李 超， 戴圣龍， 張 坤， 汝繼剛

(北京航空材料研究院，北京100095)

新型航空器的設(shè)計(jì)對(duì)飛機(jī)的安全性、長(zhǎng)壽命和高效率等提出更高的要求，而大量采用高強(qiáng)鋁合金整體壁板將是滿足上述要求的重要技術(shù)途徑之一［1～3］。整體壁板零件所具有的帶筋條和型面折彎等特征，使成形難度和成形質(zhì)量問(wèn)題日益突出，而時(shí)效成形工藝是解決復(fù)雜整體壁板成形質(zhì)量和提高使用壽命的有效工藝途徑［4，5］，時(shí)效成形的本質(zhì)是實(shí)現(xiàn)零件外形和性能的協(xié)同控制，它利用金屬的蠕變特性將成形與時(shí)效同步進(jìn)行，在完成零件成形的同時(shí)又改善零件的性能，有效克服了傳統(tǒng)成形工藝于制造大型構(gòu)件的困難，可以更好地成形具有大曲率復(fù)雜外形的整體壁板類零件，并且很好地契合了壁板類構(gòu)件低應(yīng)力、小變形、長(zhǎng)壽命、高效率的設(shè)計(jì)要求，同時(shí)該方法具有生產(chǎn)成本低、生產(chǎn)周期短、成形后零件抗疲勞性能好等優(yōu)點(diǎn)，從而迅速成為整體壁板類零件的首選成形工藝。

時(shí)效成形的理論和實(shí)驗(yàn)研究開始于20世紀(jì)80年代中期，經(jīng)過(guò)幾十年的研究和探索，該工藝方法已經(jīng)得到了長(zhǎng)足的發(fā)展［6～8］。在蠕變變形的研究方面，2004年K.C.Ho，J.Lin［9］等人基于“蠕變損傷統(tǒng)一理論”提出的本構(gòu)模型最具代表性，它實(shí)現(xiàn)了對(duì)蠕變變形的高精度預(yù)測(cè);而在蠕變過(guò)程中顯微組織演變以及性能的變化研究方面，一些學(xué)者開展了探索性研究，有集中在Al-Cu系合金的應(yīng)力時(shí)效研究［10～12］，也有針對(duì) 6156鋁合金的蠕變時(shí)效研究［13］，但對(duì)7xxx系高強(qiáng)鋁合金應(yīng)力時(shí)效的研究報(bào)道則少之又少，而7xxx系高強(qiáng)鋁合金在機(jī)翼整體壁板上又具有廣闊的應(yīng)用潛力，基礎(chǔ)研究與實(shí)際需求差距較大，因此，本工作針對(duì)7050厚板，從熱力學(xué)、析出動(dòng)力學(xué)角度研究在時(shí)效成形過(guò)程應(yīng)力對(duì)材料微結(jié)構(gòu)演變及力學(xué)性能的影響，探討其作用機(jī)理。

1 實(shí)驗(yàn)設(shè)計(jì)

實(shí)驗(yàn)材料選用7050鋁合金預(yù)拉伸厚板，其實(shí)際的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)為:Zn 6.06，Mg 2.20，Cu 2.12，Zr 0.11，F(xiàn)e 0.08，Si 0.04，余量為Al，狀態(tài)為預(yù)時(shí)效態(tài)。材料的力學(xué)性能:σ0.2=475MPa，σb= 605MPa，δ=14.4%。應(yīng)力時(shí)效(也稱作蠕變?cè)囼?yàn))在熱環(huán)境電子萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行，變形沿L方向。透射電鏡試樣經(jīng)機(jī)械減薄至80μm后，在25%的甲醇酒精溶液中進(jìn)行雙噴減薄。在PHPILIPS EM400透射電鏡上觀察試樣的顯微組織。采用 HD-1000TM硬度儀測(cè)量試樣的顯微硬度。

170℃/300MPa進(jìn)行應(yīng)力時(shí)效時(shí)的蠕變曲線如圖1所示。當(dāng)時(shí)效時(shí)間達(dá)到8h時(shí)，曲線基本進(jìn)入蠕變的第三階段。對(duì)于時(shí)效成形工藝而言，其成形過(guò)程主要在蠕變的穩(wěn)態(tài)階段進(jìn)行(蠕變的第三階段對(duì)材料性能損傷較大)，因此，在當(dāng)前的應(yīng)力水平下最長(zhǎng)的應(yīng)力時(shí)效時(shí)間不能超過(guò)7.5h。

圖1 170℃/300MPa蠕變曲線Fig.1 Creep curves at170℃/300MPa

為了揭示應(yīng)力在時(shí)效過(guò)程中的作用，本工作制定的實(shí)驗(yàn)方案如表1所示，每種條件至少重復(fù)進(jìn)行5次實(shí)驗(yàn)，以保證實(shí)驗(yàn)精度。

