高強(qiáng)度鋁合金及其先進(jìn)焊接技術(shù)研究現(xiàn)狀及發(fā)展方向

楊則云

（中車青島四方機(jī)車車輛股份有限公司，山東 青島 266111）

0 前言

7000系A(chǔ)l-Zn-Mg-Cu鋁合金是以航空航天為主要應(yīng)用背景開發(fā)出的超高強(qiáng)度鋁合金。因其具有低密度、高強(qiáng)韌性和低成本等優(yōu)點(diǎn)，應(yīng)用價(jià)值和前景良好，目前已廣泛應(yīng)用于航空航天、軍工、軌道交通等領(lǐng)域[1]。

20世紀(jì)初，德國科學(xué)家Sander W和Meissner K L經(jīng)時(shí)效處理，獲得了高強(qiáng)Al-Zn-Mg系合金[2]，但該系合金抗應(yīng)力腐蝕開裂（SCC）性能和抗剝落性能的不足限制了其產(chǎn)業(yè)應(yīng)用。20世紀(jì)30年代開始，各國學(xué)者在研究中發(fā)現(xiàn)Cu元素可以提高鋁合金的綜合力學(xué)性能和抗SCC性能，繼而開發(fā)出Al-Zn-Mg-Cu系合金。德、美、法等國在Al-Zn-Mg-Cu系合金基礎(chǔ)上成功開發(fā)出7075、B95、B93和D.T.D683等合金[3]，至今仍廣泛應(yīng)用于航空航天領(lǐng)域。另外，美國學(xué)者通過加入Cr、Mn、Zr等元素，研制出7005和7004合金[4]，獲得了良好的焊接性能和抗SCC性能，廣泛應(yīng)用于焊接結(jié)構(gòu)，但是合金的工藝性能有待改善。為此日本學(xué)者通過降低w（Mg）而提高w（Zn）/w（Mg）值，獲得了較好的焊接性能和工藝性能，但是強(qiáng)度明顯下降[5]。為提高強(qiáng)度，20世紀(jì)70年代又研制出7020合金，其強(qiáng)度高且可焊接性好[6]。20世紀(jì)70年代末，為解決工業(yè)應(yīng)用中SCC敏感性較高的問題，學(xué)者在7075合金的基礎(chǔ)上，通過調(diào)整合金元素的含量，相繼發(fā)展了 7178、7070、7175、7475 等幾種新型合金。

國內(nèi)針對(duì)Al-Zn-Mg-Cu系超高強(qiáng)鋁合金的研究相對(duì)較晚。20世紀(jì)80年代開始，東北輕合金有限責(zé)任公司和北京航空材料研究所相繼開發(fā)出了7075、7050、7175、7A55、7A60 等超高強(qiáng)度鋁合金，以滿足航空器關(guān)鍵結(jié)構(gòu)件的制造需求。“九五”期間，北京有色金屬研究總院和東北輕合金有限責(zé)任公司通過提高w（Zn），采用噴射沉積和半連續(xù)鑄造等工藝，制成各種尺寸的鍛件、擠壓棒材及無縫擠壓管材等，合金的屈服強(qiáng)度超過750 MPa，延伸率超過8%[7]。

1 Al-Zn-Mg-Cu系超高強(qiáng)度鋁合金成分優(yōu)化

1.1 主合金元素

7000系超高強(qiáng)度鋁合金主要合金元素有Zn、Mg和Cu，其含量的配比對(duì)合金的綜合性能起決定性作用。由相圖可知，凝固過程中隨著溫度的降低，Zn、Mg元素在鋁基體中的固溶度急劇下降，形成強(qiáng)時(shí)效硬化效應(yīng)的二元MgZn2相，同時(shí)也會(huì)形成三元Al2Mg3Zn3強(qiáng)化相。可通過逐步提高 w（Zn）和 w（Zn）/w（Mg）比值，進(jìn)而提升MgZn2相的強(qiáng)化效應(yīng)。另外，Cu元素可明顯改善合金的抗SCC性能和綜合性能。因此，適當(dāng)優(yōu)化Zn、Mg和Cu元素含量能對(duì)改善超高強(qiáng)鋁合金的性能起到重要作用。

1.2 雜質(zhì)元素

Fe、Si元素在超高強(qiáng)Al-Zn-Mg-Cu系鋁合金中屬于雜質(zhì)元素，對(duì)合金的耐腐蝕性能影響較大，需嚴(yán)格控制其含量。另外，F(xiàn)e元素與合金中Mn元素易形成脆性夾雜相，降低合金的強(qiáng)韌性，但微量的Fe元素同時(shí)可與 MnAl6反應(yīng)形成（Fe、Mn）Al6，減小FeAl3與α-Al之間的電位差，從而改善合金耐腐蝕性能；一定含量的Mn元素也可改善合金抗應(yīng)力腐蝕性能。Fe元素與Al元素會(huì)發(fā)生反應(yīng)形成FeAl3相，細(xì)化再結(jié)晶晶粒，但會(huì)降低耐腐蝕性能。因此，應(yīng)合理控制超高強(qiáng)鋁合金中微量元素的含量，尤其Fe和Mn元素共存時(shí)。

