1 高强铝合金的发展历程

    高强铝合金一般指含铜2×××系、含锌7×××系铝合金， 但后者依据强度的不同， 也分为中强7×××铝合金（如7020, 7011, 7051等）和高强7×××铝合金（如7050,7010,7075 等）。 迄今为止， 被广泛应用于 航空工业的铝合金主要涉及2×××系（Al-Cu）和7×××系（Al-Zn-Mg-Cu），其他系列的铝合金， 如Al-Mg-Si 系（6×××系）、Al-Li合金等也有一定应用，但总体用量较少。 在航天领域， 除上述系列外， 还包括3×××系、5×××系、8×××系铝合金， 在铁路、公路与水上交 通运输领域大量应用5×××系铝合金。

    高强铝合金主要以航空需求为背景不断发展， 百年铝材百年航空， 铝合金满足了不同时代飞机和 尖端装备的发展要求。 随着飞机设计思想的不断创 新， 先进飞机的构件制造对铝合金提出了越来越高 的要求， 特别是现代飞机的轻量化、宽敞化、舒适 化、长寿命、高可靠和低成本的发展需求， 推动了高 强铝合金的发展。 按照铝合金的成分-工艺-组织- 性能特征， 可将航空铝合金的发展历程大体划分为5个阶段， 即第一代高静强度铝合金， 第二代高强耐 蚀铝合金， 第三代高强、高韧、耐蚀铝合金， 第四代 高强高韧耐蚀、高耐损伤铝合金， 以及新一代高强、高韧、低淬火敏感性铝合金。 各阶段铝合金的特征性能、关键技术与特征微结构， 以及典型合金如表 1 所示。

    20世纪初至50年代末， 随着铝合金沉淀硬化效应的发现和峰值时效技术的发展产生了第一代高静强度铝合金。 1906年，Wilm首先发现 Al-Cu 合金的沉淀硬化现象。 Al-Cu-Mg系合金通过淬火后形成的过饱和固溶体在随后的停放过程中会析出高密 度 Al2Cu （ θ′ ）和 Al2CuMg （S′）相， 使合金的硬度获得大幅度提升， 从而揭开了高强铝合金发展的序幕。1923年， Sander和Meissner又发现Al-Zn-Mg合金 通过淬火-人工时效热处理后， 形成的主要强化相 MgZn2 （η′相）比Al-Cu-Mg系合金中的θ′和S′相尺寸更小、分布更弥散， 沉淀硬化效应更显著。 图1显示 了经典的 θ （Al2Cu）相演变的结构变化示意图。 研究表明， 在时效的初级阶段， GP区仅仅是一层或 两层原子的厚度， 但是其密度高达 1017~1018 cm-3, 这 种微结构能够为合金提供高的强度。

    此后，研发了人工峰值时效的7075-T6和7178- T6等高强铝合金。 2024-T3,7075-T6和7178-T6铝 合金满足了飞机最初阶段提高强度安全系数、减轻 结构重量和提高航程为目标替代木材的静强度设 计需求， 一般将其作为第一代高强铝合金的典型代表。 成立于1935年的铝业协会（The Aluminum As- sociation）于1954年建立铝合金牌号注册制度， 2024, 7075 等作为最早注册的铝合金沿用至今， 已广泛应用于航空航天、武器装备及高端装备制造领域。

    值得指出的是， 由于超音速飞机的发展，特别是军机的高速/高加速度性能的不断提升， 耐热铝合金也一直在发展。代表性的合金是美国铝业公司20世纪50年代末期发展的2618 （Al-Cu-Mg-Fe-Ni 系）和2219合金。后者在航天领域有大量应用， 主要用 做燃料储箱和火箭锻环。2618铝合金至今在军机 上仍在使用， 也曾被欧洲协和式超音速客机大量采用，主要用于制造飞机的蒙皮、耐热结构件等， 以适应协和式超音速客机2M（>2450 km/h）以上高速飞 行时气动加热环境的要求。 但随着协和式超音速客机退出航空客运市场， 世界各航空制造大国短期内尚无发展新一代超音速客机和运输机的计划， 因此 民机对 Al-Cu-X 系列耐热铝合金的需求有所减少， 而超音速军机的制造与发展仍将对其有一定的需求量。

