shí)效熱處理是調(diào)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(shù)的建立標(biāo)示著一種新合金材料的產(chǎn)生。對(duì)于7XXX合金，人們最初只是單純的追求其高的靜強(qiáng)度，將合金處理至峰值時(shí)效狀態(tài)，如7075-T6。但在實(shí)際應(yīng)用中發(fā)現(xiàn)7075-T6合金的應(yīng)力腐蝕開裂傾向嚴(yán)重，極大阻礙了其廣泛的應(yīng)用。為了解決7XXX合金的應(yīng)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(qiáng)度作為代價(jià)。并且，采用這些材料時(shí)，飛機(jī)的結(jié)構(gòu)件不得不重新進(jìn)行設(shè)計(jì)，因而導(dǎo)致結(jié)構(gòu)件的質(zhì)量相應(yīng)增加，成本升高。T77工藝的成功研發(fā)極大地推動(dòng)了7XXX合金的發(fā)展和應(yīng)用，該工藝可使合金在保持T6態(tài)強(qiáng)度的同時(shí)獲得良好的耐腐蝕性能。7150-T77合金具有高的強(qiáng)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(kuò)展能力與7150-T6相似，而強(qiáng)度較其還高10%，抗腐蝕性能與7075-T76相當(dāng)，具有良好的綜合性能。對(duì)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(guān)的性能。

3.2.4.1 固溶

固溶是高強(qiáng)鋁合金制備必經(jīng)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(shí)效調(diào)控性能奠定基礎(chǔ);但合金高溫固溶時(shí)往往會(huì)發(fā)生再結(jié)晶。合金元素的固溶程度、材料的再結(jié)晶程度及晶粒尺寸與取向與合金最終的強(qiáng)度、斷裂韌性、抗疲勞及抗應(yīng)力腐蝕性能等密切相關(guān)[37－41]。

固溶溫度和時(shí)間是影響合金性能的2個(gè)關(guān)鍵的因素[42]。相對(duì)固溶時(shí)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(zhì)和空位濃度，有利于時(shí)效時(shí)沉淀相析出，提高合金的硬度及強(qiáng)度。由于合金中往往有一些低熔點(diǎn)共晶相的存在，固溶溫度必須嚴(yán)格控制，以防止局部過燒的出現(xiàn)。對(duì)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(yán)格控制。

對(duì)于7XXX合金，采用分級(jí)強(qiáng)化固溶的方法不僅使合金元素達(dá)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(jìn)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(nèi)。

對(duì)7055鋁合金板材固溶的研究發(fā)現(xiàn)，采用分級(jí)固溶可促進(jìn)結(jié)晶相的溶解和再結(jié)晶的控制，提高合金的時(shí)效力學(xué)性能[43]。如圖21和表9所示，采用分級(jí)固溶不僅降低合金的再結(jié)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?yàn)榈蜏卮偈购辖鸹貜?fù)的發(fā)生，降低了再結(jié)晶的驅(qū)動(dòng)力PD，高溫增加基體中的溶質(zhì)原子濃度，加大對(duì)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(jié)晶的阻力。同時(shí)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(shí)效亞穩(wěn)相的析出，提高力學(xué)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(duì)7050鋁合金的研究表明[45]，固溶溫度從475℃提高至490℃時(shí)，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(jí)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(shí)間也是必須要控制的一個(gè)參數(shù)，因?yàn)檫^長的時(shí)間不僅對(duì)于提高已達(dá)到平衡濃度的合金中溶質(zhì)原子的固溶沒有影響，反而增加再結(jié)晶程度或?qū)е戮ЯｉL大和粗化，同時(shí)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(jí)固溶減少7055鋁合金板材再結(jié)晶分?jǐn)?shù)[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(shí)效前材料制備的重要工序[46]，淬火轉(zhuǎn)移時(shí)間和淬火速率是需控制的工藝參數(shù)。板材經(jīng)固溶后，轉(zhuǎn)移至淬火槽中淬火，其中的間隔時(shí)間為淬火轉(zhuǎn)移時(shí)間，操作上往往難以控制。太長的轉(zhuǎn)移時(shí)間往往會(huì)導(dǎo)致合金力學(xué)性能和腐蝕性能的下降。輥底式噴淋淬火技術(shù)基本解決了中厚板淬火轉(zhuǎn)移時(shí)間問題。高強(qiáng)鋁合金都存在一定的淬火敏感性，即淬火速率太小會(huì)導(dǎo)致合金性能的下降[47－49]。例如，淬火速率降低時(shí)，2024-T3和7075-T6合金晶間腐蝕敏感性增加;7X50-W態(tài)產(chǎn)品晶間腐蝕敏感性也增加，在淬火和時(shí)效之間的停放時(shí)間內(nèi)發(fā)生晶間腐蝕。為了獲得高的時(shí)效強(qiáng)化效果，淬火速率越快越好。但是，快速冷卻不均勻淬火會(huì)使薄板畸變[50](圖22a)、厚截面產(chǎn)品會(huì)產(chǎn)生大的殘余應(yīng)力，如大鍛件在20℃水中淬火時(shí)可產(chǎn)生高達(dá)200 MPa的殘余應(yīng)力[51－52]，導(dǎo)致產(chǎn)品的變形、翹曲，如圖23所示，嚴(yán)重時(shí)發(fā)生開裂[53]。在實(shí)際生產(chǎn)中為了控制并減小殘余應(yīng)力，可采用沸水等介質(zhì)進(jìn)行淬火以適當(dāng)降低表面淬火速率[54]，減少殘余應(yīng)力。

