7D04合金是国内新开发的一种新型Al-Zn-Mg-Cu系高性能铝合金,该合金采用Zr替代Cr作为微合金化元素,改善了合金的淬透性能,提高了合金的综合性能。相对欧美国家的7050,7010以及我国的7B04等同类合金,7D04合金在保持较高强度水平下,具有更好的断裂韧性,同时,疲劳强度和抗应力腐蚀性能优良,因此,特别适用于设计制造整体、大截面的飞机主承力结构件,如机翼上壁板、大梁等^{[1, 2]}。随着航空工业及飞机耐久性/损伤容限设计思想的发展,对材料的综合性能提出了更高的要求^[3],材料在热环境下性能的稳定性越来越受到人们关注^{[4, 5]},但大多集中在对Al-Cu系耐热铝合金的研究^{[6, 7]},对Al-Zn-Mg-Cu系合金的热稳定性能的研究报道较少^[8]。本工作通过设计不同的稳定化方案,研究稳定化温度和时间等参数对7D04-T7451铝合金组织演变及力学性能的影响,为合金的工程应用提供理论基础和可靠依据。

实验材料为7D04-T7451铝合金,厚度为95mm,其化学成分如表1所示。7D04-T7451板材采用的是双级时效工艺,热处理制度为120℃/6h+170℃／10h。

板材分别在100,125,150℃及175℃下进行100,500,1000h稳定化处理,之后在LT方向取样进行室温力学性能测试。室温力学性能实验按HB 5143－1996《金属室温拉伸试验方法》进行,每组测取5个试样,有效数据不少于3个,将板材LT方向切取的稳定化处理后的试样毛坯加工成标准的圆棒形拉伸试样。在Tecnai G220型电子显微镜上进行透射电镜组织观察,并取近〈011〉方向。透射电镜试样采用MTP-1双喷电解减薄仪制备,电解液为硝酸：甲醇=1：3。

合金力学性能随稳定化处理温度的变化如图1所示。可以看出,与原始板材(T7451状态)的室温拉伸性能(抗拉强度为464MPa,屈服强度为521MPa,伸长率为12.3％)相比,100℃和125℃下稳定化处理100h后(图1(a)),合金的抗拉强度(474,468MPa)和屈服强度(530,527MPa)略有升高,伸长率没有明显的变化,合金的力学性能基本稳定。当稳定化处理温度达到150℃时,板材的屈服强度和抗拉强度分别下降25MPa和18MPa,伸长率基本保持不变。随着稳定化处理温度的升高强度逐渐下降,当稳定化处理温度进一步升高到175℃,合金的抗拉强度(313MPa)、屈服强度(410MPa)显著下降,伸长率为14.6％,显著升高。稳定化温度100℃处理500h后(图1(b)),合金屈服强度和抗拉强度分别为487MPa和541MPa,较原始板材(T7451状态)提高20MPa,伸长率为13.4％,也有小幅提升。这表明合金中有新的强化效应发生,且该强化效应同时提高了合金的强度和塑性。稳定化温度高于125℃处理500h后,板材屈服强度和抗拉强度逐渐降低,伸长率逐渐升高。稳定化温度175℃处理500h后,屈服强度和抗拉强度仅为286MPa和385MPa,伸长率为14.8％。与原始板材(T7451状态)相比,屈服强度和抗拉强度分别降低38％和26％。

	图1 稳定化处理温度对7D04-T7451合金板材力学性能的影响 (a)100h；(b)500h Fig.1 Effect of thermal exposure temperature on the mechanical properties of 7D04-T7451 alloy plate (a)100h；(b)500h
图选项

7D04合金力学性能随稳定化处理时间的变化如图2所示。可以看出,与原始板材(T7451状态)相比,100℃稳定化处理100h之内板材的强度略有上升,增幅约10MPa,之后长时间处理后强度和伸长率也基本保持不变,如图2(a)所示。125℃下稳定化处理100h之内板材的强度也略有上升,增幅约5MPa,但随着稳定化处理时间的延长强度逐渐下降,伸长率在整个稳定化处理过程中缓慢升高。当处理1000h后,合金的屈服强度和抗拉强度分别为436MPa和503MPa,伸长率为12.8％,与原始板材(T7451状态)相比,强度下降约20MPa,伸长率升高0.5％,如图2(b)所示。150℃和175℃稳定化处理时,合金的强度随稳定化处理时间的延长逐渐降低,伸长率小幅升高,但175℃稳定化处理后强度的降低幅度比150℃增加,伸长率的升高幅度也增加,分别如图2(c)和2(d)所示。

