新型Al－Zn－Mg－Cu铝合金热稳定性研究

刘 铭，汝继刚，臧金鑫，张 坤，何维维，王 亮，陈高红

（1北京航空材料研究院，北京 100095；2北京市先进铝合金材料及应用工程技术研究中心，北京 100095）

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。

1 实验材料及方法

1.1 实验材料

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。

表1 7D04－T7451铝合金的化学成分（质量分数／%）Table 1 Chemical composition of 7D04－T7451aluminum alloy（mass fraction／%）

1.2 实验方法

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。

2 实验结果

2.1 合金力学性能的变化

2.1.1 稳定化处理温度对合金力学性能的影响

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）500hFig.1 Effect of thermal exposure temperature on the mechanical properties of 7D04－T7451alloy plate （a）100h；（b）500h

2.1.2 稳定化处理时间对合金力学性能的影响

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－T7451alloy plate （a）100℃；（b）125℃；（c）150℃；（d）175℃

2.2 合金微观组织的变化

2.2.1 原始板材的微观组织

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－T7451alloy before thermal exposure（a）precipitation phase in grain；（b）precipitation phase in grain boundary

2.2.2 不同稳定化处理温度下合金微观组织

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－T7451plate at different thermal exposure temperatures（a）100℃；（b）125℃；（c）150℃；（d）175℃

2.2.3 不同稳定化处理时间下合金微观组织

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））。

3 分析与讨论

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。

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℃／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

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］

式中：R为析出相半径；R0为临界形核半径，R0＝；C0为基体合金中溶质的平均浓度；Cβ为析出相0β中溶质浓度；t为时间；Ce为析出相与基体界面的溶质浓度；D为扩散系数。

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

式中：c2为常数；f为析出相体积分数，为定值；r为析出相半径。因此可知，随稳定化处理过程中析出相的不断粗化，板材的强度明显降低。

4 结论

（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。

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