1.3 微量合金元素

用Zr元素代替合金中Cr元素可克服合金的淬火敏感性。超高強(qiáng)Al-Zn-Mg-Cu系鋁合金中Cr元素會(huì)增加合金的淬火敏感性，一般制品在固溶處理后必須快速淬火以保證時(shí)效后的強(qiáng)度，但對(duì)于厚板、大型鍛件和大截面擠壓材等制品，即使淬火冷卻速度迅速，也無法使心部得到快速冷卻，且淬火速度過快易導(dǎo)致制品產(chǎn)生較大的應(yīng)力變形，甚至開裂。合金中添加Zr元素能夠細(xì)化基體晶粒，也可形成細(xì)小彌散分布的高熔點(diǎn)Al3Zr相，從而降低合金的淬火敏感性。鋁合金中Al3Zr相一般存在兩種結(jié)構(gòu)和形態(tài)：①凝固過程中直接析出四方結(jié)構(gòu)的Al3Zr相，可顯著細(xì)化合金鑄態(tài)微觀組織；②均勻化過程中析出LI2型結(jié)構(gòu)的類球形Al3Zr相，與基體共格，熱加工和熱處理過程中強(qiáng)烈抑制再結(jié)晶和晶粒長大。

Al-Zn-Mg-Cu系鋁合金中添加Sc元素可改善合金的耐腐蝕性能和焊接性能[8]。同時(shí)，添加Sc和Zr元素時(shí)還可形成Al3（Sc，Zr）粒子，在合金凝固過程中作為形核核心可顯著細(xì)化合金的基體晶粒尺寸，可達(dá)20～40 nm。Al3（Sc，Zr）粒子對(duì)鋁合金的形變過程中還起強(qiáng)烈的釘扎作用，抑制再結(jié)晶和阻止再結(jié)晶晶粒長大，顯著改善鋁合金的綜合性能。

Al-Zn-Mg-Cu系鋁合金中加入微量稀土元素，如Ce、Y等，有助于改善合金的綜合力學(xué)性能。如在7A04鋁合金中添加微量Ce，可明顯改善合金的加工性能、塑性和耐鹽霧腐蝕性能[9]。

2 Al-Zn-Mg-Cu系超高強(qiáng)度鋁合金的熱處理

Al-Zn-Mg-Cu系鋁合金強(qiáng)化熱處理主要為固溶+人工時(shí)效處理，其時(shí)效析出的過程為：過飽和固溶體→GP區(qū)→MgZn相（η′相）→MgZn2相（η 相）[10]。T6處理為峰值人工時(shí)效，強(qiáng)度達(dá)到最大值，主要強(qiáng)化相為晶內(nèi)彌散分布的η′相；但沿晶界也易析出鏈條狀連續(xù)分布的粗大η′相和η相質(zhì)點(diǎn)，明顯降低合金的抗應(yīng)力腐蝕性能，同時(shí)剝落腐蝕性能較差，斷裂韌性較低。Al-Zn-Mg-Cu系鋁合金也常采用雙級(jí)時(shí)效熱處理制度，如T73、T74、T76等。經(jīng)雙級(jí)時(shí)效處理，可避免晶界析出鏈條狀連續(xù)分布的η′相和η相，顯著提升合金的抗應(yīng)力腐蝕性能，但晶內(nèi)析出η′相將有所長大，從而降低合金的強(qiáng)度。長期以來，高強(qiáng)鋁合金的RRA回歸熱處理制度也得到廣泛研究。RRA制度一般為低溫時(shí)效+高溫回歸時(shí)效+低溫時(shí)效，可實(shí)現(xiàn)晶內(nèi)組織高強(qiáng)度、晶界組織高抗應(yīng)力腐蝕開裂性和抗剝落腐蝕性，但其工藝較復(fù)雜，不適合規(guī)格較大的鋁合金制品熱處理。

