7055（7A55）鋁合金研究進展

牟 春，溫慶紅，林順巖，馮 旺，李 霜

（西南鋁業（集團）有限責任公司，重慶401326）

0 前言

高強鋁合金是航空工業主要的結構用材之一。隨著現代航空業的高速發展，要求航空結構材料具有更高的強度、更好的斷裂韌性和更優的抗應力腐蝕開裂性能和抗疲勞性能。

國外鋁工業界不斷開發出性能優異的新型鋁合金，7055（7A55）合金是目前變形鋁合金中強度最高的合金。20世紀80年代，美國Alcoa公司在7150合金的基礎上，通過提高Zn/Mg比值、進一步降低Fe、Si、Mn等雜質含量，成功開發了一種新型超高強7055合金，并研制出T77熱處理工藝，于1991年注冊，但具體的T77工藝專利技術高度保密。通過RRA熱處理工藝生產的7055-T77合金的強度比7150高10%，比7075高出30%；且其斷裂韌性較好，抗疲勞裂紋擴展能力強。7055-T77合金在B777和A380等先進民用飛機中獲得廣泛的應用，如上翼蒙皮、水平尾翼、龍骨架、座軌和貨運滑軌等。其中A380飛機的機翼上蒙皮由34 m長的7055-T7651厚板制造。國外已有擠壓態7055鋁合金的T76511、T74511熱處理工藝規程，但關于7A55鋁合金板材的T7651、T7451熱處理工藝卻未見公開報道。

國內自上世紀90年代中后期著手該合金開發。近20年來，由東北輕合金有限責任公司牽頭，聯合西南鋁業（集團）有限責任公司、中南大學、北京有色金屬研究總院等單位開展了較多關于7055合金的研究。其中，張新明課題組詳細研究了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RRA工藝、連續RRA工藝和雙級時效工藝方面進行了大量的研究。目前我國在這類超高強度鋁合金的工業化生產方面存在批量穩定性差的問題，其成分偏析和鑄錠熱裂紋傾向很大，生產的厚板只有部分規格達到發達國家同類產品的平均水平。我國開發該合金的目的是用來生產國產大飛機機翼上壁板和長桁，但目前工業化應用較少。近年來，國內材料研究者對該合金在成分優化、改善合金組織結構、開發新的熱處理制度方面研究比較活躍。

1 化學成分優化及配比研究

中南大學對7055合金做過實驗室研究，認為合適的Zn/Mg和Cu/Mg比是保證7055合金獲得優良綜合性能的關鍵。按AA7055成分范圍設計了5種成分合金，通過力學性能、電導率、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質量比低的合金比Zn和Mg質量比高的合金的淬火敏感性高7%～11%；空氣淬火時，Zn和Mg質量比低的合金的再結晶晶粒內析出了較多粗大的η（MgZn2）平衡相，因而減少了過飽和固溶體中溶質原子的數量，降低了合金的時效強化效果，提高了合金的淬火敏感性；然而Zn和Mg質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晶，細化了晶粒，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。

賀永東研究了復合添加微量Cr、Mn、Ti、Zr對7A55合金鑄錠組織的影響[3]。復合添加0.04%Ti+0.17%Zr能在一定程度上細化合金鑄錠組織；復合添加0.20%Cr+0.20%Mn+0.03%Ti能夠顯著細化鑄錠組織，其細化機理為含Cr、Mn的原子團簇作為Al3Ti形核的基底促使α-Al成核；復合添加0.04%Cr+0.04%Mn+0.03%Ti+0.18%Zr產生極強烈的晶粒細化效果，其細化機理為含Cr、Mn的原子團簇作為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]。他們發現添加0.2%Sc能有效細化合金鑄態晶粒組織，減少非平衡共晶組織數量，顯著提高合金室溫強度而保持較高塑性，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的加入可細化鑄態組織，同時會與熔體中存在的少量O、H、N、S、Fe等雜質原子結合，生成細小難熔含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對合金鑄態晶粒組織和第二相的細化最明顯。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散起抑制作用，造成成分過冷，促進胞晶枝晶的生長。

2 均勻化工藝研究

中南大學對420℃/8 h預退火Al-8.18Zn-2.00Mg-2.22Cu-0.10Zr合金大生產鑄錠樣品進行差熱分析后發現，469℃時有相的熔化。而460℃/12 h處理后，469℃相變點消失，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475℃/50 h均勻化處理后仍存在數量較多的殘留相，478℃/50 h處理后合金出現過燒現象，說明單級均勻化難以使合金達到理想的均勻化效果。經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，分級均勻化通過調節Al3Zr粒子的析出行為，可使合金獲得大量尺寸細小且均勻彌散分布的Al3Zr粒子，有效抑制合金再結晶的發生，使材料的強度和抗剝落腐蝕性能得到提高。經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

