牟 春，溫慶紅，林順巖，馮 旺，李 霜

（西南鋁業(yè)（集團(tuán)）有限責(zé)任公司，重慶401326）

0 前言

高強(qiáng)鋁合金是航空工業(yè)主要的結(jié)構(gòu)用材之一。隨著現(xiàn)代航空業(yè)的高速發(fā)展，要求航空結(jié)構(gòu)材料具有更高的強(qiáng)度、更好的斷裂韌性和更優(yōu)的抗應(yīng)力腐蝕開裂性能和抗疲勞性能。

國外鋁工業(yè)界不斷開發(fā)出性能優(yōu)異的新型鋁合金，7055（7A55）合金是目前變形鋁合金中強(qiáng)度最高的合金。20世紀(jì)80年代，美國Alcoa公司在7150合金的基礎(chǔ)上，通過提高Zn/Mg比值、進(jìn)一步降低Fe、Si、Mn等雜質(zhì)含量，成功開發(fā)了一種新型超高強(qiáng)7055合金，并研制出T77熱處理工藝，于1991年注冊，但具體的T77工藝專利技術(shù)高度保密。通過RRA熱處理工藝生產(chǎn)的7055-T77合金的強(qiáng)度比7150高10%，比7075高出30%；且其斷裂韌性較好，抗疲勞裂紋擴(kuò)展能力強(qiáng)。7055-T77合金在B777和A380等先進(jìn)民用飛機(jī)中獲得廣泛的應(yīng)用，如上翼蒙皮、水平尾翼、龍骨架、座軌和貨運(yùn)滑軌等。其中A380飛機(jī)的機(jī)翼上蒙皮由34 m長的7055-T7651厚板制造。國外已有擠壓態(tài)7055鋁合金的T76511、T74511熱處理工藝規(guī)程，但關(guān)于7A55鋁合金板材的T7651、T7451熱處理工藝卻未見公開報道。

國內(nèi)自上世紀(jì)90年代中后期著手該合金開發(fā)。近20年來，由東北輕合金有限責(zé)任公司牽頭，聯(lián)合西南鋁業(yè)（集團(tuán)）有限責(zé)任公司、中南大學(xué)、北京有色金屬研究總院等單位開展了較多關(guān)于7055合金的研究。其中，張新明課題組詳細(xì)研究了7055合金的均勻化制度和固溶處理制度，鄭子樵課題組在7055合金的常規(guī)RRA工藝、連續(xù)RRA工藝和雙級時效工藝方面進(jìn)行了大量的研究。目前我國在這類超高強(qiáng)度鋁合金的工業(yè)化生產(chǎn)方面存在批量穩(wěn)定性差的問題，其成分偏析和鑄錠熱裂紋傾向很大，生產(chǎn)的厚板只有部分規(guī)格達(dá)到發(fā)達(dá)國家同類產(chǎn)品的平均水平。我國開發(fā)該合金的目的是用來生產(chǎn)國產(chǎn)大飛機(jī)機(jī)翼上壁板和長桁，但目前工業(yè)化應(yīng)用較少。近年來，國內(nèi)材料研究者對該合金在成分優(yōu)化、改善合金組織結(jié)構(gòu)、開發(fā)新的熱處理制度方面研究比較活躍。

1 化學(xué)成分優(yōu)化及配比研究

中南大學(xué)對7055合金做過實驗室研究，認(rèn)為合適的Zn/Mg和Cu/Mg比是保證7055合金獲得優(yōu)良綜合性能的關(guān)鍵。按AA7055成分范圍設(shè)計了5種成分合金，通過力學(xué)性能、電導(dǎo)率、腐蝕性能的綜合分析，得出綜合性能最佳的成分方案為：Zn8.1%，Mg1.8%，Cu2.3%，Zr0.12%，Zn/Mg=4.5，Cu/Mg=1.278，Zn+Mg+Cu=12.2，Zn+Mg=9.9，Mg+Cu=4.1。

