喷射成形超高强Al-Zn-Mg-Cu合金研究进展

喷射成形锭坯由气体雾化后的液滴结合在一起形成，由于每个液滴落在沉积坯上的凝固状态不一致，因此在铝合金锭坯中将会出现1%~10%的孔隙^[13]。根据孔隙形成原理(示意图见图3^[55])，可将孔隙分为三类^[1]，即气孔、间隙孔和收缩孔。在所有的孔隙中，气孔和间隙孔隙都是常见的孔隙。以下是三类孔隙的特点：

图3  喷射成形合金锭坯中孔隙形成原理示意图^[55]

Fig. 3  Schematic diagram of pore formation in spray formed alloy ingot^[55]

1) 气孔(Gas porosity)。通常也称之为热孔隙，该类孔隙通常由气体夹带引入。气体被带入熔体的含量取决于液体的体积分数、黏度及糊状层的厚度。在液相较低的糊状层中，由于气体在锭坯完全凝固前可迁移一段距离而逸出，因此形成的气孔一般较小；而在高液相层中，由于被带入的气体聚集，会产生球形且尺寸较大的气孔。除此之外，熔融金属中溶解的气体在凝固过程中，由于溶解度急剧降低而析出，也可能导致气孔。气孔形貌呈圆形，内壁较光滑。图4(a)所示为典型气孔形貌。

图4  典型孔隙形貌

Fig. 4  Typical pore morphologies: (a) Gas porosity, (b) Interstitial porosity

2) 间隙孔(Interstitial porosity)。该类孔隙是由于沉积阶段，冷却速率较快，液滴中固体成分较高，导致颗粒相互碰撞并重叠在一起后，没有足够的液体填充颗粒之间的间隙，因此形成一些沿着晶界分布且不规则形态的孔隙。图4(b)所示为间隙孔的典型形貌。

3) 收缩孔(Shrinkage porosity)。该类孔隙主要存在于沉积时液体成分过高的区域。由于液体与固体密度的差异，导致锭坯凝固后存在一定量缩孔。这类孔隙相较于前两类而言，其数量少很多，在锭坯中并不明显。

孔隙率检测的方式一般有金相或扫描照片统计、密度测试、工业CT技术等。图片统计法是通过对锭坯进行打磨平整，对平面进行照片采集，对采集的图形中孔隙占比进行统计和计算。YIN^[92]利用光学显微镜对喷射成形(雾化压力0.7~0.8 MPa，沉积距离600~630 mm)Al-10.8Zn-2.8Mg-1.9Cu-0.16Zr合金的孔隙进行了表征，结果表明，在锭坯心部上端存在不规则的孔隙，其尺寸小于30 μm，除此之外还存在一些略大的、由多孔连接而成的连接孔；在锭坯边缘位置，不规则的间隙孔尺寸最大在40 μm以上，多孔连接在一起的孔隙尺寸更是超过50 μm。SI等^[55]通过金相测得喷射沉积(雾化压力0.6 MPa，沉积距离500 mm)7055合金孔隙尺寸为1~20 μm。图片统计法计算的孔隙率仅反映当前二维截面孔隙率大小，且所测孔隙尺寸仅为孔隙的截面尺寸，该办法不能反映锭坯整体的真实孔隙率。

密度测试法是通过测试当前锭坯密度与理论密度之差来计算锭坯孔隙率的一种方法。其结果可由以下公式计算：

式中：ρe${\rho }_{\mathrm{e}}$是实际锭坯测试密度；ρt${\rho }_{\mathrm{t}}$是锭坯理论密度；P即测试所得孔隙率。CAO等^[22]通过密度测试法对喷射成形7055(熔体温度775 ℃，雾化压力1.2 MPa，沉积距离500 mm)锭坯的不同部位进行了孔隙测试。结果表明，在整个锭坯的上、中、下及中心、1/4直径、边缘等地方，各自的孔隙率均有一定差距。其中先沉积部位，孔隙率较大，这是因为底部液滴优先接触沉积板，冷却速率较快，导致液体中固体成分较多，液滴碰撞结合在一起的时候没有足够的液体填充孔隙，导致底部孔隙率可达10%左右。随着沉积过程持续，沉积室内环境及沉积参数稳定，锭坯孔隙逐渐降低。而在沉积最后阶段，表层散热增加，孔隙率略高于中心稳定沉积部位。测试结果还表明，锭坯边缘的孔隙率大于心部。密度测试法能反映所取样品的宏观孔隙率，但是不能反映单独孔隙的形貌及尺寸。由于图片统计法与密度测试法的统计原理不同，因此，一般通过两种方法检测出来的孔隙率数值也有一定差异。