    上世纪60年代，基于过时效原理，使晶界相不连续析出的T73,T76时效热处理技术促进了第二 代耐蚀高强铝合金的发展。 铝合金的疲劳和应力腐 蚀失效引起的飞机失事促使飞机设计对高强铝合 金提出了抗疲劳和耐腐蚀性能的要求。 特别是 7××× 系铝合金强度级别比 2×××系高， 其抗应力耐蚀性能 差的矛盾更加突出。 提高抗应力耐蚀性能的关键是 在 7×××系铝合金中发明的过时效热处理技术， 使晶 界析出相不连续分布， 通过降低强度提高抗应力腐 蚀性能。 合金状态为 T73, 使得 7×××系合金除满足 飞机设计静强度外， 还满足了耐腐蚀性能的要求。 为减小 T73 处理带来的较大强度损失， 接着又研发 出 T76 热处理工艺， 更好地协调了 7×××系合金的 高强度与耐蚀性能。 7075-T73/T76 等成为第二代高 强耐腐蚀铝合金的典型代表。

    上世纪70年代，合金纯净化和微合金化理论和 技术推动了第三代高强高韧铝合金的发展。飞机安 全寿命设计对航空高强铝合金提出了断裂韧性的要求。 随着对Fe,Si杂质影响铝合金韧性规律研究 的不断深入， 60 年代末期，美国首先成功研制了低 杂质含量的 7475 合金。 与 7075 合金相比， 该合金的 Zn, Mg 和 Cu 主合金成分的含量差别很小， 主要区 别是大幅降低 Fe, Si 等杂质含量， 使粗大初生相和 过剩相数量减少、尺寸细化， 使合金具有高强度的同时， 也具有优异的断裂韧性。 70 年代初期， 随着对Cr,Mn和Zr等微合金化元素作用机理研究的不断深入， 在美国海军和空军的支持下， 美国铝业公司（Alcoa）研制了低杂质含量、并用 Zr 微合金化的7050合金， 欧洲也研制了成分和性能与之相当的 7010 合金。 这些高强铝合金基本上都采用了过时 效热处理技术（如T74和T76）， 具有高的强度、高的耐应力腐蚀性能和断裂韧性。 特别值得指出的是，7050铝合金的淬火敏感性低于7075,当7050-T74板材的厚度提高到 150 mm 时，其强度仍然可达约500MPa, 具有比7075-T74更低的淬火敏感性。

    经典的 2024 铝合金， 也通过降低 Fe 和 Si 杂质含 量， 提高合金纯度和冶金质量， 发展了系列改进牌 号， 如 2124, 2224, 2324 等[8]. 合金纯净化和微合金化 理论和技术推动了第三代高强、高韧铝合金的发展。

    上世纪 80 年代中期， 2219合金通过调整 Fe 和Si 杂质总量与 Fe/Si 比， 发展形成 2519 合金， 2219和2519 合金被用作超音速飞机的多种构件、紧固件和蒙皮的制造，2519合金还被广泛用做两栖突击车的 装甲。

    上世纪70年代末至80年代末，能源危机促使飞机设计向强烈减重方向发展， 要求武器装备增加 射程和提高有效载荷。高比强度和高比模量材料的需求推动了Al-Li合金的研制和应用。 Al-Li合金因其密度低、比模量高等优点，引起了材料工作者极大的兴趣。随着Al-Li合金熔炼和铸造技术的发展，国外发展了进入工程应用的Al-Li 合金。欧美国家研发的是 Al-Li-Cu 系合金，如2090,2091,8090和8091等， 俄罗斯开发了密度更低的 Al-Li-Mg 系合金，如1420和1421等。1420和1421合金在俄罗 斯军机和航天器上得到了较广泛的应用。

    上世纪 80 年代末至 90 年代末， 铝合金成分高 合金化与优化设计及组织精确调控技术的发展推 动了第四代高强、高韧、耐蚀、高耐损伤铝合金材料 的研发。 发展新一代大型飞机提出了更高的安全性 要求， 飞机的损伤容限设计设有“破损-安全”结构要 求， 对飞机主体结构破损后的剩余强度以及从初始 裂纹到临界裂纹扩展的寿命提出了明确要求， 因而 对铝合金材料的疲劳裂纹扩展速率、断裂韧性、抗 应力腐蚀性能等提出了更高的综合要求。 新型铝合 金材料研发遇到的首要难题就是强度与断裂韧性、 耐蚀性和疲劳裂纹扩展速率间的矛盾。 虽然 70 年代 后期， Alcoa 联合 Boeing 公司研制了 7050 的改型合 金 7150, 但直到 80 年代， Alcoa 才成功研制了 7150- T77 材料的三级时效精密热处理技术， 第一次实现 在不牺牲合金强度的同时， 满足断裂韧性、抗腐蚀 性能和抗疲劳性能要求的目标， 因此， 7150-T77 材 料获得了广泛应用[3,18]. 随后发展的 7055-T77 合金 其强度比 7150-T77 合金高约 30~50 MPa, 而韧性、 耐蚀性能相当， 是目前使用的强度最高的航空铝合 金材料[19]. 与 Alcoa 研发的 7055 合金同期发展且性 能相近的， 还有法国铝业公司的 7449 铝合金等。

