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:1005-9792(2002)06-0592-05

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[4-6],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Al-Zn-Mg-Cu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Al-Zn-Mg-Cu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B96ц-1和B96ц-3.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:a.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.7150-T77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/7055-T77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/7050-T74

厚板、IM/7055-T77板材的应用研究.b.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ZnMgCuMnCrZrFeSiAlB96Ц8.0～9.02.3～3.02.0～2.6--0.10～0.20≤0.40≤0.30余B96Ц-18.0～8.82.3～3.02.0～2.60.30～0.80-0.10～0.16≤0.25≤0.15余B96Ц-37.6～8.61.7～2.31.4～2.00.05-0.10～0.20≤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B96Ц6175685-2.90B96Ц-16506108572.89B96Ц-3620590101092.877055-T7766264110332.857150-T7764861412302.827A5570568113272.897A6071568910--

板材7055-T7764863411292.857150-T7760757212272.82

PM/7091,CW67等合金,其强度与IM/7075-T6的相当,耐腐蚀性与IM/7075-T73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Al-Zn-Mg-Cu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-Zn-Mg-Cu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.a.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.

593第6期 曾　渝,等:超高强铝合金的研究现状及发展趋势在固溶极限范围内,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.b.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].c.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.d.Fe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.Al-Zn-Mg-Cu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′