臧金鑫，陳高紅，馮朝輝

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

在航空工業(yè)領域，輕量化一直是飛機設計者和材料研究人員不懈努力的方向。采用整體結構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)展的設計要求，飛機機體中大規(guī)格的典型零部件，如機翼梁、機身框、大型支架和重要對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。我國自主研發(fā)的與美國7085鋁合金性能相當?shù)男滦透邚婍g7A85鋁合金是國內目前淬透性能最好的鋁合金之一，是新一代國產飛機用超大規(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到305 mm，強度較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構件，可較好地滿足新一代先進飛機的減重和低成本要求。我國大飛機為實現(xiàn)結構減重、長壽命、高可靠性設計指標，在機翼前后梁框、翼身對接接頭和平尾對接肋等最關鍵的機身主承力結構選用厚度120 mm～300 mm大規(guī)格7A85-T7452高強鋁合金鍛件[3]。

7A85鋁合金是國產新型高強鋁合金，目前國內對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其組織變化及室溫力學性能、腐蝕性能的影響[4-6]。Liu等[7]對7A85鋁合金的單軸壓縮流變行為和組織演變研究結果表明，在高于410 ℃變形時再結晶對應變速率的敏感性比對溫度的敏感性高，并且隨著應變速率的降低或變形溫度的升高，主要的動態(tài)軟化機制由動態(tài)回復逐漸轉變?yōu)檫B續(xù)動態(tài)再結晶。姚曉紅等[8]研究了時效制度對7A85鋁合金室溫力學性能與晶間腐蝕性能的影響，結果表明在110 ℃～140 ℃時效溫度范圍內，合金的抗晶間腐蝕性能隨時效溫度的增加而提高，并且在120 ℃時效30 h后合金的室溫力學性能和抗晶間腐蝕性能最佳。Wang等[9]研究了回歸熱處理對7085鋁合金微觀組織和腐蝕行為的影響，結果表明合金經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性能，并且其硬度的增加是來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源于在晶界處不連續(xù)分布的η(MgZn2)相和窄的無沉淀析出帶。但是，至今有關7A85鋁合金高溫力學性能與組織演變特征的研究還未見報道。此外，在飛機服役過程中7A85鋁合金鍛件可能暴露于高溫環(huán)境下，進而對其結構件的可靠性產生影響。因此現(xiàn)代飛機設計標準中要求7A85鋁合金具有可靠的高溫力學性能。

基于此，本試驗采用拉伸試驗機、SEM及TEM對國產7A85鋁合金自由鍛件的室溫、高溫力學性能及其組織特征進行了研究，分析了拉伸溫度對合金力學性能和組織的影響，闡述了合金的斷裂機制，以期為材料的研制和應用提供參考依據(jù)。

1 試 驗

1.1 試驗材料

試驗材料為西南鋁業(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 ℃，保溫時間10 h；一級時效溫度為110 ℃～130 ℃，時間3 h～8 h;二級時效溫度160 ℃～175 ℃，時間6 h～15 h。

表1 7A85鋁合金鍛件的化學成分(質量分數(shù)/%)

1.2 試驗方法

在自由鍛件的中心位置沿縱向取樣，機械加工成原始直徑為10 mm、原始標距為50 mm的圓棒狀標準拉伸試樣，具體尺寸如圖1所示。在美國INSTRON 4507型電子萬能試驗機上，按HB 5143-96《金屬室溫拉伸試驗方法》在室溫環(huán)境下進行拉伸試驗，按HB 5195《金屬高溫拉伸試驗方法》分別在100 ℃、125 ℃、150 ℃和175 ℃進行拉伸試驗。每種條件取5個平行試樣，取不少于3個有效數(shù)據(jù)的平均值作為最后的拉伸力學性能測試結果。

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。在拉伸后的殘樣標距內用線切割取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 試驗結果與討論

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。從明場像圖2a、2b可以看出，晶內主要分布著許多細小彌散的和部分粗化的短棒狀顆粒，而晶界斷續(xù)地分布著比晶內析出相更粗大的顆粒。通過圖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，這也是過時效態(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α(過飽和固溶體，SSS)→共格GP區(qū)→半共格亞穩(wěn)η′→非共格穩(wěn)態(tài)η的析出順序轉變而來，而具有LI2型立方晶體結構的Al3Zr粒子(aAl3Zr=0.405 nm)是在均勻化過程中析出的穩(wěn)定彌散相[5,9]。7×××系鋁合金雖然在T6峰時效后具有較高的強度，但是其耐腐蝕性能差，尤其是在短橫向容易發(fā)生應力腐蝕開裂[1]。因此，國產7A85鋁合金鍛件采用T7452雙級時效工藝，使過時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

合金拉伸應力-應變曲線如圖3所示。不同溫度下的拉伸力學性能如表2所示。從圖3可以看出，在拉伸時應力先隨應變的增加而急劇升高，然后緩慢增加，最后維持基本不變。這是因為變形初期位錯密度顯著增加，合金產生加工硬化效應，然后合金發(fā)生屈服現(xiàn)象，最后合金的加工硬化和動態(tài)軟化效應達到動態(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度在室溫拉伸時最高，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力-應變曲線