工业CT技术是一种可检测材料内部缺陷的无损检测技术。利用该技术对喷射成形锭坯孔隙进行检测有以下几个优点：1) 可检测样品尺寸较大，能反应孔隙率宏观检测结果；2) 测试精度较高，检测极限达亚微米级别，能有效反映微观孔隙的尺寸及形貌；3) 能够对孔隙的三维分布进行检测，可获得单独孔隙的形貌、尺寸等信息，能对大量孔隙进行有效统计分析。因此，本文采用Micro-CT技术(Zeiss Xradia 620 Versa)对工业大规格(d 600 mm)喷射成形7055合金锭坯孔隙的三维分布进行了表征，并对孔隙尺寸进行了统计，其结果如图5所示。由图5可知，在三维空间中，大量的间隙孔隙连接在一起，形成大尺寸连接孔，其尺寸大多大于光学显微镜所测量的尺寸。鉴于实验时间控制、设备分辨率以及孔隙三维真实尺寸，该合金中可见的最小孔隙尺寸约8 μm，在边缘处最大孔隙尺寸可达430 μm。除此之外，孔隙在各个部位分布不均匀，其中边缘部位无论是最大孔隙尺寸还是平均尺寸均较大。该方法综合了前两种常规检测方法优点，既得到了微观孔隙信息，又反映了孔隙宏观分布特征。

图5  喷射成形工业大规格(d 600 mm)7055圆锭尾部孔隙三维图

Fig. 5  Three dimensional pore diagram of spray formed 7055 round ingot tail with industry large size(d 600 mm): (a) Centre(WC); (b) Quarter diameter(WH); (c) Edge(WE); (d) Size and porosity statistics

锭坯中孔隙率主要由喷射参数决定。CAI等^[13]通过一种孔隙率模型研究了喷射参数对Al-4Cu合金孔隙率的影响。结果表明，熔体过热度、沉积距离、雾化压力和熔体流动速率等工艺参数对孔隙率均有显著影响，且各个参数均呈现“V”字型模型，即随着各参数值的增加，孔隙率先降低再升高。图6所示为孔隙率随雾化压力的变化趋势。

图6  Al-4Cu合金孔隙率与雾化压力关系^[13]

Fig. 6  Relationship between porosity and atomization pressure of Al-4Cu alloy^[13] (deposition distance of 400 mm, liquid flow rate of 0.01 kg/s)

SI等^[55]对低压雾化(熔体温度800 ℃，雾化压力0.6 MPa，沉积距离500 mm)的喷射成形7055合金锭坯进行了密度测试，在稳定阶段，锭坯孔隙率约6.57%。CAO等^[23]在1.2 MPa气压下进行7055合金雾化沉积时，在稳定沉积阶段的锭坯孔隙率在1.083%~3.618%之间。

由此可见，在工业生产过程中，在设备允许的情况下，适当提升雾化压力，可降低锭坯孔隙率。

根据霍尔-配奇公式可知，晶粒越小，合金强度和伸长率越高。根据金属凝固原理可知，锭坯晶粒尺寸与晶粒的形核、长大过程密切相关。在喷射沉积过程中，根据喷射成形工艺原理，可将喷射成形的凝固过程分为两个步骤：1) 熔融液体被气体雾化形成液滴，液滴在飞行过程中，快速降温，液滴中产生部分固态晶核，或液滴完全固化。其中半凝固态液滴撞击在沉积坯上，已经形成的细小枝晶被破碎，将形成残余液体凝固的形核起点。2) 半固态的液滴落在沉积坯上，液滴中剩下的液体继续凝固，破碎的液滴及枝晶臂均匀生长、粗化形成一个个球状的晶粒，最后形成等轴晶，在此阶段，由于降温较慢，其凝固过程通常较为缓慢。在整个凝固过程中，由于第一阶段的快速降温，液滴中形成大量形核质点，使得喷射锭坯中晶粒尺寸保持在10~50 μm，较少超过100 μm^[55-56, 59, 93]，这远小于传统铸造法制备的合金晶粒尺寸(100~200 μm)。图7所示为喷射成形工业大规格7055合金与实验室小规格常规铸造法生产的同种合金锭坯的典型晶粒尺寸金相图片对比^[88]。由图7可知，喷射成形法制备的7055合金晶粒细小，呈等轴状，尺寸为(42±15) μm。而实验室传统铸造法制备的7055合金，其晶粒粗大，且尺寸分布较离散，尺寸为(85±30) μm。相比于实验室小规格铸锭，工业大规格铸锭散热更为缓慢，使得晶粒尺寸将进一步增大至100 μm以上。

