牟 春，温庆红，林顺岩，冯 旺，李 霜

（西南铝业（集团）有限责任公司，重庆401326）

0 前言

高强铝合金是航空工业主要的结构用材之一。随着现代航空业的高速发展，要求航空结构材料具有更高的强度、更好的断裂韧性和更优的抗应力腐蚀开裂性能和抗疲劳性能。

国外铝工业界不断开发出性能优异的新型铝合金，7055（7A55）合金是目前变形铝合金中强度最高的合金。20世纪80年代，美国Alcoa公司在7150合金的基础上，通过提高Zn/Mg比值、进一步降低Fe、Si、Mn等杂质含量，成功开发了一种新型超高强7055合金，并研制出T77热处理工艺，于1991年注册，但具体的T77工艺专利技术高度保密。通过RRA热处理工艺生产的7055-T77合金的强度比7150高10%，比7075高出30%；且其断裂韧性较好，抗疲劳裂纹扩展能力强。7055-T77合金在B777和A380等先进民用飞机中获得广泛的应用，如上翼蒙皮、水平尾翼、龙骨架、座轨和货运滑轨等。其中A380飞机的机翼上蒙皮由34 m长的7055-T7651厚板制造。国外已有挤压态7055铝合金的T76511、T74511热处理工艺规程，但关于7A55铝合金板材的T7651、T7451热处理工艺却未见公开报道。

国内自上世纪90年代中后期着手该合金开发。近20年来，由东北轻合金有限责任公司牵头，联合西南铝业（集团）有限责任公司、中南大学、北京有色金属研究总院等单位开展了较多关于7055合金的研究。其中，张新明课题组详细研究了7055合金的均匀化制度和固溶处理制度，郑子樵课题组在7055合金的常规RRA工艺、连续RRA工艺和双级时效工艺方面进行了大量的研究。目前我国在这类超高强度铝合金的工业化生产方面存在批量稳定性差的问题，其成分偏析和铸锭热裂纹倾向很大，生产的厚板只有部分规格达到发达国家同类产品的平均水平。我国开发该合金的目的是用来生产国产大飞机机翼上壁板和长桁，但目前工业化应用较少。近年来，国内材料研究者对该合金在成分优化、改善合金组织结构、开发新的热处理制度方面研究比较活跃。

1 化学成分优化及配比研究

中南大学对7055合金做过实验室研究，认为合适的Zn/Mg和Cu/Mg比是保证7055合金获得优良综合性能的关键。按AA7055成分范围设计了5种成分合金，通过力学性能、电导率、腐蚀性能的综合分析，得出综合性能最佳的成分方案为：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。

张新明研究了Zn和Mg质量比为4.10和4.67的两种7055铝合金2.5 mm板材的淬火敏感性[1]。在120℃时效时，合金的淬火敏感性随时效时间的延长而降低，Zn和Mg质量比低的合金比Zn和Mg质量比高的合金的淬火敏感性高7%～11%；空气淬火时，Zn和Mg质量比低的合金的再结晶晶粒内析出了较多粗大的η（MgZn2）平衡相，因而减少了过饱和固溶体中溶质原子的数量，降低了合金的时效强化效果，提高了合金的淬火敏感性；然而Zn和Mg质量比高的合金在空气淬火过程中析出的η相较低Zn和Mg质量比合金的少，且在局部形成S（Al2CuMg）相。

张新明研究了Zr含量对7055合金2 mm板材晶间腐蚀的影响[2]。微量Zr的添加抑制了合金再结晶，细化了晶粒，窄化晶界无沉淀析出带，提高了合金抗晶间腐蚀能力。当Zr含量大于0.1%时，合金晶间腐蚀的淬火敏感性明显减小。

贺永东研究了复合添加微量Cr、Mn、Ti、Zr对7A55合金铸锭组织的影响[3]。复合添加0.04%Ti+0.17%Zr能在一定程度上细化合金铸锭组织；复合添加0.20%Cr+0.20%Mn+0.03%Ti能够显著细化铸锭组织，其细化机理为含Cr、Mn的原子团簇作为Al3Ti形核的基底促使α-Al成核；复合添加0.04%Cr+0.04%Mn+0.03%Ti+0.18%Zr产生极强烈的晶粒细化效果，其细化机理为含Cr、Mn的原子团簇作为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对7055合金组织和性能的影响[4-5]。他们发现添加0.2%Sc能有效细化合金铸态晶粒组织，减少非平衡共晶组织数量，显著提高合金室温强度而保持较高塑性，同时还能提高合金100～200℃的拉伸性能，并改善其塑性。李桂荣、韩剑研究了少量Y对7055合金组织和性能的影响[6-7]。Y的加入可细化铸态组织，同时会与熔体中存在的少量O、H、N、S、Fe等杂质原子结合，生成细小难熔含Y的简单化合物，且不会污染熔体，对熔体具有净化作用。加入0.25%Y对合金铸态晶粒组织和第二相的细化最明显。但Y也会在晶界处偏聚，对Zn、Mg、Cu等元素在凝固过程中的扩散起抑制作用，造成成分过冷，促进胞晶枝晶的生长。

