超高強(qiáng)Al-Zn-Mg-Cu合金研究綜述

范才河 李彝會(huì)

胡澤藝1 沈 彤1

何文靜1

1. 湖南工業(yè)大學(xué)

材料與先進(jìn)制造學(xué)院

湖南 株洲 412007

2. 安徽建業(yè)科技有限公司

研發(fā)中心

安徽 淮北 235000

3. 湖南工業(yè)大學(xué)

包裝與材料工程學(xué)院

湖南 株洲 412007

0 引言

超高強(qiáng)Al-Zn-Mg-Cu合金（7×××系）具有密度低、強(qiáng)度高和熱加工性能好等優(yōu)點(diǎn)，已被廣泛應(yīng)用于航空航天和軌道交通等領(lǐng)域[1-5]。尤其在航空工業(yè)中占有非常重要的地位，是航空工業(yè)的主要結(jié)構(gòu)材料之一。目前，世界各國飛機(jī)上的鋁合金已經(jīng)占到結(jié)構(gòu)材料質(zhì)量的70%～80%，其中大部分是超高強(qiáng)Al-Zn-Mg-Cu合金[6]。隨著國民經(jīng)濟(jì)和國防建設(shè)的發(fā)展，對(duì)Al-Zn-Mg-Cu合金的性能提出了更高的要求。由于超高強(qiáng)Al-Zn-Mg-Cu合金具有極其優(yōu)良的綜合力學(xué)性能，世界各國都非常重視對(duì)它的研究。

當(dāng)前，通過提高Zn含量同時(shí)降低雜質(zhì)元素的含量來提升Al-Zn-Mg-Cu合金的性能，已經(jīng)成為研究者們的共識(shí)。但是Zn含量的提升容易導(dǎo)致嚴(yán)重的宏觀偏析、顯微組織粗化和裂紋問題[7-8]。為解決上述問題，可采用快速凝固/粉末冶金、噴射成形和微/納米晶細(xì)化等技術(shù)來生產(chǎn)高溶質(zhì)（主要是Zn元素）的超高強(qiáng)Al-Zn-Mg-Cu合金。同時(shí)，研究者們也致力于研究超高強(qiáng)Al-Zn-Mg-Cu合金的均勻化、固溶、時(shí)效和形變熱處理工藝，以求達(dá)到強(qiáng)度和耐腐蝕性能的高度匹配?；诖?，本文綜述了超高強(qiáng)Al-Zn-Mg-Cu合金的成分設(shè)計(jì)思路，概述了制備技術(shù)和熱處理方面的研究成果，展望了高Zn含量超高強(qiáng)Al-Zn-Mg-Cu合金的發(fā)展前景，以期為相關(guān)工程材料的設(shè)計(jì)研發(fā)提供有益的參考。

1 超高強(qiáng)Al-Zn-Mg-Cu合金的元素構(gòu)成及合金化機(jī)理

1.1 主合金元素

1.1.1 Zn和Mg

在超高強(qiáng)Al-Zn-Mg-Cu合金中，Zn和Mg元素被認(rèn)為是最主要的強(qiáng)化元素。Zn和Mg在合金中形成沉淀強(qiáng)化相η（MgZn2）和T（Al2Mg3Zn3）相[9-10]，這兩種相在Al基體中具有較大的固溶度，并且固溶程度會(huì)隨著溫度的升降而發(fā)生急劇變化。例如MgZn2相在共晶溫度下的固溶度可以達(dá)到28%，而在室溫下僅為4%～5%，因而η相和T相具有很強(qiáng)的時(shí)效強(qiáng)化效果[11]。

