© 1994-2010 China Academic Journal Electronic Publishing House. All rights reserved. http://www.cnki.net超高强铝合金的研究现状及发展趋势
曾 渝,尹志民,潘青林,郑子樵,刘志义
(中南大学材料科学与工程学院,湖南长沙 410083)
摘要:超高强铝合金具有很高的强度,同时又具有较强的韧性,是航空航天领域极具应用前景的轻质高强结构材
料.作者在查阅大量文献的基础上,结合课题组试制工作,介绍了国内外超高强铝合金的发展应用概况,对Zn,Mg,
Cu,Zr等元素在合金中的添加量、存在形式和作用机制进行了综述.通过对比分析,探讨了合金最佳性能所对应的
显微组织结构模式.此外,还介绍了合金的3种主要时效处理工艺和抗应力腐蚀模型,并针对超高强铝合金目前存
在的问题,提出了今后研究开发的方向.
关键词:铝合金;合金化;微观组织;热处理;应力腐蚀
中图分类号:TG146.2文献标识码:A文章编号:100529792(2002)0620592205
高强铝合金具有密度低、强度高、热加工性能好
等优点,是航空航天领域的主要结构材料.现代航空
航天工业的发展,对高强铝合金的强度和综合性能
提出了更高的要求[1].近年来,材料工作者通过优化
合金的成分设计,采用新型的制坯方法[2,3]、成形加
工及热处理工艺[426],研制开发出多种使用性能更好
的超高强铝合金,这些材料既具有600MPa以上的
抗拉强度,又能保持较高的韧性和耐腐蚀性,且成本
较低,在很多领域取代了昂贵的钛合金,成为目前军
用和民用飞机等交通运输工具中不可缺少的重要轻
质结构材料,超高强铝合金正成为世界各国结构材
料开发的热点之一.
1 研究概况
早在20世纪30年代,人们就开始研究Al2Zn2
Mg2Cu系合金,但由于该系合金存在严重的腐蚀现
象而未得到实际应用.20世纪中期,通过在合金中
添加Mn,Cr,Ti等微量元素提高抗应力腐蚀性能,美
国、前苏联相继开发出7075合金和B95高强铝合
金,用于制造飞机部件,并着手研究超高强铝合金.
1956年,前苏联学者在深入研究Al2Zn2Mg2Cu
系合金的基础上,研制出世界上第1种超高强度铝
合金———B96ц(部分超高强铝合金的成分与性能见表1和表2),继而通过提高合金纯度,降低合金元
素含量开发出B96ц的改型合金B96ц21和B96ц23.
近年来,又改变时效制度,采用过时效态代替峰值时
效态,提高了合金的耐腐蚀性和断裂韧性,且静强度
降低幅度小[7],因而应用领域广泛.
1972年,美国铝业公司通过降低7075合金中的
Fe和Si等杂质含量,调整合金元素,并在合金中添
加锆代替铬,开发出了7050合金;1978年,对7050
合金的成分进行微调,成功研制了7150合金,并将
其加工成T651及T6151态厚板和挤压件,用于制造
波音767、空中客车A310等飞机的上翼结构.为了
进一步提高机体材料的性能,自20世纪70年代后
期以来,一些发达国家进行了两方面的研究工作:
a1投入大量人力物力研究新的热处理状态.20
世纪80年代末,美国Alcoa公司开发出T77处理工
艺,并应用于IM/7150合金,使之具有T6态强度和
T73态抗腐蚀性能.71502T77合金板材和挤压材目
前已大量用于制造飞机框架、舱壁等结构件.随后,
通过提高合金中的锌含量,进一步开发出超高强度
的IM/70552T77合金,用于制造波音777的上翼蒙皮
和龙骨梁[1].目前,一些国家仍在进行IM/70502T74
厚板、IM/70552T77板材的应用研究.
