過(guò)時(shí)效對(duì)7050鋁合金不同溫度力學(xué)性能及斷裂行為的影響

何維維, 陳軍洲, 戴圣龍*, 伊琳娜, 李惠曲

（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）

7000系鋁合金以其低密度、高比強(qiáng)度、高比剛度等優(yōu)良性能在航空工業(yè)中得到了廣泛的應(yīng)用，是機(jī)翼、框架、機(jī)身腹板、梁等主要承載結(jié)構(gòu)材料，其中7050鋁合金是航空領(lǐng)域應(yīng)用最廣的鋁合金之一，合金品種包括厚板、鍛件、型材[1-3]。作為可熱處理強(qiáng)化合金，7050鋁合金的強(qiáng)化作用主要取決于從過(guò)飽和固溶體中析出的沉淀相類(lèi)型和尺寸[4]。Mondolfo等[5]提出的7000系鋁合金普遍接受的析出序列可以表示為：過(guò)飽和固溶體（SSS）→GP區(qū)→非平衡η′相→平衡η相，GP區(qū)和非平衡η′相被認(rèn)為是最主要的強(qiáng)化相[5]。傳統(tǒng)的T6時(shí)效處理是美國(guó)20世紀(jì)40年代研發(fā)出的峰值時(shí)效狀態(tài)，可以通過(guò)促進(jìn)內(nèi)部細(xì)小分散的η′相來(lái)提高合金強(qiáng)度，雖然可以獲得最高的強(qiáng)度，但抗應(yīng)力腐蝕和抗剝落腐蝕性能很差[6-8]。為了解決耐蝕性下降的問(wèn)題，世界范圍內(nèi)的研究者開(kāi)發(fā)出T7X過(guò)時(shí)效熱處理狀態(tài)[9-10]，典型的過(guò)時(shí)效狀態(tài)為T(mén)76、T74、T73，犧牲部分強(qiáng)度指標(biāo)，提高了合金的耐腐蝕性能。雖然近年來(lái)很多研究者探索非等溫時(shí)效、三級(jí)回歸時(shí)效等新工藝用于7050合金，期待在不降低強(qiáng)度的基礎(chǔ)上提高耐蝕性能[11-14]，但應(yīng)用最廣泛的依舊是T7X雙級(jí)過(guò)時(shí)效狀態(tài)，例如7050-T74板材或鍛件大量用于西方的第三代戰(zhàn)機(jī)F-15、F-16、F/A-18、軍用運(yùn)輸機(jī)C-17以及波音、空客等民用飛機(jī)的主體結(jié)構(gòu)件，7050-T76/T74/T73型材也已在國(guó)外軍、民用飛機(jī)上得到廣泛應(yīng)用。目前，研究人員對(duì)T7X過(guò)時(shí)效狀態(tài)7050鋁合金做了大量研究，主要集中在時(shí)效工藝及微觀組織研究、熱成型工藝研究、半成品殘余應(yīng)力調(diào)控等方面[15-18]。鋁合金在服役過(guò)程中會(huì)經(jīng)歷短時(shí)高溫的服役環(huán)境，近年已有文章報(bào)道了1050、2024、6061、7D04鋁合金高溫力學(xué)性能及斷裂行為的研究結(jié)果[19-22]，但7050鋁合金在高溫環(huán)境下組織性能的變化以及不同過(guò)時(shí)效程度對(duì)7050合金不同溫度環(huán)境中斷裂行為的影響鮮見(jiàn)報(bào)道。

本工作開(kāi)展7050鋁合金過(guò)時(shí)效程度對(duì)不同溫度下的組織、性能及斷裂行為的影響研究，對(duì)比不同過(guò)時(shí)效程度在室溫及高溫（100 ℃、125 ℃、150 ℃、175 ℃）條件下對(duì)7050合金力學(xué)性能、微觀組織演變、斷裂行為的影響規(guī)律，除了室溫強(qiáng)韌化、耐蝕性能，高溫瞬時(shí)的力學(xué)行為也對(duì)飛機(jī)選材具有重要的意義，可以為飛機(jī)不同部位7050鋁合金熱處理狀態(tài)的選擇提供借鑒。