Zn/Mg的質(zhì)量比對(duì)超高強(qiáng)Al-Zn-Mg-Cu合金的強(qiáng)度和抗應(yīng)力腐蝕能力有顯著影響[12]。劉勝膽等[13]發(fā)現(xiàn)，增大m(Zn)/m(Mg)的比值可以彌補(bǔ)合金慢冷試樣中空位濃度降低的不利影響，促使MgZn2沉淀強(qiáng)化相的均勻形核析出，提高強(qiáng)化效果。W. Gruhl[14]提出，當(dāng)Zn/Mg的質(zhì)量比在2.7～2.9范圍內(nèi)，即Zn/Mg質(zhì)量比接近T相中Zn/Mg的質(zhì)量比（2.71）時(shí)，鋁合金的綜合性能最佳。另有學(xué)者認(rèn)為，當(dāng)Zn/Mg的質(zhì)量比約為3.5時(shí)，鋁合金的綜合性能會(huì)更優(yōu)[15]。然而，在不降低Mg和Cu含量的情況下增加Zn的含量，當(dāng)Zn的質(zhì)量分?jǐn)?shù)高于7%時(shí)，合金中難熔解的結(jié)晶相數(shù)量會(huì)極速增多，導(dǎo)致與韌性相關(guān)的性能顯著降低，并且抗腐蝕性能也會(huì)惡化[16]。因此，合理調(diào)控Zn、Mg元素的含量以及Zn/Mg的質(zhì)量比才能得到性能優(yōu)良的合金。

1.1.2 Cu

Cu元素也是超高強(qiáng)Al-Zn-Mg-Cu合金中非常重要的合金元素。有文獻(xiàn)[17-19]表明，在低Zn-Mg含量的Al-Zn-Mg-Cu合金中，Cu含量的提高能有效增加析出物的數(shù)量，同時(shí)也會(huì)增強(qiáng)材料的屈服強(qiáng)度和耐腐蝕性。然而，在高Zn-Mg含量的Al-Zn-Mg-Cu合金中，Cu含量的改變對(duì)合金性能和晶界析出相成分的影響仍有待研究。

T. Marlaud 等[20]研究了 7150（Al-6.2Zn-2.3Mg-2.2Cu）、7449（Al-8.5Zn-2.2Mg-1.9Cu）和 PA（Al-10.3Zn-2Mg-1.6Cu）3種合金的析出相成分，發(fā)現(xiàn)在Cu含量最高的合金以及在最高溫度下進(jìn)行熱處理的合金中，析出相中的Cu含量較高。然而，T.Marlaud等只關(guān)注于析出相成分，并未對(duì)其性質(zhì)進(jìn)行研究。Dong P. X. 等[21]成功制得了高 Zn-Mg 含量的Al-9.3Zn-2.4Mg-xCu-Zr合金，并研究了Cu含量（質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.8%～2.2%）對(duì)合金組織和性能的影響。結(jié)果表明，在一定范圍內(nèi)（1.8%～2.2%)，隨著Cu含量的降低，合金的力學(xué)性能提高。這是因?yàn)镃u含量在此范圍內(nèi)的降低，導(dǎo)致殘余共晶相的體積分?jǐn)?shù)減少，而晶界析出相中的Cu含量保持不變。當(dāng)Cu的質(zhì)量分?jǐn)?shù)為1.5%時(shí)，合金的力學(xué)性能較佳：抗拉強(qiáng)度，屈服強(qiáng)度，延伸率分別為753 MPa，725 MPa和8.4%。

1.2 微量合金元素

隨著對(duì)超高強(qiáng)Al-Zn-Mg-Cu合金研究的深入，學(xué)者們發(fā)現(xiàn)，在制備合金時(shí)添加微量元素能改善合金的微觀組織，從而有效提高合金的綜合性能[22]。目前，常用的微量元素包括Sc、Cr、Mn、Ti、Zr、Ag、Li、Ni、Sn、Sr等[23]，其中 Sc元素是目前公認(rèn)的細(xì)化晶粒和抑制再結(jié)晶效果最好的微量元素[24-26]，但由于價(jià)格昂貴限制了其大規(guī)模的工業(yè)化應(yīng)用[27]。因此，研究人員開始致力于使用相對(duì)便宜的稀土元素替代Sc元素，這為探索新型超高強(qiáng)Al-Zn-Mg-Cu合金提供了新思路。

Wang M. 等[28]研究了 Cr和 Pr的復(fù)合添加對(duì) Al-Zn-Mg-Cu-Zr合金組織和力學(xué)性能的影響。發(fā)現(xiàn)Cr和Pr的加入可以形成納米級(jí)的Al3Zr（含Cr和Pr）和PrCr2Al20（含Zr）彌散相，這些彌散相可以有效抑制再結(jié)晶和亞晶粒長大，保留了以小角度晶界為主的回復(fù)組織。合金的化學(xué)成分和T6態(tài)的力學(xué)性能如表1[28]所示。由表1可知，添加微量的Cr和Pr元素后，AlZnMgCu-0.16Zr合金的抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度、延伸率和斷裂韌性都得到了不同程度的加強(qiáng)。

