7055鋁合金零件開裂原因與預(yù)防

袁建宇，逄錦程，韓 露

(航天材料及工藝研究所，北京 100076)

0 引言

Al-Zn-Mg-Cu系合金是一類能夠獲得較高時效強度的鋁合金，在航空航天工業(yè)中廣泛應(yīng)用于飛機機身、機翼梁、機艙壁板和高強度火箭結(jié)構(gòu)件等產(chǎn)品之中[1-3]。其中7055鋁合金是強度最高的可熱處理鋁合金，該合金通過高合金化元素，提高了強度；除強度高之外，7055鋁合金還具有高比模量、高韌性等特點[4]。然而，7055鋁合金是一種淬火敏感材料，對于厚板或大的鍛件來說尤其如此[5]，在加工及熱處理過程中經(jīng)常會出現(xiàn)零件開裂現(xiàn)象，給生產(chǎn)帶來了很大損失。Xu等[6]認為立方形Al-Mg-Zn-Cu系合金中淬火裂紋的產(chǎn)生與淬火過程中不同部位的最大溫差ΔTmax有關(guān)：當不同位置的ΔTmax在96～124 ℃時，不同淬火條件下有產(chǎn)生裂紋的風險；當ΔTmax高于124 ℃時，裂紋在各種條件下均不可避免，且裂紋容易發(fā)生在大角度晶界上，平均晶界角度為42°。

本研究對2件7055鋁合金失效件展開研究，包括1件粗加工零件和1件精加工零件。工藝流程為：噴射成型鑄錠→擠壓棒材→再結(jié)晶退火(O態(tài))→粗加工→熱處理(固溶-淬火-時效)→精加工，流程示意圖見圖1。2件零件分別在粗加工和精加工過程中發(fā)現(xiàn)表面存在裂紋，但裂紋的產(chǎn)生時機未知。

圖1 7055鋁合金零件工藝流程示意圖Fig.1 Schematic view of the forming, machining and heat treatment process of 7055 alloy

噴射成型工藝在制備合金坯件過程中冷卻速率遠高于傳統(tǒng)鑄造工藝，使得沉積態(tài)材料中各合金元素的過飽和度與鑄態(tài)材料相比有很大區(qū)別。7055鋁合金的高硬度、高強度主要通過固溶、淬火和時效獲得，時效得到的第二相分布、尺寸和形態(tài)等決定合金的性能[7]。合金固溶淬火后得到的固溶體過飽和程度對時效強化效果具有決定性作用，故存在合金的淬火敏感性問題。

為了獲得較高過飽和度的固溶體，合金固溶后一般淬入冷水中。但對于大尺寸構(gòu)件，其中心部分難以獲得較高的冷卻速率，導(dǎo)致溫度及應(yīng)力分布不均勻，從而使零件發(fā)生開裂[8]。本研究針對7055鋁合金零件，分析斷口微觀特征，研究零件開裂原因及失效機理，提出開裂預(yù)防措施，為后續(xù)的產(chǎn)品設(shè)計和熱處理工藝提供借鑒和參考。

1 試驗結(jié)果與分析

1.1 試驗方法

根據(jù)GB/T 3190—2008標準要求，7055鋁合金的化學成分見表1?？梢钥吹?，7055鋁合金是一種Al-Cu-Mg-Zn系合金，其中Zn含量約為8%(質(zhì)量分數(shù))，較高的Zn含量既帶來了極高的時效強度和良好的力學性能，也給材料的熱處理工藝帶來了挑戰(zhàn)。

表1 7055合金的化學成分 (質(zhì)量分數(shù) /%)Table 1 Chemical composition of 7055 aluminum alloy (mass fraction /%)