b1开发快速凝固/粉末冶金(RS/PM)制备工艺,
发展RS/PM铝合金.20世纪80年代,美国Alcoa公
司采用传统RS/PM制备方法,研制出PM/7090,
收稿日期:2002-04-26
基金项目:国家“863”高新技术研究项目(2001AA332030)
作者简介:曾 渝(1971-),男,湖南新化人,中南大学博士研究生,从事高性能铝合金的研究.第33卷第6期2002年12月 中南工业大学学报J.CENT.SOUTHUNIV.TECHNOL. Vol.33 No.6Dec. 2002© 1994-2010 China Academic Journal Electronic Publishing House. All rights reserved. http://www.cnki.net表1 部分超高强度铝合金化学成分w/% 合金元素
ZnMgCuMnCrZrFeSiAlB96Ц8.0～9.02.3～3.02.0～2.6220.10～0.20≤0.40≤0.30余B96Ц218.0～8.82.3～3.02.0～2.60.30～0.8020.10～0.16≤0.25≤0.15余B96Ц237.6～8.61.7～2.31.4～2.00.0520.10～0.20≤0.20≤0.10余
71505.9～6.92.0～2.71.9～2.50.100.040.05～0.15<0.15<0.10余70557.6～8.51.8～2.32.0～2.60.050.040.05～0.25<0.05<0.05余
表2 部分超高强铝合金的性能
加工形式合金牌号σb/MPaσ0.2/MPaδ/%KIC/(MPa・m1/2)ρ/(g・cm-3)挤压材B96Ц617568522.90B96Ц216506108572.89B96Ц23620590101092.8770552T7766264110332.8571502T7764861412302.827A5570568113272.897A607156891022
板材70552T7764863411292.8571502T7760757212272.82
PM/7091,CW67等合金,其强度与IM/70752T6的相
当,耐腐蚀性与IM/70752T73的相当[8].1992年,日
本住友轻金属公司采用真空平流制粉、后续真空压
实烧结工艺,在实验室制备出σb达700MPa以上的
超高强铝合金.但是,由于传统RS/PM工艺难以制
备大尺寸材料,生产成本高,且合金中锌含量很高,
导致粉末烧结困难,因此,采用传统RS/PM工艺生
产的超高强铝合金并未得到实际应用.
20世纪90年代初期,随着以喷射成形技术为代
表的新一代RS/PM工艺走向规模化、实用化,使
RS/PM工艺生产实用超高强铝合金材料变为现实.
利用喷射成形技术制备的材料,除保持了晶粒细小、
组织均匀、能够抑制偏析等优点外,由于从合金熔炼
到坯件近终成形可一次完成,减少了材料在制备过
程中被氧化的可能,缩短了制备流程,降低了成本,
且易于制备大尺寸块状材料.到90年代末,美国、英
国、日本等工业发达国家利用喷射成形技术开发出
了含锌量在8%以上(最高达14%),抗拉强度σb为
760～810MPa,延伸率δ为8%～13%的新一代超高
强铝合金,用于制造交通运输领域的结构件及其他
高应力结构件[9,10].
国内超高强铝合金的研究开发起步较晚.20世
纪80年代初,东北轻合金加工厂和北京航空材料研
究所开始研制Al2Zn2Mg2Cu系高强高韧铝合金.目
前,在普通7XXX系铝合金的生产和应用方面已进
入实用化阶段,产品主要包括7075和7050等合金.
20世纪90年代中期,北京航空材料研究所采用常规半连续铸造法试制了7A55超高强铝合金[11],近来
又开发出强度更高的7A60合金.“九五”期间,北京
有色金属研究总院和东北轻合金加工厂开展了仿
B96ц合金成分的超高强7XXX系铝合金以及具有更
高锌含量的喷射成形超高强铝合金的研制开发工
作,他们分别采用喷射沉积和半连续铸造工艺,制成
了各种尺寸的(模)锻件、挤压材,合金的屈服强度已
分别达到750～780MPa和630～650MPa,延伸率则
分别达到8%～10%和4%～7%,接近国外20世纪
90年代中期的水平.“九五”期间,东北大学等进行了
低频电磁半连续铸造高合金化超高强铝合金的研
究,目前已开发出低频电磁半连续铸造技术.该技术
不仅可以得到国外高频、中频或工频电磁铸造时所
获得的晶粒细化、表面质量改进和抑制开裂的效果,
更重要的是可以使溶质元素的固溶度大大提高,为
高合金化超高强铝合金的制备创造了基本条件[11].
2 合金化
超高强Al
2Zn2Mg2Cu系合金包括主合金元素
Zn,Mg,Cu和微量元素Zr以及杂质元素Fe和Si.
a1超高强铝合金中Zn和Mg含量较高.Zn含量
为7%～12%(质量分数,以下同),Mg含量为2%～
3%,Zn与Mg质量比大于3.0.Zn和Mg在合金中形
成主要强化相MgZn2.MgZn2相在合金中的溶解度随
温度的降低而急剧下降,具有很强的时效硬化能力.395第6期 曾 渝,等:超高强铝合金的研究现状及发展趋势
© 1994-2010 China Academic Journal Electronic Publishing House. All rights reserved. http://www.cnki.net在固溶极限范围内,提高Zn,Mg含量可以大大提高
合金强度,但会导致合金的韧性和抗SCC性能降低.
b1在Zn含量较高的合金中加入2%～3%的
Cu,能同时提高强度、塑性、耐蚀性和重复加载抗力.