張新明研究了Zn和Mg質(zhì)量比為4.10和4.67的兩種7055鋁合金2.5 mm板材的淬火敏感性[1]。在120℃時效時，合金的淬火敏感性隨時效時間的延長而降低，Zn和Mg質(zhì)量比低的合金比Zn和Mg質(zhì)量比高的合金的淬火敏感性高7%～11%；空氣淬火時，Zn和Mg質(zhì)量比低的合金的再結(jié)晶晶粒內(nèi)析出了較多粗大的η（MgZn2）平衡相，因而減少了過飽和固溶體中溶質(zhì)原子的數(shù)量，降低了合金的時效強(qiáng)化效果，提高了合金的淬火敏感性；然而Zn和Mg質(zhì)量比高的合金在空氣淬火過程中析出的η相較低Zn和Mg質(zhì)量比合金的少，且在局部形成S（Al2CuMg）相。

張新明研究了Zr含量對7055合金2 mm板材晶間腐蝕的影響[2]。微量Zr的添加抑制了合金再結(jié)晶，細(xì)化了晶粒，窄化晶界無沉淀析出帶，提高了合金抗晶間腐蝕能力。當(dāng)Zr含量大于0.1%時，合金晶間腐蝕的淬火敏感性明顯減小。

賀永東研究了復(fù)合添加微量Cr、Mn、Ti、Zr對7A55合金鑄錠組織的影響[3]。復(fù)合添加0.04%Ti+0.17%Zr能在一定程度上細(xì)化合金鑄錠組織；復(fù)合添加0.20%Cr+0.20%Mn+0.03%Ti能夠顯著細(xì)化鑄錠組織，其細(xì)化機(jī)理為含Cr、Mn的原子團(tuán)簇作為Al3Ti形核的基底促使α-Al成核；復(fù)合添加0.04%Cr+0.04%Mn+0.03%Ti+0.18%Zr產(chǎn)生極強(qiáng)烈的晶粒細(xì)化效果，其細(xì)化機(jī)理為含Cr、Mn的原子團(tuán)簇作為Al3Ti、Al3Zr共同形核的基底使Al3（TixZr1-x）形核，Al3（TixZr1-x）又促使α-Al形核。

李海、曾令喜研究了少量Sc對7055合金組織和性能的影響[4-5]。他們發(fā)現(xiàn)添加0.2%Sc能有效細(xì)化合金鑄態(tài)晶粒組織，減少非平衡共晶組織數(shù)量，顯著提高合金室溫強(qiáng)度而保持較高塑性，同時還能提高合金100～200℃的拉伸性能，并改善其塑性。李桂榮、韓劍研究了少量Y對7055合金組織和性能的影響[6-7]。Y的加入可細(xì)化鑄態(tài)組織，同時會與熔體中存在的少量O、H、N、S、Fe等雜質(zhì)原子結(jié)合，生成細(xì)小難熔含Y的簡單化合物，且不會污染熔體，對熔體具有凈化作用。加入0.25%Y對合金鑄態(tài)晶粒組織和第二相的細(xì)化最明顯。但Y也會在晶界處偏聚，對Zn、Mg、Cu等元素在凝固過程中的擴(kuò)散起抑制作用，造成成分過冷，促進(jìn)胞晶枝晶的生長。

2 均勻化工藝研究

中南大學(xué)對420℃/8 h預(yù)退火Al-8.18Zn-2.00Mg-2.22Cu-0.10Zr合金大生產(chǎn)鑄錠樣品進(jìn)行差熱分析后發(fā)現(xiàn)，469℃時有相的熔化。而460℃/12 h處理后，469℃相變點(diǎn)消失，481℃開始有相的熔化。提出的均勻化制度為：30℃/h升溫到（460±5）℃保溫12 h，再10℃/h升溫到（470±5）℃保溫4h，保溫結(jié)束后快速冷卻（＞20℃/min）。