表1 合金的化學(xué)成分和力學(xué)性能Table 1 Composition and mechanical properties of alloy

Li J. H. 等[29]提出了一種基于 Kriging 模型改進(jìn)的有效全局優(yōu)化算法，并將其應(yīng)用于超高強(qiáng)Al-Zn-Mg-Cu合金的成分優(yōu)化，開發(fā)出了一種極限抗拉強(qiáng)度為950 MPa的超高強(qiáng)Al-Zn-Mg-Cu合金，合金成分為Al-6.49Zn-2.52Mg-1.92Cu-0.25Zr-0.07Ti-0.29Y。研究發(fā)現(xiàn)，在T6態(tài)合金中Al8Cu4Y相具有兩種不同的形態(tài)[29]（見圖1），分別為晶界上或晶界附近的不規(guī)則顆粒和沿Al8Cu4Y顆粒附近亞晶界的納米網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)，細(xì)小Al8Cu4Y顆?？梢苑€(wěn)定亞結(jié)構(gòu)并抑制再結(jié)晶晶粒的生長，這表明Y元素具有潛在的強(qiáng)化效應(yīng)，但 Li J. H. 等并未對(duì) Al8Cu4Y 納米網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)進(jìn)行更深入的研究。由于Al8Cu4Y網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)的形成與Al8Cu4Y顆粒密切相關(guān)，因此控制兩種結(jié)構(gòu)Al8Cu4Y相的比例以調(diào)配合金不同的性能應(yīng)該是可行的，這還有待進(jìn)一步研究。

圖1 Al8Cu4Y相的兩種不同形態(tài)Fig. 1 Two different morphologies of Al8Cu4Y

1.3 雜質(zhì)元素

Fe和Si是超高強(qiáng)Al-Zn-Mg-Cu合金中常見的雜質(zhì)元素，其在超高強(qiáng)Al-Zn-Mg-Cu合金中主要以Al7Cu2Fe、Al13Fe4（或 Al3Fe）和 Al8Fe2Si（或 α-AlFeSi）等雜質(zhì)相的形式存在[30]。這些相多數(shù)是尺寸大、熔點(diǎn)高的金屬間化合物，很難利用熱處理的方法進(jìn)行消除，經(jīng)熱變形加工后破碎拉伸形成的帶狀脆性組織極易成為裂紋源[31]。有文獻(xiàn)[32-33]表明，當(dāng)富Fe相和富Si相的尺寸減小到0.1 μm以下時(shí)，有利于合金的斷裂韌性和抗應(yīng)力腐蝕性能；而傳統(tǒng)變形工藝的變形量有限，很難使這些合金相的尺寸減到0.1 μm以下。因此，要嚴(yán)格控制Fe、Si元素在超高強(qiáng)Al-Zn-Mg-Cu合金中的含量，把控好原材料的品質(zhì)和熔煉鑄造工藝。

2 先進(jìn)制備技術(shù)

2.1 快速凝固/粉末冶金技術(shù)

快速凝固/粉末冶金工藝是應(yīng)用較早的超高強(qiáng)鋁合金制備技術(shù)[34]，在20世紀(jì)90年代，已有報(bào)道稱日本學(xué)者成功利用該技術(shù)制得了抗拉強(qiáng)度在700 MPa以上的超高強(qiáng)鋁合金，但由于合金粉末燒結(jié)困難，成本較高，因而未能獲得大規(guī)模的實(shí)際應(yīng)用[35]。