王祝堂认为,高Zn合金中,Cu原子溶入GP区,可以
提高GP区的稳定温度范围,延缓时效析出[12].Cu原
子还可溶入η′和η相中,降低晶界和晶内的电位
差,提高合金的抗应力腐蚀能力.对于
m(Zn)/m(Mg)较大的合金,即使其Cu含量较高,仍
能保持较强的韧性.在超高强铝合金中保持较高的
m(Zn)/m(Mg)和m(Cu)/m(Mg)是得到良好性能的
基础[13].
c1超高强铝合金一般添加0.05%～0.15%的
Zr.Zr和Al结合形成Al3Zr金属间化合物,这种金属
间化合物有2种结构和形态:从熔体中直接析出的
Al3Zr为四方结构,可显著细化合金的铸态晶粒;另
一种是铸锭均匀化过程中析出的球形粒子,具有LI2结构,与基体共格,具有强烈抑制热加工过程中再结
晶的作用[14].在时效过程中,次生的Al3Zr粒子可加
速η′(MgZn2)相的析出.此外,含Zr合金淬火敏感性
不强,合金的淬透性提高.总的来说,微量Zr可提高
合金的强度、断裂韧性和抗应力腐蚀性能.
d1Fe和Si是有害杂质,在合金中主要以不溶或
难溶的AlFeSi等脆性相的形式存在.热加工变形后,
容易形成沿变形方向断续排列的带状组织.塑性变
形过程中,由于基体与脆性相变形不协调,容易在相
界面上形成孔隙,产生微细裂纹,成为宏观裂纹的发
源地,显著降低合金的断裂韧性[15].目前,超高强铝
合金中Fe和Si等杂质的含量一般控制在0.1%以
下.
3 微观组织结构
超高强铝合金中较高的锌、镁、铜含量影响了合
金的沉淀动力学过程,但并不改变其基本的时效析
出过程.Al2Zn2Mg2Cu系合金的时效析出顺序通常
为:α(过饱和固溶体)—GP区—η′过渡相(MgZn2)—
η平衡相(MgZn2)[16].高强铝合金中GP区、η′过渡
相、η平衡相的尺寸、数量、分布及晶界无沉淀析出
带(PFZ)的特性基本决定了合金的性能.但是,长期
以来,人们对合金最佳的显微组织结构模式(基体沉
淀物结构、晶界沉淀物结构、晶间无沉淀析出带特
性)持有不同的看法.关于基体沉淀相(MPt),P.N.Alder等认为[17,18],
当基体析出相主要为GP区时,合金强度最高,此时
强化主要来源于GP区在基体中所引起的内应力以
及位错穿过它们所引起的化学效应对位错的阻碍作
用;J.K.Park等认为基体组织主要为η′半共格过渡
相时,强化效果最强[19,20];阎大京等则认为[21],当η′
相为25%(体积分数)时,合金强度较大.研究结果表
明[22,23],基体沉淀相不仅决定合金的强度,还影响合
金的其他性能,应当综合讨论MPt的影响.在以GP
区为主要强化相的合金中,基体沉淀相的强度低,因
而位错能剪切析出物,基体容易产生共面滑移,形成
强滑移带,造成位错在晶界堆积,随之产生较大的局
部应力,从而降低抗应力腐蚀性能和断裂韧性.而以
η′相为主要沉淀相的合金中,由于η′相强度高,不易
被剪切,位错以Orowan机制绕过沉淀相质点,所以不
会产生过多的强度薄弱区.此外,均匀分布的η′相能
更有利地阻碍变形过程中位错的运动,不易引起应
力集中,同时阻碍了氢原子向晶界的聚集,有利于提
高合金的抗SCC性能及韧性[8].因此,综合考虑强
度、韧性和抗应力腐蚀性能,基体沉淀物应以均匀分
布的η′细小弥散相为主较好.
晶界沉淀物在很大程度上依赖于晶界结构,GBP
的大小和形态会因晶界不同而出现较大的差异.连
续网状分布的GBP降低合金的性能.这是因为:
a1合金时效后晶界沉淀物多为η′相或η相,它
们相对于基体有一定的可动性,在变形过程中会阻
碍晶粒的相对运动,因而降低了材料的韧性及塑性.
b1根据阳极溶解模型和氢脆机理,这种连续链
状的晶界组织会提高合金的SCC敏感性[24].因此,
为了提高韧性和抗SCC性能,晶界沉淀相为不连续
分布的粗大半(非)共格质点时较好.
影响合金性能的另一个组织参数是晶界无沉淀
带(PFZ).PFZ的变化常常受GBP的影响,二者很难
截然分开.目前对无沉淀带的利弊尚无定论[25,26],不
过从力学性能和抗蚀性方面来看,应缩小或消除晶
界无沉淀析出带.
4 热处理
高强铝合金热处理包括均匀化、固溶淬火、时效
等工艺.其中,时效处理对高强铝合金性能影响最
大.高强铝合金常用的时效工艺有3种:峰值时效,
过时效以及回归再时效(RRA处理).495中南工业大学学报 第33卷