對(duì)于大尺寸截面鋁材和構(gòu)件，如(超)厚板、鍛件，其中心部分淬火時(shí)難以獲得足夠大的冷卻速率，往往導(dǎo)致合金性能下降，這對(duì)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(zhì)和淬火溫度，控制冷卻過程，可實(shí)現(xiàn)良好的淬火效果。采用多聚物溶液進(jìn)行淬火能減小產(chǎn)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(duì)時(shí)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(yù)測冷卻速率對(duì)時(shí)效后性能下降程度的影響，如圖25所示，并確定合金淬火時(shí)的臨界冷卻速度[9]，為淬火介質(zhì)的選擇、淬火工藝的制定和優(yōu)化提供依據(jù)，使厚截面材料既能獲得高的力學(xué)性能又有低的殘余應(yīng)力[56，62－63]。

淬火前的溫度越高，此時(shí)合金的屈服強(qiáng)度越低，很小的熱應(yīng)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(chǎn)生變形和大的殘余應(yīng)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(dāng)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(zhì)或控制噴淋淬火速率來實(shí)現(xiàn)。通過輥底式噴淋淬火技術(shù)，對(duì)固溶后的板材上下表面同時(shí)進(jìn)行噴淋冷卻，選擇淬火介質(zhì)和淬火溫度、調(diào)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(yīng)力，使組織均勻，表面質(zhì)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?yàn)轱w機(jī)結(jié)構(gòu)件加工時(shí)對(duì)板材的平直度要求非常高，高強(qiáng)鋁合金厚板淬火后必須進(jìn)行矯直或拉伸，以減少切削加工量，方便表面處理，降低生產(chǎn)成本。板材預(yù)拉伸可大幅度消減殘余應(yīng)力。殘余應(yīng)力的存在會(huì)導(dǎo)致板材機(jī)加工時(shí)的變形，并降低抗應(yīng)力腐蝕性能，嚴(yán)重時(shí)可能導(dǎo)致產(chǎn)品的報(bào)廢。因此高強(qiáng)鋁合金厚板的預(yù)拉伸是一個(gè)重要的制備工序。航空鋁合金材料生產(chǎn)企業(yè)普遍對(duì)軋制中厚板進(jìn)行1%～3.5%預(yù)拉伸變形，以達(dá)到大幅消減殘余應(yīng)力的目的[65]。