Ren J. 等[36]采用氣體霧化、預(yù)壓和熱擠壓相結(jié)合的改進(jìn)型粉末熱擠壓工藝，制備了超高強(qiáng)Al-Zn-Mg-Cu-Zr-Sc（7055）合金，在T6態(tài)的抗拉強(qiáng)度和延伸率分別達(dá)到了734 MPa和9.8%。這種技術(shù)具有制造大尺寸鋁合金板的能力，是制備超高強(qiáng)Al-Zn-Mg-Cu 合金較為理想的方式。Gao Y. Y. 等[37]通過燃燒合成和熱擠壓的方式制備了TiCx含量（體積分?jǐn)?shù)為20%～30%）不同的納米TiCx/Al-Zn-Mg-Cu合金材料，發(fā)現(xiàn)TiCx體積分?jǐn)?shù)為30%的TiCx/Al-Zn-Mg-Cu合金在T6態(tài)具有良好的綜合性能。在此基礎(chǔ)上，Yao X. H. 等[38]進(jìn)一步探討了納米 TiC 顆粒對(duì) 7085合金力學(xué)性能的影響，結(jié)果顯示隨著納米TiC顆粒的質(zhì)量分?jǐn)?shù)從0.1%增加到1.0%，T6態(tài)試樣的抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度先升高后降低。當(dāng)納米TiC的質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.5%時(shí)，試樣的抗拉強(qiáng)度達(dá)到最大值608 MPa。與未添加TiC的7085合金相比，合金的抗拉強(qiáng)度提高了 16%。Cheng J. F. 等[39]采用機(jī)械合金化和放電等離子燒結(jié)法制備了Al-7Zn-2.5Mg-2.5Cu合金，并研究了球磨時(shí)間對(duì)燒結(jié)樣品顯微組織和力學(xué)性能的影響。結(jié)果表明，隨著球磨時(shí)間的增加，Zn、Mg、Cu元素逐漸溶于Al基體中，并形成了微米級(jí)的Al2Cu相和納米級(jí)的MgZn2相。同時(shí)，放電等離子體燒結(jié)樣品的抗壓強(qiáng)度逐漸增加，30 h球磨制備的燒結(jié)試樣的抗壓強(qiáng)度達(dá)到了908 MPa。

2.2 噴射成形技術(shù)

噴射成形是一種先進(jìn)的快速凝固技術(shù)，已成功用于生產(chǎn)各種金屬合金和復(fù)合材料[40]。噴射成形可以提高合金元素的溶解度，有較高的冷卻速率（103～105K/s），可以促進(jìn)晶粒細(xì)化和組織均勻，消除或限制宏觀偏析[41]。與快速凝固/粉末冶金技術(shù)相比，噴射成形的復(fù)雜性較低，工藝中涉及的制造步驟較少，可以節(jié)省相當(dāng)多的經(jīng)濟(jì)成本[42]。因此，噴射成形技術(shù)非常適合于工業(yè)化生產(chǎn)高溶質(zhì)的Al-Zn-Mg-Cu合金。

A. Ditta等[43]利用噴射成形快速凝固技術(shù)制備了Al-11.3Zn-2.65Mg-1Cu合金，并研究了合金的微觀組織和力學(xué)性能。結(jié)果表明，經(jīng)人工時(shí)效至T6回火狀態(tài)，材料的屈服強(qiáng)度達(dá)到了807 MPa。這主要是由于噴射成形和最佳固溶處理的累積效應(yīng)，固溶合金的高過飽和度使基體大量析出亞穩(wěn)態(tài)相。Li H. C.等[44]通過噴射成形技術(shù)制備了具有不同Mg+Cu含量的Al-Zn-Mg-Cu合金，并對(duì)其力學(xué)性能進(jìn)行了研究。合金的化學(xué)成分如表2[44]所示，T6態(tài)合金的力學(xué)性能如圖2[44]所示。

表2 合金的化學(xué)成分Table 2 Chemical compositions of the alloys

由圖2可知，具有中等Mg+Cu含量的3#合金在T6處理后表現(xiàn)出了優(yōu)異的力學(xué)性能：極限抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度和延伸率分別達(dá)到了812 MPa、780 MPa和7.0%。他們認(rèn)為是Mg含量的增加提高了析出物的體積分?jǐn)?shù)，導(dǎo)致屈服強(qiáng)度提高和延伸率降低；相比之下，Cu對(duì)屈服強(qiáng)度的影響較小，但對(duì)保持合金在過時(shí)效狀態(tài)下的峰值強(qiáng)度有積極作用。

2.3 微/納米晶細(xì)化技術(shù)