李忠盛研究了Al-8.0Zn-2.5Mg-1.5Cu-0.18Zr-0.15Cr-0.15Mn合金的單級和雙級均勻化工藝[8]，提出合金適宜的均勻化處理工藝為450℃/60 h+470℃/12 h。

劉俊濤介紹[9]，7055合金經(jīng)475℃/50 h均勻化處理后仍存在數(shù)量較多的殘留相，478℃/50 h處理后合金出現(xiàn)過燒現(xiàn)象，說明單級均勻化難以使合金達(dá)到理想的均勻化效果。經(jīng)455℃/50 h+478℃/50 h雙級均勻化處理后，合金過燒溫度提高，未見過燒現(xiàn)象，且殘留相較少，表明均勻化效果好。

房星研究了均勻化制度對7055鋁合金力學(xué)性能及抗剝落腐蝕性能的影響[10]。相對于單級均勻化，分級均勻化通過調(diào)節(jié)Al3Zr粒子的析出行為，可使合金獲得大量尺寸細(xì)小且均勻彌散分布的Al3Zr粒子，有效抑制合金再結(jié)晶的發(fā)生，使材料的強(qiáng)度和抗剝落腐蝕性能得到提高。經(jīng)350℃/12 h+470℃/24 h雙級均勻化處理后，3 mm板材綜合性能最好。

3 熱加工工藝研究

中南大學(xué)通過熱壓縮模擬研究后認(rèn)為，7055合金最佳熱加工溫度為420℃。

閆亮明研究了常規(guī)熱軋工藝和大道次壓下軋制工藝對7055厚板組織的影響[11]。大道次壓下軋制可以使厚板芯部獲得均勻變形，并使粗大第二相充分破碎；淬火時效處理后，大道次壓下軋制厚板第二相固溶更充分，厚板再結(jié)晶體積分?jǐn)?shù)較常規(guī)軋制工藝降低15%。

張新明研究了軋制變形量對7A55鋁合金晶間腐蝕淬火敏感性的影響[12]。隨著軋制變形量增加，變形儲能增加，固溶處理后再結(jié)晶程度也加大。緩慢冷卻時，與基體共格的Al3Zr粒子被大角度晶界掃過轉(zhuǎn)變?yōu)榉枪哺窳Ｗ?，粗大平衡相MgZn2以非共格的Al3Zr粒子作為形核位置析出，顯著減弱了時效強(qiáng)化效果，因而合金淬火敏感性增大。緩慢淬火條件下，平衡相在晶界、晶內(nèi)的析出和晶界無沉淀析出帶的寬化降低了合金抗晶間腐蝕能力，造成合金晶間腐蝕的淬火敏感性加大。綜合考慮力學(xué)性能、腐蝕性能和淬火敏感性，變形量為80%時合金性能最優(yōu)。

4 固溶處理工藝研究

李杰研究了固溶-單級時效處理對Al-8.0Zn-2.8Mg-2.5Cu-0.12Zr合金100 mm（寬）×25 mm（厚）擠壓帶板力學(xué)和電學(xué)性能的影響，認(rèn)為480℃/1 h為最佳固溶制度。

劉文輝研究了固溶溫度對7A55板材斷裂韌性的影響[13]。從450℃開始，隨溫度升高，可溶性粒子減少，斷裂韌性增加，到480℃時達(dá)到最大值。超過480℃，由于晶粒的長大，斷裂韌性開始下降。

劉友良研究了固溶溫度對7A55合金板材組織和力學(xué)性能的影響[14]。從450℃開始，隨固溶溫度升高，板材再結(jié)晶程度增大，第二相的固溶程度也加大，470℃時的綜合力學(xué)性能達(dá)到最佳，板材過燒溫度為490℃。