图7  喷射成形及传统铸造法制备的7055合金铸锭金相图片^[88]

Fig. 7  OM images of microstructures of 7055 alloy ingots prepared by^[88] spray forming(a) and conventional ingot metallurgy(b)

喷射成形锭坯晶粒尺寸分布与锭坯中位置有较大关系。对于柱状锭坯横截面，沿半径由中心向外，晶粒尺寸不断减小^[57]。此外，锭坯尾部晶粒尺寸也相比中心部位较小^[39]。GRANT^[94]根据喷射成形的凝固过程提出了两条假设：1) 固体或半固体颗粒沉积后立即成为晶胚；2) 沉积坯中晶胚均来自于前一过程中的固体或半固体颗粒，第二过程中基于较小的过冷度而形成的有限晶核数量忽略不计。并在两条假设前提条件下建立了沉积坯晶粒尺寸模型。根据其模型，沉积坯中平均晶粒尺寸d¯0${\overline{d}}_{\mathrm{0}}$可用以下公式进行估算^[94]：

式中：N_V是单位体积内固体颗粒的数量，其值可由以下公式表示^[94]：

式中：x_i指液滴直径；g_i指直径为x_i的液滴概率分布函数。NV,i$N_{\mathrm{V},i}$表示在Δxi$\mathrm{\Delta }{x}_i$范围内的固体颗粒数量。式(2)中的f¯s${\overline{f}}_{\mathrm{s}}$表示被雾化的液体喷雾中平均固体分数，其值可由不同直径液滴到达沉积坯时固体分数的分布函数积分得出^[13]：

式中：fs(x,z)$f_{\mathrm{s}}(x,z)$是单个液滴的固体分数，其值跟雾化压力p、沉积距离z和熔体流量m有关。g(x)与式(4)中的g_i相同，是直径为x的液滴概率分布函数。CAI等^[13]根据上述表达式，以Al-4Cu合金为模型计算了平均固体分数与沉积距离、雾化压力、熔体流量等相关参数的关系。结果表明，沉积距离增大以及雾化压力增大均使喷雾中的固体分数增加，熔体流量增大则降低喷雾中的固体分数。因此，结合式(2)~(5)，沉积坯中晶粒尺寸的影响因素可由以下公式表达：

由此可见，锭坯边缘晶粒尺寸较小，可能与边缘液滴沉积距离较远，导致液滴中固体成分偏高有关，即影响喷雾中固体分数的因素均能影响沉积坯的晶粒尺寸。

基于喷射成形工艺的快速凝固原理，使用该方法制备的Al-Zn-Mg-Cu合金，除晶粒尺寸与传统铸造的Al-Zn-Mg-Cu合金有较大差异，其第二相形貌、尺寸、类别、成分及位置分布也明显不同。

常规铸造法制备的锭坯中，第二相一般沿晶界呈网状分布，尺寸较大，晶内一般不存在大尺寸第二相。而在喷射成形法制备的锭坯中，第二相在晶界处呈半连续网状分布，而晶内弥散分布1~5 μm圆球状或短棒状第二相，整体分布较为均匀。图8所示为典型喷射成形与传统铸造法生产的7055合金铸锭微观组织对照图。从图8中可看出两种铸锭中第二相的分布存在显著区别。在图8(b)所示传统铸锭中，在沿晶界或晶内颗粒周围，还存在一些细小的第二相，可明显看出成分偏析现象。

图8  喷射成形及传统铸造法制备的7055合金铸锭微观组织SEM像^[88]

Fig. 8  SEM images of microstructure of 7055 alloy ingots prepared by spray forming(a) and conventional ingot metallurgy(b) ^[88]

对于分布于晶界的第二相，喷射成形法制备的锭坯晶界第二相与晶内第二相成分相近，以Mg(Zn,Al,Cu)₂相为主。沿晶界分布的第二相形貌为半连续短棒状，而传统铸造制备的锭坯晶界处第二相呈现枝晶层状结构，由不同成分的双相共晶组织组成，包括白色Mg(Zn,Al,Cu)₂相和灰色的S-Al₂CuMg相。图9所示为通过两种方法生产的铸锭晶界组织放大后细节对比^[88]。