表1 應(yīng)力時(shí)效實(shí)驗(yàn)方案Table 1 Experimental procedure

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果

2.1 應(yīng)力對(duì)合金時(shí)效后微觀組織的影響

圖2所示為試樣在170℃經(jīng)過(guò)不同應(yīng)力水平時(shí)效7.5h后的顯微組織，圖2a，b為合金晶內(nèi)析出相分布及晶界無(wú)沉淀析出帶(PFZ)的照片，晶內(nèi)析出相細(xì)小彌散，晶界第二相呈鏈狀連續(xù)分布，PFZ的寬度較窄。圖2c為合金中位錯(cuò)分布情況，可見有少量線性位錯(cuò)分布在第二相質(zhì)點(diǎn)附近。從圖2d選區(qū)電子衍射照片可以明顯觀察到{1，(2n+1)/4，0}的位置有GP區(qū)的衍射斑點(diǎn)，同時(shí)在{220}/3的位置還觀察到η'相的衍射斑點(diǎn)，并觀察到針狀芒線［14，15］。因此說(shuō)明合金在無(wú)應(yīng)力的情況下時(shí)效7.5h，晶內(nèi)沉淀相主要是GP區(qū)、η'相與η相。

圖3所示為合金經(jīng)過(guò)300MPa應(yīng)力時(shí)效后的顯微組織。在圖3a，b中可以觀察到，晶內(nèi)析出相尺寸明顯大于無(wú)應(yīng)力時(shí)效狀態(tài)，在晶界上第二相不連續(xù)析出趨勢(shì)明顯，PFZ寬度明顯大于無(wú)應(yīng)力時(shí)效的情況。圖3c可以觀察到大量的位錯(cuò)，數(shù)量明顯大于無(wú)應(yīng)力時(shí)效狀態(tài)。在圖3d選區(qū)電子衍射照片中在{1，(2n+ 1)/4，0}的位置無(wú)GP區(qū)的衍射斑點(diǎn)，證明此狀態(tài)不存在GP區(qū)，同時(shí)在{220}/3的位置還可以清晰的觀察到η'相衍射斑點(diǎn)，并有針狀芒線，證明合金中η'相體積分?jǐn)?shù)較大，此外在形貌圖片中還可以觀察到大量平衡相η相析出，并且η相尺寸較大。

圖2 無(wú)應(yīng)力時(shí)效7.5h顯微組織及［100］Al選區(qū)電子衍射花樣圖 (a)晶內(nèi)析出相分布;(b)PFZ形貌; (c)位錯(cuò)形貌;(d)［100］Al選區(qū)電子衍射花樣圖Fig.2 TEM and SAED of artificial ageing 7.5h (a)distribution of precipitates in grains; (b)PFZmorphology;(c)dislocation morphology;(d)SAED of［100］Al

圖3 300MPa應(yīng)力時(shí)效7.5h顯微組織及［100］Al選區(qū)電子衍射花樣圖 (a)晶內(nèi)析出相分布;(b)PFZ形貌; (c)位錯(cuò)形貌;(d)［100］Al選區(qū)電子衍射花樣圖Fig.3 TEM and SAED of age forming 7.5h at300MPa (a)distribution of precipitates in grains; (b)PFZmorphology;(c)dislocation morphology; (d)SAED of［100］Al

2.2 應(yīng)力對(duì)合金時(shí)效后顯微硬度的影響

圖4a所示為合金在170℃進(jìn)行應(yīng)力時(shí)效后和無(wú)應(yīng)力時(shí)效后的顯微硬度隨時(shí)效時(shí)間的變化曲線?？捎^察到，無(wú)應(yīng)力時(shí)效時(shí)，時(shí)效初期為欠時(shí)效狀態(tài)，時(shí)效強(qiáng)化響應(yīng)較快，硬度快速上升，僅需要2h合金就進(jìn)入峰時(shí)效狀態(tài)，無(wú)應(yīng)力時(shí)效最高硬度值接近187HV;隨著時(shí)效時(shí)間的增加，合金很快達(dá)到峰時(shí)效，隨后進(jìn)入過(guò)時(shí)效狀態(tài)，硬度降低明顯。應(yīng)力時(shí)效條件也基本遵循相同的規(guī)律，但與無(wú)應(yīng)力時(shí)效相比，300MPa應(yīng)力時(shí)效時(shí)試樣最高硬度值接近178HV，低于無(wú)應(yīng)力時(shí)效值;此外，應(yīng)力時(shí)效時(shí)進(jìn)入峰時(shí)效時(shí)間較早，進(jìn)入過(guò)時(shí)效后合金顯微硬度下降速率略大。而從圖4b中可以看出在過(guò)時(shí)效階段顯微硬度隨著應(yīng)力水平的增加而逐漸降低。

