劉 銘，汝繼剛，臧金鑫，張 坤，何維維，王 亮，陳高紅

（1北京航空材料研究院，北京 100095；2北京市先進(jìn)鋁合金材料及應(yīng)用工程技術(shù)研究中心，北京 100095）

7D04合金是國內(nèi)新開發(fā)的一種新型Al－Zn－Mg－Cu系高性能鋁合金，該合金采用Zr替代Cr作為微合金化元素，改善了合金的淬透性能，提高了合金的綜合性能。相對(duì)歐美國家的7050，7010以及我國的7B04等同類合金，7D04合金在保持較高強(qiáng)度水平下，具有更好的斷裂韌性，同時(shí)，疲勞強(qiáng)度和抗應(yīng)力腐蝕性能優(yōu)良，因此，特別適用于設(shè)計(jì)制造整體、大截面的飛機(jī)主承力結(jié)構(gòu)件，如機(jī)翼上壁板、大梁等［1，2］。隨著航空工業(yè)及飛機(jī)耐久性／損傷容限設(shè)計(jì)思想的發(fā)展，對(duì)材料的綜合性能提出了更高的要求［3］，材料在熱環(huán)境下性能的穩(wěn)定性越來越受到人們關(guān)注［4，5］，但大多集中在對(duì)Al－Cu系耐熱鋁合金的研究［6，7］，對(duì) Al－Zn－Mg－Cu系合金的熱穩(wěn)定性能的研究報(bào)道較少［8］。本工作通過設(shè)計(jì)不同的穩(wěn)定化方案，研究穩(wěn)定化溫度和時(shí)間等參數(shù)對(duì)7D04－T7451鋁合金組織演變及力學(xué)性能的影響，為合金的工程應(yīng)用提供理論基礎(chǔ)和可靠依據(jù)。

1 實(shí)驗(yàn)材料及方法

1.1 實(shí)驗(yàn)材料

實(shí)驗(yàn)材料為7D04－T7451鋁合金，厚度為95mm，其化學(xué)成分如表1所示。7D04－T7451板材采用的是 雙級(jí)時(shí)效工藝，熱處理制度為120℃／6h＋170℃／10h。

表1 7D04－T7451鋁合金的化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)／%）Table 1 Chemical composition of 7D04－T7451aluminum alloy（mass fraction／%）

1.2 實(shí)驗(yàn)方法

板材分別在100，125，150℃及175℃下進(jìn)行100，500，1000h穩(wěn)定化處理，之后在LT方向取樣進(jìn)行室溫力學(xué)性能測(cè)試。室溫力學(xué)性能實(shí)驗(yàn)按HB 5143－1996《金屬室溫拉伸試驗(yàn)方法》進(jìn)行，每組測(cè)取5個(gè)試樣，有效數(shù)據(jù)不少于3個(gè)，將板材LT方向切取的穩(wěn)定化處理后的試樣毛坯加工成標(biāo)準(zhǔn)的圓棒形拉伸試樣。在Tecnai G220型電子顯微鏡上進(jìn)行透射電鏡組織觀察，并取近〈011〉方向。透射電鏡試樣采用 MTP－1雙噴電解減薄儀制備，電解液為硝酸∶甲醇＝1∶3。

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果

2.1 合金力學(xué)性能的變化

2.1.1 穩(wěn)定化處理溫度對(duì)合金力學(xué)性能的影響

合金力學(xué)性能隨穩(wěn)定化處理溫度的變化如圖1所示?？梢钥闯觯c原始板材（T7451狀態(tài)）的室溫拉伸性能（抗拉強(qiáng)度為464MPa，屈服強(qiáng)度為521MPa，伸長率為12.3%）相比，100℃和125℃下穩(wěn)定化處理100h后（圖1（a）），合金的抗拉強(qiáng)度（474，468MPa）和屈服強(qiáng)度（530，527MPa）略有升高，伸長率沒有明顯的變化，合金的力學(xué)性能基本穩(wěn)定。當(dāng)穩(wěn)定化處理溫度達(dá)到150℃時(shí)，板材的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度分別下降25MPa和18MPa，伸長率基本保持不變。隨著穩(wěn)定化處理溫度的升高強(qiáng)度逐漸下降，當(dāng)穩(wěn)定化處理溫度進(jìn)一步升高到175℃，合金的抗拉強(qiáng)度（313MPa）、屈服強(qiáng)度（410MPa）顯著下降，伸長率為14.6%，顯著升高。穩(wěn)定化溫度100℃處理500h后（圖1（b）），合金屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度分別為487MPa和541MPa，較原始板材（T7451狀態(tài)）提高20MPa，伸長率為13.4%，也有小幅提升。這表明合金中有新的強(qiáng)化效應(yīng)發(fā)生，且該強(qiáng)化效應(yīng)同時(shí)提高了合金的強(qiáng)度和塑性。穩(wěn)定化溫度高于125℃處理500h后，板材屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度逐漸降低，伸長率逐漸升高。穩(wěn)定化溫度175℃處理500h后，屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度僅為286MPa和385MPa，伸長率為14.8%。與原始板材（T7451狀態(tài)）相比，屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度分別降低38%和26%。