中南大學(xué)實驗室研究發(fā)現(xiàn)7055合金的最佳單級固溶制度為470℃/1 h，雙級固溶制度為460℃/1 h+483℃/15 min，而Al-8.18Zn-2.00Mg-2.22Cu-0.10Zr合金60 mm板材的最佳雙級固溶制度為450℃/8 h+475℃/2 h。

張新明研究了7A55合金2 mm板材經(jīng)470℃/1 h和450℃/1 h+480℃/30 min固溶處理后T6態(tài)的局部腐蝕性能[15]。結(jié)果表明，雙級固溶能降低再結(jié)晶程度，提高板材的固溶度，減少板材中的第二相，有利于提高合金抗點(diǎn)蝕和抗剝落腐蝕的能力。

黃振寶研究了7A55板材經(jīng)470℃/0.5 h和450℃/1.5 h+485℃/40 min固溶處理后T6態(tài)的力學(xué)性能[16]。雙級固溶能較大幅度提高板材的固溶度，從而提高板材強(qiáng)度，特別是屈服強(qiáng)度提高7.8%。

張新明研究了固溶溫度和保溫時間對7A55合金板材力學(xué)性能的影響[17]。發(fā)現(xiàn)450℃/1.5 h+485℃/40 min雙級固溶可使合金獲得最佳的綜合力學(xué)性能。

陳康華等研究了強(qiáng)化固溶制度對7055合金φ 15 mm擠壓棒力學(xué)性能和斷裂行為的影響[18]。（455～470）℃/2 h后再以4℃/h速度升溫至475～478℃強(qiáng)化固溶，室溫水淬后進(jìn)行T6處理可顯著提高合金強(qiáng)度且保持較高塑性，沿晶斷裂增加。

張新明研究了7A55合金1.7 mm厚板材經(jīng)450℃/0.5 h+480℃/0.5 h固溶，隨 爐降溫 至460℃、440℃、420℃和400℃預(yù)析出處理，再保溫0.5 h水淬后T6態(tài)的力學(xué)性能和耐腐蝕性能[19]。與無預(yù)析出處理工藝比，固溶后降溫預(yù)析出處理明顯提高了合金抗晶間腐蝕和抗剝落腐蝕的能力，同時也降低了合金的力學(xué)性能。對440℃保溫0.5 h、1 h、1.5 h、2.0 h、2.5 h、3 h、4 h、5 h和10 h預(yù)析出處理+水淬后的T6態(tài)的力學(xué)性能和耐腐蝕性能研究結(jié)果表明，隨著預(yù)析出時間的延長，合金硬度和強(qiáng)度先升高后降低，而抗晶間腐蝕和抗剝落腐蝕能力也是先略有提高而后略降低，保溫5 h時合金具有良好的力學(xué)性能和抗蝕性能。

張新明研究了7A55合金2.5 mm板材經(jīng)480℃/0.5 h固溶、隨爐慢速降溫和淬火快速降溫兩種方式降溫至460℃、440℃、400℃、370℃，再保溫0.5 h水淬后T6態(tài)的力學(xué)性能和顯微組織[20]。固溶降溫至440℃以下或快速降溫時，合金時效后的硬度和強(qiáng)度下降較多，固溶降溫處理使合金晶界的析出相呈不連續(xù)分布，提高了合金的電導(dǎo)率。爐冷降溫至440℃保溫0.5 h工藝能使合金在強(qiáng)度損傷較小的情況下，電導(dǎo)率有較大程度提升。

陳康華、張茁、黃蘭萍研究了近固溶溫度高溫析出對7055合金φ 15 mm擠壓棒時效強(qiáng)化和腐蝕性能的影響[21-23]。450℃/1 h+470℃/1 h+485℃/3 h固溶后降溫到480℃、475℃或更低溫度（如455℃）保溫30 min預(yù)析出，然后再室溫水淬后進(jìn)行人工峰值時效，可以使合金在保持高強(qiáng)度的同時改善抗腐蝕性能，合金晶間腐蝕、剝落腐蝕敏感性降低，應(yīng)力腐蝕抗力提高。