2 均匀化工艺研究

中南大学对420℃/8 h预退火Al-8.18Zn-2.00Mg-2.22Cu-0.10Zr合金大生产铸锭样品进行差热分析后发现，469℃时有相的熔化。而460℃/12 h处理后，469℃相变点消失，481℃开始有相的熔化。提出的均匀化制度为：30℃/h升温到（460±5）℃保温12 h，再10℃/h升温到（470±5）℃保温4h，保温结束后快速冷却（＞20℃/min）。

李忠盛研究了Al-8.0Zn-2.5Mg-1.5Cu-0.18Zr-0.15Cr-0.15Mn合金的单级和双级均匀化工艺[8]，提出合金适宜的均匀化处理工艺为450℃/60 h+470℃/12 h。

刘俊涛介绍[9]，7055合金经475℃/50 h均匀化处理后仍存在数量较多的残留相，478℃/50 h处理后合金出现过烧现象，说明单级均匀化难以使合金达到理想的均匀化效果。经455℃/50 h+478℃/50 h双级均匀化处理后，合金过烧温度提高，未见过烧现象，且残留相较少，表明均匀化效果好。

房星研究了均匀化制度对7055铝合金力学性能及抗剥落腐蚀性能的影响[10]。相对于单级均匀化，分级均匀化通过调节Al3Zr粒子的析出行为，可使合金获得大量尺寸细小且均匀弥散分布的Al3Zr粒子，有效抑制合金再结晶的发生，使材料的强度和抗剥落腐蚀性能得到提高。经350℃/12 h+470℃/24 h双级均匀化处理后，3 mm板材综合性能最好。

3 热加工工艺研究

中南大学通过热压缩模拟研究后认为，7055合金最佳热加工温度为420℃。

闫亮明研究了常规热轧工艺和大道次压下轧制工艺对7055厚板组织的影响[11]。大道次压下轧制可以使厚板芯部获得均匀变形，并使粗大第二相充分破碎；淬火时效处理后，大道次压下轧制厚板第二相固溶更充分，厚板再结晶体积分数较常规轧制工艺降低15%。

张新明研究了轧制变形量对7A55铝合金晶间腐蚀淬火敏感性的影响[12]。随着轧制变形量增加，变形储能增加，固溶处理后再结晶程度也加大。缓慢冷却时，与基体共格的Al3Zr粒子被大角度晶界扫过转变为非共格粒子，粗大平衡相MgZn2以非共格的Al3Zr粒子作为形核位置析出，显著减弱了时效强化效果，因而合金淬火敏感性增大。缓慢淬火条件下，平衡相在晶界、晶内的析出和晶界无沉淀析出带的宽化降低了合金抗晶间腐蚀能力，造成合金晶间腐蚀的淬火敏感性加大。综合考虑力学性能、腐蚀性能和淬火敏感性，变形量为80%时合金性能最优。

4 固溶处理工艺研究

李杰研究了固溶-单级时效处理对Al-8.0Zn-2.8Mg-2.5Cu-0.12Zr合金100 mm（宽）×25 mm（厚）挤压带板力学和电学性能的影响，认为480℃/1 h为最佳固溶制度。

刘文辉研究了固溶温度对7A55板材断裂韧性的影响[13]。从450℃开始，随温度升高，可溶性粒子减少，断裂韧性增加，到480℃时达到最大值。超过480℃，由于晶粒的长大，断裂韧性开始下降。

刘友良研究了固溶温度对7A55合金板材组织和力学性能的影响[14]。从450℃开始，随固溶温度升高，板材再结晶程度增大，第二相的固溶程度也加大，470℃时的综合力学性能达到最佳，板材过烧温度为490℃。

中南大学实验室研究发现7055合金的最佳单级固溶制度为470℃/1 h，双级固溶制度为460℃/1 h+483℃/15 min，而Al-8.18Zn-2.00Mg-2.22Cu-0.10Zr合金60 mm板材的最佳双级固溶制度为450℃/8 h+475℃/2 h。