圖1 穩(wěn)定化處理溫度對(duì)7D04－T7451合金板材力學(xué)性能的影響 （a）100h；（b）500hFig.1 Effect of thermal exposure temperature on the mechanical properties of 7D04－T7451alloy plate （a）100h；（b）500h

2.1.2 穩(wěn)定化處理時(shí)間對(duì)合金力學(xué)性能的影響

7D04合金力學(xué)性能隨穩(wěn)定化處理時(shí)間的變化如圖2所示?？梢钥闯?，與原始板材（T7451狀態(tài)）相比，100℃穩(wěn)定化處理100h之內(nèi)板材的強(qiáng)度略有上升，增幅約10MPa，之后長時(shí)間處理后強(qiáng)度和伸長率也基本保持不變，如圖2（a）所示。125℃下穩(wěn)定化處理100h之內(nèi)板材的強(qiáng)度也略有上升，增幅約5MPa，但隨著穩(wěn)定化處理時(shí)間的延長強(qiáng)度逐漸下降，伸長率在整個(gè)穩(wěn)定化處理過程中緩慢升高。當(dāng)處理1000h后，合金的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度分別為436MPa和503MPa，伸長率為12.8%，與原始板材（T7451狀態(tài)）相比，強(qiáng)度下降約20MPa，伸長率升高0.5%，如圖2（b）所示。150℃和175℃穩(wěn)定化處理時(shí)，合金的強(qiáng)度隨穩(wěn)定化處理時(shí)間的延長逐漸降低，伸長率小幅升高，但175℃穩(wěn)定化處理后強(qiáng)度的降低幅度比150℃增加，伸長率的升高幅度也增加，分別如圖2（c）和2（d）所示。

圖2 穩(wěn)定化處理時(shí)間對(duì)7D04－T7451合金板材力學(xué)性能的影響 （a）100℃；（b）125℃；（c）150℃；（d）175℃Fig.2 Effect of thermal exposure time on the mechanical properties of 7D04－T7451alloy plate （a）100℃；（b）125℃；（c）150℃；（d）175℃

2.2 合金微觀組織的變化

2.2.1 原始板材的微觀組織

圖3為7D04－T7451合金原始的微觀組織。由圖3并結(jié)合文獻(xiàn)［9，10］分析可知，穩(wěn)定化處理之前的原始板材處于典型的T7451過時(shí)效狀態(tài)：晶內(nèi)分布有較高密度、輕微粗化的η′相（圖3（a）），晶界上存在準(zhǔn)連續(xù)分布的粗大η相，晶界無析出帶顯著但寬度不大（圖3（b））；衍襯圖中存在由應(yīng)變襯度造成的模糊背景，表明此時(shí)合金中的沉淀相周圍尚有強(qiáng)烈的晶格畸變，沉淀相的強(qiáng)化作用顯著。從所獲得的衍襯像中可以粗略估算7D04－T7451合金晶內(nèi)η′相的尺寸為5～15nm，晶界析出相的尺寸約為20～40nm。

圖3 7D04－T7451合金原始微觀組織 （a）晶內(nèi)析出相；（b）晶界析出相Fig.3 Microstructure of 7D04－T7451alloy before thermal exposure（a）precipitation phase in grain；（b）precipitation phase in grain boundary