試驗采用的設(shè)備及參數(shù)如下：采用ATM saphir 560設(shè)備對試樣進行自動研磨、拋光；采用凱勒試劑進行浸蝕；采用Leica DM 4000M光學顯微鏡對鋁合金進行金相組織觀察；采用島津1600-5122VD維氏硬度計對金相試樣進行顯微硬度測試，加載載荷為200 g，加載時間為15 s；采用quanta FEG 650場發(fā)射掃描電鏡進行微觀觀察，加速電壓為20 kV；采用牛津X-Max能譜儀進行成分分析。

1.2 宏觀觀察

鋁合金零件宏觀形貌見圖2，2件零件表面均存在裂紋，裂紋較為平直。圖2a為粗加工后的零件，目視可見，在加工槽兩側(cè)根部各存在1條裂紋，且裂紋張口寬度由根部向下逐漸變小，表明裂紋自根部向下擴展，2條裂紋長度分別為25、27 mm。圖2b為精加工零件，零件兩側(cè)端面中部各存在1條裂紋，從其位置及形態(tài)判斷裂紋源區(qū)已被加工掉，殘余的2條裂紋長度分別為31、12 mm。此外，2件零件裂紋及其附近區(qū)域均未見明顯的材料缺陷及機械損傷，也未見明顯腐蝕痕跡。從圖2中可以看到，裂紋出現(xiàn)的位置位于試樣的尖角或變截面位置，且沿著厚大部位的方向擴展，這與Xu等的觀察結(jié)果[6]一致。

采用機械方法將零件裂紋打開進行觀察，宏觀形貌見圖3。2件產(chǎn)品裂紋斷面形貌較為相似，裂紋斷面較平，主要呈暗灰色，整個斷面未見明顯腐蝕痕跡或材料缺陷存在，斷面均可見明顯的晶粒變形特征；與裂紋斷面相比，人工斷面也較為平坦，呈亮灰色，但變形特征不明顯。裂紋斷面顏色較暗表明斷面經(jīng)歷了一定的溫度作用，這與人工斷面白亮的顏色形成鮮明對比。此外，裂紋斷面的晶粒變形特征應(yīng)與原材料經(jīng)歷了擠壓變形的工藝過程有關(guān)，而人工斷面變形特征不明顯，反映了人工撕裂過程材料開裂與晶粒的原始取向關(guān)系不大。

圖2 鋁合金零件裂紋宏觀形貌Fig.2 Macro morphology of cracks in aluminum alloy parts

圖3 鋁合金斷口宏觀形貌Fig.3 Macro morphology of aluminum alloy fracture

1.3 微觀觀察及成分分析

將鋁合金零件斷口置于掃描電鏡下進行微觀形貌觀察及能譜成分分析，可以發(fā)現(xiàn)：2件零件裂紋斷口微觀形貌相似，整個斷面未見明顯材料缺陷存在，裂紋斷口形貌特征主要為冰糖狀沿晶界斷裂，但在晶界面上也含有薄的韌窩型韌性斷裂特征(圖4a)。其中粗加工零件晶粒變形方向與零件表面平行，反映了大角度晶界容易發(fā)展成為裂紋源區(qū)；而精加工零件變形方向與表面呈45°，原因是裂紋源區(qū)已在精加工過程中被加工掉，零件形狀發(fā)生了改變。此外，人工斷面形貌主要由韌窩型穿晶斷裂組成(圖4b)。

斷口形貌觀察結(jié)果表明，試樣斷裂均為沿晶斷裂和晶內(nèi)斷裂的混合型斷裂，只是不同條件下沿晶斷裂和晶內(nèi)斷裂所占比例不同，其中，裂紋斷面主要為沿晶斷裂，人工斷面主要為韌窩型穿晶斷裂。對裂紋斷面及人工斷面進行能譜分析，結(jié)果見圖5。由檢測結(jié)果可知，人工斷面主要含有Al(余量)、Zn(8.2%，質(zhì)量分數(shù)，下同)、Mg(2.1%)及Cu(2.5%)元素，材料主合金元素及成分與7055合金牌號大致相符；裂紋斷面除主合金元素外，還含有C(19.2%)、O(23.5%)元素，應(yīng)為有機物附著及高溫氧化所致。