对于传统铸造合金，第二相主要有η-MgZn₂、T-Al₂Mg₃Zn₃、S-Al₂CuMg及θ-Al₂Cu^[95]。对于特定成分的合金，喷射成形工艺可改变锭坯中第二相种类和含量。当合金中Cu含量低于2%时，喷射成形工艺制备的Al-Zn-Mg-Cu合金中不存在S相^[39, 93, 95]。对于Cu含量较高的合金体系中，也仅发现少量S相^[55, 87]。表3总结了部分文献中S相与合金成分关系情况。

7000系铝合金中S相主要受合金成分如Zn/Mg摩尔比^[95]、热处理过程中相转化^[96-97]等因素影响。喷射成形通过调控元素扩散速率而影响S相含量。Cu元素作为形成S相必须元素，其扩散速率很慢，在快速凝固过程中，大部分Cu元素仍固溶于基体中，实际参与形成初生相的Cu元素含量较低，达不到形成S相的必要条件，因此喷射成形工艺抑制了S相的形成。

综上所述，喷射成形技术能显著改变锭坯中第二相成分、尺寸、含量及分布等特征，且均易于性能的调控改善。在调控第二相成分、分布等方面体现了喷射成形技术制坯的优势。

喷射成形工艺相比于传统铸造的一大优势是均匀化合金成分，该工艺除能使得初生第二相均匀分布外，还能使得基体中合金元素均匀分布。尤其是对于易偏析的微量合金元素，如Zr等有明显的均匀作用。图10所示为采用EPMA设备对图8中两种合金的基体成分线扫描分布图。由图10可知，在传统铸造合金中，主合金元素如Zn、Mg、Cu在枝晶界出存在偏析，并在凝固冷却过程中形成细小第二相；同时，微量合金元素如Zr发生在枝晶中心存在明显偏析。结合第二相分布和基体的元素成分分布，可以看出，在喷射成形合金中，基本不存在成分偏析现象。

喷射成形合金成分分布均匀的原因与液体中元素均匀分布以及喷射成形合金快速凝固过程有关。在喷射前，熔融的液体中，合金元素保持了足够的均匀分布，这种分散的现象为后续凝固合金中无论是第二相的均匀分布还是基体成分的均匀分布提供了前提条件。当温度快速降低后，由于过冷度较大，第二相在晶粒内各处形核的概率相同，导致了均匀形核现象的发生，使得第二相在基体中弥散分布。而剩余的溶质原子由于在较低温度下，没有足够的驱动力，无法进行长距离迁移而原地保留在基体中，得到了与液相中相似的分布情况，因此基体中合金元素成分分布均匀。

挤压是最常见的喷射成形锭坯变形工艺，通过三向压力的作用，使得合金达到致密化，同时碎化基体中粗大的第二相颗粒，使其分布均匀，从而提高锭坯力学性能。但是挤压过程中，也存在一定缺陷，如圆锭坯常常存在表、内层变形量不一致的问题。其原理是由于锭坯与模具之间的摩擦(正挤压)，使得圆锭表层组织变形量较大，使得后续的热处理过程中，表层组织发生再结晶，产生明显的粗晶环现象，严重情况下，粗晶环尺寸达毫米级。而实际生产过程中，这部分材料由于不能满足性能要求而被车削掉，造成严重的资源和能源浪费。

挤压比是控制组织结构的关键因素。较小的挤压比一般用于焊合喷射组织中的孔隙，使其致密化，较大的挤压比一般用于细化组织结构。WANG等^[99]针对工业大规格喷射成形7055合金设计了两道次挤压工艺。第一道次采用3.84:1的挤压比焊合孔隙，均匀组织，得到了347MPa的抗拉强度。第二道次采用8.65:1的挤压比，合金抗拉强度提升到382 MPa。曲迎东等^[100]对喷射成形7A04合金进行了10:1~40:1等不同挤压比的挤压实验。结果表明，在较低的挤压比(10:1)之下，锭坯并不能完全致密。随着挤压比增大，挤压后锭坯性能先升高后降低；在30:1的挤压比之下得到最大力学性能，其挤压态抗拉强度达555.4 MPa，伸长率达6.4%。