张新明研究了7A55合金2 mm板材经470℃/1 h和450℃/1 h+480℃/30 min固溶处理后T6态的局部腐蚀性能[15]。结果表明，双级固溶能降低再结晶程度，提高板材的固溶度，减少板材中的第二相，有利于提高合金抗点蚀和抗剥落腐蚀的能力。

黄振宝研究了7A55板材经470℃/0.5 h和450℃/1.5 h+485℃/40 min固溶处理后T6态的力学性能[16]。双级固溶能较大幅度提高板材的固溶度，从而提高板材强度，特别是屈服强度提高7.8%。

张新明研究了固溶温度和保温时间对7A55合金板材力学性能的影响[17]。发现450℃/1.5 h+485℃/40 min双级固溶可使合金获得最佳的综合力学性能。

陈康华等研究了强化固溶制度对7055合金φ 15 mm挤压棒力学性能和断裂行为的影响[18]。（455～470）℃/2 h后再以4℃/h速度升温至475～478℃强化固溶，室温水淬后进行T6处理可显著提高合金强度且保持较高塑性，沿晶断裂增加。

张新明研究了7A55合金1.7 mm厚板材经450℃/0.5 h+480℃/0.5 h固溶，随 炉降温 至460℃、440℃、420℃和400℃预析出处理，再保温0.5 h水淬后T6态的力学性能和耐腐蚀性能[19]。与无预析出处理工艺比，固溶后降温预析出处理明显提高了合金抗晶间腐蚀和抗剥落腐蚀的能力，同时也降低了合金的力学性能。对440℃保温0.5 h、1 h、1.5 h、2.0 h、2.5 h、3 h、4 h、5 h和10 h预析出处理+水淬后的T6态的力学性能和耐腐蚀性能研究结果表明，随着预析出时间的延长，合金硬度和强度先升高后降低，而抗晶间腐蚀和抗剥落腐蚀能力也是先略有提高而后略降低，保温5 h时合金具有良好的力学性能和抗蚀性能。

张新明研究了7A55合金2.5 mm板材经480℃/0.5 h固溶、随炉慢速降温和淬火快速降温两种方式降温至460℃、440℃、400℃、370℃，再保温0.5 h水淬后T6态的力学性能和显微组织[20]。固溶降温至440℃以下或快速降温时，合金时效后的硬度和强度下降较多，固溶降温处理使合金晶界的析出相呈不连续分布，提高了合金的电导率。炉冷降温至440℃保温0.5 h工艺能使合金在强度损伤较小的情况下，电导率有较大程度提升。

陈康华、张茁、黄兰萍研究了近固溶温度高温析出对7055合金φ 15 mm挤压棒时效强化和腐蚀性能的影响[21-23]。450℃/1 h+470℃/1 h+485℃/3 h固溶后降温到480℃、475℃或更低温度（如455℃）保温30 min预析出，然后再室温水淬后进行人工峰值时效，可以使合金在保持高强度的同时改善抗腐蚀性能，合金晶间腐蚀、剥落腐蚀敏感性降低，应力腐蚀抗力提高。

张新明研究了淬火速率对7055合金2 mm板材晶间腐蚀的影响[2]。发现淬火速率减小可使晶界析出相粗化，从而降低合金的抗晶间腐蚀能力。

5 时效工艺研究

秦凤香研究了7055合金25 mm挤压带板120℃单级时效过程[25]。在30 h、105 h、130 h时出现三个硬度峰值，时效30 h的强度已经达到最高强度（时效105 h）的96%。

魏继承研究了7055合金120℃、140℃、150℃单级时效硬化过程，发现在140℃/28 h制度下合金的综合性能较好[25]。

李杰研究了固溶-单级时效处理对Al-8.0Zn-2.8Mg-2.5Cu-0.12Zr合金100 mm×25 mm挤压带板力学和电学性能的影响，认为适宜的峰值时效制度为120℃/24 h。

7×××系铝合金单级T6处理可使合金获得最高的强度，但其抗应力腐蚀性能往往较差，常采用先低温后高温双级时效处理。第一级时效温度的选定以形成大量稳定的GP区为原则，通常在100～120℃之间，时间选取6～24 h[24]。

闫焱研究了7A55合金50 mm热轧板108℃、121℃单级时效和121℃/5 h+150℃、160℃、170℃双级时效工艺[26]。第二级时效温度和时间是决定合金最终抗拉强度、抗腐蚀性能、电导率的关键因素，淬火预拉伸7A55合金板材最佳的T7451双级时效工艺为：121℃/5 h+160℃/14 h；最佳的T7651双级时效工艺为：121℃/5 h+170℃/6 h。