	图2 稳定化处理时间对7D04-T7451合金板材力学性能的影响 (a)100℃；(b)125℃；(c)150℃；(d)175℃ Fig.2 Effect of thermal exposure time on the mechanical properties of 7D04-T7451 alloy plate (a)100℃；(b)125℃；(c)150℃；(d)175℃
图选项

图3为7D04-T7451合金原始的微观组织。由图3并结合文献^{[9, 10]}分析可知,稳定化处理之前的原始板材处于典型的T7451过时效状态：晶内分布有较高密度、轻微粗化的η′相(图3(a)),晶界上存在准连续分布的粗大η相,晶界无析出带显著但宽度不大(图3(b))；衍衬图中存在由应变衬度造成的模糊背景,表明此时合金中的沉淀相周围尚有强烈的晶格畸变,沉淀相的强化作用显著。从所获得的衍衬像中可以粗略估算7D04-T7451合金晶内η′相的尺寸为5～15nm,晶界析出相的尺寸约为20～40nm。

	图3 7D04-T7451合金原始微观组织 (a)晶内析出相;(b)晶界析出相 Fig.3 Microstructure of 7D04-T7451 alloy before thermal exposure (a)precipitation phase in grain;(b)precipitation phase in grain boundary
图选项

7D04-T7451合金板材不同温度下稳定化处理100h后的透射电镜组织如图4所示。可以看出,在相同时间下,随着稳定化处理温度的升高,析出相尺寸发生了明显的变化。当稳定化处理温度为100℃和125℃时,与原始板材相比,100h稳定化处理后,晶内保留盘状或杆状析出相的同时,析出了大量细小弥散的强化相,析出相的密度有所增大,如图4(a)和4(b)所示。这种细小弥散相的大量析出使合金中发生新的强化效应,并且改善了合金的塑性,这与图1所示的该状态下板材的屈服强度略有升高的现象是一致的。当稳定化处理温度达到150℃时,析出相密度减小,析出相尺寸略有增大,如图4(c)所示。当稳定化处理温度上升到175℃时,析出相尺寸明显增大,析出相密度减小,并且晶界析出相由连续变为断续,如图4(d)所示,此时合金的强度也发生了明显的下降,这与之前的力学性能变化一致。上述观察中均给出了CCD下观察到的各状态合金的SAED图谱,但因为CCD下微弱衍射难于清晰记录,所以本研究中未对SAED图谱进行一一对照的标定和分析。就沉淀相的种类而言,SAED分析证实,低于175℃稳定化处理的样品中主要析出相为η′；当稳定化温度升高到175℃时,合金中η相的含量逐渐增加,这与衍衬图的观察及拉伸性能分析一致。

	图4 不同稳定化处理温度下7D04-T7451板材的透射电镜组织(a)100℃；(b)125℃；(c)150℃；(d)175℃ Fig.4 TEM microstructures of 7D04-T7451 plate at different thermal exposure temperatures (a)100℃；(b)125℃；(c)150℃；(d)175℃
图选项

125℃和175℃下板材稳定化处理不同时间后的透射电镜组织如图5所示。与原始板材相比(图3),125℃稳定化处理100h和1000h时,合金析出相的密度和尺寸都没有发生明显的改变,结合文献^[11]及SAED分析证实,主要的析出相仍然以η′为主,如图5(a),(b)所示,相应的此时合金的强度也变化不大(图2(b))。但当稳定化处理温度达到175℃时,合金析出相的密度和尺寸则有明显的改变,稳定化处理100h时,合金中的析出相密度减小,尺寸增大至50nm以上,如图5(c)所示；稳定化处理500h后,合金中的析出相尺寸更大,甚至达到100nm以上,如图5(d)所示。随着稳定化处理时间的延长,析出相不断粗化,结合文献^[12]及SAED分析证实,当稳定化温度升高到175℃时,合金中η相的含量逐渐增加,合金的强度随之显著下降。这与之前测得的力学性能变化相一致(图2(d))。

