工藝參數(shù)對(duì)7075鋁合金板材時(shí)效成形性的影響

劉大海，謝永鑫，黎俊初

(南昌航空大學(xué)航空制造工程學(xué)院，南昌 330063)

半個(gè)多世紀(jì)以來(lái)，輕質(zhì)、高強(qiáng)的新型材料成為人們迫切尋求的目標(biāo)，航空航天需求的超高強(qiáng)7xxx系鋁合金得到長(zhǎng)足發(fā)展，被認(rèn)為是航空航天工業(yè)中最具應(yīng)用前景的輕質(zhì)高強(qiáng)結(jié)構(gòu)材料［1-3］.作為一種可時(shí)效強(qiáng)化型合金，時(shí)效處理對(duì)7xxx系列高強(qiáng)鋁合金性能的改善起著關(guān)鍵的作用［4］.而時(shí)效成形技術(shù)則是利用時(shí)效處理和金屬的蠕變或應(yīng)力松弛特性，將成形與時(shí)效強(qiáng)化同步進(jìn)行，在線實(shí)現(xiàn)零件的形/性協(xié)調(diào)控制的成形工藝［5］，在高強(qiáng)航空鋁合金構(gòu)件的成形加工方面預(yù)示著良好的應(yīng)用前景.與傳統(tǒng)的壓彎成形、噴丸成形、滾彎成形等相比，它具有零件殘余應(yīng)力小、工藝可重復(fù)性好、成形精度高和能夠提高可時(shí)效鋁合金抗疲勞性能等優(yōu)點(diǎn)［6］.自上世紀(jì)50年代開(kāi)始，歐美等先進(jìn)國(guó)家就開(kāi)展了對(duì)時(shí)效成形技術(shù)的研究，并已成功應(yīng)用于B-1B轟炸機(jī)、波音、MD、空客A330/340和A380等飛機(jī)機(jī)翼和機(jī)身整體壁板的制造，且在時(shí)效成形機(jī)理等理論研究方面開(kāi)展了相關(guān)研究［7-8］.如 Holman［6］詳細(xì)論述了鋁合金壁板時(shí)效成形的應(yīng)力松弛原理;Sallah等［9］在粘彈性力學(xué)的基礎(chǔ)上，首次提出熱壓罐時(shí)效成形的數(shù)學(xué)模型，將時(shí)效成形過(guò)程分為加載、時(shí)效、回彈三個(gè)階段.Narimetla等［10-11］從理論上推導(dǎo)出一組簡(jiǎn)單蠕變、應(yīng)力松弛統(tǒng)一本構(gòu)關(guān)系，并建立了整體壁板時(shí)效成形的有限元模型等.但相關(guān)研究多集中在Al-Cu系合金方面，而對(duì)高強(qiáng) 7xxx合金的研究相對(duì)較少［12］.

國(guó)內(nèi)時(shí)效成形技術(shù)尚處于起步階段，未實(shí)現(xiàn)工程化應(yīng)用［7］.鑒于我國(guó)大飛機(jī)等航空航天裝備制造方面的需求，針對(duì)高強(qiáng)7xxx鋁合金時(shí)效成形方面的研究受到廣泛關(guān)注.如寧愛(ài)林等［13］研究了不同時(shí)效制度、不同變形系數(shù)對(duì)7B04鋁合金組織和性能的影響;賈科等［14］研究了不同溫度不同時(shí)間的單級(jí)時(shí)效處理對(duì)7050鋁合金的力學(xué)性能和晶間腐蝕性能的影響;湛利華等［15］研究了不同頻率的正負(fù)交變電脈沖對(duì)7075鋁合金組織和性能的影響，發(fā)現(xiàn)正負(fù)交變電脈沖輔助時(shí)效熱處理比常規(guī)時(shí)效熱處理工藝對(duì)鋁合金組織和性能的改善效果更加明顯等.但上述研究多集中在7xxx合金的時(shí)效處理改性方面，很少綜合考慮其成形外加應(yīng)力場(chǎng)的影響.而Zhu等［16-17］的研究則表明，時(shí)效成形板坯組織構(gòu)態(tài)、析出強(qiáng)化相的晶體學(xué)特征對(duì)外加載荷的非均勻響應(yīng)會(huì)導(dǎo)致各向異性，惡化構(gòu)件性能.這就使得對(duì)時(shí)效成形工藝的研究需綜合考慮工藝參數(shù)對(duì)成形和性能的耦合影響.