1.4 金相分析與顯微硬度測試

沿2件鋁合金零件裂紋附近取樣制備金相試樣進行觀察，可以發(fā)現(xiàn)：2條裂紋均可見沿晶開裂特征，主裂紋附近均可見平行裂紋存在；裂紋附近的基體組織較為均勻，為變形α組織(圖6a、圖6b)。此外，粗加工零件裂紋附近與精加工零件裂紋附近的金相組織由于取樣方向不一致，晶粒形態(tài)及取向存在一定區(qū)別，粗加工零件裂紋方向與鋁合金變形方向基本一致，精加工裂紋方向與鋁合金變形方向存在一定角度。將零件沿相互垂直的3個方向制備成金相試樣進行組織觀察，結(jié)果表明，零件顯微組織均為變形鋁合金組織(圖6c)。綜合上述結(jié)果可知，零件各方向微觀組織均未見異常。

圖4 鋁合金斷口微觀形貌Fig.4 Micro morphology of the aluminum alloy fracture

圖5 能譜圖Fig.5 EDS results for the aluminum alloy

對粗加工零件、精加工零件的裂紋附近及遠離裂紋位置的顯微硬度進行測試(HV0.2)，測試結(jié)果表明，粗加工零件與精加工零件正常部位與裂紋附近的顯微硬度結(jié)果較為接近，各個位置的多點測試的顯微硬度平均值為HV0.2(200±2)。

4 分析與討論

成分分析結(jié)果表明，鋁合金零件所用材料主合金元素及含量與7055合金牌號相符。金相及顯微硬度測試結(jié)果表明，兩件零件正常部位與裂紋附近的材料組織及狀態(tài)均未見異常。

粗加工零件表面存在2條裂紋，在加工槽兩側(cè)根部各存在1條，且裂紋張口寬度由根部向下逐漸變小，表明裂紋是自根部向下擴展；精加工零件兩側(cè)端面中部各存在1條裂紋，從其位置及形態(tài)判斷裂紋源區(qū)已被加工掉，2件零件裂紋及其附近區(qū)域未見明顯的材料缺陷及機械損傷。將裂紋打開，斷面較平，主要呈暗灰色，整個斷面未見明顯腐蝕痕跡或材料缺陷存在。從裂紋形態(tài)、位置以及斷面宏觀形貌初步判斷，裂紋具有淬火裂紋的典型特征。

圖6 金相組織Fig.6 Microstructure of aluminum alloy 7055

微觀觀察結(jié)果表明，2件零件裂紋斷面特征較為相似，主要呈沿晶形貌，且斷面O含量較高，應(yīng)為開裂后受高溫作用所致；而人工斷面則主要呈韌窩形貌，未見高溫作用特征。金相觀察結(jié)果表明，2條裂紋均可見沿晶開裂特征，主裂紋附近可見平行裂紋存在，裂紋附近的基體組織較為均勻，均為變形α組織。結(jié)合零件熱處理過程綜合判斷，2件鋁合金零件表面的裂紋均為材料在發(fā)生劇烈溫度變化過程中受熱應(yīng)力作用而形成的沿晶裂紋，應(yīng)為淬火裂紋。

淬火裂紋是指零件淬火過程中所產(chǎn)生的開裂現(xiàn)象，淬火裂紋的發(fā)生時間并非發(fā)生在淬入冷卻劑后的瞬間，而是在冷卻到200 ℃以下時，或在淬火完成從冷卻劑中取出之后，或是在淬火后經(jīng)過幾小時乃至幾十個小時之后[9]。為預(yù)防淬火裂紋的產(chǎn)生，應(yīng)根據(jù)產(chǎn)品的工作條件和使用要求，合理優(yōu)化熱處理工藝參數(shù)、設(shè)計零件形狀與結(jié)構(gòu)等。