李海研究发现，7055合金2 mm冷轧板在120℃、150℃、180℃欠时效或峰值时效后，再进行60℃和100℃二次时效工艺可以获得超过相应单级时效的硬度和强度[27]。缩短预时效时间，延长低温二级时效时间，在保持合金高强度的同时，有利于改善合金的断裂韧性。本实验最佳的二次时效工艺为：120℃/10 min+60℃/240 h。

回归再时效（RRA）工艺兼具T6高强和T7X的耐腐蚀性能，通常为T6+高温回归处理+T6再时效处理。冯迪等的研究结果表明，近峰值时效作预时效处理更适用于7055中厚板，采用105℃/24 h（3℃/min）+190℃/50 min+120℃/24 h工艺可获得优异的综合性能[9]。

龙佳对7A55合金2 mm冷轧板进行了470℃/1 h固溶处理+室温水淬火处理，并对比研究了常规RRA处理工艺121℃/24 h→冷至室温→190℃（升温2 min）/30 min，45 min，60 min，90 min→冷至室温→121℃/24 h，连续RRA处理工艺121℃/24 h→190℃（升温15 min）/30 min，45 min，60 min，90 min→冷至室温→121℃/24 h处理后合金的性能和组织[28]。在高温回归过程中，晶内析出大量与基体不共格的η'相和η相，同时晶界的η相严重粗化并出现无沉淀析出带，致使电导率大幅上升。一级时效后在适当的升温速度下采用连续RRA处理工艺可以获得接近一级时效的强度和38.1%IACS的电导率。

廖忠全研究了7A55合金50 mm热轧板经121℃/24 h+160℃、170℃、180℃、190℃、200℃回归处理+121℃/24 h回归再时效工艺和T73工艺108℃/8 h+177℃/8 h处理后的性能和组织[29]。结果表明，采用121℃/24 h+180℃/1 h+121℃/24 h回归再时效工艺可使合金获得与T6态相当的强度，而电导率大大提高，抗应力腐蚀性能接近T73态水平。合金经过适当的RRA处理后，晶内保持类似于T6态的显微组织结构，为细小弥散的η'相和极少量的η相，同时使晶界析出物的大小和分布特征与T73态类似，为断续、孤立分布的粗化平衡相。

何振波研究了7055合金25 mm挤压板轧制的1.2 mm薄板的三级时效工艺[30]。第一级120℃时效0.5 h即可对第二级190℃时效起到预形核作用，继续延长第一级时效时间对三级时效后合金的硬度和电导率影响不大。第二级时效快速加热有利于同时提高合金的硬度和电导率。第三级120℃/24 h时效具有同时提高合金硬度和电导率的作用。经合适的三级时效处理（120℃/0.5 h～24 h+盐浴190℃/10 min+120℃/24 h），合金获得的硬度和电导率比T6状态的更高。

李桂荣研究了7055合金25 mm挤压棒淬火后时效+多次深冷循环处理的组织性能[31]。随循环次数增加，时效析出相尺寸减小，且位错密度增加。第二次时效+深冷处理后棒材的维氏硬度大大提高，为棒材常规T6处理维氏硬度的3倍。

6 形变热处理工艺研究

兼顾高强铝合金强度、韧性及抗腐蚀性能的另一有效方法是形变热处理。闫亮明对7055铝合金的研究结果表明[32]，对于冷变形后再经T6时效的7055铝合金，随变形量的提高，强度先略有上升，随后缓慢下降，而经冷变形RRA处理的合金强度随变形量增加而持续下降。随变形量的增加，冷轧态7055合金的电导率逐渐下降，而T6和RRA态合金的电导率则逐渐上升。

7 小结

在现有铝合金中，7055（7A55）合金的合金化程度最高。由于其Zn含量高，铸锭热裂倾向大，材料宏观偏析明显，严重影响到铸锭的成材率和材料的腐蚀、疲劳等性能，给材料的制备、加工、热处理带来了一系列新问题。合金大规格铸锭成型技术、均匀化工艺、热加工工艺、热处理工艺等方面是材料研究突破的重点。新开发的喷射成形技术，能够得到晶粒细小、组织均匀、偏析度小且致密度高的组织结构，为此类合金的工程化应用奠定了基础。随着装备升级及合金成分优化、组织结构改善、热处理工艺研究的不断深入，加之喷射成形等铸锭成型技术的应用，7055（7A55）合金高强、高韧、良好耐蚀性的优点将不断显现，在航空航天及民用领域中的应用将大有前途。