中南大學通過熱壓縮模擬研究后認為，7055合金最佳熱加工溫度為420℃。

閆亮明研究了常規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，厚板再結晶體積分數較常規軋制工藝降低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變為非共格粒子，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。綜合考慮力學性能、腐蝕性能和淬火敏感性，變形量為80%時合金性能最優。

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）擠壓帶板力學和電學性能的影響，認為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性能的影響[14]。從450℃開始，隨固溶溫度升高，板材再結晶程度增大，第二相的固溶程度也加大，470℃時的綜合力學性能達到最佳，板材過燒溫度為490℃。

中南大學實驗室研究發現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470℃/1 h和450℃/1 h+480℃/30 min固溶處理后T6態的局部腐蝕性能[15]。結果表明，雙級固溶能降低再結晶程度，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蝕和抗剝落腐蝕的能力。

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

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

陳康華等研究了強化固溶制度對7055合金φ 15 mm擠壓棒力學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℃強化固溶，室溫水淬后進行T6處理可顯著提高合金強度且保持較高塑性，沿晶斷裂增加。

張新明研究了7A55合金1.7 mm厚板材經450℃/0.5 h+480℃/0.5 h固溶，隨 爐降溫 至460℃、440℃、420℃和400℃預析出處理，再保溫0.5 h水淬后T6態的力學性能和耐腐蝕性能[19]。與無預析出處理工藝比，固溶后降溫預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預析出處理+水淬后的T6態的力學性能和耐腐蝕性能研究結果表明，隨著預析出時間的延長，合金硬度和強度先升高后降低，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性能和抗蝕性能。

張新明研究了7A55合金2.5 mm板材經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態的力學性能和顯微組織[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度下降較多，固溶降溫處理使合金晶界的析出相呈不連續分布，提高了合金的電導率。爐冷降溫至440℃保溫0.5 h工藝能使合金在強度損傷較小的情況下，電導率有較大程度提升。

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預析出，然后再室溫水淬后進行人工峰值時效，可以使合金在保持高強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]。發現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時出現三個硬度峰值，時效30 h的強度已經達到最高強度（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，發現在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擠壓帶板力學和電學性能的影響，認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度，但其抗應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定的GP區為原則，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度、抗腐蝕性能、電導率的關鍵因素，淬火預拉伸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。

李海研究發現，7055合金2 mm冷軋板在120℃、150℃、180℃欠時效或峰值時效后，再進行60℃和100℃二次時效工藝可以獲得超過相應單級時效的硬度和強度[27]。縮短預時效時間，延長低溫二級時效時間，在保持合金高強度的同時，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。馮迪等的研究結果表明，近峰值時效作預時效處理更適用于7055中厚板，采用105℃/24 h（3℃/min）+190℃/50 min+120℃/24 h工藝可獲得優異的綜合性能[9]。

龍佳對7A55合金2 mm冷軋板進行了470℃/1 h固溶處理+室溫水淬火處理，并對比研究了常規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，晶內析出大量與基體不共格的η'相和η相，同時晶界的η相嚴重粗化并出現無沉淀析出帶，致使電導率大幅上升。一級時效后在適當的升溫速度下采用連續RRA處理工藝可以獲得接近一級時效的強度和38.1%IACS的電導率。

廖忠全研究了7A55合金50 mm熱軋板經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態相當的強度，而電導率大大提高，抗應力腐蝕性能接近T73態水平。合金經過適當的RRA處理后，晶內保持類似于T6態的顯微組織結構，為細小彌散的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態類似，為斷續、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℃時效起到預形核作用，繼續延長第一級時效時間對三級時效后合金的硬度和電導率影響不大。第二級時效快速加熱有利于同時提高合金的硬度和電導率。第三級120℃/24 h時效具有同時提高合金硬度和電導率的作用。經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率比T6狀態的更高。

李桂榮研究了7055合金25 mm擠壓棒淬火后時效+多次深冷循環處理的組織性能[31]。隨循環次數增加，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T6處理維氏硬度的3倍。

6 形變熱處理工藝研究

兼顧高強鋁合金強度、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鋁合金的研究結果表明[32]，對于冷變形后再經T6時效的7055鋁合金，隨變形量的提高，強度先略有上升，隨后緩慢下降，而經冷變形RRA處理的合金強度隨變形量增加而持續下降。隨變形量的增加，冷軋態7055合金的電導率逐漸下降，而T6和RRA態合金的電導率則逐漸上升。

7 小結

在現有鋁合金中，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。合金大規格鑄錠成型技術、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。新開發的噴射成形技術，能夠得到晶粒細小、組織均勻、偏析度小且致密度高的組織結構，為此類合金的工程化應用奠定了基礎。隨著裝備升級及合金成分優化、組織結構改善、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的應用，7055（7A55）合金高強、高韌、良好耐蝕性的優點將不斷顯現，在航空航天及民用領域中的應用將大有前途。