湯榕斌，劉大海，黎俊初

(南昌航空大學(xué) 航空制造工程學(xué)院，南昌330063)

隨著航空工業(yè)的發(fā)展，以7xxx系鋁合金為代表的高強(qiáng)鋁合金逐漸成為航空航天領(lǐng)域的一類重要結(jié)構(gòu)材料，而其復(fù)雜構(gòu)件的成形問題也成為制約其應(yīng)用亟須解決的關(guān)鍵問題[1-2].

時效成形(或蠕變時效成形)是為解決鋁合金整體壁板件的成形難題而發(fā)展起來的一種成形工藝，它將可時效鋁合金的人工時效與加工成形相結(jié)合，利用板材在彈性應(yīng)力作用下于一定溫度場中發(fā)生蠕變變形，得到一定形狀的結(jié)構(gòu)件，并得到鋁合金所需的性能，在大型鋁合金復(fù)雜壁板構(gòu)件的成形方面具有獨(dú)特優(yōu)勢，并在空客、麥道、灣流等飛機(jī)壁板的成形方面得到較好的應(yīng)用[3-6].然而，由于將時效成形應(yīng)用于傳統(tǒng)具有帶筋等復(fù)雜內(nèi)部結(jié)構(gòu)壁板的成形時，存在依賴于高效數(shù)控加工裝備且材料利用率較低等問題[7]，從而導(dǎo)致其加工成本較高，因此，探索基于焊接結(jié)構(gòu)的低成本整體壁板時效成形工藝的思路被提出[4-6]，且在該類構(gòu)件的成形方面展現(xiàn)出較好的工藝可行性[5,8].但由于受焊接構(gòu)件焊縫不均勻組織和特征的影響，其時效成形后構(gòu)件組織和性能表現(xiàn)出顯著的工藝參數(shù)相關(guān)性[9-10]，成為制約其工藝應(yīng)用的關(guān)鍵，因此，探索不同時效成形制度下焊接構(gòu)件組織和性能的變化規(guī)律對促進(jìn)該類構(gòu)件的應(yīng)用具有重要意義.

為此，本文以7075鋁合金攪拌摩擦焊筋板件為研究對象，試驗研究固溶和時效成形后構(gòu)件結(jié)構(gòu)使用性能的變化規(guī)律，為開展基于焊接構(gòu)件的時效成形工藝的應(yīng)用提供支持.

1 試驗材料

試驗材料為Al-Zn-Mg-Cu系7075鋁合金.初始試樣由2.03 mm厚T6態(tài)平板(長210 mm×寬140 mm)和T651態(tài)筋條(長210 mm×寬5 mm×高12.7 mm)經(jīng)由T型攪拌摩擦焊焊接而成，如圖1所示.材料化學(xué)成分見表1.

圖1 T型攪拌摩擦焊試樣

熱處理狀態(tài)SiFeCuMnMgCrZnTiVZrOthersAlT60.070.161.50.022.40.195.70.020.010.010.05BalT6510.060.171.40.042.40.215.60.030.010.010.05Bal

2 試驗方法

將試樣分為6組，依次進(jìn)行固溶處理和時效成形.固溶設(shè)備為SX2-5-12箱式電阻爐，固溶溫度470 ℃,保溫時間1 h，固溶后構(gòu)件性能見表2.

固溶后試樣置于機(jī)械加載時效成形工裝(圖2，模具型面半徑為1 000 mm)中進(jìn)行預(yù)加載，并將工裝整體置于DHG-9145A型電熱恒溫鼓風(fēng)干燥箱完成時效成形，時效溫度為140、160、180、200、220和240 ℃，時效時間為4 h.試驗工藝曲線如圖3所示.

為評價固溶處理的引入對時效成形性能的影響，對試樣電導(dǎo)率、抗拉強(qiáng)度和延伸率進(jìn)行了評價，并對焊縫特征組織進(jìn)行了微觀表征，并對比了在相同的時效參數(shù)下(溫度和時間)單一時效成形的性能.電導(dǎo)率測試選用型號為Sigma2008的數(shù)字渦流金屬導(dǎo)電儀，焊縫和母材區(qū)的電導(dǎo)率的測量點(diǎn)見圖4，焊縫電導(dǎo)率采用沿焊縫均布的5點(diǎn)測量的平均值表示，而母材區(qū)電導(dǎo)率則利用沿對角分布的8點(diǎn)測量的平均值表示.拉伸性能測試試樣按照GB/T 2651—2008焊接接頭拉伸試驗方法制備，如圖5所示，確保焊縫處于拉伸件中間位置，試樣切取方向垂直于原有材料的軋制方向，并利用WDW-200D的微機(jī)控制電子萬能試驗機(jī)進(jìn)行拉伸性能測試，每個狀態(tài)選取4個試樣，取其平均值進(jìn)行表示.金相觀察試樣在T型件接頭中部取樣，保證完成的T型接頭區(qū)，利用Keller試劑進(jìn)行金相腐蝕，并在XJP-4XB的金相顯微鏡上進(jìn)行特征組織觀察.