正、反挤压是调控组织的另一重要方式。正、反挤压基本原理如图11所示。在反挤压过程中，锭坯与挤压筒之间没有相对运动，挤压方向与锭坯流动方向相反^[101]。反挤压由于其基本原理不同而具有一些特有的优点：锭坯获得变形量大，锭坯变形均匀，锭坯各部位温差小，挤压力需求小等。相比于正挤压，反挤压锭坯最终力学性能无论是T6态还是T76态均稍低于正挤压锭坯。这主要是因为反挤压锭坯在挤压过程中变形量较大，金属内部储存能较高，使得合金在后续热处理过程中出现再结晶现象，导致合金力学性能降低。乔及森等^[102]对工业级规格喷射成形7055合金进行了挤压比为8的反向挤压实验，并进行了T76热处理，经过测试其抗拉强度为680 MPa，伸长率10%。YU等^[69]对工业规格7055合金也进行了反挤压测试，采用的挤压比为50:1，随后进行T6处理，其力学性能达抗拉690 MPa。

在实际生产过程中，针对使用范围，可搭配不同挤压比，合理使用正、反挤压工艺，以得到优良的力学性能。

锻造工艺是喷射成形合金热变形工艺之一，也能用于锭坯致密化处理。该工艺能避免挤压过程中的表层粗晶问题，使合金均匀变形。因此，对于喷射成形合金，也常采用热锻造的方式进行铸锭开坯。

MUHAMMAD等^[56]采用锻造结合挤压(挤压比24:1)的方式对喷射成形7055合金进行了热变形加工，使组织细化，抗拉强度达到了415 MPa，高于前文所述同种合金仅单独挤压后的性能^[87, 99]。江苏豪然喷射成形公司在制造某设备盖体时，用到了两种锻造工艺，其原理图如图12所示，左图为先墩粗再锻造成型两步工艺，右图为一步锻造成型工艺。盖体经过T6处理后，经过性能检测，两步工艺得到的盖体底部各向性能在720~740 MPa之间，伸长率保持在5%~7%之间。一步成型工艺得到的盖体性能仅在700~720 MPa之间，且伸长率普遍低于4%。以上结果表明，锻造成型之前，对锭坯进行墩粗处理，焊合铸锭内部孔隙，有利于提高后续力学性能。

图12  江苏豪然制造某盖体时锻造工艺示意图

Fig. 12  Forging process diagram of a cover body manufactured by Haoran

半固态轧制是将锭坯加热至合金液相线以下100 ℃左右进行的轧制工艺。对于工业大规格锭坯，常规热挤压或锻造需求的设备吨位较大，因此成本较高。而半固态轧制工艺通过提高变形温度，降低金属变形抗力，降低了设备吨位需求。但是在合金变形温度较高、变形量较大时，锭坯容易发生再结晶行为，导致力学性能降低。

李凤仙等^[103]对喷射成形7050合金进行了560~620 ℃半固态轧制实验，结果表明，随着轧制温度升高，合金晶粒粗化速率急剧增大，液相成分也增加，其具体变化趋势如图13所示。相比于传统热轧，半固态轧制能使材料更好地致密化，使得材料性能得到一定提高，在最佳温度590 ℃半固态轧制后，经过热处理，其抗拉强度由492.6 MPa提升到559.4 MPa。

图13  温度对喷射成形7050合金液相分数、晶粒尺寸及粗化速率的影响^[103]

Fig. 13  Effects of temperature on liquid fraction, grain size(a) and coarsening rate(b) of spray formed 7050 alloy^[103]

楔形压实是解决工业大规格锭坯对设备吨位高需求问题的一种致密化工艺^[104-105]。该工艺采用单道次小压下量、连续步进式、多道次方式，这样反复压实，直至锭坯完全致密。该工艺原理如图14所示。根据其原理，孔隙的变化主要受两个方面的作用：1) 楔压过程中，颗粒相互滑动，大的孔洞直接被颗粒填充。2) 颗粒在压力作用下产生塑形变形，填充小孔隙。该工艺既能解决设备吨位高需求问题，又能减少半固态轧制中出现的快速再结晶现象。

何武强等^[106]采用楔形压制工艺对400 mm×360 mm×180 mm规格的喷射成形7075锭坯进行了热变形加工。研究表明，当楔压累积变形量达到60%时，锭坯性能在压制方向上一致，锭坯接近完全致密，其密度达理论密度的99.6%。经过性能测试，室温下其抗拉强度达395 MPa，伸长率达6.15%。

