7A85-T7452鋁合金鍛件高溫力學(xué)性能與組織特征

臧金鑫，陳高紅，馮朝輝

(1.中國(guó)航發(fā)北京航空材料研究院，北京 100095；2.北京市先進(jìn)鋁合金材料及應(yīng)用工程技術(shù)研究中心，北京 100095)

在航空工業(yè)領(lǐng)域，輕量化一直是飛機(jī)設(shè)計(jì)者和材料研究人員不懈努力的方向。采用整體結(jié)構(gòu)和材料性能的整體提升是有效的減重手段。為了滿足不斷發(fā)展的設(shè)計(jì)要求，飛機(jī)機(jī)體中大規(guī)格的典型零部件，如機(jī)翼梁、機(jī)身框、大型支架和重要對(duì)接接頭等零件需求顯著的減重效果[1-2]。鋁合金鍛件正是其重要的一種半成品形式。我國(guó)自主研發(fā)的與美國(guó)7085鋁合金性能相當(dāng)?shù)男滦透邚?qiáng)韌7A85鋁合金是國(guó)內(nèi)目前淬透性能最好的鋁合金之一，是新一代國(guó)產(chǎn)飛機(jī)用超大規(guī)格鋁合金鍛件的首選材料。7A85-T7452鋁合金鍛件的淬透深度達(dá)到305 mm，強(qiáng)度較7050鋁合金提高6%左右，斷裂韌度提高15%以上，并且縱、橫、高三向性能差異較小[1]，非常適用于制造大截面整體框結(jié)構(gòu)件，可較好地滿足新一代先進(jìn)飛機(jī)的減重和低成本要求。我國(guó)大飛機(jī)為實(shí)現(xiàn)結(jié)構(gòu)減重、長(zhǎng)壽命、高可靠性設(shè)計(jì)指標(biāo)，在機(jī)翼前后梁框、翼身對(duì)接接頭和平尾對(duì)接肋等最關(guān)鍵的機(jī)身主承力結(jié)構(gòu)選用厚度120 mm～300 mm大規(guī)格7A85-T7452高強(qiáng)鋁合金鍛件[3]。

7A85鋁合金是國(guó)產(chǎn)新型高強(qiáng)鋁合金，目前國(guó)內(nèi)對(duì)該合金的研究工作主要集中在高溫流變行為和熱處理工藝對(duì)其組織變化及室溫力學(xué)性能、腐蝕性能的影響[4-6]。Liu等[7]對(duì)7A85鋁合金的單軸壓縮流變行為和組織演變研究結(jié)果表明，在高于410 ℃變形時(shí)再結(jié)晶對(duì)應(yīng)變速率的敏感性比對(duì)溫度的敏感性高，并且隨著應(yīng)變速率的降低或變形溫度的升高，主要的動(dòng)態(tài)軟化機(jī)制由動(dòng)態(tài)回復(fù)逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)檫B續(xù)動(dòng)態(tài)再結(jié)晶。姚曉紅等[8]研究了時(shí)效制度對(duì)7A85鋁合金室溫力學(xué)性能與晶間腐蝕性能的影響，結(jié)果表明在110 ℃～140 ℃時(shí)效溫度范圍內(nèi)，合金的抗晶間腐蝕性能隨時(shí)效溫度的增加而提高，并且在120 ℃時(shí)效30 h后合金的室溫力學(xué)性能和抗晶間腐蝕性能最佳。Wang等[9]研究了回歸熱處理對(duì)7085鋁合金微觀組織和腐蝕行為的影響，結(jié)果表明合金經(jīng)120 ℃24 h+160 ℃1.5 h+120 ℃24 h回歸熱處理后可獲得最佳的綜合力學(xué)性能，并且其硬度的增加是來(lái)源于彌散分布在基體中的棒狀η′相，其耐腐蝕性能的提高是來(lái)源于在晶界處不連續(xù)分布的η(MgZn2)相和窄的無(wú)沉淀析出帶。但是，至今有關(guān)7A85鋁合金高溫力學(xué)性能與組織演變特征的研究還未見(jiàn)報(bào)道。此外，在飛機(jī)服役過(guò)程中7A85鋁合金鍛件可能暴露于高溫環(huán)境下，進(jìn)而對(duì)其結(jié)構(gòu)件的可靠性產(chǎn)生影響。因此現(xiàn)代飛機(jī)設(shè)計(jì)標(biāo)準(zhǔn)中要求7A85鋁合金具有可靠的高溫力學(xué)性能。