為兼顧高強(qiáng)鋁合金的強(qiáng)度、韌性及抗腐蝕能力，逐漸發(fā)展出形變熱處理和高低溫循環(huán)熱處理強(qiáng)化工藝。其中形變熱處理包括低溫形變熱處理、高溫形變熱處理、中間形變熱處理和最終形變熱處理等。以最終形變熱處理為例，其工藝過程為：固溶處理→預(yù)時(shí)效處理→形變處理→最終時(shí)效處理[11]。充分利用合金的加工硬化和沉淀強(qiáng)化機(jī)理，通過塑性變形和熱處理的有效結(jié)合，實(shí)現(xiàn)合金的高強(qiáng)度+高塑性、韌性+高抗應(yīng)力腐蝕性能。高低溫循環(huán)處理強(qiáng)化則是利用合金的激冷激熱過程中，溫度梯度及成分的不均勻性和晶體結(jié)構(gòu)變化等因素而導(dǎo)致的局部應(yīng)力集中，產(chǎn)生大量位錯(cuò)，形成大量亞晶，從而細(xì)化微觀組織，同時(shí)提高強(qiáng)度和塑性。

3 Al-Zn-Mg-Cu系超高強(qiáng)度鋁合金的先進(jìn)成形技術(shù)

3.1 快速凝固/粉末冶金技術(shù)

快速凝固/粉末冶金技術(shù)的出現(xiàn)突破傳統(tǒng)鑄造Al-Zn-Mg-Cu系鋁合金中w（Zn）=8%的限制，極大提升了合金化程度，開發(fā)出強(qiáng)度更高的超高強(qiáng)鋁合金。日本、歐洲多國均報(bào)道了強(qiáng)度超過700 MPa的快速凝固/粉末冶金制備的超高強(qiáng)鋁合金[12]。但傳統(tǒng)凝固/粉末冶金技術(shù)很難制備出大尺寸規(guī)格的塊體材料，限制了其在超高強(qiáng)鋁合金領(lǐng)域的推廣應(yīng)用。近年來，隨著金屬粉末制備技術(shù)、致密化技術(shù)及其設(shè)備的發(fā)展，采用凝固/粉末冶金技術(shù)可以制備出350 kg的超高強(qiáng)鋁合金坯錠，其擠壓件和模鍛件已經(jīng)應(yīng)用到飛機(jī)、導(dǎo)彈以及航天器上[13]。

3.2 噴射成形技術(shù)

采用噴射成形技術(shù)可制備出w（Zn）高達(dá)14%的Al-Zn-Mg-Cu超高強(qiáng)度鋁合金。噴射成形由于凝固速度極快，可顯著細(xì)化合金基體晶粒，抑制宏觀、微觀偏析和熱裂；可顯著提高合金元素的過飽和度，能夠在后續(xù)熱處理過程中更充分地析出沉積相，進(jìn)而獲得更佳的力學(xué)性能。英國研制的噴射成形7043鋁合金中 w（Zn）高達(dá) 11.5%，經(jīng) T71、T73 熱處理后，其室溫極限抗拉強(qiáng)度超過800 MPa，延伸率超過8%，實(shí)際應(yīng)用于賽車發(fā)動(dòng)機(jī)連桿、軸承支承座等關(guān)鍵部件的制造中。美國開發(fā)的噴射成形7093合金中w（Zn）達(dá)9.5%，其室溫極限抗拉強(qiáng)度超過760 MPa，延伸率超過11%，目前已被應(yīng)用于高速列車車鉤、超高速離心機(jī)轉(zhuǎn)子等重要民用和軍用產(chǎn)品的零部件。

3.3 微/納米晶細(xì)化技術(shù)

低溫軋制和低溫球磨技術(shù)是制備微/納米晶超高強(qiáng)鋁合金的主要技術(shù)。低溫軋制和低溫球磨技術(shù)可解決鋁合金塑性變形過程中因局部溫升導(dǎo)致的冷焊問題。日本采用軋制前液氮冷卻和軋后噴淋液氮冷工藝，使得鋁合金扎制板材中基體晶粒尺寸為幾微米[14]。在此基礎(chǔ)上，美國采用多道次低溫軋制+時(shí)效處理工藝，制備出晶粒尺寸小于100nm的7075鋁合金，其屈服強(qiáng)度超過600 MPa，延伸率大于10%[15]。

為制備大尺寸規(guī)格的納米晶超高強(qiáng)度鋁合金，美國在液氮浸泡的條件下將鋁合金粉末球磨細(xì)化獲得納米粉體，進(jìn)而燒結(jié)成納米晶塊體，再擠壓成棒材，制備出強(qiáng)度超過840 MPa的 5083鋁合金[16]。

