航空鋁合金研究進展與發展趨勢

臧金鑫，陳軍洲，韓 凱，邢清源，戴圣龍

(1.中國航發北京航空材料研究院，北京 100095) (2.北京市先進鋁合金材料及應用工程技術研究中心，北京 100095)

1 航空鋁合金發展歷程

1903年，萊特兄弟用木材、布等材料制造了第一架載人飛機，實現了人類在天空中飛翔的夢想。1906年，德國人Wilm A[1]偶然發現了鋁合金“時效硬化”現象，使鋁合金作為主體結構材料應用于航空飛行器的制造，從此揭開了航空鋁合金飛速發展的序幕。

在隨后百余年的時間里，鋁合金由于高的比強度和良好的綜合性能，一直是國內外軍民用飛機的最主要用材，用量達飛機結構重量的40%～70%，廣泛應用于飛機主承力框、梁、壁板、蒙皮等部位?？梢哉f，百年航空，百年鋁材。在飛機設計需求牽引和鋁合金自身技術發展的雙重推動下，國內外航空鋁合金至今已發展至第五代鋁合金。

國內外航空鋁合金的代次劃分主要以變形鋁合金為主。在航空上應用的變形鋁合金主要以2XXX系(Al-Cu-Mg系)和7XXX系(Al-Zn-Mg-Cu系)為主，其它如6XXX系(Al-Mg-Si系)和Al-Li合金雖然也有一定的應用，但總體用量較少，下文將以2XXX系和7XXX系鋁合金的發展介紹航空鋁合金發展歷程，表1總結了各代次鋁合金的關鍵技術、代表性合金等[2-4]。

第一代是靜強度鋁合金，發展于1906年至20世紀50年代末，主要是為了滿足飛機靜強度設計需求，是伴隨著鋁合金沉淀硬化技術的發明而研發，在峰時效狀態下使用，典型合金為2024-T3、7075-T6、2A12-T4、7A09-T6等。鋁合金應力腐蝕失效引起的飛機失事促使飛機設計對高強鋁合金提出了耐腐蝕的需求，此時伴隨著T73、T76等過時效熱處理技術的發明，材料科技人員研發了第二代耐腐蝕鋁合金，典型合金為7075-T73、7075-T76、7A09-T73、7A09-T76等。飛機強烈的減重需求對鋁合金的綜合性能提出了越來越高的要求，隨著人們對Fe，Si雜質對鋁合金斷裂韌性等性能影響規律的研究，以及對Cr，Mn，Zr等微合金化元素作用機理研究的不斷深入，美國在20世紀70年代初期研發了第三代高純鋁合金，典型合金為在7075基礎上降低Fe和Si、添加Zr研發的7050、7475合金，在2024合金基礎上研發的2124、2224、2324等[2, 3]，此時歐洲也同步發展了7010、7040等合金，俄羅斯也通過合金純化手段研發了Д16Ч、B93ПЧ、AК4-1Ч、B95ЛЧ等高純合金，國內同時發展了2D70、2D12、2B06、2124、7050等合金[3]。

20世紀80年代末，飛機設計準則逐漸向損傷容限設計和可靠性設計轉變，在精密熱處理技術以及主合金成分優化設計與發展的技術推動下，材料研究人員研發了第四代高性能鋁合金[3]，主要包括超高強鋁合金、耐損傷鋁合金、高強韌低淬火敏感性鋁合金等。典型合金包括超高強鋁合金7150-T77和7055-T77，其中7055-T77鋁合金是美國20世紀90年代研發的“王牌合金”，強度達到600 MPa級，是目前實現批量應用的強度最高的航空鋁合金；低淬火敏感性鋁合金有美國鋁業公司的7085、德國愛勵鋁業7081等；耐損傷鋁合金有2524-T3、2026-T3511等。國內則同步發展了超高強鋁合金7A55、7B50，結合T77精密熱處理技術，其強度達到了600 MPa級；還研發了典型耐損傷鋁合金2E12，在強度水平與2024相當的情況下，疲勞裂紋擴展速率降低了一個數量級，斷裂韌性明顯提高；此外還研發了高強低淬火敏感性鋁合金7A85，最大淬透深度達300 mm，滿足了飛機厚大截面零部件的選材要求。隨著航空工業的蓬勃發展，在航空裝備發展需求的牽引下，國內先進鋁合金生產裝備的配套建設及材料制備關鍵技術取得突破，國內第四代先進航空鋁合金已經實現工業化穩定制備并裝機應用，如長度達到20 m的7B50、7A55軋制厚板，厚度300 mm的7A85鍛件均已實現批量裝機應用。這些成果表明國內航空鋁合金的研制與生產應用已經達到國際先進水平。

