王少華， 馬志鋒， 張顯峰， 孫 剛， 馮朝輝， 陸 政

(中國(guó)航發(fā)北京航空材料研究院，北京 100095)

7×××系高強(qiáng)鋁合金具有高的強(qiáng)韌匹配性能、良好的熱加工性能(適于軋制、擠壓和鍛造)，較好的耐腐蝕性能以及抗疲勞性能等優(yōu)點(diǎn)，是航空航天、軍事和交通領(lǐng)域的主要結(jié)構(gòu)材料之一[1-4]。1943年，美國(guó)科學(xué)家在Al-Zn-Mg-Cu合金中添加少量的Cr元素，成功地研制出7075鋁合金，成為第一個(gè)可以應(yīng)用于實(shí)際的7×××系鋁合金[5]。1971年，美國(guó)在7075合金的基礎(chǔ)上調(diào)整了主元素含量，同時(shí)用元素Zr代替了Cr，顯著降低了合金的淬火敏感性，有效的細(xì)化了合金的晶粒尺寸，開(kāi)發(fā)出了強(qiáng)度、斷裂韌性和抗應(yīng)力腐蝕性能等綜合性能較高的7050合金[6]。1978年，Alcoa公司在7050合金的基礎(chǔ)上，提高Zn的含量，進(jìn)一步降低Fe和Si等雜質(zhì)元素的含量，開(kāi)發(fā)出了7150合金，提高了合金的韌性和抗剝落腐蝕性能，該合金被廣泛應(yīng)用在受壓應(yīng)力的結(jié)構(gòu)件上，如機(jī)翼上的壁板、上梁緣條、機(jī)頭桁條和腹部長(zhǎng)桁等[7]。19世紀(jì)80年代，Alcoa公司又在7150合金基礎(chǔ)上增加Zn的含量并提高Zn/Mg比值，研制出了7055合金，大大提高了合金強(qiáng)度[5]。

隨著航空航天事業(yè)的快速發(fā)展，對(duì)鋁合金性能的要求也在不斷提高，材料不僅需要具備良好的強(qiáng)韌匹配，還需要有較高的抗應(yīng)力腐蝕性能和疲勞性能。因此，合金成分和相應(yīng)熱處理制度的優(yōu)化一直是各國(guó)學(xué)者研究的重點(diǎn)[8]。雙級(jí)過(guò)時(shí)效處理，包括低溫預(yù)時(shí)效和高溫終時(shí)效兩個(gè)階段，通過(guò)調(diào)整合金晶內(nèi)和晶界沉淀相尺寸、種類和分布，從而在強(qiáng)度降低不多的條件下獲得良好的韌性和抗應(yīng)力腐蝕性能[9]。

7A99鋁合金是一種新型高強(qiáng)鋁合金，該合金中Zn含量較高，Mg含量中等，但是Cu含量較低；具有高于7085合金的強(qiáng)度，同時(shí)擁有優(yōu)于7055合金的斷裂韌性、耐蝕性和淬透性。7A99合金鍛件和擠壓制品已經(jīng)在兵器和船舶領(lǐng)域?qū)崿F(xiàn)了應(yīng)用，在強(qiáng)度要求較高的承力部位代替了現(xiàn)有的鋼和常規(guī)鋁合金，提升了武器裝備的服役條件。然而，關(guān)于7A99鋁合金的公開(kāi)報(bào)道很少，特別是該合金在雙級(jí)過(guò)時(shí)效狀態(tài)下的組織和性能數(shù)據(jù)鮮有報(bào)道，因此，本工作研究7A99鋁合金鍛件在雙級(jí)過(guò)時(shí)效態(tài)的組織和性能，為了更好在其他軍工領(lǐng)域推廣該合金提供參考。

1 實(shí)驗(yàn)材料及方法

實(shí)驗(yàn)材料為60 mm厚的7A99鋁合金鍛件，7A99合金的名義化學(xué)成分見(jiàn)表1。

鍛件經(jīng)470 ℃/2 h固溶、室溫水淬后，進(jìn)行雙級(jí)時(shí)效處理。根據(jù)經(jīng)驗(yàn)和文獻(xiàn)資料，選取一級(jí)時(shí)效制度為120 ℃/4 h，二級(jí)時(shí)效溫度分別選擇155 ℃，165 ℃和175 ℃。通過(guò)硬度和電導(dǎo)率數(shù)值繪制合金鍛件在不同二級(jí)時(shí)效溫度下的時(shí)效曲線，并依據(jù)時(shí)效曲線選取不同的時(shí)效制度測(cè)試合金鍛件的室溫拉伸性能，確定最優(yōu)的雙級(jí)時(shí)效制度。