本文針對(duì)高強(qiáng)7075鋁合金的時(shí)效成形工藝，開(kāi)展了時(shí)效溫度和保溫時(shí)間對(duì)成形性、構(gòu)件力學(xué)性能和物理性能綜合影響的試驗(yàn)研究，并在已有研究基礎(chǔ)上，闡明其影響機(jī)制，為推進(jìn)該類合金構(gòu)件時(shí)效成形的工程化應(yīng)用提供實(shí)驗(yàn)支持.

1 試驗(yàn)與原理

1.1 時(shí)效成形條件的理論計(jì)算

時(shí)效成形過(guò)程板材的初始變形應(yīng)控制在彈性變形范圍內(nèi)，故其所受的最大拉應(yīng)力須小于材料的屈服強(qiáng)度，才能滿足時(shí)效成形蠕變條件.

圖1為彎曲變形板材的截面結(jié)構(gòu)示意圖，圖中BCFI為板材在彎曲變形后的一種理想狀態(tài)，而實(shí)際上，在初始變形后，底面HG會(huì)受到拉應(yīng)力，表面BC會(huì)受到壓應(yīng)力，在底面拉應(yīng)力和表面壓應(yīng)力的共同作用下，使材料發(fā)生一定的變形，底面會(huì)有一定的收縮，相反，表面會(huì)產(chǎn)生一定的擴(kuò)張，因而，板材在彎曲后的實(shí)際變形情況應(yīng)該為ADGH面.

板材在中性層EJ以上的地方受正應(yīng)力，以下的部分受到負(fù)應(yīng)力，并且離中性層距離越遠(yuǎn)，其受拉/壓的程度越大，因而，其最大的拉應(yīng)力σ2位于HG下表面處，假設(shè)7075鋁合金材料的彈性模量為E，屈服強(qiáng)度為 σs，弧長(zhǎng) BC、EJ、HG 分別為S1、S、S2，AD、IF 分別為 S1'，S2'，板厚為 d.

若滿足條件σ2＜σs達(dá)到蠕變應(yīng)力范圍，即彈性變形范圍內(nèi).

把式(1)、(3)、(4)帶入式(2)中，得

為了滿足條件使得σ2＜σs，則僅需

在試驗(yàn)過(guò)程中工件的初始變形是工件的底面與模具的凹模面完全貼合的過(guò)程，模具的曲率半徑規(guī)格從某種程度上反映了工件的底面R2的尺寸，所以，根據(jù)實(shí)際情況，R2的數(shù)值反映了最終模具曲率半徑的大小，以此數(shù)值為標(biāo)準(zhǔn)最為恰當(dāng).

經(jīng)過(guò)轉(zhuǎn)換式(6)，得

根據(jù)已知條件，7075鋁合金的彈性模量 E=71 GPa;屈服強(qiáng)度 σs≥455 MPa;板材厚度 d=2.03 mm，代入式(7)可得板材符合時(shí)效成形條件的最小曲率半徑R2.

1.2 試驗(yàn)材料及方法

試驗(yàn)用材料為Al-Zn-Mg-Cu系(7xxx系列)超高強(qiáng)7075鋁合金，這類合金以其高強(qiáng)度的特點(diǎn)，而被廣泛應(yīng)用于飛機(jī)蒙皮、隔框、翼梁、起落架、長(zhǎng)桁和液壓系統(tǒng)部件等飛機(jī)結(jié)構(gòu)的重要承力構(gòu)件.合金屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度分別為524.3和563.8 MPa，延伸率為 16.8%，電導(dǎo)率為 33.3%IACS，材料原始熱處理狀態(tài)為T6，所分析合金為過(guò)時(shí)效狀態(tài)，其化學(xué)成分如表1所示.