表1 航空鋁合金代次及典型牌號[2-4]

減重是航空裝備永恒的主題，在這一需求背景下，國內外開展了第五代航空鋁合金的研發和探索工作，為新一代航空裝備設計選材提供技術儲備。提高合金強度是一種有效的減重方式，國內外在第四代鋁合金的基礎上研發了強度700 MPa以上的超高強度鋁合金。2000年起，國外發展了7136、7068、7095等高強鋁合金[5]，合金強度超過700 MPa，目前未見應用方面的報道。國內從“十二五”起，北京航空材料研究院自主研發了7A36、7A99、7A95等新型鋁合金，在中試條件下將超高強鋁合金的性能水平提升到700 MPa以上，部分合金強度達到800 MPa及以上[6-9]，目前也尚未得到應用，處于技術儲備階段。

2 航空鋁合金研究熱點

回顧航空鋁合金的發展歷程可知，飛機的結構設計與航空鋁合金的發展相互促進，航空產品的發展和飛機設計思想的不斷演變對鋁合金材料提出了越來越高的要求，除最初的高強和輕質外，還要求高的綜合性能，如斷裂韌性、耐腐蝕性能、抗疲勞性能、耐熱性能、損傷容限性能等，這促使材料工作者們將研究重點始終放在如何獲得更高綜合性能的材料上。

隨著計算材料學，塑性加工、熱處理過程仿真模擬及微觀組織表征技術的發展，基于“成分-制備工藝-特征微結構-性能”關聯性，多尺度特征微結構精細調控技術也不斷發展，科研人員逐漸總結出具有超高強度[3, 10， 11]、高耐損傷性[3, 12， 13]、高強韌低淬火敏感性[3, 14, 15]等高綜合性能鋁合金的特征結構。

2.1 合金成分設計

Zn,Mg,Cu等主合金元素是影響航空鋁合金綜合性能最主要的因素，國內外的航空鋁合金都是通過調整主合金元素的含量，達到不同的Zn/Mg及Cu/Mg含量比，形成了不同的主干合金，在主干合金的基礎上形成合金的系列化發展。提高7XXX系合金中Zn，Mg含量可以促進主要強化相η相(MgZn2)的析出，而Cu元素可以提高熔體的流動性以改善鑄造性能，提高熔鑄質量，同時影響Zn，Mg元素的固溶、析出以及晶界晶內電位差等，進而影響材料剝落腐蝕、應力腐蝕性能和淬透性等性能[16-19]。綜合國內外航空鋁合金的成分特征可以看出，主合金元素成分變化趨勢為：高合金化元素總量、高Zn、低Cu、高Zn/Mg含量比、低Cu/Mg含量比。

除主合金元素外，微合金化元素也是影響航空鋁合金性能的一個重要因素。第三代鋁合金7050中，首次選擇Zr作為微合金化元素，細化鋁合金鑄態晶粒，經過熱處理后生成大量細小球形共格亞穩定L12型Al3Zr彌散相，起到細晶強化和彌散強化的雙重作用，顯著提高了鋁合金的綜合性能。至此，微合金化元素種類及添加量的選擇逐漸進入了鋁合金研究者的視野。稀土元素Sc由于對鋁合金組織有強烈的細化作用，對晶粒的細化效果居于其他元素之首。近年來，高強7XXX系鋁合金添加Sc一直是研究熱點，復合添加Sc和Zr，可生成Al3Sc、Al3Zr和Al3(Sc, Zr)強化相，進一步細化鋁合金組織，并形成核-殼結構提高材料熱穩定性[20-22]，如圖1所示。由于Sc的成本較高，研究者們同時致力于鋁合金低成本的微合金化研究，如添加Er[22-26]等低成本稀土元素，通過納米級Al3Er析出相釘扎位錯和亞晶界，提高鋁合金的強度和再結晶溫度，改善合金的綜合性能。在其他元素微合金化方面，研究了Mn，Ti，Cr，Er，Zr，Pr元素的單獨或復合添加對材料性能的影響[27， 28]，如添加適量Mn可有效消除各向異性，Fang等[29]發現(Al, Zn, Mg, Cu, Cr)3(Zr, Pr)析出相產生釘扎作用，強化材料的同時抑制了再結晶，如圖2所示。