	图5 125℃和175℃下7D04-T7451板材不同稳定化处理时间后的组织 (a)125℃/100h；(b)125℃/1000h；(c)175℃/100h；(d)175℃/500h Fig.5 TEM microstructures of 7D04-T7451 plate at 125℃ and 175℃ for different thermal exposure time (a)125℃/100h；(b)125℃/1000h；(c)175℃/100h；(d)175℃/500h
图选项

7D04属Al-Zn-Mg-Cu系可时效强化铝合金,沉淀相析出序列一般认为是过饱和固溶体(Super-saturated Solid Solution,SSS)→ GP区→ 过渡相η′相→平衡相η相(MgZn₂)^[12],其主要的强化相为GP区、η′相、η相。稳定化处理过程中的性能变化主要与析出相的大小和密度相关。在20~100℃时效时过饱和固溶体主要析出GP区^[13]；在120~150℃下,时效早期以GP区为主,随后以η′相为主；当时效温度高于160℃时各个相相继出现,充分时效后主要形成粗化的η相。新型7D04-T7451板材采用的是双级时效工艺,第一级时效后板材内部存在大量超临界尺寸的GP区^[14],第二阶段的时效通常在170℃下持续10h左右,此时GP区会逐渐长大,转变成η′相,部分η′相会转变成η相。因此,板材内部的主要析出相是η′相和η相(图3)。此时,η′相略微粗化,表明原始板材过时效不完全,溶质原子仍具有一定的过饱和度。存在过饱和度的板材在随后的稳定化处理过程中,微观组织会随稳定化制度的不同发生变化。

当7D04-T7451合金在100,125℃下进行稳定化处理时,合金晶内会发生轻微的析出,形成尺寸非常细小、密度很高的沉淀相,这种行为被称之为二次析出^[15]。二次析出过程中,随着时间的延长,溶质原子浓度越来越低,析出的驱动力越来越小,一定时间后不再有粒子析出。因此,在100℃下长时间稳定化处理后,合金中析出相的密度不会持续增加,相应的合金强度也不会持续增加,正如图2(a)所示,性能在获得短暂的小幅度提升后长时间保持稳定。125℃下合金中的二次析出过程发生更快,且存在粗化行为。结合文献^[17]分析认为：在125℃下基体合金的过饱和度较小,二次析出发生的程度较低；由二次析出形成的沉淀相也更细小,热稳定性更低。因此,在125℃下稳定化处理时合金基体中过饱和固溶元素快速耗竭,二次析出行为因而结束,合金达到强度峰值；此后,二次析出相开始缓慢粗化,析出相密度逐渐降低,合金的强度随之下降而伸长率升高。

在接近(150℃)或超过(175℃)合金的第二级时效温度稳定化处理时,合金内的η′相和未粗化η相不再稳定,部分η′相快速长大并转变成η相。铝合金的析出相长大过程是一个扩散过程,析出相的长大速率随稳定化处理温度的升高而增大,随着稳定化处理时间的延长这种效应就越明显。不考虑形核因素,析出相的长大速率可以表示为^[16]

从式(1)可知,析出相的长大速率与溶质原子的扩散系数有关,而稳定化处理温度对扩散系数具有显著影响。溶质原子的扩散可以用Arrhenius关系^[17]来表示：D=D₀exp(-Q/RT)。稳定化处理温度越高,扩散系数就越大。所以,在150℃和175℃稳定化处理过程中,η′相和η相的长大速率非常快。此时析出相的长大以消耗小颗粒为条件。因此,在粗化阶段析出相的尺寸要远大于形核、长大时的尺寸,颗粒间的距离因此变得更大,如图4(c),(d)所示。在粗化阶段析出相总的体积分数保持不变^[18],析出相的强化效果为

(1)7D04-T7451铝合金板材的组织和性能在不高于125℃时可长时间保持稳定；当温度高于150℃时,板材的强度随着稳定化处理时间的延长持续下降,稳定化处理温度越高强度下降的幅度越大。稳定化温度175℃处理500h后,屈服强度和抗拉强度仅为286MPa和385MPa,与未稳定化处理相比分别降低38％和26％。

(2)7D04-T7451铝合金板材在稳定化处理过程中强度下降的本质是由于析出相η′相和η相粗化。