3.2.4.3 時(shí)效

時(shí)效是決定高強(qiáng)鋁合金材料性能的最后一道熱處理關(guān)鍵工序。鋁合金時(shí)效是一個(gè)非常復(fù)雜的相變過程，受溫度、時(shí)間和冷變形的控制。合金時(shí)效后會(huì)析出大量納米原子團(tuán)簇和強(qiáng)化亞穩(wěn)相。2XXX合金常用的是自然時(shí)效T3X，T4和人工時(shí)效T8X態(tài);7XXX系鋁合金常用的是人工時(shí)效T6，T73，T74，T76和T77態(tài)。2XXX合金中的強(qiáng)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(qiáng)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(kuò)展能力比2024-T3差[2]。過時(shí)效至T76，T74和T73雖可顯著改善7XXX合金的應(yīng)力腐蝕抗力，但強(qiáng)度往往降低5%～20%。T77狀態(tài)可提供良好的應(yīng)力腐蝕抗力且不損失強(qiáng)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(shí)效(RRA)處理的T77工藝包括三級(jí)時(shí)效處理，如圖28所示，其對(duì)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(shí)間可以達(dá)到合金力學(xué)性能和抗應(yīng)力腐蝕性能的良好匹配。

回歸對(duì)7050鋁合金微觀組織、力學(xué)性能和耐蝕性能的影響規(guī)律和機(jī)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(shí)，合金具有最佳的強(qiáng)度和抗應(yīng)力腐蝕性能的匹配。合金回歸處理時(shí)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(shí)間必須控制能夠達(dá)到相同的時(shí)效效果，因此三級(jí)“時(shí)效－回歸－再時(shí)效”的RRA處理制度可以連續(xù)地進(jìn)行。7075-T6511、7075-RRA和7075-T73511三種狀態(tài)的7075合金的硬度、電導(dǎo)率和剝落腐蝕評(píng)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(duì)7075合金組織的影響如圖30所示。RRA合金基體中仍是均勻、細(xì)小彌散的析出強(qiáng)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(qiáng)度和T73態(tài)耐腐蝕性能的原因。

表10 不同時(shí)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(shù)可使7XXX合金同時(shí)具有高強(qiáng)度和高抗應(yīng)力腐蝕性能，一般要求合金回歸處理后進(jìn)行快速冷卻，然后進(jìn)行再時(shí)效。但是對(duì)于厚板往往難以實(shí)現(xiàn)?；貧w加熱使厚板表層溫度達(dá)到回歸溫度時(shí)，但中心部分溫度還較低，從而導(dǎo)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(shí)間，回歸加熱速率和回歸后的冷卻速率都需根據(jù)組織的變化進(jìn)行設(shè)計(jì)和嚴(yán)格控制。目前先進(jìn)水平是將RRA工藝連續(xù)進(jìn)行(積分時(shí)效)，采用的回歸溫度較低以防止局部發(fā)生過時(shí)效。為保證合金組織和性能沿厚向的均勻性，整個(gè)過程采用計(jì)算機(jī)控制，并且在線測試合金的電導(dǎo)率，隨時(shí)可對(duì)溫度、時(shí)間進(jìn)行調(diào)控。

保證合金高強(qiáng)耐蝕的根本就是調(diào)控晶界和晶內(nèi)的析出相狀態(tài)。晶界第二相的不連續(xù)分布有利于抗應(yīng)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(shí)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(nèi)析出，則可調(diào)控晶界第二相的分布而基本不改變晶內(nèi)的析出狀態(tài)，從而保證合金具有高強(qiáng)度的同時(shí)提高抗應(yīng)力腐蝕性能[71]。高溫預(yù)析出處理可達(dá)到這樣的目的，其原理如圖31所示。該原理應(yīng)用于7A55合金板材時(shí)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(yù)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(yù)析出使7A55鋁合金產(chǎn)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(jié) 語

縱觀鋁合金隨飛機(jī)設(shè)計(jì)要求的提高不斷發(fā)展的科學(xué)原理和材料制備技術(shù)，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(yīng)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(gòu)件的成型制備結(jié)合起來研究，研究材料高性能成型原理及構(gòu)件一體化制備的先進(jìn)技術(shù)，如蠕變時(shí)效成形、疊層復(fù)合、局部選擇性增強(qiáng)等。實(shí)踐表明，發(fā)展這些新技術(shù)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(gòu)件的可靠性和降低制造成本。雖應(yīng)用于先進(jìn)飛機(jī)會(huì)受到復(fù)合材料、鈦合金材料等其他材料應(yīng)用的激烈競爭，但鋁合金材料仍有很強(qiáng)的競爭力，在未來仍會(huì)是大型商業(yè)飛機(jī)的主體結(jié)構(gòu)材料。

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