制備微/納米晶超高強(qiáng)鋁合金最早采用的是低溫軋制和低溫球磨技術(shù)[45]。日本和美國分別報(bào)道過利用低溫軋制和低溫球磨技術(shù)制備微米級(jí)和納米級(jí)的鋁合金板材[46-47]，后來逐漸發(fā)展出大塑性變形方法制備超細(xì)晶鋁合金材料。有學(xué)者[48]采用大塑性變形的方式制備得到了超細(xì)晶7075合金，獲得的最?。▉啠┚Я３叽鐬?00 nm。通過此方法制備的鋁合金通常擁有較高的強(qiáng)度，但延伸率不高。為此，Chen X.等[49]通過交叉累積擠壓結(jié)合后續(xù)的時(shí)效處理制備超細(xì)晶Al-Zn-Mg-Cu合金，發(fā)現(xiàn)合金極限抗拉強(qiáng)度達(dá)到562 MPa的同時(shí)，還能保持21.5%的延伸率。類似地，Huo W. T.等[50]提出了一種基于形變強(qiáng)化析出和再結(jié)晶粒子激發(fā)形核思想的形變熱處理技術(shù)，制備高強(qiáng)高延伸率的AA7075合金，在熱軋總壓下率為85%的情況下，制備的加工板材晶粒尺寸可以達(dá)到到10 μm以下，T6態(tài)的材料延伸率可高達(dá)18.5%。

2.4 其他制備技術(shù)

除上述的先進(jìn)制備技術(shù)外，學(xué)者們還在實(shí)驗(yàn)室進(jìn)行著新的嘗試和開發(fā)。近年來涌現(xiàn)出了許多新的技術(shù)手段，這些制備技術(shù)為超高強(qiáng)Al-Zn-Mg-Cu合金性能的提升成為可能，為高強(qiáng)鋁合金的應(yīng)用開創(chuàng)更廣闊的前景。

Zuo J. R. 等[51]提出一種基于預(yù)變形、短時(shí)中間退火和終軋的改進(jìn)熱機(jī)械雙步熱軋工藝，用于制備細(xì)晶超高強(qiáng)Al-Zn-Mg-Cu合金，制得的合金由于晶粒細(xì)化和晶界析出不連續(xù)，晶粒結(jié)構(gòu)比常規(guī)熱軋樣品更細(xì)小、更均勻，具有更好的拉伸塑性和耐腐蝕性。Wang P. 等[52]通過選擇性激光熔化技術(shù)成功制備了一種高Zn含量的超高強(qiáng)Al-Zn-Mg-Cu合金，發(fā)現(xiàn)合成的鋁合金材料的硬度與均勻化處理后的鑄造樣品相似，T6態(tài)合金的硬度高于相應(yīng)的T6鑄造樣品，這主要是由于經(jīng)T6熱處理后，幾乎所有的η相均回溶于Al基體中。Chen C. G. 等[53]采用了一種改進(jìn)的粉末冶金技術(shù)成功制備了超高強(qiáng)Al-10Zn-3.5Mg-1.5Cu合金，并對(duì)其力學(xué)性能進(jìn)行了分析。結(jié)果顯示，由于晶粒細(xì)化、時(shí)效和彌散強(qiáng)化的綜合作用，合金經(jīng)熱擠壓和熱處理后的極限抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度和延伸率分別達(dá)到了 810 MPa、770 MPa和 8%。

3 超高強(qiáng)Al-Zn-Mg-Cu系高強(qiáng)鋁合金的熱處理技術(shù)

3.1 均勻化處理

鑄態(tài)超高強(qiáng)Al-Zn-Mg-Cu合金，在凝固過程中會(huì)產(chǎn)生嚴(yán)重的枝晶偏析、枝晶間非平衡相等缺陷[54]。均勻化就是在高溫下通過原子的擴(kuò)散來消除或減少實(shí)際結(jié)晶條件下的枝晶偏析、溶解非平衡相和沉淀過飽和元素，使溶質(zhì)的濃度更加均勻化[55]。目前，一級(jí)、二極和多級(jí)均勻化處理在超高強(qiáng)Al-Zn-Mg-Cu合金上的應(yīng)用較為廣泛[56]。Deng Y. 等[57]研究發(fā)現(xiàn)，400 ℃ /10 h+473 ℃ /24 h+485 ℃ /4 h 均勻化處理可使7050合金中的Al2MgCu相充分溶入基體。賈品峰等[58]研究對(duì)比了一級(jí)、二級(jí)和三級(jí)均勻化處理對(duì)7050合金組織及性能的影響，結(jié)果發(fā)現(xiàn)三級(jí)均勻化處理可以使第二相溶入基體中而不發(fā)生過燒。趙金國等[59]對(duì)合金元素添加和均勻化的綜合作用進(jìn)行了研究，結(jié)果表明，含Zr 7050合金的冷凝過程中，在約470 ℃時(shí)優(yōu)先析出的Al3Zr能促進(jìn)α-Al成核，有利于成長出細(xì)化的初晶α晶粒，起到晶粒細(xì)化的作用。