另外一個研究熱點是，隨著計算材料學技術的進步[30]，第一性原理計算、熱力學計算、動力學計算等方法逐漸應用到航空鋁合金的成分設計中，科研人員不再單一依靠傳統的試錯法來開展研究工作，而是越來越多地采用計算機輔助模擬計算和實驗驗證相結合的方式進行研究，降低研究成本，縮短研制周期。

近年來，有學者結合CALPHAD數據庫進行相場模擬[31]，系統地研究了鋁合金晶界溶質偏析與擴散，沉淀析出，基體成分對晶界處η相生長的作用，以及這些對合金力學、電化學性能的影響，并驗證了模型預測的一致性[32]。Johannes等[33]結合基于密度泛函理論(density functional theory，DFT)的模擬計算和實驗驗證，對7XXX系的相穩定性和力學性能進行了研究，對四元系合金的模擬計算具有重要意義。Zhang等[31]以位錯密度作為關鍵參數，構建了位錯密度演化、形核和生長模型，對7XXX系合金的動態再結晶過程進行了模擬計算，并結合熱壓縮模擬實驗對模型的準確性進行了驗證。經過若干年的發展，航空鋁合金的計算機輔助模擬計算從最早的基于熱力學計算、動力學計算等的材料成分計算設計，逐漸轉向機器自學習，擴展至組織演變規律、相穩定性和性能預測等綜合計算方向[30]。國內基于熱力學及動力學計算結果，初步確定合金成分范圍，結合實驗驗證的方法，成功研發出800 MPa級超高強鋁合金[9, 34]。

圖1 Al3(Sc, Zr, Er)核殼結構的析出相的原子探針層析(atom probe tomography, APT) 結果[22]Fig.1 APT results of the precipitated phase of the Al3(Sc, Zr, Er) core-shell structure [22]

圖2 AlZnMgCu-0.16Zr-0.18Cr-0.26Pr合金微觀組織[29]Fig.2 Microstructures of AlZnMgCu-0.16Zr-0.18Cr-0.26Pr alloy[29]：(a, b) TEM bright field images, (c) selected area electron diffraction (SAED) pattern and (d) energy dispersive X-ray (EDX) spectrum of dispersoids

2.2 熔鑄技術

熔鑄是鋁加工生產的頭道工序，制備的原始鑄錠的冶金缺陷、組織形態和晶粒大小等微觀組織，直接關系到后續產品的質量，具有很強的遺傳性，特別是隨著航空鋁合金產品規格的不斷增大，對傳統半連續鑄造大規格鑄錠的鑄造成型、冶金質量、顯微組織控制提出了更高的要求[35]。目前，航空鋁合金熔鑄技術研究主要圍繞以下3個方面開展。

(1)鋁合金鑄錠成型技術

航空鋁合金成分的整體發展趨勢是合金化程度越來越高，隨著合金元素總量的增加，凝固溫度區間隨之加大，合金的熱裂/冷裂傾向加劇，使得超大規格鑄錠的成形極其困難。鑄錠裂紋產生的直接原因是鑄錠的強度與塑性無法承受鑄造產生的內應力，而鑄造應力主要是在熔體結晶和鑄錠冷卻過程中徑向和軸向溫度差造成的不同步收縮而引起的。因此，改善冷卻條件將有利于減小鑄錠應力，從而降低鑄錠開裂傾向。近幾十年來，材料研究者圍繞著如何改善鑄錠冷卻條件進行了大量的研究[36]，如發展出低液位復合 (low head composite，LHC)鑄造、熱頂(hot-top，HT)鑄造、低壓鑄造、氣滑鑄造、ARC(annular refractory composite)鑄造等新型的鑄造技術。此外，隨著數值模擬仿真技術的發展，根據結晶器內溫度場、液穴深度、應力應變以及鑄造工藝參數，建立熱裂/冷裂預測模型以指導工業化生產也是一個研究熱點，目前尚無統一的熱裂/冷裂判據定量預測熱裂的產生。但通過考慮鑄造過程中的液態補縮、應力松弛、鑄造速度和成分、壓降孔隙等因素，發展了Feurer、Katgerman、Prokhorov、RDG等判據和模型，實現了熱裂的定性預測[37, 38]。基于材料熱裂形成機制，建立多元多尺度相變與微納觀力學耦合模型，將突破定量預測瓶頸技術[39]。國內目前可實現厚度520 mm的2024、7050和7B50等航空鋁合金扁錠、直徑950 mm的7A85圓錠的穩定工業化生產。