2.2.2 不同穩(wěn)定化處理溫度下合金微觀組織

7D04－T7451合金板材不同溫度下穩(wěn)定化處理100h后的透射電鏡組織如圖4所示?？梢钥闯觯谙嗤瑫r(shí)間下，隨著穩(wěn)定化處理溫度的升高，析出相尺寸發(fā)生了明顯的變化。當(dāng)穩(wěn)定化處理溫度為100℃和125℃時(shí)，與原始板材相比，100h穩(wěn)定化處理后，晶內(nèi)保留盤狀或桿狀析出相的同時(shí)，析出了大量細(xì)小彌散的強(qiáng)化相，析出相的密度有所增大，如圖4（a）和4（b）所示。這種細(xì)小彌散相的大量析出使合金中發(fā)生新的強(qiáng)化效應(yīng)，并且改善了合金的塑性，這與圖1所示的該狀態(tài)下板材的屈服強(qiáng)度略有升高的現(xiàn)象是一致的。當(dāng)穩(wěn)定化處理溫度達(dá)到150℃時(shí)，析出相密度減小，析出相尺寸略有增大，如圖4（c）所示。當(dāng)穩(wěn)定化處理溫度上升到175℃時(shí)，析出相尺寸明顯增大，析出相密度減小，并且晶界析出相由連續(xù)變?yōu)閿嗬m(xù)，如圖4（d）所示，此時(shí)合金的強(qiáng)度也發(fā)生了明顯的下降，這與之前的力學(xué)性能變化一致。上述觀察中均給出了CCD下觀察到的各狀態(tài)合金的SAED圖譜，但因?yàn)镃CD下微弱衍射難于清晰記錄，所以本研究中未對(duì)SAED圖譜進(jìn)行一一對(duì)照的標(biāo)定和分析。就沉淀相的種類而言，SAED分析證實(shí)，低于175℃穩(wěn)定化處理的樣品中主要析出相為η′；當(dāng)穩(wěn)定化溫度升高到175℃時(shí)，合金中η相的含量逐漸增加，這與衍襯圖的觀察及拉伸性能分析一致。

圖4 不同穩(wěn)定化處理溫度下7D04－T7451板材的透射電鏡組織（a）100℃；（b）125℃；（c）150℃；（d）175℃Fig.4 TEM microstructures of 7D04－T7451plate at different thermal exposure temperatures（a）100℃；（b）125℃；（c）150℃；（d）175℃

2.2.3 不同穩(wěn)定化處理時(shí)間下合金微觀組織

125℃和175℃下板材穩(wěn)定化處理不同時(shí)間后的透射電鏡組織如圖5所示。與原始板材相比（圖3），125℃穩(wěn)定化處理100h和1000h時(shí)，合金析出相的密度和尺寸都沒有發(fā)生明顯的改變，結(jié)合文獻(xiàn)［11］及SAED分析證實(shí)，主要的析出相仍然以η′為主，如圖5（a），（b）所示，相應(yīng)的此時(shí)合金的強(qiáng)度也變化不大（圖2（b））。但當(dāng)穩(wěn)定化處理溫度達(dá)到175℃時(shí)，合金析出相的密度和尺寸則有明顯的改變，穩(wěn)定化處理100h時(shí)，合金中的析出相密度減小，尺寸增大至50nm以上，如圖5（c）所示；穩(wěn)定化處理500h后，合金中的析出相尺寸更大，甚至達(dá)到100nm以上，如圖5（d）所示。隨著穩(wěn)定化處理時(shí)間的延長，析出相不斷粗化，結(jié)合文獻(xiàn)［12］及SAED分析證實(shí)，當(dāng)穩(wěn)定化溫度升高到175℃時(shí)，合金中η相的含量逐漸增加，合金的強(qiáng)度隨之顯著下降。這與之前測(cè)得的力學(xué)性能變化相一致（圖2（d））。

3 分析與討論

7D04屬 Al－Zn－Mg－Cu系可時(shí)效強(qiáng)化鋁合金，沉淀相析出序列一般認(rèn)為是過飽和固溶體（Super－saturated Solid Solution，SSS）→ GP區(qū)→ 過渡相η′相→平衡相η相（MgZn2）［12］，其主要的強(qiáng)化相為 GP區(qū)、η′相、η相。穩(wěn)定化處理過程中的性能變化主要與析出相的大小和密度相關(guān)。在20～100℃時(shí)效時(shí)過飽和固溶體主要析出GP區(qū)［13］；在120～150℃下，時(shí)效早期以GP區(qū)為主，隨后以η′相為主；當(dāng)時(shí)效溫度高于160℃時(shí)各個(gè)相相繼出現(xiàn)，充分時(shí)效后主要形成粗化的η相。新型7D04－T7451板材采用的是雙級(jí)時(shí)效工藝，第一級(jí)時(shí)效后板材內(nèi)部存在大量超臨界尺寸的GP區(qū)［14］，第二階段的時(shí)效通常在170℃下持續(xù)10h左右，此時(shí)GP區(qū)會(huì)逐漸長大，轉(zhuǎn)變成η′相，部分η′相會(huì)轉(zhuǎn)變成η相。因此，板材內(nèi)部的主要析出相是η′相和η相（圖3）。此時(shí)，η′相略微粗化，表明原始板材過時(shí)效不完全，溶質(zhì)原子仍具有一定的過飽和度。存在過飽和度的板材在隨后的穩(wěn)定化處理過程中，微觀組織會(huì)隨穩(wěn)定化制度的不同發(fā)生變化。