    针对飞机蒙皮的高耐损伤性能要求， Alcoa 通过进 一步降低 Fe 和 Si 等杂质含量、添加微合金化元素、 优化主合金成分及采用先进的热处理制度等技术 途径， 成功研制了高耐损伤的 2524-T3 材料。 超强高韧耐蚀的 7055-T77 合金和高耐损伤的 2524-T39 合金成功应用于B777的上翼壁板和机身蒙皮， 被视 为第四代航空铝合金材料的典型代表。铝合金的微合金化在上世纪 90 年代以后引起了人们的极大兴趣。 微合金化元素也突破 Cr, Mn, Ti和 Zr 的范围， 向其它元素（Sc, Er 和 Ag 等）扩展。

    在上世纪 90 年代中期， 由于 Ag 在 2×××系铝合金中微合金化形成新相的原子团簇或新相作用机理和效应的发现，成功研制了原型合金C415和C417.该系含 Ag 合金具有良好的塑性、韧性和耐热性能， 可在 200 °C高温下长期使用。 含有 0.15%~0.6% （质量分数）的 Ag, 厚度达 152 mm 的高损伤容限 2139-T8×板材性能优于 2×24-T3×， 在超音速军机上得到了应用。

    随着对 Zr 和 Sc 在铝合金中微合金化作用机理 研究的不断深入， 俄罗斯和美国都开发了一系列的含 Zr 和 Sc 的 2×××系、7×××系， 以及5×××系铝合金， 并在战机、舰载机及航天器上得到广泛应用。同时期， 随着Al-Li-Cu系合金的研究和微合金化技术的发展， 美、俄等国开展了新一轮 Al-Li 合金 的研究。 俄罗斯主要开发了 1460 合金， 美国主要开发了 Weldlite 系列合金和 2097, 2197 和 2195 等 Al- Li 合金。 2097-T861 合金已在 F-16 飞机的后机身 隔框、中机身大梁上应用。2198-T8×合金具有高 强、高损伤容限及高热稳定性， 良好的成形和焊接 性能。 21 世纪初， 研发了 2098, 2198, 2099 和 2199 等新一代 Al-Li 合金。

    进入21世纪以来， 在大规格高性能铝合金材料的强烈需求牵引下， 铝合金成分与多相组织对性能影响机理与材料制备过程多物理场调控方法等研 究不断深入的有力推动， 促使新一代高强高韧低淬 火敏感性铝合金的产生与发展。飞机的先进性、经济性和舒适性设计， 以及航 空公司面临的环保和降低飞机运行成本等方面的 压力， 使飞机减重和提高燃油效率成为航空工业十 分紧迫的课题。 除降低合金的密度外， 构件设计减 重也是实现飞机减重增效的一种有效方法。 构件整 体化、大型化可免去大量传统的铆接， 既实现了结 构减重， 又提高了可靠性。 构件整体制造对铝合金 材料的规格/截面厚度、综合性能以及均匀性都提出了更高需求。

    制备大规格、厚截面、性能均匀的铝合金材料遇到的首要难题是高强铝合金的淬火敏感性随强度升高而增加。以7050合金的成分-强度-淬火敏感 性为参照， 通过降低Cu和Mg含量， 提高Zn含量，发展先进的喷淋淬火等可控快冷技术， 建立析出相 η 的热力学参数和析出动力学行为，发展了高强高韧 低淬火敏感性 7040, 7085, 7140 和 7081 等新一代低 淬火敏感性铝合金。如图2所示， 7085铝合 金与此前应用的高强 7075,7050 等铝合金相比， 其淬火敏感性明显降低。与美国铝业公司7085合金同期发展且性能相近的， 还有法国铝业公司的 7140 合金、德国爱励铝业公司的7081合金等。

    在提高2524合金材料的耐损伤性能的基础上， 针对其强度偏低的问题， 通过 Cu 和 Mg 主成分 优化设计和降低 Fe, Si 和 Ti 杂质含量， 美铝和法铝 又相继研发出了具有高强高损伤容限特性的 2026 和 2027 合金。 其挤压件（12~82 mm 厚）和板材（12~ 55 mm厚）较2024合金的性能分别提高20%~25% 和 10%.