喷挤、喷轧一体化工艺是利用喷射成形锭坯的余热进行挤压或轧制的连续热加工工艺。当喷射成形锭坯完成后，由于后续致密化加工过程中需要热变形，因此会再次对锭坯加热，这一操作过程严重浪费能源。除此之外，喷挤、喷轧一体化工艺更为重要的作用是利用液相的存在，在完全闭合孔隙、实现完全致密化的同时，使孔隙中的气体能够沿着液相完全从沉积材料中排出，消除留存在材料中的气体对性能的损害以及材料在服役过程中留存气体带来的隐患。因此，这类一体化工艺既节约了能源，又简化了工艺，同时使得锭坯具有更优的组织及性能。其原理图如图15所示。在喷射过程中，控制喷射时液体分散范围，使锭坯在半凝固态直接进入挤压或者轧制工序，避免二次加热。

陈业高等^[107]使用喷挤一体化工艺对7075合金进行了研究，结果表明，经过后续挤压操作，锭坯晶粒细化至1~2 μm，挤压态合金抗拉性能达到363 MPa，伸长率达11%。

在传统铸造锭坯中，均匀化处理是一个必不可少的步骤。首先，均匀化处理可改善锭坯中的成分偏析，降低粗大脆性第二相等非平衡凝固共晶组织含量，使得合金在后续的热加工过程中开裂趋势降低。其次，均匀化处理可以使得含Zr、Mn、Cr等元素的合金中析出Al₃Zr、Al₆Mn、Al₇Cr等颗粒，其中与基体共格的Al₃Zr纳米级粒子可有效阻碍晶界移动，达到抑制再结晶的作用。最后，均匀化处理还能消除铸锭中的残余应力，减少合金后续可加工性。对于喷射成形锭坯，其微观组织不存在严重成分偏析，第二相分布均匀且内应力低。一些研究者^[39, 109]认为对于喷射成形锭坯不需要进行均匀化处理，直接挤压变形加工，以减少工序。但是，如前所述，均匀化处理的目的不仅仅是使组织均匀化，其作用还可以使含Zr铝合金中析出Al₃Zr，促使其在基体中弥散分布，调控合金变形加工与热处理过程的再结晶行为。XIE等^[88]对比研究了喷射成形和传统铸造7055合金(0.12% Zr)在双级均匀化处理((350 ℃, 5 h)+(470 ℃, 24 h))后的Al₃Zr析出情况，结果表明，相比传统铸造合金，喷射成形7055合金在近界面处也形成均匀分布的Al₃Zr弥散相，可以更加有效地抑制后续固溶处理过程中再结晶，进而解决实际生产中形成粗晶环的问题。

固溶处理作用是尽可能回溶基体中的第二相，得到过饱和固溶体，使之在后续时效过程中能析出更多的弥散分布的沉淀相。固溶过程基本原理是溶质原子扩散的过程。根据菲克第一定律，在扩散过程中，单位时间内，单位截面的扩散通量J可由以下表达式确定^[110]：

式中：D是扩散系数；c指各处溶质摩尔浓度；x指扩散距离；dc/dx是溶质元素体积浓度梯度。负号表示扩散的方向与基体中溶质浓度梯度方向相反。由此可见，固溶处理过程中，原子的扩散主要受扩散系数和浓度梯度决定。扩散系数D可由以下公式子确定^[110]：

式中：D₀是扩散常数；Q为扩散激活能；R是摩尔气体常数；T是热力学温度。在常规热处理过程中，溶质原子扩散系数主要由温度决定，而固溶温度过高容易引起过烧现象^[111]。因此，在温度确定的前提下，影响扩散效率的另一因素为浓度梯度。对于喷射成形工艺生产的铸锭，由于合金元素含量较高，导致基体中溶质浓度较高，浓度梯度较低，降低了原子扩散单位通量，降低了扩散效率，使得需要更长的热处理时间。DITTA等^[93]在475 ℃下对喷射成形Al-11.3Zn-2.65Mg-1.06Cu-0.14Zr-0.10Fe(质量分数，%)合金进行了不同时间的单级固溶处理，结果发现在1 h时间内，粗大的第二相不能完全回溶，需要将时间延长至3 h才能得到较好的固溶效果。也有研究报道，单级固溶处理不能充分回溶第二相^[112]。