(2)鋁合金鑄錠冶金質量控制技術

鑄錠的冶金質量直接影響航空鋁合金的服役性能，鑄錠內部的顯微疏松、第二相夾雜物、氫含量、堿金屬含量、渣含量等與鋁合金產品的疲勞性能息息相關，目前發展了熔體凈化技術以提高鑄錠冶金質量。目前研究主要集中在爐內精煉、在線除氣、在線過濾等方面。其中，爐內精煉主要使用透氣磚精煉來替代傳統的六氯乙烷精煉，可在降低環境污染的同時提高凈化效率；在線除氣主要通過箱式除氣裝置，如Alpur、SNIF(spinning nozzle inert flotation)、LARS(liquid aluminum refining system)等，和流槽除氣裝置，如ACD(aluminium compact degasser)等，通過惰性氣體或氯氬混合氣體對澆鑄前的熔體進行進一步除氣處理；在線過濾則主要使用不同目數、層數搭配的陶瓷過濾裝置來控制熔體中的雜質含量。

(3)鋁合金鑄錠顯微組織控制技術

盡可能減少偏析，獲得均勻細小的等軸晶組織是提升鋁合金產品綜合性能的有效途徑。圍繞這一目標，材料研究者們開發了電磁鑄造、超聲鑄造等新型鑄造方式[40-44]。電磁鑄造是將中頻、低頻電磁場與傳統直冷式結晶器進行耦合，所制備鑄錠的表面較為光滑，同時具有比較均勻的內部組織[41]，幾乎無粗晶層，如圖3所示。但該技術對整個鑄造過程和各項參數需要控制得非常嚴格，目前在國外只有肯聯鋁業、美國鋁業公司等少數鋁加工企業實現了工業化應用，國內目前處于研究階段，未實現工業化應用。除新型的鑄造技術外，晶粒細化劑的選擇及作用機理也是一個研究熱點，通過添加晶種合金，引入高效精準的晶種作為異質形核襯底來實現晶粒細化是重要的研究方向。近年來，TiCx被認為是一種有效的鋁合金形核劑，Yang等對TiCx促進α-Al形核的科學機理進行了深入研究[42]。

圖3 半連續鑄造(direct chill casting, DC)與電磁鑄造(low frequency electromagnetic casting, LFEC)鋁合金微觀組織[41]Fig.3 Aluminum alloy microstructures of DC and LFEC ingots[41]:(a) DC edge, (b) DC center, (c) LFEC edge, (d) LFEC center

2.3 熱變形技術

通過熱變形工藝設計和優化獲得理想的合金組織狀態是實現鋁合金目標性能的重要手段。理想的組織狀態是:控制再結晶及保持變形織構，從而提升材料的相關性能。

國內發展了強變形軋制工藝，實現了在較小總變形量(60%左右)的情況下制備出性能穩定、均勻的厚板，目前已實現厚度155 mm、寬度2000 mm的超寬超厚板材穩定生產，達到國際先進水平；通過對反向擠壓技術的參數精確控制，實現長度17 000 mm的大規格型材批量生產；發展了單次大變形鍛造技術等，實現投影面積達5 m2的大規格模鍛件的制備，滿足了航空應用需求。

在基礎研究方面，高性能航空鋁合金熱變形過程的組織與性能演變預測是一個研究熱點，特別是描述熱變形過程中的顯微組織和力學性能相互關系的物理模型的構建。航空鋁合金在擠壓、軋制、鍛造等熱加工過程中，合金產品因變形誘導使微觀組織中位錯密度、大小角度晶界、晶粒尺寸等發生變化，并可能發生動態回復、動態再結晶、第二相析出、原子偏析等動態組織演變，演變過程受溫度、變形量、應變狀態、應變速率等工藝參數的影響[45-51]。材料研究者在鋁合金熱加工過程中的物理模型和軟化機理研究方面不斷深入，對于深入認知鋁合金靜態軟化機理及合金成分與工藝優化設計，以及高性能鋁合金的工程化應用具有重要意義。研究人員在定性、定量顯微組織表征基礎上[46]，分別建立了析出、回復和再結晶等靜態軟化的定量物理模型，如圖4所示。通過建立熱力耦合有限元仿真模型，結合位錯密度模型、統一本構模型、粘塑性自洽模型和晶體塑性模型等跨尺度模型[52-55]，可以預測熱變形后材料的微觀組織和力學性能演變規律。在通過理論模型進一步揭示力學性能影響機制和微觀組織演變規律的同時，通過宏微觀性能的定量分析，可不斷加快鋁合金成分、組織設計與熱變形工藝參數優化。