    为了满足大型飞机的机身蒙皮、机翼壁板（蒙 皮）的先进焊接（如激光焊、搅拌摩擦焊）和蠕变时效 成形制造要求， 法铝研发了 Al- Mg- Si 系的 6056/ 6156, 2022和2023等铝合金。

    随着复合材料性能的不断提升，其在航空航天 结构上的应用已从次要承力件向主承力件扩展， 如 B787 和 A350 最新型飞机都大量使用了复合材料， 这给航空铝合金的发展带来了前所未有的竞争态 势。 设法降低高强铝合金密度、提高比强度和比模 量再次成为铝合金研发的重要方向。 在本世纪初， 美铝-波音提出了《航空 20/20 创议》， 欧盟也相应地 启动了机身整体制造计划， 这些研发计划提出将铝合金成分设计、材料制备与大规格构件制造流程相 结合， 开展材料/结构的一体化创新研发， 将现有飞机结构减重20%, 效率提高 20%的目标。 因此，高强 铝合金出现了宛如百花争艳的发展局面。最近研发的低Li含量 Al-Cu-Li合金2050和2060体现了新一代高强铝合金降低密度的发展趋势。 厚至152 mm的2050-T851板材， 性能不仅优于7050-T7451, 而且密度更低， 强度、韧性、疲劳裂纹扩展抗力及耐热性提高， 替代 7050 合金可减重 5%.

    回顾高强铝合金的发展历程可知， 飞机与航天器的结构设计与高强铝合金的发展相互促进， 既提升了高强铝合金的基础与应用研究水平，又提高了装备的结构效率、寿命和可靠性。

    2 高强铝合金材料的研究热点与发展趋势

    一代材料一代装备， 现代铝合金材料正朝着高综合性能、低密度、大规格、高均匀性和材料/结构一体化方向发展， 为航空航天、交通运输和高端装 备的高性能制造提供支撑。 大规格高综合性能铝合金材料是现代航空、航天、交通运输轻量化发展的基础材料， 也是高强铝合金材料科学与工程研究的 热点。

    如上所述， 新型高强铝合金的研发及现有材料 性能的提升都与铝合金成分的创新相关。 但是， 当成分确定后， 实现高综合性能的特征微结构需经过 复杂的制备工艺流程才能最终获得， 其间冶金遗传 效应显著， 各个制备环节均会影响微结构的形成和 演变， 从而最终决定材料的综合性能及其均匀性。 高强铝合金材料的重要特征微结构可概括为： 在 Al 基体上弥散分布着凝固形成的微米结晶相、高温沉 淀析出的亚微米或纳米弥散相、时效析出的纳米亚 稳相。 基体组织可概括为： 固溶体、晶粒、亚晶粒、晶 界/亚晶界、胞状结构、织构、无沉淀析出带、空位与 位错等。 多尺度的第二相和复杂结构的基体决定了铝合金的性能，如图 3所示。 值得注意的是， 除 第二相、晶粒等组织结构外， 铝合金材料宏/微观织 构也是研究人员关注的因素。

    粗大初生相主导合金的断裂。 微米级初生相 （0.5~10 μm）是Al熔体凝固结晶时首先在熔体中形 成的， 但在加工过程中不能消除。 非平衡结晶相是 熔体非平衡凝固结晶时形成的， 主合金元素（Zn, Mg 和 Cu）未能完全进入铝基固溶体， 以铝化物或 共晶相形式存在于凝固组织中。 非平衡结晶相 经均匀化-形变-固溶处理， 可逐渐溶入 Al 基体中， 剩余部分为残余结晶相。 Al 熔体中 Fe 和 Si 杂质元素可与Al和其他合金元素形成多种不溶初生相、难溶非平衡结晶相， 其相界面上易形成空位、孔洞和裂纹， 降低材料的塑性、韧性和耐疲劳性能。 但合适的Fe和Si含量及其比例，也可提高材料的韧性与疲劳极限。

    弥散相抑制基体再结晶从而主导了基体组织，包括晶界/亚晶界，对材料韧性、抗应力腐蚀性能产 生协同效应。 弥散相是铝合金中微量过渡族元 素或稀土元素在铸锭过程中先固溶于Al基体， 经均匀化热处理析出的亚微米或纳米铝化物第二相（10~ 200 nm）。 如图4所示， Al-Zn-Mg-Cu合金引入Zr, Cr 和 Yb 多元微合金化元素后（单个添加或复合添 加）， 形成共格或非共格的高熔点铝化物。 这些高熔点铝化物不但能有效钉扎晶界并形成弯曲的亚晶界， 而且可以改善合金的淬火敏感性。 所以该类相可主导材料的韧性、耐蚀性能和疲劳性能。