3.2 固溶處理

超高強(qiáng)Al-Zn-Mg-Cu合金固溶處理是為獲得高濃度的過飽和固溶體，同時(shí)改變合金過剩相的數(shù)量、晶粒尺寸與形態(tài)，為后續(xù)熱處理做準(zhǔn)備[55]。固溶處理制度的發(fā)展經(jīng)歷了單級(jí)固溶到復(fù)合固溶的過程[60]。常見的固溶強(qiáng)化有雙級(jí)固溶、強(qiáng)化固溶和高溫預(yù)析出[61]。

Han N. M. 等[62]在 7050 合金上進(jìn)行的實(shí)驗(yàn)表明，與單級(jí)固溶樣品相比，對(duì)樣品進(jìn)行雙級(jí)固溶處理可以使殘余相的溶解得到改善，強(qiáng)度和斷裂韌性更高。此外，Peng X. Y. 等[63]研究了強(qiáng)化固溶對(duì) 7050 合金力學(xué)性能的影響，其力學(xué)性能曲線如圖3所示。由圖3可見，非等溫時(shí)效后的多級(jí)強(qiáng)化固溶7050合金獲得了比單級(jí)固溶+非等溫時(shí)效更高的抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度。高溫預(yù)析出處理是在極限固溶溫度保溫一定時(shí)間后，直接降低到稍低于極限固溶溫度的某一溫度并保溫一定時(shí)間，再進(jìn)行淬火和時(shí)效處理[54]。有文獻(xiàn)表明[61]，高溫預(yù)析出能在晶界處提前析出過飽和固溶體，使合金獲得更好的抗腐蝕性能。但也有研究指出[64]，高溫預(yù)析出要求高溫且所需時(shí)間較長，而熱處理時(shí)間過長容易導(dǎo)致原析出相團(tuán)聚，形成大尺寸析出相，從而降低合金的性能。為此，Wang K. N.等[65]提出采用激光高溫預(yù)析出法來代替?zhèn)鹘y(tǒng)的高溫預(yù)析出法，并研究了激光高溫預(yù)析出對(duì)AA7075合金組織和力學(xué)性能的影響。研究發(fā)現(xiàn)，用1000 W激光處理后可獲得最佳的力學(xué)性能，在基質(zhì)中形成了更多的亞穩(wěn)態(tài)相，析出相分散在其中。

圖3 7050鋁合金在強(qiáng)化固溶、單級(jí)固溶+非等溫時(shí)效處理后的力學(xué)性能Fig. 3 Mechanical property curves of 7050 aluminum alloy after enhanced solution treatment(EST),single-stage solution treatment(SST) + non-isothermal aging

3.3 時(shí)效處理

獲得峰值強(qiáng)度最常規(guī)的時(shí)效處理方式是單級(jí)時(shí)效（T6），在T6峰值時(shí)效狀態(tài)下很容易獲得高強(qiáng)度，但是極易發(fā)生應(yīng)力腐蝕而開裂[66]。為了降低這種敏感性，可以進(jìn)行先低溫后高溫的雙級(jí)時(shí)效處理（T7x），但是會(huì)犧牲10%～15%的強(qiáng)度[67]。為避免強(qiáng)度損失，同時(shí)提高耐腐蝕性能，出現(xiàn)了回歸再時(shí)效（retrogression and re-aging，RRA）的處理方式。RRA處理可以在材料強(qiáng)度損失較小的情況下改善Al-Zn-Mg-Cu合金的抗應(yīng)力腐蝕性能[68]。RRA處理工藝如圖4[69]所示。由圖4可以看出，RRA處理工藝包含3個(gè)時(shí)效階段：1）將合金處理至T6峰值時(shí)效狀態(tài)的預(yù)時(shí)效熱處理；2）在高溫下對(duì)合金進(jìn)行短時(shí)間的處理，使預(yù)時(shí)效過程中形成的部分沉淀物重新溶解的回歸熱處理；3）合金在較低溫度下處理較長時(shí)間的再時(shí)效熱處理。M. Shakouri等[70]研究比較了RRA和T6峰值時(shí)效對(duì)Al-Zn-Mg-Cu合金力學(xué)性能和抗腐蝕性能的影響，發(fā)現(xiàn)RRA處理后試樣的強(qiáng)度和抗腐蝕性能均高于T6峰值時(shí)效態(tài)試樣。類似地，Lu J. T. 等[71]在實(shí)驗(yàn)中發(fā)現(xiàn)，相較于 T73 熱處理工藝，經(jīng)RRA處理后，合金在保持較高延伸率的條件下，抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度均得到了回升。