圖5 125℃和175℃下7D04－T7451板材不同穩(wěn)定化處理時(shí)間后的組織（a）125℃／100h；（b）125℃／1000h；（c）175℃／100h；（d）175℃／500hFig.5 TEM microstructures of 7D04－T7451plate at 125℃and 175℃for different thermal exposure time（a）125℃／100h；（b）125℃／1000h；（c）175℃／100h；（d）175℃／500h

當(dāng)7D04－T7451合金在100，125℃下進(jìn)行穩(wěn)定化處理時(shí)，合金晶內(nèi)會(huì)發(fā)生輕微的析出，形成尺寸非常細(xì)小、密度很高的沉淀相，這種行為被稱之為二次析出［15］。二次析出過程中，隨著時(shí)間的延長，溶質(zhì)原子濃度越來越低，析出的驅(qū)動(dòng)力越來越小，一定時(shí)間后不再有粒子析出。因此，在100℃下長時(shí)間穩(wěn)定化處理后，合金中析出相的密度不會(huì)持續(xù)增加，相應(yīng)的合金強(qiáng)度也不會(huì)持續(xù)增加，正如圖2（a）所示，性能在獲得短暫的小幅度提升后長時(shí)間保持穩(wěn)定。125℃下合金中的二次析出過程發(fā)生更快，且存在粗化行為。結(jié)合文獻(xiàn)［17］分析認(rèn)為：在125℃下基體合金的過飽和度較小，二次析出發(fā)生的程度較低；由二次析出形成的沉淀相也更細(xì)小，熱穩(wěn)定性更低。因此，在125℃下穩(wěn)定化處理時(shí)合金基體中過飽和固溶元素快速耗竭，二次析出行為因而結(jié)束，合金達(dá)到強(qiáng)度峰值；此后，二次析出相開始緩慢粗化，析出相密度逐漸降低，合金的強(qiáng)度隨之下降而伸長率升高。

在接近（150℃）或超過（175℃）合金的第二級(jí)時(shí)效溫度穩(wěn)定化處理時(shí)，合金內(nèi)的η′相和未粗化η相不再穩(wěn)定，部分η′相快速長大并轉(zhuǎn)變成η相。鋁合金的析出相長大過程是一個(gè)擴(kuò)散過程，析出相的長大速率隨穩(wěn)定化處理溫度的升高而增大，隨著穩(wěn)定化處理時(shí)間的延長這種效應(yīng)就越明顯。不考慮形核因素，析出相的長大速率可以表示為［16］

式中：R為析出相半徑；R0為臨界形核半徑，R0＝；C0為基體合金中溶質(zhì)的平均濃度；Cβ為析出相0β中溶質(zhì)濃度；t為時(shí)間；Ce為析出相與基體界面的溶質(zhì)濃度；D為擴(kuò)散系數(shù)。

從式（1）可知，析出相的長大速率與溶質(zhì)原子的擴(kuò)散系數(shù)有關(guān)，而穩(wěn)定化處理溫度對(duì)擴(kuò)散系數(shù)具有顯著影響。溶質(zhì)原子的擴(kuò)散可以用Arrhenius關(guān)系［17］來表示：D＝D0exp（－Q／RT）。穩(wěn)定化處理溫度越高，擴(kuò)散系數(shù)就越大。所以，在150℃和175℃穩(wěn)定化處理過程中，η′相和η相的長大速率非常快。此時(shí)析出相的長大以消耗小顆粒為條件。因此，在粗化階段析出相的尺寸要遠(yuǎn)大于形核、長大時(shí)的尺寸，顆粒間的距離因此變得更大，如圖4（c），（d）所示。在粗化階段析出相總的體積分?jǐn)?shù)保持不變［18］，析出相的強(qiáng)化效果為

式中：c2為常數(shù)；f為析出相體積分?jǐn)?shù)，為定值；r為析出相半徑。因此可知，隨穩(wěn)定化處理過程中析出相的不斷粗化，板材的強(qiáng)度明顯降低。

4 結(jié)論

（1）7D04－T7451鋁合金板材的組織和性能在不高于125℃時(shí)可長時(shí)間保持穩(wěn)定；當(dāng)溫度高于150℃時(shí)，板材的強(qiáng)度隨著穩(wěn)定化處理時(shí)間的延長持續(xù)下降，穩(wěn)定化處理溫度越高強(qiáng)度下降的幅度越大。穩(wěn)定化溫度175℃處理500h后，屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度僅為286MPa和385MPa，與未穩(wěn)定化處理相比分別降低38%和26%。

（2）7D04－T7451鋁合金板材在穩(wěn)定化處理過程中強(qiáng)度下降的本質(zhì)是由于析出相η′相和η相粗化。

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