表1 7A99合金的名義化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)

拉伸試樣分別沿縱向(LD)向截取，拉伸測(cè)試在WDW-100kN試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行，按照標(biāo)準(zhǔn)GB/T 228.1執(zhí)行，數(shù)據(jù)為測(cè)試三次的平均值。硬度用HB-3000B-I布氏硬度計(jì)測(cè)量，標(biāo)準(zhǔn)按照GB/T 231.1執(zhí)行，數(shù)據(jù)為測(cè)試三次的平均值。材料的平面應(yīng)變斷裂韌性，采用緊湊拉伸試樣，按照標(biāo)準(zhǔn)GB/T 4161——2007執(zhí)行，試樣的尺寸如圖1所示。電導(dǎo)率測(cè)試在SIGMASCOPE SMP10型電導(dǎo)儀上進(jìn)行。顯微組織采用MEFS型多功能金相顯微鏡觀察。在JSM-M5600LN型掃描電鏡(SEM)上觀察拉伸斷口形貌。合金的微結(jié)構(gòu)在JEM-2010型透射電鏡上觀察，加速電壓為200 kV。

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 顯微組織

7A99合金鍛件的縱向(LD向)和橫向(TD向)的顯微組織如圖2(a)～(b)所示。合金坯料經(jīng)過(guò)鐓拔鍛造后，鑄造的晶粒組織已經(jīng)完全被破碎和沿著鍛造方向被拉長(zhǎng)，可以在縱向明顯的觀察到晶粒被拉長(zhǎng)為纖維組織。經(jīng)過(guò)固溶處理后，合金中大部分的低熔點(diǎn)共晶化合物已經(jīng)回溶，晶界處有少量斷續(xù)分布的殘余第二相。

2.2 時(shí)效曲線

一級(jí)時(shí)效制度為120 ℃/4 h，二級(jí)時(shí)效溫度為155～175 ℃，合金的硬度及電導(dǎo)率的變化規(guī)律如圖3所示。從圖3(a)可以看出，當(dāng)二級(jí)時(shí)效溫度為155 ℃時(shí)，合金的硬度在開(kāi)始階段緩慢上升，在時(shí)效至8 h時(shí)硬度達(dá)到峰值，隨著時(shí)效時(shí)間的延長(zhǎng)，合金的硬度逐漸降低，時(shí)效至16 h時(shí)都保持在170HBS以上，說(shuō)明該溫度下時(shí)效合金的強(qiáng)度保持在一個(gè)較高的水平；當(dāng)二級(jí)時(shí)效溫度為165 ℃和175 ℃時(shí)，合金的硬度在時(shí)效2～16 h過(guò)程中，隨著時(shí)效時(shí)間的延長(zhǎng)，合金的硬度逐漸降低。不同的是，合金的時(shí)效溫度提高至175 ℃，合金的硬度隨著時(shí)效的進(jìn)行，硬度下降的速度更快，這種時(shí)效響應(yīng)速率在工業(yè)化生產(chǎn)中對(duì)于工藝的控制要求高，不利于產(chǎn)品質(zhì)量的穩(wěn)定性。

圖1 緊湊拉伸試樣圖Fig.1 Scheme of C-T sample for fracture toughness test

圖2 7A99鍛造合金經(jīng)固溶處理后顯微組織照片 (a)LD向;(b)TD向Fig.2 Optical micrograph of 7A99 alloy forging after solid solution treatment (a)LD direction;(b)TD direction

圖3 不同二級(jí)時(shí)效溫度下7A99合金的時(shí)效曲線 (a)硬度; (b)電導(dǎo)率Fig.3 Aging curves of 7A99 alloy at different two-step aging temperature (a)hardness;(b)electrical conductivity