圖4 RRA處理工藝示意圖Fig. 4 Schematic diagram of RRA treatment process

3.4 形變熱處理

在制備超高強(qiáng)Al-Zn-Mg-Cu合金的過程中，強(qiáng)度、韌性、抗腐蝕性能通常不能兼顧。有研究指出，由固溶-冷軋-時(shí)效組成的形變熱處理（thermo-mechanical treatment，TMT）能有效提高鋁合金的位錯(cuò)密度和細(xì)化晶粒尺寸[72-73]，有望實(shí)現(xiàn)高強(qiáng)、高韌和高抗腐蝕性Al-Zn-Mg-Cu合金的制備。但由于Al-Zn-Mg-Cu合金存在高層錯(cuò)能，使用傳統(tǒng)的TMT無法獲得超細(xì)晶組織（晶粒尺寸d＜30 μm）[74]。近年來，出現(xiàn)了一些改進(jìn)的形變熱處理方法。

Chen Z. G. 等[75]提出了一種新型形變熱處理（novel thermo-mechanical treatment，NTMT：固溶、熱軋、淬火、預(yù)時(shí)效、冷軋、最終時(shí)效）來制備Al-Zn-Mg-Cu合金，并研究了合金的力學(xué)性能和涉及的機(jī)制。結(jié)果表明，NTMT在Al-Zn-Mg-Cu合金中實(shí)現(xiàn)了強(qiáng)度、韌性和抗腐蝕性能的良好結(jié)合。NTMT試樣強(qiáng)度的提高是位錯(cuò)強(qiáng)化、納米析出、紋理構(gòu)型和共簇強(qiáng)化協(xié)同作用的結(jié)果。Zuo J. R. 等[74]設(shè)計(jì)了一種新的短循環(huán)形變熱處理（double-stage rolling thermo-mechanical treatment，DRTMT）， 用 于 生 產(chǎn)7055合金。由于合金在DRTMT過程中大多在相對(duì)較高的溫度下變形，屈服強(qiáng)度較低，成形能力較好。與傳統(tǒng)的TMT相比，DRTMT具有更高的效率、更節(jié)能也更省時(shí)。

4 高Zn含量超高強(qiáng)Al-Zn-Mg-Cu合金研究現(xiàn)狀

超高強(qiáng)Al-Zn-Mg-Cu合金的發(fā)展與航空航天事業(yè)密切相關(guān)。目前，應(yīng)用于航空航天領(lǐng)域的Al-Zn-Mg-Cu合金材料中Zn的質(zhì)量分?jǐn)?shù)為5%～9%[76]。有研究指出，合金的強(qiáng)度隨著析出相體積分?jǐn)?shù)的變化而變動(dòng)，而析出相體積分?jǐn)?shù)主要受Zn含量的影響[43]。Sharma M. M. 等[77]對(duì)不同 Zn 含量的噴射成型 Al-Zn-Mg-Cu合金進(jìn)行了比較，結(jié)果顯示，隨著Zn含量的上升，析出相體積分?jǐn)?shù)會(huì)相應(yīng)增大。類似地，Chen Z. Y. 等[78]對(duì)通過半連續(xù)鑄造技術(shù)生產(chǎn)的 3 種不同Zn含量（質(zhì)量分?jǐn)?shù)為9%～11%）合金進(jìn)行了對(duì)比實(shí)驗(yàn)，發(fā)現(xiàn)Zn含量越高相應(yīng)的析出相體積分?jǐn)?shù)也越高。這表明，提高Al-Zn-Mg-Cu合金強(qiáng)度可以通過增加Zn含量的方式實(shí)現(xiàn)。