圖4 試樣顯微硬度變化曲線 (a)應(yīng)力時(shí)效與無(wú)應(yīng)力時(shí)效顯微硬度隨時(shí)效時(shí)間變化曲線; (b)170℃/7.5h不同應(yīng)力水平時(shí)效后的顯微硬度Fig.4 Microhardness curves of samples (a)age forming vs artificial ageing;(b)microhardness at different stress level

上述規(guī)律可從這幾個(gè)角度進(jìn)行解釋:在7xxx系鋁合金中，析出相主要包括GP區(qū)、η'相和Η相，由于η相與基體非共格，造成的晶格畸變相對(duì)較小，同時(shí)η相間平均間距較大，對(duì)位錯(cuò)阻礙作用較小，強(qiáng)化效果很弱，因此，可認(rèn)為主要強(qiáng)化相為GP區(qū)和η'相，此外η'相強(qiáng)化效果更加明顯。

根據(jù)前人的研究結(jié)果［16，17］，可認(rèn)為在時(shí)效過(guò)程中，7xxx系鋁合金析出相析出順序可能包括以下三種情況:

① ssss→η;

② ssss→GP→η'→η;

③ ssss→GP→η。

若按照第一種析出順序析出，需要在較高的時(shí)效溫度下才能有機(jī)會(huì)實(shí)現(xiàn)，通常情況下不會(huì)發(fā)生，基本可以忽略;第二種和第三種析出順序，在鋁合金的時(shí)效過(guò)程中比較常見。

在本研究的范圍內(nèi)，預(yù)時(shí)效態(tài)的7050鋁合金(材料的原始態(tài))內(nèi)主要包含GP區(qū)以及少量η'相。對(duì)于無(wú)應(yīng)力時(shí)效而言，在時(shí)效初期，合金中的GP區(qū)快速轉(zhuǎn)變成η'相，合金硬化效果明顯，硬度曲線呈上升趨勢(shì)。隨著時(shí)效時(shí)間的增加，GP區(qū)逐漸減少，GP→η'過(guò)程相對(duì)弱化，新析出的η'數(shù)量也隨之減少，原有的η'也開始向η相轉(zhuǎn)變，η'→η的過(guò)程逐漸占主導(dǎo)地位，合金中強(qiáng)化相數(shù)量越來(lái)越少，合金軟化效果逐漸明顯，硬度曲線呈下降趨勢(shì)。(如圖4a所示)。

而對(duì)于應(yīng)力時(shí)效來(lái)說(shuō)，應(yīng)力的存在使合金產(chǎn)生了一定量的變形，在基體內(nèi)引入了一些位錯(cuò)(如圖3d所示)。由于位錯(cuò)與溶質(zhì)原子和空位之間存在彈性交互作用，使得位錯(cuò)周圍的溶質(zhì)原子和空位擴(kuò)散進(jìn)入位錯(cuò)中，GP→η更容易發(fā)生，在位錯(cuò)處形成粗大的η平衡相。在應(yīng)力時(shí)效初期，由于GP→η相變過(guò)程部分替代了GP→η'→η的過(guò)程，合金中主要強(qiáng)化相η'相數(shù)量少于無(wú)應(yīng)力的時(shí)效情況，強(qiáng)化效果減弱，因此HVcreep＜HVno-creep。

外加應(yīng)力越高，合金中的位錯(cuò)密度越大，因此，在時(shí)效過(guò)程中過(guò)飽和溶質(zhì)原子和空位通過(guò)短程擴(kuò)散進(jìn)入位錯(cuò)的體積分?jǐn)?shù)也隨之增加，這將導(dǎo)致在基體中均勻析出的GP區(qū)和η'相減少，而在位錯(cuò)上形成的η相增加，因此，產(chǎn)生了合金的顯微硬度值隨應(yīng)力的增加而降低的趨勢(shì)(圖4b所示)。

通過(guò)以上分析可得到3個(gè)結(jié)論:

(1)應(yīng)力時(shí)效的顯微硬度峰值出現(xiàn)時(shí)間略早于無(wú)應(yīng)力的時(shí)效;

(2)應(yīng)力時(shí)效的高硬度值及平臺(tái)時(shí)間小于無(wú)應(yīng)力的時(shí)效;

(3)加載的應(yīng)力水平越大顯微硬度值越低(過(guò)時(shí)效狀態(tài))。

以上3點(diǎn)表明應(yīng)力對(duì)時(shí)效具有明顯的加速作用，其作用機(jī)制將在下文進(jìn)行闡述。

3 分析及討論

外加應(yīng)力對(duì)析出相的作用體現(xiàn)在2個(gè)方面。

(1)外加應(yīng)力對(duì)析出相形核具有加速作用

在外加應(yīng)力的作用下，晶格發(fā)生了彈性變形。假設(shè)在應(yīng)力f作用方向發(fā)生了Δl的變形量，由熱力學(xué)第一定律可知，晶格內(nèi)能變化為:

式中d Q為晶格吸收的熱量，d W為晶格對(duì)外做的功。

由熱力學(xué)第二定律可知:

將(2)與(3)代入(1)得:

對(duì)于晶體來(lái)說(shuō)P d V=0，則有

因此，可認(rèn)為拉伸過(guò)程是一個(gè)吸熱過(guò)程。而在170℃應(yīng)力時(shí)效的環(huán)境，由于外加應(yīng)力拉伸效應(yīng)的存在，在相同的溫度下應(yīng)力時(shí)效會(huì)使基體吸收更多的熱量，其能量大于無(wú)應(yīng)力時(shí)效的情況。在無(wú)其他缺陷的情況，對(duì)于相同尺寸晶核來(lái)說(shuō)，由于應(yīng)力時(shí)效時(shí)基體的能量相對(duì)較高，因此更容易形核。

此外，應(yīng)力時(shí)效引起位錯(cuò)增加還對(duì)析出相的形核有一定的影響。假設(shè)析出相是球體，由臨界形核功可知，只有γα/β(界面能)和 Es(應(yīng)變能)盡可能小，才能有效地減小臨界形核功，有利于新相形核。

對(duì)于無(wú)應(yīng)力時(shí)效來(lái)說(shuō)，在析出初期，析出相很小，此時(shí)應(yīng)變能較小，而表面能很大。為了減小表面能，新相需要形成與基體晶格接近的亞穩(wěn)態(tài)過(guò)渡相，使體系能量降低。在析出后期，析出相長(zhǎng)大，應(yīng)變能上升為相變的主要阻力，則新相形成與基體非共格的穩(wěn)定相才有利于降低體系總能量。因此，一般時(shí)效過(guò)程析出規(guī)律為GP→η'→η。

而在應(yīng)力時(shí)效過(guò)程中，由于位錯(cuò)的存在合金中自由能增加，使得在位錯(cuò)上形核的幾率急劇增加。若新相在位錯(cuò)上形核，新相形成后原位錯(cuò)消失，釋放的彈性能量可有效降低形核功，使得GP→η的析出成為可能;若位錯(cuò)不消失，而是依附在新相界面上，成為半共格界面的位錯(cuò)部分，補(bǔ)償了界面的失配，降低了形核所需的界面應(yīng)變能，進(jìn)而降低了形核功，加速了析出相形核，促進(jìn)GP→η'→η的相變過(guò)程。

(2)外加應(yīng)力可促進(jìn)析出相長(zhǎng)大

由于η'相、η相與基體不完全共格，非共格界面的界面容納因子小，所以不能連續(xù)不斷地接受來(lái)自母相的原子，而只能利用界面的臺(tái)階進(jìn)行擴(kuò)散長(zhǎng)大。HHC理論及其修正模型［18］為:

式中，r為析出相平均半徑，β*為析出相長(zhǎng)大參數(shù)，Deff為溶質(zhì)原子的擴(kuò)散速率。當(dāng)應(yīng)力存在時(shí)，溶質(zhì)原子擴(kuò)散方程修正為［19］:

式中DL為晶格擴(kuò)散系數(shù)，φ為位向因子，L為位錯(cuò)長(zhǎng)度，b為泊氏矢量，ε為應(yīng)變量，C0為基體中的溶質(zhì)原子分?jǐn)?shù)，Dp為位錯(cuò)擴(kuò)散系數(shù)。

可以看出，Deff隨著位錯(cuò)線長(zhǎng)度、應(yīng)變量的增加而增加，應(yīng)力時(shí)效情況下的Deff明顯大于無(wú)應(yīng)力時(shí)效的情況。因此，應(yīng)力時(shí)效時(shí)，在外加應(yīng)力的作用下，合金中的位錯(cuò)密度顯著增加，運(yùn)動(dòng)的位錯(cuò)促進(jìn)了原子沿位錯(cuò)管進(jìn)行擴(kuò)散，進(jìn)而促進(jìn)了析出相的長(zhǎng)大。

4 結(jié)論

(1)與無(wú)應(yīng)力的人工時(shí)效相對(duì)比，應(yīng)力時(shí)效對(duì)合金顯微硬度影響比較明顯，應(yīng)力存在可以縮短欠時(shí)效態(tài)的7050鋁合金到達(dá)峰時(shí)效的時(shí)間，但峰值比無(wú)應(yīng)力時(shí)效時(shí)峰值略低。

(2)與無(wú)應(yīng)力的人工時(shí)效相比，應(yīng)力時(shí)效可明顯加速7050鋁合金中的析出相相變及長(zhǎng)大過(guò)程。

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