表1 7075鋁合金化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)

選取單曲率彎曲結(jié)構(gòu)矩形板作為研究對(duì)象，板坯尺寸為200 mm×120 mm×2.03 mm.時(shí)效成形采用自制的機(jī)械加載模具工裝，如圖2所示，采用模具半徑R0=800 mm螺釘緊固式的機(jī)械加載方式對(duì)試件進(jìn)行加載，然后整體放入101-1型電熱鼓風(fēng)干燥箱進(jìn)行時(shí)效處理，加熱和保溫設(shè)備控溫器靈敏度±1℃，保證誤差在±2℃內(nèi).時(shí)效處理根據(jù)時(shí)效溫度的不同，分別為 120、140、160、180、200和220℃ 6組試樣，時(shí)效時(shí)間定為4 h;按保溫時(shí)間的不同，分別為4、8、12、16、20 和24 h 6 組試樣，時(shí)效溫度定為180℃.

圖2 機(jī)械加載時(shí)效成形試驗(yàn)工裝

對(duì)時(shí)效成形后的弧形試件先用夾具壓直，然后根據(jù)《金屬材料室溫拉伸試驗(yàn)方法》用線切割設(shè)備沿試件軋制方向截取拉伸試樣，其具體尺寸按照國(guó)家標(biāo)準(zhǔn) GB/T 228—2002 制作［18］.采用WDW-200D微機(jī)控制電子萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行拉伸性能測(cè)試，拉伸速度為1 mm/min;截取室溫拉伸性能測(cè)試后的試樣拉伸斷口，并用丙酮或酒精進(jìn)行清洗，必要時(shí)用超聲波儀器對(duì)拉伸斷口進(jìn)行處理，然后快速放置于Nova NanoSEM450發(fā)射電子顯微鏡上進(jìn)行斷口形貌觀察;采用D60K數(shù)字金屬電導(dǎo)率測(cè)量?jī)x對(duì)不同時(shí)效處理后的樣品進(jìn)行電導(dǎo)率測(cè)量.

2 試驗(yàn)結(jié)果及分析

2.1 工藝參數(shù)對(duì)材料室溫拉伸性能的影響

由于材料供貨熱處理狀態(tài)為T6，且m(Zn)∶m(Mg)＞2.2，時(shí)效過(guò)程的脫溶順序是α過(guò)飽和固溶體→G.P區(qū)→η'相(亞穩(wěn)態(tài)MgZn2)→η相(穩(wěn)態(tài)MgZn2).文獻(xiàn)［14］認(rèn)為，時(shí)效過(guò)程分解產(chǎn)生的析出相會(huì)阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)，析出相的大小、數(shù)量和分布等決定了合金的強(qiáng)度、韌性以及SCR性能，當(dāng)析出相尺寸大小和間距達(dá)到最佳匹配關(guān)系時(shí)，沉淀強(qiáng)化作用最好.然而，試件進(jìn)行時(shí)效處理后即進(jìn)入過(guò)時(shí)效階段，合金的性能變化趨勢(shì)一般與時(shí)效溫度和時(shí)間有關(guān).