1 實(shí)驗(yàn)及方法

1.1 實(shí)驗(yàn)材料

所用的材料是西南鋁業(yè)（集團(tuán)）有限責(zé)任公司生產(chǎn)的7050鋁合金鍛件，合金化學(xué)成分見(jiàn)表1。合金的時(shí)效狀態(tài)分別為T(mén)76、T74、T73，其中T76為淺過(guò)時(shí)效狀態(tài)，具體工藝為120 ℃/5 h + 177 ℃/4 h；T74為中度過(guò)時(shí)效狀態(tài)，具體工藝為120 ℃/5 h +177 ℃/8 h；T73為深過(guò)時(shí)效狀態(tài)，具體工藝為120 ℃/5 h + 177 ℃/12 h。

表1 7050鋁合金的化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%）Table 1 Chemical composition of 7050 aluminum alloy（mass fraction/%）

1.2 性能測(cè)試及微觀組織觀察

拉伸性能在Instron 5887電子萬(wàn)能材料試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行，室溫拉伸、高溫拉伸分別按HB 5143、HB 5196標(biāo)準(zhǔn)進(jìn)行。拉伸溫度為室溫、100 ℃、125 ℃、150 ℃、175 ℃，每個(gè)溫度取5個(gè)平行試樣，至少3個(gè)有效數(shù)據(jù)，拉伸性能結(jié)果為有效數(shù)據(jù)的平均值。

不同溫度拉伸后的斷口形貌在S-4800型掃描電鏡下進(jìn)行觀察。合金微觀組織試樣在拉伸試樣標(biāo)距范圍內(nèi)用線切割切取，厚度約為0.5 mm，用砂紙打磨至50～70 μm，在雙噴電解減薄儀上進(jìn)行雙噴減薄，電解液為30%硝酸+70%甲醇（體積分?jǐn)?shù)）電解液溫度不超過(guò)?20 ℃。TEM形貌在CM-12型透射電子顯微鏡下觀察，觀察方向均為<011>方向。

2 結(jié)果與討論

2.1 過(guò)時(shí)效對(duì)7050鋁合金室溫拉伸性能及微觀組織的影響

不同過(guò)時(shí)效狀態(tài)7050鋁合金室溫拉伸性能測(cè)試結(jié)果如圖1所示。由圖1可以看出，隨著過(guò)時(shí)效程度的加深，屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度逐漸降低，伸長(zhǎng)率變化不大。深過(guò)時(shí)效T73狀態(tài)的屈服強(qiáng)度較淺過(guò)時(shí)效T76狀態(tài)降低36 MPa，抗拉強(qiáng)度降低27 MPa。

圖2是不同過(guò)時(shí)效狀態(tài)7050鋁合金室溫拉伸斷口形貌。如圖2所示，淺過(guò)時(shí)效T76狀態(tài)下，斷口以典型的片層狀沿晶斷裂形貌為主，同時(shí)具有極少量的韌窩；隨著過(guò)時(shí)效程度加深，在T74過(guò)時(shí)效狀態(tài)下，斷口呈現(xiàn)沿晶斷裂和韌窩斷裂的混合形貌；當(dāng)過(guò)時(shí)效狀態(tài)進(jìn)一步加深到T73時(shí)，斷口主要為韌窩斷裂，韌窩深度較T74狀態(tài)明顯增加，韌窩底部可見(jiàn)與鋁合金基體脫離的碎裂顆粒。

圖1 不同過(guò)時(shí)效狀態(tài)的7050鋁合金室溫拉伸性能（L向）Fig. 1 Strength and elongation of 7050 aluminum alloy under different over-aging conditions at room temperature（L direction）