    晶内时效析出相（约10 nm）主导合金的强韧化， 晶界时效析出相主导合金的局部（应力）腐蚀开裂。 纳米时效亚稳相是合金固溶淬火后经时效处理沉 淀析出形成的第二相， 随时效温度升高和时间延长， 析出相形态、结构及成分发生复杂变化。 随着时效析出亚稳相数量提高， 铝合金强度提高， 但时效析出相相应在晶界进一步富集成链状，晶界断裂成为断裂的主导因素，合金的断裂韧性和耐蚀性（应力 腐蚀抗力）降低。 调控晶内、晶界时效析出状态， 可在强度、韧性和耐应力腐蚀性能方面找到最佳点。

    铝合金材料塑性加工的变形温度、变形程度和 变形速度决定了基体组织的微结构特征、织构和形 变储能， 以及材料固溶热处理的具体工艺参数。 热 加工过程中要使合金产生均匀塑性变形， 一般要防止发生动态再结晶， 合金固溶处理时也应尽量避免 发生再结晶。 研究发现， 对高强 7×××铝合金采用逐 级升温固溶、形变热处理等方法， 既有利于抑制 再结晶， 又能促进 S 相（Al2CuMg）溶解， 从而提高合 金的强韧性和耐蚀性， 如图 5所示， 同时降低淬火 敏感性。

    大规格高性能铝合金材料制备面临挑战， 需要发展系列制备技术，以达到组织细化、均匀化、亚稳 化以及高综合性能化的目标。近几年，重点发展了 大锭坯的高洁净化熔炼与均质铸造技术、大规格材 料的均匀强流变加工技术、均匀组织的热处理精细 调控技术。此外， 为了减少或避免在制造过程中产生性能和材料损失， 设法发展材料/构件一体化成形/成性多种制备加工技术， 使材料制备与构件制造两者融合， 已形成了重要的发展趋势。

    2.1 高综合性能铝合金材料成分与组织模式的设计与制备

    随着相图与第一性原理等材料计算软件（如 Thermo-Calc, NAMD,Materials Studio 等）的推广使 用， 加上现代微结构与性能测试技术的进步，为研究主合金成分元素总量及其配比以及微合金化元 素的作用规律提供了方便。 在理论计算结果指导下 开展铝合金主成分与微合金化成分的创新设计， 将 淘汰传统“炒菜式”的合金设计方法。 不断完善铝合 金微结构-性能理论与表征方法， 发展特征微结 构-综合性能关联新原理与表征方法， 以探求材料高强度、高韧性、高模量、高耐腐蚀、高抗疲劳、高 耐损伤、高耐热等性能的特征微结构模式已成为铝 合金研究的方向。 将铸造、塑性加工及热处理过程 中微观组织与内应力演化仿真模拟、成形有限 元模拟与装备适应[67~69]以及性能评价系统相结合， 有力地促进了多尺度微结构精细调控新原理与新 技术的发展。 总之， 将理论计算、模拟和实验相结合， 新牌号合金的研发、性能的提升与应用所需时 间可大大缩短， 效率大幅提高。

    高合金化7×××系铝合金材料的发展， 在发挥该 系合金高强特性的基础上， 探索成分、析出相对强 韧性和淬透性协同的作用规律与机理。如图6所示， 通过改变 Al-8Zn-xMg-1.6Cu 合金的 Mg 含量 （1#—1.0%, 2#—1.4%, 3#—2.0%）， 可以调控合金的硬度与淬火敏感性。

    而通过调整微量元素Cr, Mn, Ti和Zr, Sc等在高强 7×××铝合金中的含量和种类， 能够有效改善合 金的晶粒结构、韧性和抗应力腐蚀性能以及淬火敏 感性。 例如， 以 Zr 为微量添加元素的合金（如 7050, 7055, 7085等）比以Cr和Mn为微量添加元素的合金 （如7075, 7049等）具有更好的抗应力腐蚀性能。 更重要的是， 含 Zr 的高强铝合金具有较低的淬火敏 感性， 所以这类合金能广泛应用于大规格构件的承 力件。 研究表明， 含 Cr 和 Mn 的弥散粒子相界面 和基体不共格， 从而使得淬火析出平衡相能够优先 在这种粒子的相界面上析出； 而含Zr的弥散粒子（Al3Zr）则具有与基体共格的界面，大幅降低了淬火 过程中平衡相在含 Zr 弥散粒子界面上析出的可能性。也有研究表明， 部分Al3Zr弥散粒子也能诱导淬火过程中平衡相的析出。 这是由于在再结晶发生的过程中， 晶界的迁移会导致 Al3Zr 弥散粒子发生共 格-不共格转变， 如图7所示。 不共格的Al3Zr 弥散 粒子相界面则会诱导淬火析出相的析出， 合金则变 得具有淬火敏感性。 所以淬火敏感性控制可以转换 成弥散粒子种类或再结晶分数的控制。