另有研究[79]顯示：超高強(qiáng)Al-Zn-Mg-Cu合金中的Zn的質(zhì)量分?jǐn)?shù)為9.5%～11.5%時(shí)，近似T6態(tài)下的合金強(qiáng)度可以突破 800 MPa。Chen Z. Y. 等[78]進(jìn)一步指出，隨著Zn的質(zhì)量分?jǐn)?shù)從9%增加到10%，超高強(qiáng)Al-Zn-Mg-Cu合金的強(qiáng)度會(huì)相應(yīng)地增加，當(dāng)Zn質(zhì)量分?jǐn)?shù)為10%～11%時(shí)，合金的強(qiáng)度基本保持不變。然而，隨著Zn含量的增加，超高強(qiáng)Al-Zn-Mg-Cu合金的成形性和可加工性會(huì)顯著降低[80-81]，從而限制了它的應(yīng)用。為了解決這一限制問題，通常選擇熱塑性變形來加工超高強(qiáng)Al-Zn-Mg-Cu合金，因?yàn)槌尚螠囟鹊奶岣哂兄谔岣咂溲由炻?。Tang J. 等[82]研究了Zn含量對(duì)超高強(qiáng)Al-Zn-Mg-Cu合金熱塑性變形過程中動(dòng)態(tài)軟化的影響，在變形溫度為300 ℃和400℃以及應(yīng)變速率為0.01 s-1和0.1 s-1的條件下，對(duì)Zn含量不同的超高強(qiáng)Al-Zn-Mg-Cu合金進(jìn)行了單軸熱擠壓實(shí)驗(yàn)。結(jié)果發(fā)現(xiàn)，隨著Zn含量的增加，變形初期的加工硬化行為加快，合金的峰值應(yīng)力和熱變形活化能先增大后減小。變形溫度為300 ℃時(shí)的動(dòng)態(tài)軟化過程增強(qiáng)，而在400 ℃時(shí)動(dòng)態(tài)軟化行為因Zn含量的增加而減緩。這為進(jìn)一步提升高Zn含量超高強(qiáng)Al-Zn-Mg-Cu合金的性能提供了新思路。

5 結(jié)語

超高強(qiáng)Al-Zn-Mg-Cu合金的發(fā)展趨勢(shì)是追求高強(qiáng)、高韌和抗腐蝕。其新型合金可以通過優(yōu)化合金配比和熔煉工藝、添加或替換新的合金元素、采用新的制備技術(shù)和熱處理工藝等途徑來開發(fā)。近年的研究方向概括為以下幾個(gè)方面。

1）合金的綜合力學(xué)性能主要受Zn/Mg質(zhì)量比的影響，但目前與最優(yōu)綜合力學(xué)性能相對(duì)應(yīng)的Zn/Mg質(zhì)量比的取值仍存在爭議。

2）微合金元素能有效提高合金的力學(xué)性能，將機(jī)器學(xué)習(xí)與超高強(qiáng)Al-Zn-Mg-Cu合金成分設(shè)計(jì)跨學(xué)科結(jié)合，以探索最佳的微合金化設(shè)計(jì)。

3）新的制備技術(shù)能夠細(xì)化晶粒、抑制偏析和促進(jìn)組織均勻，故而開發(fā)新的制備技術(shù)能有效改善超高強(qiáng)Al-Zn-Mg-Cu合金的力學(xué)性能。

4）通過熱處理調(diào)控析出相的形態(tài)和分布可以優(yōu)化超高強(qiáng)Al-Zn-Mg-Cu合金的力學(xué)性能。

然而，迄今關(guān)于高Zn含量超高強(qiáng)Al-Zn-Mg-Cu合金固溶機(jī)制、強(qiáng)化機(jī)理等尚不夠深入，熱塑性變形條件下高固溶Zn原子對(duì)組織和性能的影響機(jī)理還有待進(jìn)一步探索。對(duì)上述理論和機(jī)理的深入研究和探索，將有利于充分挖掘高Zn含量超高強(qiáng)Al-Zn-Mg-Cu合金的應(yīng)用潛能，探索出適合高Zn含量超高強(qiáng)Al-Zn-Mg-Cu合金的熱塑性變形工藝，從而開發(fā)出超高強(qiáng)高韌的先進(jìn)鋁合金材料。