基于此，本試驗(yàn)采用拉伸試驗(yàn)機(jī)、SEM及TEM對(duì)國(guó)產(chǎn)7A85鋁合金自由鍛件的室溫、高溫力學(xué)性能及其組織特征進(jìn)行了研究，分析了拉伸溫度對(duì)合金力學(xué)性能和組織的影響，闡述了合金的斷裂機(jī)制，以期為材料的研制和應(yīng)用提供參考依據(jù)。

1 試 驗(yàn)

1.1 試驗(yàn)材料

試驗(yàn)材料為西南鋁業(yè)公司提供的7A85-T7452鋁合金自由鍛件，尺寸為220 mm×900 mm×5 000 mm，化學(xué)成分如表1。該合金鍛件的熱處理制度為固溶溫度465 ℃～477 ℃，保溫時(shí)間10 h；一級(jí)時(shí)效溫度為110 ℃～130 ℃，時(shí)間3 h～8 h;二級(jí)時(shí)效溫度160 ℃～175 ℃，時(shí)間6 h～15 h。

表1 7A85鋁合金鍛件的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)

1.2 試驗(yàn)方法

在自由鍛件的中心位置沿縱向取樣，機(jī)械加工成原始直徑為10 mm、原始標(biāo)距為50 mm的圓棒狀標(biāo)準(zhǔn)拉伸試樣，具體尺寸如圖1所示。在美國(guó)INSTRON 4507型電子萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī)上，按HB 5143-96《金屬室溫拉伸試驗(yàn)方法》在室溫環(huán)境下進(jìn)行拉伸試驗(yàn)，按HB 5195《金屬高溫拉伸試驗(yàn)方法》分別在100 ℃、125 ℃、150 ℃和175 ℃進(jìn)行拉伸試驗(yàn)。每種條件取5個(gè)平行試樣，取不少于3個(gè)有效數(shù)據(jù)的平均值作為最后的拉伸力學(xué)性能測(cè)試結(jié)果。

圖1 拉伸試樣尺寸圖

用JSM-7610FPlus/JEOL型掃描電子顯微鏡(SEM)觀察拉伸斷口形貌。在拉伸后的殘樣標(biāo)距內(nèi)用線切割取0.5 mm的薄片，用400#、800#和1500#砂紙將試樣水磨至50 μm厚，沖成直徑3 mm的圓片，再用MTP-1A型雙噴電解減薄儀將圓片減薄至出現(xiàn)微小孔洞。電解液為30%HNO3+70%CH3OH的混合溶液，電流為50 mA～60 mA，電壓為10 V～14 V，溫度為25 ℃。最后用JEM-2010/JEOL型高分辨透射電子顯微鏡(TEM)觀察微觀組織。

2 試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 7A85-T7452鋁合金鍛件拉伸前顯微組織

7A85-T7452鋁合金鍛件試樣在拉伸前沿<110>Al晶帶軸方向拍攝的析出相TEM照片如圖2示。從明場(chǎng)像圖2a、2b可以看出，晶內(nèi)主要分布著許多細(xì)小彌散的和部分粗化的短棒狀顆粒，而晶界斷續(xù)地分布著比晶內(nèi)析出相更粗大的顆粒。通過(guò)圖2c的選區(qū)電子衍射(SAED)花樣以及圖2d、2e中析出相的高分辨TEM(HRTEM)照片和快速傅立葉變換(FFT)花樣可以證明，合金中主要含η′、η和Al3Zr相，這也是過(guò)時(shí)效態(tài)7×××系鋁合金中的典型析出相[10-11]。η′和η粒子(aη′=0.496 nm，cη′=1.402 nm；aη=0.521 nm，cη=0.860 nm)是通過(guò)α(過(guò)飽和固溶體，SSS)→共格GP區(qū)→半共格亞穩(wěn)η′→非共格穩(wěn)態(tài)η的析出順序轉(zhuǎn)變而來(lái)，而具有LI2型立方晶體結(jié)構(gòu)的Al3Zr粒子(aAl3Zr=0.405 nm)是在均勻化過(guò)程中析出的穩(wěn)定彌散相[5,9]。7×××系鋁合金雖然在T6峰時(shí)效后具有較高的強(qiáng)度，但是其耐腐蝕性能差，尤其是在短橫向容易發(fā)生應(yīng)力腐蝕開裂[1]。因此，國(guó)產(chǎn)7A85鋁合金鍛件采用T7452雙級(jí)時(shí)效工藝，使過(guò)時(shí)效合金的晶間析出相呈不連續(xù)分布狀態(tài)，讓合金既有較高的強(qiáng)度又有較好的耐腐蝕性能。