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

表2 7A85-T7452鍛件在不同溫度下的力學性能

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中可見明顯的沿晶二次裂紋，這主要是由晶界粗大雜質相造成的。當試樣受到拉伸載荷作用時，晶界粗大雜質相處容易產生應力集中，導致裂紋萌生，使裂紋沿著晶界擴展直至試樣發(fā)生斷裂。當拉伸溫度提高到100℃～125℃時，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。當拉伸溫度進一步提高到150℃～175 ℃時，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，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

在高溫拉伸時合金的晶內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)，在高溫拉伸時合金中第二相的變化特征主要分為兩個階段。第一階段是在拉伸溫度為100 ℃～150 ℃時(圖5a～f)，合金晶內及晶界再次析出許多細小顆粒，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，使其呈連續(xù)分布狀態(tài)。此外，還可以觀察到晶內析出相較拉伸前有輕微的粗化現(xiàn)象。第二階段是當拉伸溫度為175℃時(圖5g和h)，合金晶內與晶界析出相發(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)文獻記載[12]，Al-Zn-Mg-Cu系高強鋁合金在較低溫度(20 ℃～100 ℃)時效主要析出GP區(qū)；在較高溫度(120 ℃～150 ℃)時效先析出GP區(qū)，然后轉化為η′相；在更高時效溫度(大于160 ℃)時，各種析出相先后析出，充分時效后η′亞穩(wěn)相轉化為η平衡相，并發(fā)生粗化。7A85-T7452鋁合金在經過第二級高溫度時效后，合金析出相部分回溶，析出相發(fā)生粗化。當7A85-T7452鋁合金在100 ℃～150 ℃拉伸時，合金中回溶的析出相將再次析出，因此對應的TEM照片顯示有細小顆粒析出，并且析出相密度增加。Wang等[9]對7085鋁合金進行回歸溫度為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回溶，然后在較低溫度保溫時再次析出的現(xiàn)象。當7A85-T7452鋁合金在175 ℃拉伸時，相當于增加合金第二級高溫度時效的時間，因此對應的TEM照片顯示晶內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力學性能和斷裂行為的影響

高溫拉伸溫度和組織變化對7A85-T7452鋁合金鍛件的力學性能與斷裂行為具有重要影響。本試驗研究中，合金強度主要受位錯的熱激活運動和析出相對位錯的釘扎作用影響[13]。當合金在室溫環(huán)境下拉伸時，位錯的熱激活作用很小，其滑移和攀移等運動很難進行，同時，析出相的釘扎作用也阻礙位錯運動。因此，室溫下合金的強度較高。當合金被加熱到100 ℃～150 ℃進行拉伸時，原子、空位和位錯受到熱激活的作用，位錯在外加載荷的作用下易于開動。因此，與室溫拉伸時相比，合金表現(xiàn)出強度降低，而伸長率升高的規(guī)律。此外，合金在100 ℃～150 ℃拉伸時表現(xiàn)出強度降低較緩慢并且伸長率不是單調增加的現(xiàn)象，這是因為合金在該溫度范圍內還析出細小顆粒，增強了析出相對位錯的釘扎作用，阻礙位錯運動。當拉伸溫度升高至175 ℃時，合金基體強度大幅度降低，位錯的熱激活作用顯著，同時，合金的過時效效應增強，位錯由切過方式逐漸轉變?yōu)槔@過方式與析出相發(fā)生相互作用[14]。此時，合金屈服強度(RP0.2)的增強效果可以表示為[15]：

ΔRP0.2=c2f1/2r-1

式中：

c2—常數(shù)；

f—析出相的體積分數(shù)；

r—析出相的半徑(等效為球狀顆粒)。

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

拉伸溫度及組織變化對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)域可見粗大雜質相，晶內含細小析出相。室溫拉伸時，合金基體強度較高，晶內和晶界強度存在顯著差異，位錯經過增殖和擴散后大部分在晶界處和晶內析出相處塞積，導致應力集中并使裂紋萌生[16]。這些微小裂紋經過擴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。當拉伸溫度升高為100 ℃～125 ℃時，合金基體強度降低，細小析出相顆粒增多，大部分裂紋在析出相與基體的界面處萌生[17]，然后經過擴展和匯聚后形成網(wǎng)狀的穿晶韌窩特征。當拉伸溫度進一步升高至150 ℃～175 ℃時，合金基體的軟化效應顯著，韌窩內許多顆粒脫落，形成微小孔洞，尤其是在175 ℃拉伸時，由于溫度較高，韌窩周圍還具有明顯的滑移變形特征。

3 結 論

1)隨著拉伸溫度的升高，7A85-T7452鋁合金鍛件的抗拉強度和屈服強度緩慢降低。合金高溫拉伸的伸長率和屈強比高于室溫拉伸的，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，韌窩內析出相顆粒逐漸脫落，尤其是在175 ℃拉伸時，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。當拉伸溫度為100 ℃～150 ℃時，晶內再次析出細小顆粒，析出相數(shù)量密度增加，晶界析出相由斷續(xù)分布轉變?yōu)檫B續(xù)分布；當拉伸溫度進一步升高至175℃時，晶內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。