2.2 過(guò)時(shí)效對(duì)7050鋁合金高溫拉伸性能及微觀組織的影響

選取T76和T73為代表的兩個(gè)過(guò)時(shí)效狀態(tài)，開(kāi)展不同溫度下高溫拉伸實(shí)驗(yàn)，結(jié)果見(jiàn)圖3。兩種時(shí)效狀態(tài)的合金強(qiáng)度均隨溫度的升高而逐漸降低。當(dāng)溫度從室溫升高到100 ℃，淺過(guò)時(shí)效T76狀態(tài)合金抗拉強(qiáng)度降低82 MPa、屈服強(qiáng)度降低43 MPa，屈服強(qiáng)度變化較抗拉強(qiáng)度更為平緩；當(dāng)溫度從100 ℃升高到125 ℃，抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度變化更為平緩，抗拉強(qiáng)度降低26 MPa、屈服強(qiáng)度降低19 MPa；當(dāng)溫度達(dá)到150 ℃時(shí)，抗拉強(qiáng)度降低41 MPa、屈服強(qiáng)度降低31 MPa，當(dāng)溫度為175 ℃時(shí)，抗拉強(qiáng)度降低31 MPa、屈服強(qiáng)度降低40 MPa。對(duì)于深過(guò)時(shí)效T73狀態(tài)，當(dāng)溫度從室溫升高到150 ℃時(shí)，強(qiáng)度變化趨勢(shì)與淺時(shí)效T76狀態(tài)一致，但當(dāng)溫度升高到175 ℃時(shí)，T73狀態(tài)合金強(qiáng)度降低幅度進(jìn)一步加大，抗拉強(qiáng)度降低47 MPa、屈服強(qiáng)度降低52 MPa。在整個(gè)溫度范圍內(nèi)，兩種過(guò)時(shí)效狀態(tài)合金的伸長(zhǎng)率均隨著溫度的升高而逐漸增加，深過(guò)時(shí)效狀態(tài)伸長(zhǎng)率增加幅度更高。

已有的研究表明，7000系合金在100 ℃和125 ℃兩個(gè)溫度下斷口形貌相當(dāng)，本研究中兩種過(guò)時(shí)效狀態(tài)合金在100 ℃時(shí)性能變化趨勢(shì)一致，因此選取125 ℃、150 ℃及175 ℃這三個(gè)溫度點(diǎn)研究高溫拉伸斷口和拉伸后析出相形貌。圖4是T76和T73為代表的兩個(gè)過(guò)時(shí)效狀態(tài)合金高溫拉伸斷口形貌。由圖4可以看出，在125 ℃溫度下，淺過(guò)時(shí)效T76狀態(tài)從室溫典型的片層狀沿晶斷裂形貌為主，轉(zhuǎn)變?yōu)轫g窩、沿晶、穿晶混合形貌，如圖4（a）和（b）所示；當(dāng)溫度升高到150 ℃時(shí)，斷口完全呈現(xiàn)韌窩特征，且韌窩尺寸顯著增大，韌窩底部可見(jiàn)因碎裂脫離基體的化合物顆粒，如圖4（c）和（d）所

圖2 不同過(guò)時(shí)效狀態(tài)的7050鋁合金室溫拉伸斷口形貌Fig. 2 SEM morphology of 7050 aluminum alloy under different over-aging conditions at room temperature（a），（b）T76；（c），（d）T74；（e），（f）T73

圖3 不同過(guò)時(shí)效狀態(tài)的7050鋁合金高溫拉伸性能（L向）Fig. 3 Strength and elongation of 7050 aluminum alloy under different over-aging conditions at different temperatures （a）T76；（b）T73

示；當(dāng)溫度升高到175 ℃時(shí)，韌窩側(cè)壁更加光滑，尺寸沒(méi)有明顯變化，如圖4（e）和（f）所示。對(duì)于深過(guò)時(shí)效狀態(tài)的合金，溫度在125 ℃時(shí)拉伸斷口就顯示出完全被韌窩覆蓋的特征，隨著溫度進(jìn)一步的升高，韌窩側(cè)壁更加光滑，韌窩尺寸顯著增加。

圖4 不同溫度下高溫拉伸斷口形貌Fig. 4 SEM morphology of high temperature tensile of 7050 aluminum alloy at different temperatures （a），（b）125 ℃ T76；（c），（d）150 ℃ T76；（e），（f）175 ℃ T76；（g），（h）125 ℃ T73；（i），（j）150 ℃ T73；（k），（l）175 ℃ T73