表2 固溶后攪拌摩擦焊構(gòu)件性能

圖2 時效成形工裝

圖3 試驗工藝曲線

Fig.3 Experimental schemes of solid solution and age forming

圖4 電阻率測量示意圖

圖5 拉伸試樣(單位: mm)

3 結(jié)果與分析

3.1 固溶后時效成形溫度對試樣電導(dǎo)率的影響

電導(dǎo)率是衡量鋁合金抗應(yīng)力腐蝕開裂能力好壞的標(biāo)準(zhǔn)之一[11].隨著電導(dǎo)率的增高，材料的抗應(yīng)力腐蝕開裂能力相應(yīng)也會有所提升，作為7系鋁合金材料的一項重要指標(biāo)，抗應(yīng)力腐蝕開裂能力從一定程度上亦標(biāo)志著合金在現(xiàn)實(shí)生產(chǎn)運(yùn)用中能否得到廣泛應(yīng)用[12].

圖6為不同時效溫度下試樣電導(dǎo)率的變化曲線.相較于固溶處理后焊接試樣對應(yīng)區(qū)域電導(dǎo)率(表2)，固溶時效成形后試樣電導(dǎo)率均有顯著提高，其中焊縫區(qū)電導(dǎo)率最大值為固溶后試樣電導(dǎo)率的1.6倍.但與單一時效成形后試樣焊縫區(qū)電導(dǎo)率相比，固溶處理的存在對試樣焊縫區(qū)電導(dǎo)率存在一定的負(fù)面影響.這是由于初始板材處于峰值時效狀態(tài)，而重新固溶處理時，受固溶保溫時間等因素的影響，會使得試樣內(nèi)部沉淀相的析出較無固溶處理時減少[13].因此，在固溶后時效處理試樣的電子傳導(dǎo)過程受阻，同等時效成形溫度下出現(xiàn)電導(dǎo)率略低的現(xiàn)象.

圖6 試樣電導(dǎo)率變化曲線

3.2 固溶后時效成形溫度對試樣抗拉強(qiáng)度與延伸率的影響

固溶后時效成形試樣的平均抗拉強(qiáng)度和延伸率隨時效成形溫度的變化關(guān)系曲線如圖7所示.由圖7可知：在140～160 ℃時，試樣抗拉強(qiáng)度小幅波動，隨后出現(xiàn)明顯的上升，在180 ℃時出現(xiàn)抗拉強(qiáng)度峰值449.4 MPa；而在180～240 ℃，試樣的抗拉強(qiáng)度則呈直線下降.出現(xiàn)這種現(xiàn)象的原因是由于[10,12-13]，在進(jìn)行固溶處理時，原始試樣峰時效析出的溶質(zhì)原子重新固溶進(jìn)入基體內(nèi)部，在140～180 ℃階段，隨著時效成形溫度的增加，內(nèi)部固溶原子析出形成析出相，此種析出物彌散度高，阻礙拉伸過程中基體內(nèi)部位錯的運(yùn)動，實(shí)現(xiàn)時效硬化；而在180～240 ℃階段，隨著時效成形加熱保溫溫度的升高，試樣內(nèi)部逐步發(fā)生析出物偏聚，使得析出物彌散度逐漸減小，析出物間距漸漸增大，利于位錯繞過析出物原子，繼續(xù)運(yùn)動，位錯的運(yùn)動受到的阻力越來越小，時效硬化效果漸漸弱化.

圖7 固溶后時效成形試樣抗拉強(qiáng)度和延伸率變化曲線

Fig.7 Tensile strength and elongation curves of deformed samples after sequential solid solution and age forming

延伸率變化曲線表明：在時效成形溫度為140～180 ℃時，試樣延伸率上升，但升幅僅在1%左右；時效溫度180～240 ℃階段，試樣延伸率出現(xiàn)上下波動，波動幅度僅約0.5%.綜合對比圖7中試樣延伸率可認(rèn)為,在固溶處理后時效成形，試樣延伸率的變化并不大，變化幅度在誤差允許的范圍內(nèi)，這說明固溶后時效成形處理對試樣延伸率的影響不顯著.