2.4 熱處理技術

析出相的尺寸和分布決定了鋁合金的性能，因此，大量的研究[56-59]聚焦于航空鋁合金析出行為的調控，通過不同的時效工藝來實現晶內析出相(matrix precipitates, MPs)、晶界析出相(grain boundary precipitates, GBPs)及無沉淀析出帶(precipitates free zone, PFZ)的精確調控，從而實現鋁合金力學性能、斷裂性能、腐蝕性能等綜合性能匹配。具有高綜合性能的航空鋁合金理想的組織狀態是：晶內析出相細小彌散，晶界析出相斷續，盡量減小晶界PFZ寬度。為了得到這一理想組織，材料研究者對鋁合金時效工藝進行了大量的研究。

回歸再時效(retrogression and reageing, RRA)技術[60-63]綜合了單級時效和雙級時效的優點，T77是第一個申請專利[61]的回歸再時效工藝，可分為3個階段(如圖5和圖6所示)：低溫預時效，析出大量的GP區和小尺寸的η′相；高溫回歸，晶界析出相回溶；低溫長時時效，晶內、晶界析出相緩慢長大。這一過程中,通過高溫回歸提升抗應力腐蝕性能，利用再時效提升材料強度，實現7XXX系合金力學性能和耐蝕性能協同提升。然而，T77技術高溫回歸階段時間很短，只有幾分鐘～幾十分鐘，因此，T77技術在7XXX系厚板的實際應用中受到極大的限制，目前，實現工業化生產應用的厚板最大厚度僅為80 mm。

圖6 RRA過程中組織演變示意圖[62]Fig.6 The precipitated phase evolution schematics during RRA heat treatment[62]:(a)pre-ageing, (b)retrogression, (c)re-ageing

為進一步提高航空鋁合金的綜合性能，國內在2000年左右率先開展了非等溫時效工藝研究，并取得了一系列研究成果。如針對厚大截面(截面厚度達300 mm)7A85鋁合金，在非等溫時效過程中通過升溫和降溫速率的適當匹配可以使7A85合金獲得類似或優于雙級過時效處理后的綜合性能，且使時效效率提高1倍[64-66]；針對高合金化鋁合金，如7055合金，通過非等溫時效工藝獲得了與T77相同的效果，但工藝流程更加簡單，有效節約了成本。但在工業化條件下如何準確控制升/降溫速率尚未解決，因此非等溫時效工藝尚未實現工業化應用?；诜堑葴貢r效工藝，結合工業化大生產條件開展積分時效工藝研究，是針對高合金化厚大截面鋁合金的時效工藝的一個研究重點。

3 發展趨勢與展望

材料基礎技術的進步是航空鋁合金發展的基礎和內在動力，需求牽引是航空鋁合金發展的外在動力，在內在動力和外在動力雙重推動下，航空鋁合金得以充分發展。綜合航空裝備發展需求，結合航空鋁合金現有技術發展水平，筆者認為航空鋁合金未來的發展重點在如下兩大方面。

3.1 研發新一代高性能航空鋁合金

面向國內航空裝備的發展需求，針對不同的使用部位及服役環境，研發新一代高強高韌、高強耐蝕、耐熱鋁合金，進一步完善航空鋁合金材料體系。

第三代7050鋁合金是目前國內外航空應用最為成熟、最為廣泛的鋁合金，用于國內外多種飛機型號的主承力結構，其強度水平在500 MPa級，厚板最大使用厚度可達200 mm。第四代超高強鋁合金7B50、7A55強度達600 MPa級，但韌性相比7050厚板有所下降，且使用厚度僅為80 mm，限制了其在厚大截面零部件中的應用。航空裝備強烈的減重需求迫切需要高強高韌的高綜合性能鋁合金：材料厚度達到7050厚板規格的同時，強度提升10%～20%，斷裂韌度、疲勞性能等不下降，以進一步完善第四代航空鋁合金材料體系。國內在7050、7B50、7A55等合金研究的基礎上，已經基本探究出鋁合金具有高強高韌高綜合性能的特征微結構，目前正在開展第四代高強高韌航空鋁合金的研究工作。

