近年来，随着我国航空航天工业的快速发展，对现代飞机制造提出了更高的要求，即通过减少制造成本，进一步降低其运行费用，在此背景下，铝合金材料的发展以更轻质、 更可靠及更长寿命为目标，主攻超高强度、高韧性及优良的热加工性等综合性能的发展，以符合严酷服役环境下合金结构件的稳定性[1]。 7A85 铝合金是满足此类要求的一种新型高强厚板7XXX 系（Al-Zn-Mg-Cu）合金，其是我国在吸收国外先进材料特征的基础上研制出与7085 铝合金性能相当的铝合金， 逐渐成为我国航空结构件不可或缺的材料之一[2-3]。
双级过时效态的7A85 铝合金锻件在航空领域主要用作飞机加强框、接头及承力梁等主承力结构。在实际应用中， 该合金不可避免地会长时间暴露于较高温度的严苛环境中， 这种恶劣的服役环境会对锻件的组织产生一定程度的影响， 进一步破坏其性能的稳定性，最终降低航空器的可靠性。 因此，研究热暴露对7A85 铝合金锻件微观组织和性能演变的影响规律具有重要的理论意义[4-5]。
目前针对7A85 铝合金的研究已有一些文献报道，但是主要集中在淬火敏感性、热处理工艺及热稳定性的研究等方面[6-8]，针对热暴露过程中7A85 铝合金组织和性能的演变的研究较少，Jabra 等[9]研究了7085 铝合金在高温环境下的力学性能的变化，但是未对其微观组织的演变进行报道。 有文献研究了7085 铝合金在不同的热暴露工艺条件下合金晶内微观组织以及性能的影响[10-11]，但是针对晶界微观组织的研究甚少，而晶界的宽度及晶界处析出相的分布、形态、尺寸等对合金性能尤其是抗腐蚀性具有重要的影响。 研究热暴露过程中7A85 铝合金晶界组织的变化规律，揭示其对合金抗腐蚀性能的影响机理，为进一步拓宽该合金的应用奠定理论基础。
1 试验材料与方法
本试验选用厚度为220 mm 的7A85 铝合金板材，其成分见表1。 对该厚板经过双级过时效处理，具体处理工艺为：470 ℃×6 h 固溶处理+5%冷压缩+两步法人工时效（120 ℃×6 h+160 ℃×10 h）。 随后固定热暴露处理的时间为100 h， 选择热暴露处理的温度分别为125 ℃及175 ℃。
表1 7A85铝合金的化学成分w(%)
Tab.1 Chemical composition of 7A85 aluminum alloy
ZnMgCuZrFeSiAl 7.561.501.450.120.060.02余量
组织观察采用光学显微镜（OM）及透射电子显微镜 （TEM） 进行表征分析。 其中金相试样通过400#、800# 及2000# 砂纸逐级磨制后， 然后进行机械抛光，最后采用Keller 试剂进行腐蚀。 透射电镜样品采用机械研磨结合双喷电解的方式制备，其中双喷电解液的成分为70%酒精及30%硝酸。 本试验所采用的场发射透射电子显微镜的型号为FEI Tecnai F30 G2。
2 试验结果与分析
2.1 双级过时效态7A85 铝合金微观组织
图1 为双级过时效态7A85 铝合金的微观组织，其中图1(a)为合金沿L 向的金相组织，从图中看出晶粒发生了较为明显的变形， 呈现出条带状分布的特征，同时，条带状晶粒的内部发生了较明显地再结晶， 在条带状粗大的晶粒内部形成了细小的等轴状再结晶晶粒，同时，合金中存在一些含Fe 杂质相，一般为Al7Cu2Fe，如图中框图所示。 图1(b)为合金TEM 像， 白色箭头所示的黑色圆形颗粒为Al3Zr 颗粒相，晶界处分布着较为连续的粗大η 析出相，晶界无析出带 （Precipitate free zone, PFZ） 的宽度约为83.65 nm。
图1 双级过时效态7A85 铝合金组织
Fig.1 Microstructure along L direction and TEM image of two-step overaged 7A85 aluminum alloy
2.2 不同热暴露温度下7A85 铝合金的微观组织
图2 为热暴露温度为125 ℃时双级过时效态7A85 铝合金的微观组织，将图2(a)与图1(a)中的金相组织对比可看出， 在此温度下热暴露后的金相组织依然由拉长状的晶粒及其内部的在再结晶晶粒组成。图2(b)中的平衡相η 尺寸变得更为粗大，且晶界出相的连续相稍差。
图2 双级过时效态7A85 铝合金热暴露温度为125 ℃时的组织
Fig.2 Microstructure of overaged 7A85 aluminum alloy after thermal exposure at 125 ℃
图3 为热暴露温度为175 ℃时双级过时效态7A85 铝合金的微观组织，将图3(a)与图1(a)及图2(a)中的金相组织对比可看出，在此温度下合金经过热暴露后的金相组织变化不大，即该合金的热稳定性能较好。 图3(b)中的平衡相η 尺寸变得更加粗大，且晶界析出相由连续分布变为断续分布，同时晶界无析出带的宽度也进一步增大。
图3 双级过时效态7A85 铝合金热暴露温度为175 ℃时的组织
Fig.3 Microstructure of overaged 7A85 aluminum alloy after thermal exposure at 175 ℃
对图2(b)及图3(b)中晶界析出相尺寸以及晶界无析出带宽度进行统计，其结果如图4 所示，可以看出晶界析出相 （Grain boundary precipitate,GBP）的长度随着热暴露温度的升高而增加，同时晶界无析出带（precipitate free zone,PFZ）的宽度也不断变大。 粗大且断续的晶界析出相形态有利于合金抗腐蚀性能的提升。 其主要原因是，在铝合金中，最常发生的腐蚀是晶间腐蚀， 而连续网状分布的晶界析出相极易发生优先腐蚀， 其所形成的阳极腐蚀通道很容易促进腐蚀裂纹的扩展，但另一方面，在合金的变形过程中， 连续网状分布的纳米级晶界析出相可以有效阻碍晶粒的相对运动， 降低晶界在合金变形过程中的协调作用，导致合金的塑性及韧性降低。 因此，随着热暴露温度的不断升高，合金的塑韧性稍有降低，但是抗腐蚀性能提高[12-15]。
图4 不同热暴露温度对双级过时效7A85 铝合金晶界GBP长度和PFZ 宽度的影响
Fig.4 Effect of different thermal exposure temperature on GBP length and PFZ width of two-step overaged 7A85 aluminum alloy
3 结论
（1）随着热暴露温度的升高，合金的金相组织变化不大，表明其具有较好的热稳定性。
（2）随着热暴露温度的升高，晶界处的纳米级η析出相尺寸不断增大， 晶界无析出带的宽度逐渐增大， 同时晶界处析出相的分布由连续网状分布变为断续分布，使得合金的抗腐蚀性能不断提高。
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