因此，针对喷射成形高合金元素含量的合金，需要适当调整单级固溶参数或采用双级固溶处理工艺，形成专用于喷射成形锭坯的固溶热处理参数。

时效处理目的是使固溶过程中回溶的溶质元素均匀弥散地析出，形成细小强化颗粒，提高合金力学性能。常见的时效处理方式有单级时效(T6)、双级时效(T7)及回归时效(RRA)。

对于喷射成形合金，在常见时效过程中其达到峰时效的时间较短。且随着Zn含量的提高，达到峰时效的时间越短^[112]。合金时效过程中，其溶质原子析出需要一个驱动力，其驱动力Δg$\mathrm{\Delta }g$可由以下公式确定^[113-114]：

式中：K是玻尔兹曼常数；T是热力学温度；V_at是溶质原子体积(可看做常数)；c是基体溶质摩尔浓度；c_eq是平衡状态的溶质摩尔浓度。时效过程一般在固定的温度下进行，因此，根据式(9)可知，影响析出驱动力的因素主要为基体溶质摩尔浓度。当喷射成形合金中合金元素含量较高时，在固溶过程中溶入基体的原子数量更多，使得其在基体中的浓度较大，增大了时效过程中原子析出驱动力，因此使得合金更快达到峰时效。

LI等^[115]对喷射成形Al-8.15Zn-2.46Cu-1.97Mg-0.15Fe-0.13Zr-0.04Cr合金进行了单级时效(T6)、双级时效(T7)以及非等温回归时效工艺(NRRA)处理。结果表明，通过NRRA((120 ℃, 24 h)+3 ℃/min升温至190 ℃+(190 ℃, 40 min)+(120 ℃, 24 h))时效处理后，合金表现出优良的综合力学性能；在常规拉伸下，其抗拉强度接近T6状态，伸长率保持10.5%，且其耐腐蚀性优于T6态合金。对于喷射成形合金而言，由于其合金元素含量高，导致其耐腐蚀性较差。

因此，开发针对高合金含量的喷射成形锭坯时效处理工艺，在保持合金高力学性能的同时，提高其耐腐蚀性对推进喷射成形合金发展具有开创性作用。

Al-Zn-Mg-Cu合金广泛用于航空航天产业，主要是因为其高强度。随着行业发展及产业需求，对铝合金性能的要求越来越高。喷射成形法制备的铝合金，经过实际检测，其强度可达到800 MPa，可以满足更高的需求。图17所示为部分喷射成形法和常规铸造法制备的铝合金性能对比。由此可见，对于喷射成形的铝合金，其抗拉强度大多保持在800 MPa以上，伸长率保持在6%~10%。

金属材料强化方式主要有加工硬化、固溶强化、细晶强化、析出强化等。Al-Zn-Mg-Cu合金作为可热处理强化的铝合金，以析出强化为主。

在时效过程中析出的弥散第二相粒子与位错的交互作用可分为位错切过(Shear)和绕过(Bypass)弥散粒子两种方式，两种机制下的剪切力(Δτ)可由以下公式表达^[130]：

式中：α、β均为常数；f是弥散析出相体积分数；r是弥散析出相半径。由以上公式可看出，无论是剪切机制还是绕过机制，位错越过析出相所需的剪切力都与弥散析出相的体积分数呈正相关。因此，提高Al-Zn-Mg-Cu合金强度的主要方式是提高合金元素的含量。其中提高Zn含量可促进析出相η′的形成，从而达到提高析出强化的作用。从图17可以看出，随着总合金元素含量的提升(主要是Zn含量的提升)，合金强度逐渐提高，但是由于传统铸造法生产工艺的限制，Zn含量一般难以超过8%。而喷射成形制备技术具有高合金化优势，可以突破传统铸造法合金元素含量上限约束，为开发强度大于800 MPa的高强铝合金提供新的途径。

对于同一个合金，采用喷射成形法制备与传统铸造法制备合金的强度也有较大区别。如前所述，喷射成形法制备的合金中，初生相弥散分布于基体中，在后续均匀化处理或者固溶处理过程中，第二相能更多地回溶进基体，使得其在时效过程中能充分析出，从而提高合金强度。而传统铸造中，未完全溶解的共晶组织在拉伸过程中可能成为应力集中点，在应力作用下产生微裂纹，使得伸长率较低。例如，采用传统铸造法制备的Al-8.1Zn-2.05Mg-2.3Cu-0.12Zr-0.2Sc(质量分数，%)合金^[131]，经过T6峰时效处理后，其屈服强度为651 MPa，抗拉强度为694 MPa，伸长率为7.9%。而通过喷射成形制备的成分相近的合金(Al-8.15Zn-1.97Mg-2.46Cu-0.15Fe-0.13Zr-0.04Cr, 质量分数，%)^[115]，其屈服强度达687 MPa，抗拉强度达731 MPa，伸长率达14.8%。