3.3 金相特征組織

對焊縫特征組織區(qū)進(jìn)行微觀表征，如圖8～11所示.固溶后金相組織表明，在試樣的焊縫焊核區(qū)域(SZ)出現(xiàn)典型的洋蔥環(huán)結(jié)構(gòu)[14]，這是在原始焊接試樣和時效成形試樣對應(yīng)焊核區(qū)域不曾見到的.洋蔥環(huán)位于焊縫底部靠近熱力影響區(qū)(圖9)，這與攪拌摩擦焊試驗過程中使用的攪拌頭旋轉(zhuǎn)方向有關(guān).

洋蔥環(huán)的出現(xiàn)通常是攪拌摩擦焊過程中材料塑性流動的體現(xiàn)，而其形成機(jī)理究竟是材料幾何形貌的原因還是材料內(nèi)部析出相等分布的原因，亦或是材料在攪拌摩擦焊過程中晶粒大小差異的原因，以及其對材料性能的影響，目前國內(nèi)外仍沒有明確的定論[14-16]，但總體而言，其存在加劇了構(gòu)件性能的不均勻特征.而在固溶時效成形時，洋蔥環(huán)組織特征呈現(xiàn)消失的趨勢(圖11)，因此，時效過程在一定程度上可消除焊縫的不均勻組織特征的影響，從而有利于成形試樣的性能均化和提高.

圖8 原始焊接試樣金相照片

對于攪拌摩擦焊接頭而言，熱力影響區(qū)和焊核區(qū)分別是其性能最薄弱區(qū)和最優(yōu)區(qū)[16].相較于固溶處理時(圖9)，固溶后時效成形件(圖11)的熱力影響區(qū)晶粒內(nèi)部析出物數(shù)量增多，晶粒較固溶時細(xì)長，固溶后的時效過程的持續(xù)保溫，使得原有熱力影響區(qū)的細(xì)小晶粒轉(zhuǎn)變?yōu)闀r效成形后的細(xì)長晶粒.對比時效成形過程，固溶后試樣的熱力影響區(qū)晶粒大小均較直接時效成形試樣對應(yīng)區(qū)域小，因此固溶后試樣熱力影響區(qū)的細(xì)晶強(qiáng)化作用以及析出物沉淀引起的第二相粒子強(qiáng)化[17]，會使得固溶處理試樣的熱力影響區(qū)抗拉強(qiáng)度等力學(xué)性能優(yōu)于直接進(jìn)行時效成形工件的熱力影響區(qū).而對于焊核區(qū)，固溶后焊縫焊核區(qū)出現(xiàn)黑色彌散析出物，在固溶后試樣中，黑色析出物數(shù)量相較于固溶后時效成形試樣其內(nèi)部黑色析出物少，且析出物尺寸較小，高度彌散于基體中；固溶后隨著時效成形的進(jìn)行，焊核區(qū)內(nèi)部黑色析出物逐漸出現(xiàn)一定程度的長大，出現(xiàn)了一定程度的偏聚，對時效成形時位錯的運(yùn)動產(chǎn)生阻礙，有利于合金強(qiáng)度的提高[17-18].

圖9 470 ℃/1 h固溶后試樣焊縫金相組織

圖10 180 ℃/4 h時效成形后試樣焊縫金相組織

圖11 470 ℃/1 h固溶,180 ℃/4 h時效成形后試樣焊縫金相特征

4 結(jié) 論

1)固溶后時效成形工藝能提高7075鋁合金攪拌摩擦焊構(gòu)件的抗拉強(qiáng)度、延伸率和電導(dǎo)率.180 ℃時效成形時，試樣抗拉強(qiáng)度達(dá)到449.4 MPa峰值，是僅時效成形試樣抗拉強(qiáng)度的139.5%，是原始試樣抗拉強(qiáng)度的1.4倍.此時試樣延伸率達(dá)到峰值4.2%，但相較于初始狀態(tài)和單一時效成形時延伸率變化不大，固溶處理對延伸率影響不顯著.

2)固溶時效成形后，F(xiàn)SW焊縫區(qū)金相組織晶粒較單一時效成形時對應(yīng)區(qū)域晶粒更細(xì)小，晶粒內(nèi)部析出物更細(xì)小更彌散，強(qiáng)化度更高.

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