    综上所述， 为了寻求均匀分布的微观组织， 宜采用强应变加工、分级固溶与淬火、多级时效、积 分时效热处理等技术， 以提高韧性、耐蚀、抗疲劳等本征性能， 以及淬透性、深冲性和可焊性等工艺性能。

    2×××系高强铝合金材料的发展， 在现有合金强韧性与抗疲劳特性的基础上， 一方面需要不断揭示 合金成分及析出相种类对强韧性作用规律与机理，如图8所示， 当Cu/Mg比达到4.9时，可同时析出S相和 ω 相， 有利于提高韧性； 另一方面通过降低与优化杂质含量， 控制塑性变形和再结晶， 发展新的热机械处理技术， 可提升该类合金材料的强韧性和 耐损伤性能。

    对具有高强、高韧、耐蚀、可焊等高综合性能特性 的2519合金的成分进行优化设计后得到2519A, 经采用热机械处理、间断二次时效等技术， 细化了 第二相、提高了时效析出相的分布密度， 大幅度提 高了合金的力学性能与抗弹性能， 如图9所示。

    Al-Li 合金材料的发展， 在评估该系列合金的密 度-比模量-比强度-各向异性的基础上， 进一步优化 Li 和 Cu 含量， 同时发展高洁净度大规格材料真空熔铸、控制轧制塑性变形技术，以提高韧性、耐蚀性、 耐损伤性能和超塑性成形性能， 并降低材料的各向 异性。 除用 Li 元素合金化降低密度外， 人们还研究了 Al-Mg-Sc 合金， 但该合金由于强度较低， 还难以用于航空材料。

    2.2 大规格/厚截面铝合金材料的均质制备

    合金组织的非均匀性短板效应是大规格/厚截 面材料设计与制备的难点和关键。 高强铝合金材料 尺寸规格大、合金元素含量高， 组织与性能的宏/细观不均匀性往往显著。 凝固、加工、热处理中流场、 温度场和应力场的不均匀作用， 往往会造成大规格 铸锭成分的宏观不均匀性及非平衡结晶相和杂质 相等组织的细观不均匀性； 厚截面材料形变与再结 晶组织的宏/细观不均匀性； 热处理组织与残余应力 的宏/细观不均匀性。 为研究合金成分与组织引发的 材料本征特性和制备环境引发的多场分布不均匀 两方面作用规律与机理， 近些年来， 研发了宏/细观 组织均匀化的熔铸、塑性加工、热处理等关键制备技术。

    2.2.1 高合金化大铸锭的高洁净化熔炼与均质铸造

    大规格/厚截面高性能铝材首先需要能稳 定地生产出高品质大铸锭。 航空工业所需超高强度 铝合金由于合金化程度高， 结晶范围宽， 氧化、吸气 严重， 易含气夹杂， 成分宏/微观分布均匀性难以控 制， 并且铸造时极易开裂， 成品率低。 宽型厚截面、 大扁锭及大直径高合金化均质无裂纹铸锭的熔炼、 铸造技术一直是世界铝加工界设法要解决的热点问题。

    高洁净化铸坯要求铸锭的杂质与氢含量越少、 洁净度越高越好。 航空材料的气体和杂质含量都有 相应的标准， 无热裂和冷裂， 成品率高。 不同宽厚比 和直径的 7×××系、2×××系铝合金大锭坯成品率根 据规格各加工厂都有自己的指标要求。

    因此， 对大锭凝固理论和过程进行了比较深入 的研究， 如熔体的凝固规律， 铸锭的显微组织、表面 特性、应力应变分布和变形规律等。 发展了多种先 进的 Al 熔体高洁净化、晶粒细化、表面亮化的熔铸 技术， 如炉底电磁搅拌、多级气渣杂联除、变温熔铸、电磁-超声复合外场铸造、油气混合润滑铸造、微 震铸造、矮结晶器铸造等技术。