圖2 7A85-T7452鍛件試樣拉伸前TEM照片

2.2 7A85-T7452鋁合金鍛件不同溫度下拉伸性能

合金拉伸應(yīng)力-應(yīng)變曲線如圖3所示。不同溫度下的拉伸力學(xué)性能如表2所示。從圖3可以看出，在拉伸時(shí)應(yīng)力先隨應(yīng)變的增加而急劇升高，然后緩慢增加，最后維持基本不變。這是因?yàn)樽冃纬跗谖诲e(cuò)密度顯著增加，合金產(chǎn)生加工硬化效應(yīng)，然后合金發(fā)生屈服現(xiàn)象，最后合金的加工硬化和動(dòng)態(tài)軟化效應(yīng)達(dá)到動(dòng)態(tài)平衡。合金的拉伸曲線在加工硬化階段的斜率隨拉伸溫度的增加而逐漸降低，即合金的加工硬化率隨拉伸溫度的增加而逐漸減小。此外，該圖還可以反映出合金強(qiáng)度在室溫拉伸時(shí)最高，然后隨著拉伸溫度的升高而逐漸降低。

圖3 7A85-T7452鍛件在不同溫度下拉伸的應(yīng)力-應(yīng)變曲線

從表2可以看出，在100 ℃～150 ℃高溫拉伸時(shí)，合金的抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度先由室溫時(shí)的503 N/mm2和462 N/mm2緩慢降低，當(dāng)拉伸溫度升高至175 ℃時(shí)，合金的抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度快速降低至347 N/mm2和322 N/mm2。合金在高溫拉伸時(shí)的斷后伸長(zhǎng)率均比室溫拉伸時(shí)的高。此外，合金在高溫拉伸時(shí)的屈強(qiáng)比(屈服強(qiáng)度/抗拉強(qiáng)度)均高于室溫拉伸時(shí)的，表明隨著溫度升高，加工硬化率逐漸降低。這與合金的拉伸應(yīng)力-應(yīng)變曲線相吻合。

表2 7A85-T7452鍛件在不同溫度下的力學(xué)性能

2.3 不同溫度下拉伸斷口形貌

7A85-T7452合金鍛件在室溫和高溫條件下拉伸斷口形貌如圖4所示。

圖4 7A85-T7452鍛件在不同溫度拉伸后斷口的SEM照片

由圖4可以看出，室溫拉伸斷口明顯不同于其高溫拉伸斷口：室溫拉伸斷口主要是層片狀沿晶斷裂面特征，而高溫拉伸斷口主要呈高數(shù)量密度穿晶韌窩特征。這些斷口特征證明合金在高溫拉伸時(shí)的韌性優(yōu)于室溫拉伸，與拉伸性能數(shù)據(jù)相吻合。圖4a中可見(jiàn)明顯的沿晶二次裂紋，這主要是由晶界粗大雜質(zhì)相造成的。當(dāng)試樣受到拉伸載荷作用時(shí)，晶界粗大雜質(zhì)相處容易產(chǎn)生應(yīng)力集中，導(dǎo)致裂紋萌生，使裂紋沿著晶界擴(kuò)展直至試樣發(fā)生斷裂。當(dāng)拉伸溫度提高到100℃～125℃時(shí)，斷口主要呈小部分沿晶斷裂面+大部分韌窩特征，如圖4b所示。當(dāng)拉伸溫度進(jìn)一步提高到150℃～175 ℃時(shí)，拉伸斷口基本由均勻分布的韌窩組成，很多韌窩中的第二相顆粒脫落，韌窩周圍的白亮色撕裂棱清晰可見(jiàn)，如圖4c。此外，從175 ℃的拉伸斷口圖4d中，還可以觀察到韌窩周圍出現(xiàn)明顯的滑移痕跡。