4 Al-Zn-Mg-Cu系超高強(qiáng)度鋁合金的先進(jìn)焊接技術(shù)

4.1 攪拌摩擦焊

攪拌摩擦焊接（FSW）技術(shù)作為一種固相連接技術(shù)，具有焊接變形小、缺陷水平低、焊接接頭質(zhì)量及力學(xué)性能優(yōu)良等特點(diǎn)。7000系鋁合金中因其主合金元素Zn熔點(diǎn)低，在傳統(tǒng)的熔化焊接過程中燒損嚴(yán)重、易偏析，導(dǎo)致接頭強(qiáng)度明顯降低，僅有母材的50%～60%[17]，而攪拌摩擦焊室溫下的接頭強(qiáng)度可達(dá)母材的75%以上[18]。但是，由于攪拌摩擦焊不具有自清潔作用，鋁合金界面上的氧化物或雜質(zhì)等在攪拌不充分情況下會(huì)在焊縫截面產(chǎn)生一種連續(xù)折線狀缺陷[19]；在FSW搭接界面處會(huì)出現(xiàn)搭接接頭“鉤狀”缺陷，明顯降低接頭的疲勞強(qiáng)度[20－21]。目前，攪拌摩擦焊技術(shù)主要適用于長、直規(guī)則焊縫，該技術(shù)應(yīng)用于復(fù)雜截面、復(fù)雜空間位置的焊接仍需進(jìn)一步研究。

4.2 激光焊

單激光焊接是鋁合金焊接中的常用方法，具有功率密度高、熱輸入小、熱影響區(qū)窄、深寬比高、焊接速度快、變形小、易實(shí)現(xiàn)自動(dòng)化焊接等優(yōu)點(diǎn)。由于鋁合金材料自身的特性，進(jìn)行激光焊接時(shí)不可避免地會(huì)出現(xiàn)一些問題，如：①室溫下激光焊接時(shí)，鋁合金表面對(duì)激光的反射率很高；②高功率密度激光焊接時(shí)，鋁合金熔池內(nèi)液體金屬攪動(dòng)劇烈，易濺出熔池，形成大量飛濺，造成焊縫表面咬邊和下凹；③鋁合金焊接過程中產(chǎn)生的等離子體會(huì)影響激光能量的傳輸，甚至引起焊接過程不穩(wěn)定，嚴(yán)重影響接頭質(zhì)量[22-23]；④鋁合金激光焊接時(shí)的氣孔問題，一般包括焊接氫氣孔和工藝氣孔兩種氣孔[24-25]。另外，激光焊接裝配要求高，熔池的橋連性差，對(duì)間隙和錯(cuò)邊的適應(yīng)性差，易引起未填滿、咬邊，甚至部分激光直接穿過間隙而無法形成焊縫。上述問題的存在極大地限制了鋁合金激光焊接的應(yīng)用范圍。

4.3 激光-電弧復(fù)合焊

激光電弧復(fù)合焊接充分利用激光和電弧兩種焊接熱源的優(yōu)勢，避免單一熱源焊接時(shí)存在的一些缺陷和不足，其本質(zhì)是將激光和電弧兩種熱源作用于同一區(qū)域，通過激光與電弧的相互耦合作用，顯著改善焊接過程的穩(wěn)定性和焊縫成形；同時(shí)大大降低對(duì)坡口準(zhǔn)備和裝配精度的要求，可以得到更高的焊接速度、更寬的間隙適應(yīng)性、更好的焊縫成形以及更少的焊接缺陷。高強(qiáng)鋁合金采用激光電弧復(fù)合焊窄間隙深熔焊接技術(shù)，是控制其焊接應(yīng)力與變形、減小接頭組織的非均勻性、提高其接頭靜強(qiáng)度和疲勞強(qiáng)度、確保其安全可靠性的根本措施。然而，Al-Zn-Mg-Cu超高強(qiáng)度鋁合金的主要合金元素Mg、Zn等受激光作用易蒸發(fā)，一方面降低了焊縫中的強(qiáng)化元素含量，另一方面會(huì)對(duì)等離子體、熔池流動(dòng)、焊接過程穩(wěn)定性產(chǎn)生不利影響。研究表明，電磁場、超聲場對(duì)激光、電弧的等離子體、熔滴過渡、焊縫組織、接頭性能有顯著影響[26-27]。因此，輔助外場對(duì)等離子體的控制作用可以為激光電弧復(fù)合焊接提供新思路，進(jìn)一步提高復(fù)合焊接頭的焊接質(zhì)量。

5 結(jié)論

超高強(qiáng)Al-Zn-Mg-Cu鋁合金在航空航天及民用領(lǐng)域具有廣闊的應(yīng)用前景，其研究主要包含以下方面：

（1）優(yōu)化主合金元素含量，合理添加新的微合金化元素，開發(fā)適應(yīng)不同需要的新型超高強(qiáng)鋁合金。

（2）采用和開發(fā)新的制備技術(shù)，提高材料的斷裂韌性及綜合性能。

（3）優(yōu)化現(xiàn)有焊接技術(shù)并開發(fā)新的焊接工藝、方法，以促進(jìn)高強(qiáng)度鋁合金在不同領(lǐng)域的應(yīng)用。

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