    2.2.2 大规格坯锭的均匀流变塑性加工

    我国已先后建设了大规格材料加工的大型装备， 并不断研发了一些大规格合金材料的塑性加工技术。 针对 600~850 mm 开口度、4000 mm 宽以上的轧机， 10000~12000 t 预拉伸机， 12500 t 挤 压 机， 40000~ 80000 t 的锻压机， 不仅要保证板材、型材、锻件的几何尺寸精度和表面质量， 而且还要使塑性变形深 入、均匀， 控制材料的动态回复与动态再结晶并得 到预期的微观组织和性能。 因此， 将产学研用结合， 针对不同合金和规格的产品， 开展了铝合金超厚板 和中厚板的锻轧、角轧、非对称轧制， 型材等温挤 压， 模锻件等温锻造等塑性加工技术的研究。

    铝合金厚板高向性能低是国际铝加工界一直设法要解决的难题。 非对称内剪切轧制是一条值得 研究的技术途径。 德国科布伦茨铝合金材料加 工厂研发的蛇形轧制技术，不同于平辊轧制与传统的非对称轧制， 能使厚板内外层同时经受剪切变 形， 消除厚板中间层因变形不能深入而留下的组 织， 可大幅提高厚板高向组织与性能的均匀性。 此外， 经蛇形轧制产生的剪切组织和织构组态， 将会 引起板材强韧性、耐蚀性、抗疲劳、耐损伤及成形加 工性能的一系列变化， 该技术正在研发中。

    2.2.3 大规格/厚截面材料组织性能均匀性的热处理调控

    该类铝合金材料热处理主要也包括 均匀化、固溶淬火及时效。 均匀化处理不仅需要溶 解沿厚向差别大的非平衡结晶相， 而且需要调控 Cr, Mn, Ti 和 Zr 等微合金化元素的高熔点弥散相的均匀析出， 以获得最佳的控制再结晶的组织。 固溶处理要高温溶解已析出的溶质原子， 消除过剩相或加工过程中产生的第二相。 因此， 研发了分（多）级均匀化与固溶技术。 研究发现， 7×××系铝合金 铸锭均匀化处理的冷却速率不仅影响其变形行为 和固溶处理后的再结晶分数， 如图 10所示， 并最终影响成品的强度和延伸率。

    淬火过程中， 由于厚板中心层晶界和相界上平衡相的非均匀析出， 导致合金在时效过程中无法提供足够的强化相从而使整体构件性能下降， 产生短板效应； 淬火残余应力大， 且分布不均匀， 即使采用预拉伸仍难以消除残余应力及其不均匀分布。 宽幅薄板淬火后往往板型差、翘曲， 大型挤压型材淬火后扭曲变形、性能不均匀， 超长中空型材立式淬火上、下性能不均匀。 因此， 研究中厚板辊底固溶淬火-预拉伸、薄板气垫炉固溶-淬火、中空型材卧式连续淬火、锻件预压缩、薄板辊矫的板型控制与残余应力消减技术已成为高端铝材制备的热点。

    时效是决定最终性能的关键工序， 在提高材 料综合性能方面已研发了一系列的时效技术。 美 铝公司研发了 T77 回归再时效（RRA）技术， 该技术 的温度-时间关系示意图如图 11 所示， 在调控铝合 金的强度、韧性与耐蚀性方面取得了很大成功。 如图 12所示， 通过 RRA 处理， 在提高韧性与耐蚀性 能的同时， 强度甚至可以高于 T6 态材料。 但该技术 时效温度窗口窄， 难以在工程上解决多级时效过程 中厚截面材料宏/细观组织性能不均匀的难题。 因此， 同时研发了集温度、时间、外场等多因素产生累积效应的多种中厚板时效热处理技术， 如积分时效、高温预析出、多次时效处理等。 如图13所示， 这些时效方法的共同特点是， 在大规格材料中 实现晶界相非连续析出， 晶内相高密度析出， 减小 无沉淀析出区的宽度， 以保证高的综合性能及其均匀性。

    2.3 材料/构件成形/成性一体化制备加工

    采用大规格铝合金材料制造整体构件， 可以实现减重增效， 材料利用率大幅度提高， 材料与构件制造技术的融合趋势十分明显。 整体大构件的制造 过程十分复杂， 容易使材料消耗大， 其性能在制造 过程中损失大， 因此， 发展了材料/构件成形/成性一体化制备技术， 如框梁主承力结构件局部选择性增强、整体壁板构件蠕变时效成形、超塑性成形 与固态扩散连接、激光焊接、搅动摩擦焊接等大规格构件制造技术。