在超高強鋁合金方面，針對飛機長桁等高剛度需求部位，進一步發展700 MPa級第五代超高強鋁合金，實現其工程應用，也是一個重要的發展方向。

艦載機等長期在海洋環境下服役，對鋁合金的耐蝕性能提出了更高的要求，發展強度500 MPa以上，有良好的抗晶間腐蝕、抗剝落腐蝕、抗應力腐蝕能力的高強耐蝕鋁合金具有重要的意義。針對高強耐蝕鋁合金，對應力腐蝕開裂機制的認識也逐漸從陽極溶解轉變到氫致開裂，再到兩者共同，且研究表明陽極溶解為氫致開裂的先決條件[67]。相關研究發現，為了降低應力腐蝕開裂敏感性，一方面要控制腐蝕的起源，即晶界析出相和其他粗大析出相的尺寸和數量等；另一方面也要控制腐蝕的速率，即晶界和晶內的電位差和PFZ的寬度等[67-69]。理想的組織特征是：尺寸適中且斷續分布的GBPs,晶界η相含有較高的Cu含量，較窄的PFZ寬度以及較少的粗大析出相等。此外，也有研究嘗試通過加入微合金化元素來定向誘導Cu元素的析出，降低晶界和晶內電位差來提高鋁合金抗應力腐蝕性能。如何平衡Cu含量，實現特征微結構的精確控制，是開發高強耐蝕鋁合金的研究重點。

隨著航空裝備向更快、更高、更遠的方向發展，對機體結構材料耐熱性和減重的要求更加突出，迫切需要發展耐熱鋁合金。目前，大型結構件用耐熱鋁合金選材空間有限，僅有2618、2219、2014等經典鋁合金，耐熱溫度均在200 ℃以下，持續推進高性能耐熱鋁合金的自主研發，特別是使用溫度在250～350 ℃的耐熱鋁合金，具有重要的意義。近年來，針對耐熱鋁合金的研發，研究者提出微觀組織穩定化為核心的材料設計思路，從熱穩定強化相的選擇及第二相顆粒的高溫熱穩定化兩方面開展了大量的研究[70]，Al-Cu-Mg-Ag系、Al-Zn-Mg系合金是很有潛力的耐熱鋁合金體系。通過引入耐熱型析出相[71-75]或彌散相[76](如Al3X，X=Sc，Zr等)，引導單一序列析出的同時構建更為穩定的析出相內部[77-79]及界面[80, 81]結構，進而提升合金耐高溫性能。

3.2 大規格航空鋁合金及構件整體成形

隨著飛機對低成本、高可靠性的需求日益迫切，大型構件的整體制造已經成為飛機制造的一個重要發展方向，這就需要超大規格鋁合金材料以及適用于先進整體制造工藝的鋁合金材料來保證。

2010年起，國內陸續建設了航空用大規格高性能鋁合金材料生產裝備，如50 t級熔鑄爐、板寬4300 mm級的軋機、80 000 t鍛壓機、12 000 t預拉伸機等裝備，國內具備生產超大規格鋁合金材料的裝備條件。隨著航空裝備尺寸的進一步增大，需要超長、超寬、超厚等超大規格厚板。尺寸放大后，要著重解決超大規格鑄錠制備、熱加工過程組織性能均勻性控制、熱處理工藝精確調控等問題，實現工程化穩定生產及應用。

隨著蠕變時效成形[82, 83]、攪拌摩擦焊[84, 85]、激光束焊接[86]等大規格鋁合金構件成形技術的進步，發展超大規格鋁合金構件整體成形是一個研究熱點。目前時效成形技術在歐美等國家正成為機翼翼面等重要部件的新型制造技術，空客公司對7449-T7951厚板采用時效成形技術成功制備出空客A380整體機翼壁板，并使制造周期大幅縮短。針對超大規格鋁合金構件整體成形技術的研究也是未來航空鋁合金發展的一個重要方向。

4 結 語

經過百余年的發展，國內航空鋁合金的研發與應用水平已經與國外并駕齊驅，材料研究者已經探索出具有優異綜合性能的航空鋁合金的特征結構。伴隨著計算材料學以及顯微表征手段和制備技術的快速發展，航空鋁合金研發已經轉向為正向設計：基于微觀組織設計準則，通過原子尺度的表征和調控，實現合金的目標性能。在這種思路的指導下，新一代鋁合金的研發仍有大量基礎理論、工程化應用方面的問題亟待解決，還需要材料工作者不斷努力，使我國成為航空鋁合金研發與應用強國。