2.3 過(guò)時(shí)效程度對(duì)拉伸性能、微觀組織及斷裂行為的影響

上述研究結(jié)果表明，不同過(guò)時(shí)效程度的7050鋁合金拉伸性能與實(shí)驗(yàn)溫度以及微觀組織變化存在對(duì)應(yīng)關(guān)系。根據(jù)經(jīng)典的金屬材料強(qiáng)化理論[23]，合金變形時(shí)產(chǎn)生的位錯(cuò)與沉淀粒子之間存在切割和繞過(guò)兩種機(jī)制，當(dāng)沉淀相粒子尺寸較小，并與基體保持共格關(guān)系時(shí)，位錯(cuò)切過(guò)第二相粒子；當(dāng)沉淀相粒子尺寸較大并與基體不再保持共格關(guān)系，位錯(cuò)繞過(guò)第二相粒子。合金屈服強(qiáng)度取決于拉伸過(guò)程中位錯(cuò)啟動(dòng)所受阻力的大小[22]，位錯(cuò)切過(guò)粒子時(shí)所受阻力高于繞過(guò)機(jī)制，因此合金中析出相尺寸越小，含有共格析出相數(shù)量越多，位錯(cuò)需要切過(guò)更多的第二相粒子，合金的屈服強(qiáng)度就越高。

圖5為7050鋁合金在不同過(guò)時(shí)效狀態(tài)下的析出相TEM明場(chǎng)像?？梢园l(fā)現(xiàn)，隨著過(guò)時(shí)效程度的加深，T74過(guò)時(shí)效態(tài)與T76相比，晶內(nèi)析出相的尺寸略增大，晶界析出相略增大、分布更加斷續(xù)，晶界無(wú)析出帶（PFZ）寬度變化不大，因此T74狀態(tài)較T76狀態(tài)的屈服強(qiáng)度僅小幅度降低7 MPa；深過(guò)時(shí)效T73效態(tài)與T74相比，晶內(nèi)和晶界析出相數(shù)量明顯減少，析出相尺寸及析出相間距增大，因此屈服強(qiáng)度較T74狀態(tài)降低22 MPa，降低幅度增加。

圖5 不同過(guò)時(shí)效狀態(tài)的7050鋁合金微觀組織形貌Fig. 5 Microstructure morphology of 7050 aluminum alloy under different over-aging conditions（a），（b）T76；（c），（d）T74；（e），（f）T73

文獻(xiàn)研究[24]認(rèn)為，鋁合金斷裂包括穿晶剪切斷裂、穿晶韌窩斷裂、粗大相開(kāi)裂和沿晶開(kāi)裂共四種模式，室溫拉伸時(shí)，并伴隨微孔形核、長(zhǎng)大、聚集、斷裂的過(guò)程。本研究的三種熱處理狀態(tài)均為過(guò)時(shí)效，合金晶內(nèi)析出相和晶界第二相已發(fā)生長(zhǎng)大粗化，位錯(cuò)難以在一個(gè)滑移帶內(nèi)進(jìn)行運(yùn)動(dòng)，只能通過(guò)攀移或交滑移的方式向前推移，位錯(cuò)與析出相的作用機(jī)制為繞過(guò)。室溫下拉伸發(fā)生變形時(shí)，位錯(cuò)首先在晶內(nèi)或晶界的粗大第二相處塞積、增殖，在局部形成應(yīng)力集中導(dǎo)致微裂紋萌生，微裂紋繼續(xù)擴(kuò)展、匯聚形成主裂紋，最后斷裂。淺過(guò)時(shí)效T76狀態(tài)，晶界第二相分布較T74、T73狀態(tài)更為連續(xù)，由于PFZ較軟，位錯(cuò)在PFZ中大量增殖，在晶界第二相與PFZ交界處形成塞積，導(dǎo)致局部應(yīng)力集中，空洞優(yōu)先在PFZ處形成并迅速長(zhǎng)大、匯聚，呈現(xiàn)出沿晶斷裂的特征；此時(shí)晶內(nèi)析出相細(xì)小彌散，強(qiáng)化效果較好，僅在少量的殘余第二相周?chē)壬鸭y源，長(zhǎng)大后與晶界PFZ處裂紋匯聚，此時(shí)在斷口上可觀察到沿晶斷裂伴隨極少量的韌窩，如圖2（a）和（b）所示。當(dāng)過(guò)時(shí)效程度進(jìn)一步加深至T74狀態(tài)，因晶界第二相分布更加斷續(xù)，第二相間距增大，部分裂紋在晶界PFZ的匯聚被打破，因此斷口形貌中可以觀察到更多的韌窩，如圖2（c）和（d）所示。當(dāng)過(guò)時(shí)效程度進(jìn)一步加深至T73狀態(tài)，晶界第二相數(shù)量減少、尺寸和間距增大，在晶界塞積的位錯(cuò)向晶粒內(nèi)部運(yùn)動(dòng)，裂紋優(yōu)先在晶內(nèi)或晶界處的粗大第二相周?chē)壬?、增殖，斷裂后呈現(xiàn)穿晶韌窩型斷口，并在韌窩底部可見(jiàn)與鋁合金基體脫離的碎裂第二相顆粒，如圖2（e）和（f）所示。沿晶斷裂和穿晶韌窩斷裂方式如圖6所示。