由此可见，通过喷射成形工艺制备锭坯，可以有效提高合金力学性能。第一，可以显著提高合金元素含量，直接提升合金力学性能。第二，可以有效利用合金元素。由于其快速凝固工艺，使得合金中第二相均匀分布，在后续热处理过程中能更容易且显著地回溶第二相，提升时效析出相数量，并减少粗大颗粒导致的应力集中现象。

在工程应用中，断裂韧性是非常重要的指标，材料断裂韧性主要受第二相以及晶粒结构决定^[132]，其中第二相包括粗大的难溶第二相以及时效析出的第二相等。在应力条件下，粗大难溶相处容易产生应力集中，导致裂纹的萌生，降低合金断裂韧性。晶粒结构对断裂韧性也有一定影响，挤压加工后的纤维组织韧性高于再结晶组织。细小的晶粒以及亚晶界均能降低应力集中现象，增加裂纹产生的阻力，提高合金断裂韧性。喷射成形作为先进凝固工艺制备锭坯时，能显著使组织均匀化，降低第二相颗粒尺寸，使得在随后热处理过程中显著回溶粗大第二相，有效降低了应力集中风险。其次，喷射成形锭坯晶粒组织细小，有利于阻碍裂纹的扩展，提升材料断裂韧性。

滕奎等^[133]对喷射成形法制备的大规格7055合金进行了锻造处理，并对该合金制备的轮毂进行了不同的时效处理，并测试了不同状态下材料的强塑性及断裂韧性，结果表明，经过双级时效处理，可以显著提高材料断裂韧性。邓运来等^[132]对Al-4.53Zn-1.2Mg-0.12Cu-0.22Cr-0.21Fe-0.11Si-0.13Zr-0.32Mn合金在440~450 ℃及480~490 ℃两个温度区间内进行了挤压处理，对并挤压棒材表面及中心区域分别进行了断裂韧性测试。结果表明，随着挤压温度的升高，动态再结晶程度提高，较高的挤压温度使得回溶的MgZn₂增多，时效析出强度提高，断裂韧性降低。PEEL等^[134]对不同成分的Al-Zn-Mg-Cu合金进行了时效处理后进行断裂韧性测试。结果表明，较高的Fe含量对断裂韧性有显著不良影响。随着Fe含量(质量分数)从＜0.05%提高至0.74%，在L-T方向，其断裂韧性可由37.6 MPa∙m^1/2降低至20.3 MPa∙m^1/2。表4总结了文献中部分合金断裂韧性值。

在过去的实践中，由于对断裂韧性认识不足，发生过多次重大事故。为提高合金材料断裂韧性，大量学者致力于相关研究。如建立微观组织与断裂韧性关系模型^[137-139]、改变加工工艺及热处理工艺进行调控微观组织^[133, 140]。对于喷射成形，该工艺主要优点体现在前期制坯阶段，前期良好的锭坯组织为后续组织调控提供了基础。该工艺作以调控锭坯组织为手段为提升材料性能提供了新方法。

随着航空航天工业对材料性能要求越来越高，除拉伸性能要求之外，疲劳性能也是关注的重点。按破坏原因可将铝合金疲劳破坏分为三类，即热疲劳、腐蚀疲劳和机械疲劳。而铝合金设备最常见的为机械疲劳破坏^[141]。影响疲劳性能的因素同断裂韧性类似，主要受不同组织的影响。常见的影响因素有二次枝晶臂间距、第二相颗粒、孔隙等^[142]。

目前，对于喷射成形法制备的Al-Zn-Mg-Cu合金，其相关疲劳性能研究较少。王资兴等^[143]对喷射成形Al-10.8Zn-2.9Mg-1.9Cu的高周疲劳性能进行了研究，并与常规铸造合金进行了对比(见表5)，结果表明，在应力集中系数为1时，喷射成形法制备的合金疲劳性能远优于常规铸造法制备的合金。

对于喷射成形合金，相比于传统铸造合金，首先，其优点在于均匀分布的第二相减少了粗大第二相的存在，降低了应力集中风险；其次，由于其快速凝固，锭坯中没有枝晶组织，组织各部分力学性能稳定，在循环载荷下，组织变形均匀。