造成零件開裂的熱處理應(yīng)力主要包括熱應(yīng)力和組織應(yīng)力[10-11]。熱應(yīng)力是由熱脹冷縮所引起的力。組織應(yīng)力是由于組織轉(zhuǎn)變所產(chǎn)生的體積變化不等時性而引起的應(yīng)力。熱應(yīng)力主要造成變形，而組織應(yīng)力容易造成開裂。鋁合金過飽和固溶體析出相的形核、長大與粗化是空位和溶質(zhì)原子的擴散過程[12]。對于一定化學成分和相同固溶處理后的合金，影響其開裂的主要因素是時效過程中所產(chǎn)生的微觀組織特征變化。鋁合金斷裂韌度與晶界析出相體積分數(shù)密切相關(guān)，并具有式(1)關(guān)系[13-14]。

(1)

其中，KIC為斷裂韌度，fA為晶界析出相面積分數(shù)。從式(1)可知，晶界析出相越多，斷口形貌中的沿晶斷裂程度越大，材料的斷裂韌度越差，越容易出現(xiàn)裂紋。因此，淬火前對7055鋁合金進行更充分的均勻化處理，控制晶界的析出相體積分數(shù)，有利于提高合金的斷裂韌度，從而減少淬火裂紋的發(fā)生。

為了獲得較高的力學性能，合金固溶后一般都必須快速淬火。但在實際生產(chǎn)中有時為了控制并減小殘余應(yīng)力，往往需要適當減小淬火速率。且對于大尺寸截面產(chǎn)品，如厚板和鍛件，其中心部淬火時難以獲得足夠大的冷卻速率而與外層材料的淬火速率不相匹配[15]，因此也需要根據(jù)實際情況和設(shè)計要求適當減小淬火速率。

在固溶處理加熱過程中，由于前面粗加工會導(dǎo)致殘余應(yīng)力，加熱時應(yīng)降低加熱速率或在較低溫度下適當停留，以避免加熱過快導(dǎo)致內(nèi)外溫度差而產(chǎn)生應(yīng)力與原來尚未消除的殘余應(yīng)力相疊加而在加熱過程中開裂。

由于零件表面比心部冷卻速率快，冷卻時零件表面發(fā)生收縮而心部來不及收縮，導(dǎo)致零件內(nèi)部應(yīng)力不均勻，從而發(fā)生開裂，此種開裂主要發(fā)生在零件變截面應(yīng)力集中處。截面尺寸急劇變化的零件在熱處理時由于不同部位變形不協(xié)調(diào)而出現(xiàn)裂紋，故設(shè)計時應(yīng)盡量避免截面尺寸突變，合理控制零件截面形狀。此外，在零件的棱角、尖角、溝槽等部位容易產(chǎn)生應(yīng)力集中，從而導(dǎo)致這些部位出現(xiàn)開裂。因此零件應(yīng)盡量避免應(yīng)力集中的設(shè)計，將尖角和臺階等應(yīng)力集中部位加工成圓角。

綜合上述分析，為降低7055鋁合金產(chǎn)生淬火裂紋的可能性，可以采取淬火前充分均勻化處理、控制固溶處理前的加熱速率、淬火時減小淬火速率、合理控制零件截面形狀、應(yīng)力集中部位采用圓角過渡等措施預(yù)防裂紋產(chǎn)生。

3 結(jié)論與建議

1)2件鋁合金零件成分、組織、狀態(tài)均未見異常，零件表面的裂紋為淬火裂紋，產(chǎn)生原因與材料對淬火較為敏感以及熱處理工藝控制不當有關(guān)。

2)可采取包括淬火前充分均勻化處理、淬火時減小淬火速率、合理控制零件截面形狀、應(yīng)力集中部位采用圓角過渡等措施預(yù)防7055鋁合金淬火裂紋產(chǎn)生。

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