如前文所述，合金屈服強(qiáng)度取決于位錯(cuò)啟動(dòng)所受阻力的大小，對(duì)于高溫變形情況下的7050合金來(lái)說(shuō)，位錯(cuò)開(kāi)動(dòng)阻力來(lái)自不同溫度下的位錯(cuò)激活能以及析出相對(duì)位錯(cuò)的釘扎作用。隨著溫度的升高，合金中位錯(cuò)激活能降低，位錯(cuò)開(kāi)動(dòng)阻力明顯降低，導(dǎo)致屈服強(qiáng)度下降。

圖7是T76和T73為代表的兩個(gè)過(guò)時(shí)效狀態(tài)合金高溫拉伸后析出相形貌。已有的研究結(jié)果表明[22]，當(dāng)溫度超過(guò)100 ℃時(shí)，7000系鋁合金晶內(nèi)開(kāi)始析出η′相，超過(guò)150 ℃時(shí)，析出相進(jìn)入快速粗化長(zhǎng)大階段，隨著溫度升高粗化速度加快。對(duì)于兩種過(guò)時(shí)效狀態(tài)7050合金，當(dāng)拉伸溫度為125 ℃時(shí)，與室溫拉伸后相比，晶內(nèi)析出相密度略有升高，出現(xiàn)了更多的細(xì)小彌散的析出相，如圖7（a）、（b）、（g）、（h）所示，析出相的位錯(cuò)釘扎作用抵消了一部分高溫軟化效應(yīng)，因此合金的屈服強(qiáng)度下降較為平緩，兩種時(shí)效狀態(tài)屈服強(qiáng)度分別下降19 MPa和17 MPa。

圖6 沿晶斷裂和穿晶韌窩斷裂方式示意圖Fig. 6 Diagram of fracture mode （a）intergranular fracture；（b）dimple fracture

圖7 7050鋁合金不同溫度拉伸后析出相形貌，近<011>Fig. 7 Microstructure of 7050 aluminum alloy in <011> zone axis after stretched at different temperatures （a），（b）125 ℃ T76；（c），（d）150 ℃ T76；（e），（f）175 ℃ T76（g），（h）125 ℃ T73；（i），（j）150 ℃ T73；（k），（l）175 ℃ T73

當(dāng)拉伸溫度為150 ℃，兩種過(guò)時(shí)效狀態(tài)7050合金晶內(nèi)析出相密度降低，尺寸增大，拉伸溫度越高，粗化現(xiàn)象越顯著，粗化的析出相位錯(cuò)釘扎作用較弱，無(wú)法抵消因溫度升高引起的軟化作用，因此兩種時(shí)效狀態(tài)合金的屈服強(qiáng)度下降幅度提高，分別下降了31 MPa和32 MPa。當(dāng)拉伸溫度提高至175 ℃時(shí)，兩種過(guò)時(shí)效狀態(tài)7050合金晶內(nèi)析出相繼續(xù)粗化，深過(guò)時(shí)效T73狀態(tài)的粗化程度較T76狀態(tài)更為顯著，導(dǎo)致T73狀態(tài)屈服強(qiáng)度下降程度更快（52 MPa），T76狀態(tài)下降40 MPa。