圖3為試件經(jīng)過(guò)4 h時(shí)效成形后合金強(qiáng)度和延伸率隨時(shí)效溫度變化的關(guān)系曲線.從圖中可以看出，材料經(jīng)短時(shí)間時(shí)效成形后強(qiáng)度隨時(shí)效溫度的升高總體呈下降趨勢(shì)，這可能是因?yàn)闀r(shí)效處理使材料晶內(nèi)η'相和晶界η'/η相粒子長(zhǎng)大，由于析出強(qiáng)化相尺寸增大，密度降低，導(dǎo)致強(qiáng)度下降［19］.當(dāng)時(shí)效溫度在120～180℃時(shí)，時(shí)效成形后的試樣強(qiáng)度變化不是很大;當(dāng)時(shí)效溫度高于180℃時(shí)，材料強(qiáng)度下降明顯;時(shí)效溫度達(dá)到220℃時(shí)，抗拉強(qiáng)度為時(shí)效成形前的64.7%，屈服強(qiáng)度僅為時(shí)效成形前的51.8%.時(shí)效成形后構(gòu)件的延伸率隨著時(shí)效溫度的升高逐漸降低.相關(guān)學(xué)者［20］普遍認(rèn)為呈連續(xù)網(wǎng)狀分布的晶界沉淀相(GBP)隨著時(shí)效溫度的升高而逐漸析出，表現(xiàn)為材料的塑性降低.因?yàn)椴牧显谧冃芜^(guò)程中的協(xié)調(diào)區(qū)是晶界區(qū)，并在時(shí)效過(guò)程中晶界沉淀相多為η'相或η相，相對(duì)于基體其有一定的可動(dòng)性，因而阻礙了變形過(guò)程中晶粒的相對(duì)運(yùn)動(dòng)，對(duì)材料的塑性和韌性十分不利.當(dāng)時(shí)效溫度在120～160℃時(shí)，材料延伸率基本變化不明顯，最大下降了6.5%;當(dāng)時(shí)效溫度高于160℃時(shí)，時(shí)效成形后延伸率下降顯著.時(shí)效溫度達(dá)到220℃，材料延伸率比原材料下降了22%.圖4為試件經(jīng)過(guò)180℃時(shí)效成形后合金強(qiáng)度和延伸率隨保溫時(shí)間變化的關(guān)系曲線.從圖中可以看出，材料經(jīng)180℃時(shí)效成形后強(qiáng)度隨保溫時(shí)間的延長(zhǎng)逐漸降低并趨于平穩(wěn).這是由于長(zhǎng)時(shí)間時(shí)效后，合金部分位錯(cuò)發(fā)生回復(fù)，同時(shí)位錯(cuò)也易于η'相粗化，其對(duì)材料的強(qiáng)化效果減弱［21］.保溫時(shí)間在4 h內(nèi)，材料強(qiáng)度變化不大，抗拉強(qiáng)度僅比原材料下降了7.9%、屈服強(qiáng)度下降了11.7%;保溫時(shí)間在8～16 h時(shí)，材料強(qiáng)度呈現(xiàn)線性下降趨勢(shì);在16～24 h時(shí)，時(shí)效成形后試件強(qiáng)度變化趨于平穩(wěn).時(shí)效成形后材料的延伸率隨著保溫時(shí)間的延長(zhǎng)呈現(xiàn)先下降再升高的變化關(guān)系.保溫時(shí)間在4～12 h內(nèi)，材料延伸率隨保溫時(shí)間延長(zhǎng)而下降，當(dāng)保溫時(shí)間為12 h時(shí)，試樣延伸率下降到最低點(diǎn)，為時(shí)效處理前的78.6%，導(dǎo)致此現(xiàn)象的主要原因可能是隨著時(shí)效進(jìn)行材料組織中η'相長(zhǎng)大粗化，同時(shí)一部分η'相轉(zhuǎn)化為η平衡相，因此延伸率表現(xiàn)為隨保溫時(shí)間延長(zhǎng)而降低［20］;保溫時(shí)間為12～24 h時(shí)，試件延伸率隨保溫時(shí)間的延長(zhǎng)又開(kāi)始回升，當(dāng)保溫時(shí)間為24 h時(shí)，延伸率達(dá)到最高點(diǎn)，為原材料的86.9%.