2.4 不同溫度下高溫拉伸析出相特征

在高溫拉伸時(shí)合金的晶內(nèi)及晶界析出相變化特征如圖5所示。

從圖5可以發(fā)現(xiàn)，相比于拉伸前試樣中的析出相特征(圖2)，在高溫拉伸時(shí)合金中第二相的變化特征主要分為兩個(gè)階段。第一階段是在拉伸溫度為100 ℃～150 ℃時(shí)(圖5a～f)，合金晶內(nèi)及晶界再次析出許多細(xì)小顆粒，這些小尺寸析出相把原本斷續(xù)分布的晶界析出相連接起來(lái)，使其呈連續(xù)分布狀態(tài)。此外，還可以觀察到晶內(nèi)析出相較拉伸前有輕微的粗化現(xiàn)象。第二階段是當(dāng)拉伸溫度為175℃時(shí)(圖5g和h)，合金晶內(nèi)與晶界析出相發(fā)生顯著粗化，晶界析出相呈明顯的不連續(xù)分布。另外，在晶界析出相照片中還可以觀察到無(wú)沉淀析出區(qū)。

圖5 7A85-T7452鍛件高溫拉伸后析出相的TEM照片

據(jù)文獻(xiàn)記載[12]，Al-Zn-Mg-Cu系高強(qiáng)鋁合金在較低溫度(20 ℃～100 ℃)時(shí)效主要析出GP區(qū)；在較高溫度(120 ℃～150 ℃)時(shí)效先析出GP區(qū)，然后轉(zhuǎn)化為η′相；在更高時(shí)效溫度(大于160 ℃)時(shí)，各種析出相先后析出，充分時(shí)效后η′亞穩(wěn)相轉(zhuǎn)化為η平衡相，并發(fā)生粗化。7A85-T7452鋁合金在經(jīng)過(guò)第二級(jí)高溫度時(shí)效后，合金析出相部分回溶，析出相發(fā)生粗化。當(dāng)7A85-T7452鋁合金在100 ℃～150 ℃拉伸時(shí)，合金中回溶的析出相將再次析出，因此對(duì)應(yīng)的TEM照片顯示有細(xì)小顆粒析出，并且析出相密度增加。Wang等[9]對(duì)7085鋁合金進(jìn)行回歸溫度為160 ℃～200 ℃的回歸熱處理后，也發(fā)現(xiàn)了析出相在較高溫度保溫時(shí)回溶，然后在較低溫度保溫時(shí)再次析出的現(xiàn)象。當(dāng)7A85-T7452鋁合金在175 ℃拉伸時(shí)，相當(dāng)于增加合金第二級(jí)高溫度時(shí)效的時(shí)間，因此對(duì)應(yīng)的TEM照片顯示晶內(nèi)及晶界部分析出相回溶，析出相數(shù)量密度減小而尺寸增大。

2.5 高溫拉伸溫度與組織變化對(duì)力學(xué)性能和斷裂行為的影響

高溫拉伸溫度和組織變化對(duì)7A85-T7452鋁合金鍛件的力學(xué)性能與斷裂行為具有重要影響。本試驗(yàn)研究中，合金強(qiáng)度主要受位錯(cuò)的熱激活運(yùn)動(dòng)和析出相對(duì)位錯(cuò)的釘扎作用影響[13]。當(dāng)合金在室溫環(huán)境下拉伸時(shí)，位錯(cuò)的熱激活作用很小，其滑移和攀移等運(yùn)動(dòng)很難進(jìn)行，同時(shí)，析出相的釘扎作用也阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)。因此，室溫下合金的強(qiáng)度較高。當(dāng)合金被加熱到100 ℃～150 ℃進(jìn)行拉伸時(shí)，原子、空位和位錯(cuò)受到熱激活的作用，位錯(cuò)在外加載荷的作用下易于開動(dòng)。因此，與室溫拉伸時(shí)相比，合金表現(xiàn)出強(qiáng)度降低，而伸長(zhǎng)率升高的規(guī)律。此外，合金在100 ℃～150 ℃拉伸時(shí)表現(xiàn)出強(qiáng)度降低較緩慢并且伸長(zhǎng)率不是單調(diào)增加的現(xiàn)象，這是因?yàn)楹辖鹪谠摐囟确秶鷥?nèi)還析出細(xì)小顆粒，增強(qiáng)了析出相對(duì)位錯(cuò)的釘扎作用，阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)。當(dāng)拉伸溫度升高至175 ℃時(shí)，合金基體強(qiáng)度大幅度降低，位錯(cuò)的熱激活作用顯著，同時(shí)，合金的過(guò)時(shí)效效應(yīng)增強(qiáng)，位錯(cuò)由切過(guò)方式逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)槔@過(guò)方式與析出相發(fā)生相互作用[14]。此時(shí)，合金屈服強(qiáng)度(RP0.2)的增強(qiáng)效果可以表示為[15]：