高溫?cái)嗔研袨橐彩艿缴鲜鑫⒂^組織變化的影響。對(duì)于淺時(shí)效T76狀態(tài)合金，當(dāng)拉伸溫度為125 ℃時(shí)，在熱激活作用促進(jìn)下，裂紋在析出相與基體界面處同時(shí)萌生并擴(kuò)展，斷口呈現(xiàn)韌窩狀，沿晶剪切斷裂特征顯著弱化，如圖2（b）、圖4（b）所示。當(dāng)溫度升高到150 ℃、175 ℃時(shí)，位錯(cuò)激活能進(jìn)一步降低，裂紋在析出相/基體界面處同時(shí)萌生現(xiàn)象更顯著，沿晶剪切斷裂特征完全消失。斷口中尺寸較小的韌窩形成于晶內(nèi)小尺寸析出相與基體界面處，尺寸較大韌窩形成于晶內(nèi)或晶界大尺寸第二相與基體界面處；隨著溫度從150 ℃提高到175 ℃，小尺寸韌窩數(shù)量減少，大尺寸韌窩數(shù)量增多，這是因?yàn)楦邷叵潞辖疖浕鹞诲e(cuò)移動(dòng)較快，應(yīng)力集中充分釋放，裂紋萌生階段延長(zhǎng)，粗大第二相周?chē)辖鸹w塑性變形量增大并發(fā)生滑移，第二相脫落后形成孔洞；溫度越高，裂紋萌生時(shí)間和第二相/基體界面處的變形量越大，韌窩尺寸越大。對(duì)于深過(guò)時(shí)效T73狀態(tài)合金，即使在125 ℃拉伸時(shí)，斷口完全呈現(xiàn)韌窩斷裂的形貌，這是因?yàn)榫?nèi)和晶界的第二相尺寸及間距均大于T76狀態(tài)，有利于位錯(cuò)攀移和裂紋擴(kuò)展。

3 結(jié)論

（1）在室溫下拉伸時(shí)，7050鋁合金的斷裂行為由過(guò)時(shí)效程度決定。隨著過(guò)時(shí)效程度的加深，斷裂行為由沿晶斷裂向沿晶斷裂+韌窩斷裂混合、完全韌窩斷裂轉(zhuǎn)變；過(guò)時(shí)效程度越深，韌窩數(shù)量越多、尺寸越大，晶界析出相與位錯(cuò)交互作用是影響變形、斷裂行為的主要原因。

（2）過(guò)時(shí)效程度和拉伸溫度均對(duì)7050鋁合金高溫拉伸性能產(chǎn)生影響。當(dāng)拉伸溫度不超過(guò)150 ℃時(shí)，不同過(guò)時(shí)效程度合金強(qiáng)度下降幅度相當(dāng)，此時(shí)強(qiáng)度降低受溫度影響更顯著；當(dāng)拉伸溫度達(dá)到175 ℃，深過(guò)時(shí)效T73狀態(tài)合金的強(qiáng)度降低幅度大于淺過(guò)時(shí)效T76狀態(tài)，此時(shí)時(shí)效程度對(duì)強(qiáng)度的影響作用有所提升。

（3）過(guò)時(shí)效程度和拉伸溫度均對(duì)7050鋁合金高溫?cái)嗔研袨楫a(chǎn)生影響。在125～175 ℃范圍內(nèi)高溫拉伸，淺過(guò)時(shí)效T76狀態(tài)7050合金隨溫度的升高，斷口由滑移機(jī)制與第二相/基體界面滑脫混合的穿晶滑移+韌窩斷口轉(zhuǎn)變?yōu)榈诙?基體界面滑脫為主的韌窩型斷口；而深過(guò)時(shí)效T73狀態(tài)7050合金斷口在測(cè)試溫度范圍內(nèi)均呈現(xiàn)第二相/基體界面滑脫為主的韌窩型斷口。