圖3 時(shí)效溫度對(duì)材料室溫拉伸性能的影響

圖4 保溫時(shí)間對(duì)材料室溫拉伸性能的影響

為了進(jìn)一步從微觀上探索工藝參數(shù)對(duì)7075鋁合金時(shí)效成形后室溫拉伸性能的影響情況，現(xiàn)就對(duì)160℃×4 h、180℃×4 h、180℃×12 h和180℃×16 h條件下成形后試件的拉伸斷口進(jìn)行斷裂刃口形貌觀察.圖5為7075鋁合金在不同時(shí)效溫度和不同保溫時(shí)間條件下時(shí)效成形后拉伸斷口SEM形貌.從圖5可知，合金在160和180℃下保溫4 h時(shí)效成形后斷口組織均出現(xiàn)了剪切帶和大小不同的韌窩，尺寸較大的韌窩周圍分布著十分細(xì)密的撕裂狀韌窩，并可看到明顯的撕裂棱.綜合來(lái)看，7075鋁合金過(guò)時(shí)效初期的斷裂方式為沿晶韌窩和穿晶韌窩混合型斷裂.相關(guān)文獻(xiàn)［22］認(rèn)為，合金峰時(shí)效后，合金的強(qiáng)度開(kāi)始下降，位錯(cuò)繞過(guò)粒子，變形變得均勻.而晶界沉淀相(GBP)同時(shí)也在慢慢長(zhǎng)大，晶間無(wú)析出帶(PFZ)稍有增加，晶界進(jìn)一步弱化，合金基體內(nèi)變形很均勻，不能產(chǎn)生裂紋，可是在晶界處產(chǎn)生相同變形時(shí)就會(huì)導(dǎo)致裂紋的產(chǎn)生，特別是裂紋產(chǎn)生在晶界沉淀相處，就會(huì)引起沿晶韌窩開(kāi)裂.在合金最后斷裂階段，晶界處也會(huì)萌生裂紋，并在此處蔓延，形成穿晶韌窩開(kāi)裂.

圖5 不同時(shí)效制度下試樣的拉伸斷口形貌

合金在180℃下保溫12和16 h時(shí)效成形后斷口形貌主要由韌窩組成，還存在高低不一的剪切臺(tái)階，韌窩是等軸的，大小不均勻，在高倍掃描下可觀察到，尺寸較大的韌窩底部殘存一些破碎的第二相顆粒，故粗大第二相引發(fā)的韌窩斷裂是過(guò)時(shí)效后期的主要斷裂方式.隨著過(guò)時(shí)效的進(jìn)行，晶界沉淀相和無(wú)析出帶(PFZ)的變化繼續(xù)使晶界弱化，基體內(nèi)沉淀相同時(shí)也在發(fā)生粗化，基體合金的強(qiáng)度被降低了，進(jìn)而逐漸減小了晶界強(qiáng)度和基體強(qiáng)度的差別.與此同時(shí)，又因?yàn)槲诲e(cuò)繞過(guò)粒子，變形均勻，晶界處的應(yīng)力集中被降低，變形在粗大第二相處的集中相對(duì)增加，引起第二相開(kāi)裂并形成裂紋，裂紋進(jìn)一步擴(kuò)展，促使基體產(chǎn)生局部斷裂，并在第二相顆粒周圍斷開(kāi)，形成坑狀韌窩［23］.