    目前， 世界上最大的客机 A380 机翼整体上壁板（图 14[137]）采用超强 7055 铝合金厚板， 先在平面状 态下铣削出加强筋， 然后用蠕变时效成形技术实现 最终的成形/成性， 长达 33 m, 最宽处达 2.8 m, 厚度 在 3~28 mm 内变化， 内部加强筋条结构复杂。 该结构极大地提高了机身的可靠性、耐久性、耐损伤容限和承载能力， 使飞机服役年限提高到 40~50 年。

    然而， 现代飞机大量使用的具有空气动力学曲率要求的 2×××系铝合金壁板、蒙皮却还未见应用蠕 变时效成形技术的报道。 其中一个重要原因是 2××× 系合金在蠕变时效成形过程中会出现所谓析出相应力位向效应， 如图 15所示。 Al-4Cu 合金在应力时效时， 会出现 Al2Cu （θ相）在平行于晶体有效 压应力的方向上不析出， 而在垂直方向上大量析出 的现象。 析出相应力位向效应会造成材料性能下降， 制约了蠕变时效成形在高性能 2×××系铝合金构 件上的应用。

    3 我国高强铝合金材料的发展与应用概况

    我国高强铝合金的研发主要受国内航空航天工程发展的牵引作用和国外高强铝合金相关技术发展的推动作用， 其 60 多年的发展， 也大致经历了 5 个阶段， 并与国际差距逐渐缩小。 如表 2 所示， 我国研制和生产的铝合金材料支撑了不同时代的各种类型战机、导弹、卫星、飞船等装备的研制与批产， 在高强铝合金材料研发生产方面积累了丰富的生 产技术和工艺， 为保障国家安全作出了贡献。 随着 大飞机、载人航天、登月、高铁等重大工程的启动， 通过从国外引进与消化吸收， 并结合国内制造， 基本上建成了具有国际先进水平的高强铝合金材料生产的装备和加工基地。

    但是，我国铝材研发的总体基础比较薄弱。 我国自己研发的铝合金牌号极少， 规格非常有限。 大飞机设计所需要生产的铝合金材料产品的品质 有待稳定， 需逐步取得适航认证， 并建立自己的航空标准。

    几十年来， 我国铝合金材料的研究和开发取得了很大的进展， 形成了我国自己的第一代、第二代、 第三代铝合金材料及其批量生产的能力， 并研发了 如LC4, LC9, LY12, 2A12, 2A16, 7A04, 7B04, 7A50 和 7B50 等系列铝合金， 形成了这些铝合金材料的成 分与系列热处理状态[140]. 以某型号战机为例， 所用铝合金多属第三代高强、高韧、耐蚀铝合金材料， 全属自主研发， 形成了战机批量生产需要的供货能 力。 首次实现国产高纯铝合金在型号上的批量应 用， 提高了国产航空铝合金生产和应用的整体水平， 加速了国产航空铝合金的更新换代， 丰富了战 机用先进铝合金材料体系。

    大飞机工程所需高性能大规格第三代、第四代 铝合金材料以及新一代高强、高韧、低淬火敏感性 铝合金材料的研制与生产正在组织攻关， 并取得了 很大进展。

    4 发展我国高强铝合金材料的建议

    大规格高综合性能铝合金材料是我国国民经济和国防工业发展所需的一种量大的关键结构材 料， 其发展需遵循材料自身的发展规律， 并结合国 家工程需求目标， 确定其发展方向。 我国缺乏专门 从事铝合金材料的研究机构， 需要进一步加强产学 研用合作模式。 研究工作需突破跟踪仿制模式， 要处理好解决现实问题与创新发展的辩证关系。

    一方面需加强大规格高性能材料及其生产的 工艺技术和机理研究， 确保产品品质的一致性、稳定性能够满足国家工程的要求， 以及大飞机的适航 认证的要求； 另一方面要重视新一代铝合金的前 沿性、基础性的研究工作。 最近的研究发现， 在 Al-Zn-Mg-Cu 合金淬火过程中， 会析出一种类似于 T1 （Al2CuLi）的强化相，这为开展低淬火敏感性铝合 金的创新设计和材料研发提供了新信息。 总之， 在 对国际上的高强铝合金材料的发展和知识产权情 况深入分析的前提下， 应明确目标， 集中力量抢占 未来发展的若干基础和应用研究的制高点。 我们深 信， 不久的将来我国不仅是普通铝合金材料生产的 大国， 而且也是高端高强铝合金材料研发与生产的强国。

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责任编辑：王元

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