不同二級(jí)時(shí)效下合金的電導(dǎo)率變化如圖3(b)所示?？梢钥闯?，隨著時(shí)效溫度的升高和時(shí)效時(shí)間的延長(zhǎng)，合金的電導(dǎo)率不斷升高。不同的時(shí)效溫度下，隨時(shí)效時(shí)間的延長(zhǎng)電導(dǎo)率的增大速率有所不同。當(dāng)二級(jí)時(shí)效溫度為155 ℃時(shí)，合金的電導(dǎo)率隨時(shí)效的進(jìn)行增加緩慢，時(shí)效16 h后的電導(dǎo)率才達(dá)到38%IACS。而當(dāng)時(shí)效溫度為165 ℃和175 ℃時(shí)，合金的電導(dǎo)率增長(zhǎng)的速率明顯增高，165 ℃時(shí)效8 h后的電導(dǎo)率就高于了38%IACS，而在175 ℃時(shí)效6 h后的電導(dǎo)率就高于41%IACS，合金抗應(yīng)力腐蝕性能明顯提高。

2.3 拉伸性能

圖4為合金在不同二級(jí)時(shí)效制度下的室溫拉伸性能。可以看出，在二級(jí)時(shí)效時(shí)間為2～16 h范圍內(nèi)，當(dāng)二級(jí)時(shí)效溫度為155 ℃時(shí)，合金的抗拉強(qiáng)度(σb)呈現(xiàn)出先緩慢上升，大約在4～6 h出現(xiàn)峰值，然后隨著時(shí)效的進(jìn)行強(qiáng)度逐漸降低，而屈服強(qiáng)度(σ0.2)呈現(xiàn)出先上升后降低的趨勢(shì)。當(dāng)二級(jí)時(shí)效溫度為165 ℃和175 ℃時(shí)，合金的抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度呈現(xiàn)出隨時(shí)間的延長(zhǎng)降低的趨勢(shì)，只不過(guò)時(shí)效溫度越高，隨著時(shí)效的進(jìn)行合金強(qiáng)度下強(qiáng)的速率越快。在三種時(shí)效溫度下伸長(zhǎng)率總體呈現(xiàn)出較高的水平，時(shí)效溫度為175 ℃時(shí)，合金的伸長(zhǎng)率更高。

合金在155 ℃時(shí)效時(shí)，強(qiáng)度下降緩慢，時(shí)效4～6 h時(shí)，合金的屈服強(qiáng)度最高，為580 MPa，時(shí)效12 h后，屈服強(qiáng)度達(dá)到553 MPa，仍保持較高的水平；合金在165 ℃時(shí)效時(shí)，強(qiáng)度下降較快，時(shí)效4 h后的屈服強(qiáng)度為570 MPa，時(shí)效8 h后，強(qiáng)度下降至513 MPa；合金在175 ℃時(shí)效時(shí)，強(qiáng)度下降速率明顯加快，屈服強(qiáng)度從4 h的489 MPa下降至12 h的399 MPa。

圖4 不同二級(jí)時(shí)效溫度下7A99合金的拉伸性能Fig.4 Tensile properties of 7A99 alloy after different two-step aging treatments (a)155 ℃; (b)165 ℃; (c)175 ℃

根據(jù)7A99合金在雙級(jí)時(shí)效制度下的拉伸性能和電導(dǎo)率數(shù)值，合金優(yōu)選的雙級(jí)時(shí)效熱處理工藝為120 ℃/4 h+165 ℃/8 h。在此制度下，合金的抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度、伸長(zhǎng)率和電導(dǎo)率分別為548 MPa、513 MPa、12.0%和38.2%IACS。

2.4 斷裂韌度

7A99合金鍛件經(jīng)過(guò)120 ℃/4 h+165 ℃/8 h雙級(jí)時(shí)效處理后，合金L-T向的斷裂韌度為30.56 MPa·m1/2，T-L向的斷裂韌度為25.46 MPa·m1/2,表明合金在該雙級(jí)時(shí)效狀態(tài)下有著較好的韌性。合金斷裂韌度在兩個(gè)方向的性能差異主要是因?yàn)樵阱懺爝^(guò)程中產(chǎn)生的沿L-D向拉長(zhǎng)的纖維組織(如圖1所示)，導(dǎo)致了鍛件斷裂韌度出現(xiàn)了各向異性，即合金L-T向的斷裂韌度優(yōu)于T-L向的斷裂韌度值。