ΔRP0.2=c2f1/2r-1

式中：

c2—常數(shù)；

f—析出相的體積分?jǐn)?shù)；

r—析出相的半徑(等效為球狀顆粒)。

在該溫度拉伸時(shí)，析出相的體積分?jǐn)?shù)基本不變，而析出相尺寸顯著增大，故合金屈服強(qiáng)度快速下降并且伸長(zhǎng)率增加。

拉伸溫度及組織變化對(duì)7A85-T7452鋁合金的斷裂行為也有顯著影響。在拉伸前，受鍛造變形作用，合金的許多晶粒呈扁平狀，晶界沿縱向分布并且局部區(qū)域可見(jiàn)粗大雜質(zhì)相，晶內(nèi)含細(xì)小析出相。室溫拉伸時(shí)，合金基體強(qiáng)度較高，晶內(nèi)和晶界強(qiáng)度存在顯著差異，位錯(cuò)經(jīng)過(guò)增殖和擴(kuò)散后大部分在晶界處和晶內(nèi)析出相處塞積，導(dǎo)致應(yīng)力集中并使裂紋萌生[16]。這些微小裂紋經(jīng)過(guò)擴(kuò)展和連接后形成主裂紋和二次裂紋。因此，室溫拉伸斷口呈明顯的層片狀沿晶斷裂面特征，并且在局部區(qū)域存在尺寸較小的等軸韌窩。當(dāng)拉伸溫度升高為100 ℃～125 ℃時(shí)，合金基體強(qiáng)度降低，細(xì)小析出相顆粒增多，大部分裂紋在析出相與基體的界面處萌生[17]，然后經(jīng)過(guò)擴(kuò)展和匯聚后形成網(wǎng)狀的穿晶韌窩特征。當(dāng)拉伸溫度進(jìn)一步升高至150 ℃～175 ℃時(shí)，合金基體的軟化效應(yīng)顯著，韌窩內(nèi)許多顆粒脫落，形成微小孔洞，尤其是在175 ℃拉伸時(shí)，由于溫度較高，韌窩周圍還具有明顯的滑移變形特征。

3 結(jié) 論

1)隨著拉伸溫度的升高，7A85-T7452鋁合金鍛件的抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度緩慢降低。合金高溫拉伸的伸長(zhǎng)率和屈強(qiáng)比高于室溫拉伸的，加工硬化率隨著拉伸溫度的升高而降低。

2)7A85-T7452鋁合金鍛件的室溫拉伸斷口主要呈沿晶層片狀特征，其高溫拉伸斷口主要為高密度穿晶韌窩特征。隨著高溫拉伸溫度的增加，韌窩分布更均勻，韌窩內(nèi)析出相顆粒逐漸脫落，尤其是在175 ℃拉伸時(shí)，韌窩周圍存在明顯的滑移變形痕跡。

3)7A85-T7452鋁合金鍛件的第二相主要有η′、η和Al3Zr。在拉伸前，晶內(nèi)析出相有輕微粗化現(xiàn)象，晶界η相粗化并呈斷續(xù)分布。當(dāng)拉伸溫度為100 ℃～150 ℃時(shí)，晶內(nèi)再次析出細(xì)小顆粒，析出相數(shù)量密度增加，晶界析出相由斷續(xù)分布轉(zhuǎn)變?yōu)檫B續(xù)分布；當(dāng)拉伸溫度進(jìn)一步升高至175℃時(shí)，晶內(nèi)及晶界析出相快速粗化，晶界η相保持不連續(xù)分布特征并且尺寸比拉伸前更大。