張新明研究了淬火速率對7055合金2 mm板材晶間腐蝕的影響[2]。發(fā)現(xiàn)淬火速率減小可使晶界析出相粗化，從而降低合金的抗晶間腐蝕能力。

5 時效工藝研究

秦鳳香研究了7055合金25 mm擠壓帶板120℃單級時效過程[25]。在30 h、105 h、130 h時出現(xiàn)三個硬度峰值，時效30 h的強(qiáng)度已經(jīng)達(dá)到最高強(qiáng)度（時效105 h）的96%。

魏繼承研究了7055合金120℃、140℃、150℃單級時效硬化過程，發(fā)現(xiàn)在140℃/28 h制度下合金的綜合性能較好[25]。

李杰研究了固溶-單級時效處理對Al-8.0Zn-2.8Mg-2.5Cu-0.12Zr合金100 mm×25 mm擠壓帶板力學(xué)和電學(xué)性能的影響，認(rèn)為適宜的峰值時效制度為120℃/24 h。

7×××系鋁合金單級T6處理可使合金獲得最高的強(qiáng)度，但其抗應(yīng)力腐蝕性能往往較差，常采用先低溫后高溫雙級時效處理。第一級時效溫度的選定以形成大量穩(wěn)定的GP區(qū)為原則，通常在100～120℃之間，時間選取6～24 h[24]。

閆焱研究了7A55合金50 mm熱軋板108℃、121℃單級時效和121℃/5 h+150℃、160℃、170℃雙級時效工藝[26]。第二級時效溫度和時間是決定合金最終抗拉強(qiáng)度、抗腐蝕性能、電導(dǎo)率的關(guān)鍵因素，淬火預(yù)拉伸7A55合金板材最佳的T7451雙級時效工藝為：121℃/5 h+160℃/14 h；最佳的T7651雙級時效工藝為：121℃/5 h+170℃/6 h。

李海研究發(fā)現(xiàn)，7055合金2 mm冷軋板在120℃、150℃、180℃欠時效或峰值時效后，再進(jìn)行60℃和100℃二次時效工藝可以獲得超過相應(yīng)單級時效的硬度和強(qiáng)度[27]?？s短預(yù)時效時間，延長低溫二級時效時間，在保持合金高強(qiáng)度的同時，有利于改善合金的斷裂韌性。本實驗最佳的二次時效工藝為：120℃/10 min+60℃/240 h。

回歸再時效（RRA）工藝兼具T6高強(qiáng)和T7X的耐腐蝕性能，通常為T6+高溫回歸處理+T6再時效處理。馮迪等的研究結(jié)果表明，近峰值時效作預(yù)時效處理更適用于7055中厚板，采用105℃/24 h（3℃/min）+190℃/50 min+120℃/24 h工藝可獲得優(yōu)異的綜合性能[9]。

龍佳對7A55合金2 mm冷軋板進(jìn)行了470℃/1 h固溶處理+室溫水淬火處理，并對比研究了常規(guī)RRA處理工藝121℃/24 h→冷至室溫→190℃（升溫2 min）/30 min，45 min，60 min，90 min→冷至室溫→121℃/24 h，連續(xù)RRA處理工藝121℃/24 h→190℃（升溫15 min）/30 min，45 min，60 min，90 min→冷至室溫→121℃/24 h處理后合金的性能和組織[28]。在高溫回歸過程中，晶內(nèi)析出大量與基體不共格的η'相和η相，同時晶界的η相嚴(yán)重粗化并出現(xiàn)無沉淀析出帶，致使電導(dǎo)率大幅上升。一級時效后在適當(dāng)?shù)纳郎厮俣认虏捎眠B續(xù)RRA處理工藝可以獲得接近一級時效的強(qiáng)度和38.1%IACS的電導(dǎo)率。