2.5 析出相特征

在7×××系高強(qiáng)鋁合金中的時(shí)效析出序列一般可以表示為：SSS(過(guò)飽和固溶體)→GPI(GPⅡ)區(qū)→η′(過(guò)渡相)→η(平衡相)[12]。通過(guò)前面的TEM分析及合金的強(qiáng)度時(shí)效曲線可知，合金在該時(shí)效狀態(tài)下的主要沉淀相以η'相和少量的η相為主，已經(jīng)進(jìn)入了過(guò)時(shí)效階段，隨著時(shí)效的進(jìn)行，沉淀相的尺寸進(jìn)一步增大，但是體積分?jǐn)?shù)基本不變，位錯(cuò)開(kāi)始以繞過(guò)方式作用于沉淀相，而這種繞過(guò)機(jī)制往往出現(xiàn)在沉淀相的粗化階段。此時(shí)，合金的屈服強(qiáng)度強(qiáng)化效果可表示為式(1)[13]：

ΔσB=c2f1/2r-1

(1)

式中：c2為常數(shù)；f為沉淀相的體積分?jǐn)?shù)；r為沉淀相的半徑(假設(shè)沉淀相為球形粒子)。從式(1)中可以看出，在過(guò)時(shí)效階段，由于沉淀相的體積分?jǐn)?shù)基本保持不變，而合金的屈服強(qiáng)度隨沉淀相半徑的增加而減小，也就是如圖4中所示一樣，合金的強(qiáng)度隨著時(shí)效時(shí)間的延長(zhǎng)而降低。

晶界沉淀相析出形貌如圖5(c)所示，部分沉淀相沿著晶界斷續(xù)析出，并可以觀察到明顯的晶界無(wú)析出帶(PFZ)，寬度約為60 nm，合金的過(guò)時(shí)效特征明顯。

圖4 7A99合金雙級(jí)時(shí)效后的TEM照片 (a)晶內(nèi);(b)〈001〉A(chǔ)l選區(qū)電子衍射; (c)晶界Fig.5 TEM images of 7A99 alloy after two-step aging treatment (a)matrix;(b)〈011〉A(chǔ)l SAD pattern;(c)grain boundary

2.6 斷口形貌

7A99合金經(jīng)過(guò)120 ℃/4 h+165 ℃/8 h雙級(jí)時(shí)效處理后的室溫拉伸斷口形貌如圖6所示。合金斷口上均可以觀察到大量的穿晶韌窩和塑性撕裂棱線，可以判定合金為穿晶韌窩型斷裂方式。

雙級(jí)過(guò)時(shí)效狀態(tài)下，合金晶內(nèi)沉淀相主要以η′相和少量的η相為主，沉淀相的尺寸和間距隨時(shí)效進(jìn)行時(shí)緩慢增大，部分沉淀相開(kāi)始與基體半共格甚至非共格，晶內(nèi)強(qiáng)度逐漸降低，位錯(cuò)與沉淀相的作用方式為切過(guò)和繞過(guò)方式共存，并且繞過(guò)方式隨著時(shí)間的延長(zhǎng)逐漸占據(jù)主導(dǎo)地位。在晶界處出現(xiàn)了細(xì)小的晶界無(wú)析出帶，析出相分布由連續(xù)變?yōu)閿嗬m(xù)分布，這種晶界結(jié)構(gòu)對(duì)應(yīng)力有松弛作用，不易產(chǎn)生裂紋，對(duì)合金的塑性有利。在拉伸過(guò)程中，裂紋產(chǎn)生于晶界沉淀相和晶內(nèi)第二相處，裂紋互相串聯(lián)發(fā)生穿晶韌窩斷裂和大量的塑性撕裂棱線。所以，合金的斷裂方式為穿晶韌窩型斷裂方式，合金的伸長(zhǎng)率高于10%，合金L-T向的斷裂韌度達(dá)到了30 MPa·m1/2以上，合金的塑性較高。

圖5 7A99合金在雙級(jí)時(shí)效后拉伸斷口的SEM形貌Fig.5 SEM images of tensile fracture of 7A99 alloy after two-step aging treatment

3 結(jié)論

(1)7A99鋁合金鍛件較優(yōu)的雙級(jí)時(shí)效制度為120 ℃/4 h+165 ℃/8 h，此時(shí)合金內(nèi)的主要沉淀相為η′相和η相。

(2)該制度下合金的抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度、伸長(zhǎng)率和電導(dǎo)率分別為548 MPa，513 MPa，12.0%和38.2%IACS；鍛件L-T向斷裂韌度為30.5 MPa·m1/2，合金為穿晶韌窩型斷裂方式，鍛件顯示了較好的強(qiáng)韌匹配和耐蝕性。

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