2.2 工藝參數(shù)對(duì)材料電導(dǎo)率的影響

圖6 7075-T6鋁合金TEM組織形貌

目前，抗應(yīng)力腐蝕性能(SCR)常作為衡量7xxx系鋁合金綜合性能的一種重要指標(biāo)，其往往決定著合金能否在現(xiàn)實(shí)中獲得應(yīng)用.而在工業(yè)上又廣泛應(yīng)用電導(dǎo)率作為衡量7xxx系鋁合金抗應(yīng)力腐蝕性能好壞的標(biāo)準(zhǔn)之一［24］，通常材料有越高的電導(dǎo)率，其抗應(yīng)力腐蝕性能就越好.由于T6狀態(tài)的組織中，晶內(nèi)的沉淀相大部分都是GP區(qū)，分布非常密集細(xì)小，晶界上的析出相也非常小，幾乎看不出有晶間無(wú)析出帶(PFZ)存在，淬火后殘留的位錯(cuò)線在晶內(nèi)依然可見(jiàn)，合金中的位錯(cuò)狀態(tài)也沒(méi)有明顯的改變，淬火后的位錯(cuò)組態(tài)仍然存在，如圖6所示.GP區(qū)和母相的晶格一致，沒(méi)有獨(dú)立的晶體結(jié)構(gòu)，依舊以一定的晶面與母相保持完全的共格性，與其也沒(méi)有形成原子不規(guī)則排列的相界面，因此電導(dǎo)率低［25］.圖7為電導(dǎo)率隨時(shí)效溫度、保溫時(shí)間變化的關(guān)系曲線.從圖7可知，電導(dǎo)率值均比時(shí)效處理前高，最少提高了19.8%，說(shuō)明合金抗應(yīng)力腐蝕性能(SCR)都得到了不同程度的改善.隨著時(shí)效溫度的升高，時(shí)效成形后試樣的電導(dǎo)率逐漸增加，且在120～140℃時(shí)基本保持不變，之后電導(dǎo)率增加速度很快.當(dāng)時(shí)效溫度為220℃時(shí)，電導(dǎo)率達(dá)到最大值，比時(shí)效處理前提高了31.8%.隨著保溫時(shí)間的延長(zhǎng)，時(shí)效成形后試樣的電導(dǎo)率逐漸增加，且在時(shí)效初期電導(dǎo)率增加比較明顯，之后電導(dǎo)率漸漸趨于平穩(wěn).當(dāng)保溫時(shí)間為24 h時(shí)，電導(dǎo)率達(dá)到最大值，比時(shí)效處理前提高了30.9%.產(chǎn)生上述試驗(yàn)結(jié)果的主要原因與時(shí)效處理后材料組織中的析出物相關(guān).由于試驗(yàn)用鋁合金成分中含有較多的Zn和Mg，導(dǎo)致峰值時(shí)效后具有很強(qiáng)的應(yīng)力腐蝕敏感性.而過(guò)時(shí)效處理能明顯改善合金的抗應(yīng)力腐蝕性能，但它的作用機(jī)理卻沒(méi)有形成十分權(quán)威的理論，目前，通常采用陽(yáng)極溶解模型和氫脆模型進(jìn)行解釋.陽(yáng)極溶解模型理論指出，晶界區(qū)域陽(yáng)極溶解的速度會(huì)被過(guò)時(shí)效后形成的非連續(xù)粗大析出物減慢，從而合金的抗SCR能力提高.根據(jù)氫脆模型原理，晶界析出物作為氫原子的不可逆陷進(jìn)，其在過(guò)時(shí)效處理后呈斷續(xù)粗大狀，為氫原子結(jié)合成氫分子溢出合金提供場(chǎng)所，故吸附于晶界的氫原子濃度可以有效地被具有這種特征的晶界能降低，提高合金的抗SCR能力［26］.

圖7 時(shí)效溫度、保溫時(shí)間對(duì)材料電導(dǎo)率的影響

3 結(jié)論

1)當(dāng)保溫時(shí)間一定時(shí)，7075鋁合金強(qiáng)度和延伸率隨著時(shí)效溫度的升高而降低，且時(shí)效溫度越高其下降速率越快;時(shí)效溫度一定時(shí)，材料強(qiáng)度隨保溫時(shí)間的延長(zhǎng)而逐漸降低并趨于穩(wěn)定，延伸率隨保溫時(shí)間變化規(guī)律則是先呈現(xiàn)下降后又回升.

2)不同時(shí)效狀態(tài)合金斷裂方式主要受沉淀相尺寸的影響，過(guò)時(shí)效初期以沿晶韌窩和穿晶韌窩混合型斷裂為主，隨著過(guò)時(shí)效進(jìn)行主要為韌窩斷裂.

3)電導(dǎo)率隨時(shí)效溫度的升高而逐漸增大，溫度較低時(shí)電導(dǎo)率變化不明顯，且溫度越高增加速度越快;電導(dǎo)率隨著保溫時(shí)間的延長(zhǎng)而逐漸增加，在時(shí)效初期電導(dǎo)率增加比較明顯，而隨保溫時(shí)間的延長(zhǎng)電導(dǎo)率則漸漸趨于平穩(wěn).

4)綜合考慮時(shí)效成形后試件綜合性能情況，原始熱處理狀態(tài)為T6的7075鋁合金，最佳時(shí)效溫度為180℃，且保溫時(shí)間不宜長(zhǎng)于16 h.

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