廖忠全研究了7A55合金50 mm熱軋板經(jīng)121℃/24 h+160℃、170℃、180℃、190℃、200℃回歸處理+121℃/24 h回歸再時效工藝和T73工藝108℃/8 h+177℃/8 h處理后的性能和組織[29]。結(jié)果表明，采用121℃/24 h+180℃/1 h+121℃/24 h回歸再時效工藝可使合金獲得與T6態(tài)相當(dāng)?shù)膹?qiáng)度，而電導(dǎo)率大大提高，抗應(yīng)力腐蝕性能接近T73態(tài)水平。合金經(jīng)過適當(dāng)?shù)腞RA處理后，晶內(nèi)保持類似于T6態(tài)的顯微組織結(jié)構(gòu)，為細(xì)小彌散的η'相和極少量的η相，同時使晶界析出物的大小和分布特征與T73態(tài)類似，為斷續(xù)、孤立分布的粗化平衡相。

何振波研究了7055合金25 mm擠壓板軋制的1.2 mm薄板的三級時效工藝[30]。第一級120℃時效0.5 h即可對第二級190℃時效起到預(yù)形核作用，繼續(xù)延長第一級時效時間對三級時效后合金的硬度和電導(dǎo)率影響不大。第二級時效快速加熱有利于同時提高合金的硬度和電導(dǎo)率。第三級120℃/24 h時效具有同時提高合金硬度和電導(dǎo)率的作用。經(jīng)合適的三級時效處理（120℃/0.5 h～24 h+鹽浴190℃/10 min+120℃/24 h），合金獲得的硬度和電導(dǎo)率比T6狀態(tài)的更高。

李桂榮研究了7055合金25 mm擠壓棒淬火后時效+多次深冷循環(huán)處理的組織性能[31]。隨循環(huán)次數(shù)增加，時效析出相尺寸減小，且位錯密度增加。第二次時效+深冷處理后棒材的維氏硬度大大提高，為棒材常規(guī)T6處理維氏硬度的3倍。

6 形變熱處理工藝研究

兼顧高強(qiáng)鋁合金強(qiáng)度、韌性及抗腐蝕性能的另一有效方法是形變熱處理。閆亮明對7055鋁合金的研究結(jié)果表明[32]，對于冷變形后再經(jīng)T6時效的7055鋁合金，隨變形量的提高，強(qiáng)度先略有上升，隨后緩慢下降，而經(jīng)冷變形RRA處理的合金強(qiáng)度隨變形量增加而持續(xù)下降。隨變形量的增加，冷軋態(tài)7055合金的電導(dǎo)率逐漸下降，而T6和RRA態(tài)合金的電導(dǎo)率則逐漸上升。

7 小結(jié)

在現(xiàn)有鋁合金中，7055（7A55）合金的合金化程度最高。由于其Zn含量高，鑄錠熱裂傾向大，材料宏觀偏析明顯，嚴(yán)重影響到鑄錠的成材率和材料的腐蝕、疲勞等性能，給材料的制備、加工、熱處理帶來了一系列新問題。合金大規(guī)格鑄錠成型技術(shù)、均勻化工藝、熱加工工藝、熱處理工藝等方面是材料研究突破的重點(diǎn)。新開發(fā)的噴射成形技術(shù)，能夠得到晶粒細(xì)小、組織均勻、偏析度小且致密度高的組織結(jié)構(gòu)，為此類合金的工程化應(yīng)用奠定了基礎(chǔ)。隨著裝備升級及合金成分優(yōu)化、組織結(jié)構(gòu)改善、熱處理工藝研究的不斷深入，加之噴射成形等鑄錠成型技術(shù)的應(yīng)用，7055（7A55）合金高強(qiáng)、高韌、良好耐蝕性的優(yōu)點(diǎn)將不斷顯現(xiàn)，在航空航天及民用領(lǐng)域中的應(yīng)用將大有前途。