周澤鵬，張 勁，鄧運(yùn)來(lái), 3，張新明, 3

?

Al-Cu-Mg合金蠕變成形熱處理工藝

周澤鵬1，張 勁2, 3，鄧運(yùn)來(lái)1, 3，張新明1, 3

(1. 中南大學(xué)材料科學(xué)與工程，長(zhǎng)沙 410083；2. 中南大學(xué)輕合金研究院，長(zhǎng)沙 410083；3. 中南大學(xué)高性能復(fù)雜制造國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，長(zhǎng)沙 410083)

采用掃描電鏡、透射電鏡、常溫拉伸、斷裂韌性、疲勞裂紋擴(kuò)展速率等測(cè)試方法對(duì)比研究蠕變時(shí)間、自然時(shí)效及人工時(shí)效對(duì)Al-Cu-Mg合金蠕變成形后的力學(xué)性能、疲勞裂紋擴(kuò)展性能和顯微組織的影響。結(jié)果表明：不同蠕變成形時(shí)間對(duì)合金的常溫力學(xué)性能影響較小，抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度的波動(dòng)幅度均在4%以?xún)?nèi)；相比于人工時(shí)效狀態(tài)，合金在自然時(shí)效狀態(tài)下綜合性能更好；試樣經(jīng)413 ℃、12 h蠕變成形后，再進(jìn)行T4時(shí)效處理得到最佳的綜合性能，通過(guò)該實(shí)驗(yàn)條件，成形試樣不僅具有較高的力學(xué)性能，而且有較高的延展性和疲勞裂紋擴(kuò)展性能。

Al-Cu-Mg合金；斷裂韌性；疲勞裂紋；擴(kuò)展速率

現(xiàn)代航空航天工業(yè)的快速發(fā)展，對(duì)鋁合金的綜合性能提出了更高的要求，高強(qiáng)、高韌、輕質(zhì)鋁合金已成為航空航天領(lǐng)域的主要結(jié)構(gòu)材料[1]。Al-Cu-Mg合金具有強(qiáng)度高、耐疲勞性能好、成形性?xún)?yōu)良等特點(diǎn)，是現(xiàn)代機(jī)身蒙皮、機(jī)身框架、機(jī)翼下蒙皮、翼肋和翼梁、尾翼的重要結(jié)構(gòu)材料[2?4]。部分航空鋁合金薄板構(gòu)件，由于外形曲率較大且變化復(fù)雜，承受著較大的增壓載荷，屬于疲勞危險(xiǎn)區(qū)，必須控制加工應(yīng)力水平與裂紋生成幾率以保證其使用壽命[5]。傳統(tǒng)的成形方法采用退火態(tài)薄板常溫拉延工藝，對(duì)于材料本身的延展性與抗疲勞裂紋性能要求很高，且較難控制材料的制造穩(wěn)定性，性能損失較大[6]。

蠕變成形是利用金屬材料在熱處理溫度下蠕變而產(chǎn)生應(yīng)力松弛現(xiàn)象的特性，達(dá)到成形目標(biāo)的同時(shí)獲得材料熱處理后的性能改善[7?10]。相比于傳統(tǒng)塑性成形方法，蠕變成形技術(shù)可加工具有復(fù)雜曲面的零件，不僅提高了材料性能，而且滿(mǎn)足成形精度要求、工藝可重復(fù)性高的要求。張勁等[11]對(duì)單、雙曲率蠕變成形后板材的性能進(jìn)行研究，發(fā)現(xiàn)蠕變時(shí)間及時(shí)效制度對(duì)板材的性能有較大影響。趙飛等[12]分析時(shí)效制度對(duì)合金微觀(guān)組織的影響，結(jié)果表明：蠕變成形可使得合金晶粒被進(jìn)一步壓扁拉長(zhǎng)，晶內(nèi)沉淀相由點(diǎn)狀變?yōu)殚L(zhǎng)條狀且呈現(xiàn)出一定的方向性。黃碩等[13]對(duì)單曲率蠕變成形后樣品的回彈率進(jìn)行研究，確定了2324鋁合金蠕變本構(gòu)方程中的材料常數(shù)，并進(jìn)行有限元分析。蠕變成形工藝具有成形應(yīng)力低、加工裂紋幾率低、殘余應(yīng)力水平低，耐疲勞和抗應(yīng)力腐蝕能力好的特點(diǎn)，并已成功應(yīng)用于A330/340、A380等飛機(jī)機(jī)翼整體壁板的制造中，在未來(lái)大型民用/軍用航空航天制造工業(yè)中具有相當(dāng)大的潛力[14?16]。

本文作者利用退火溫度下鋁合金的優(yōu)良塑性，結(jié)合蠕變成形方法在降低內(nèi)應(yīng)力和裂紋幾率方面的優(yōu)勢(shì)，設(shè)計(jì)了一種退火態(tài)Al-Cu-Mg合金蠕變成形方法，探索提高Al-Cu-Mg合金薄板構(gòu)件綜合性能的新路線(xiàn)，為航空航天薄板構(gòu)件制造提供參考。

1 實(shí)驗(yàn)

本試驗(yàn)中所用材料為2124鋁合金熱軋板，化學(xué)成分如表1所列。從尺寸大小為1500 mm×600 mm×5 mm的鋁合金熱軋板上，用剪切機(jī)沿軋制方向取樣，選取實(shí)驗(yàn)試樣的尺寸大小為280 mm×95 mm×5 mm。

表1 2124鋁合金熱軋板的化學(xué)成分

使用實(shí)驗(yàn)室制造的四點(diǎn)彎曲實(shí)驗(yàn)設(shè)備對(duì)試樣進(jìn)行單曲率的彎曲蠕變時(shí)效成形，模具工裝如圖1所示。將板材試樣置于支架凹槽內(nèi)，通過(guò)螺栓自下向上對(duì)壓板機(jī)械加力，安裝于底座的導(dǎo)柱與壓板的導(dǎo)套采用過(guò)盈配合，導(dǎo)柱導(dǎo)套起導(dǎo)向作用，可保證固定于壓板上的左右圓管同時(shí)垂直作用于板材。通過(guò)調(diào)節(jié)底部絲桿將樣品壓彎至半徑為1 m，然后，將整個(gè)模具置于中頻爐內(nèi)進(jìn)行高溫蠕變成形。對(duì)所取試樣在413 ℃退火溫度下進(jìn)行蠕變成形，成形時(shí)間分別為4、8、12 h，隨后對(duì)合金進(jìn)行493 ℃、45 min固溶處理并使用水浴淬火，最后將樣品分為2組，分別進(jìn)行自然時(shí)效和190 ℃、12 h人工時(shí)效處理。試樣編號(hào)與具體實(shí)驗(yàn)條件如表2所列。

圖1 單曲率四點(diǎn)彎曲蠕變成形裝置

表2 2124鋁合金熱軋板試樣編號(hào)與具體實(shí)驗(yàn)條件

采用CSS?44100型萬(wàn)能材料試驗(yàn)機(jī)，以2 mm/min的拉伸速率進(jìn)行室溫拉伸試驗(yàn)，每組試驗(yàn)選取5個(gè)平行樣品，通過(guò)平均值計(jì)算得出相應(yīng)力學(xué)性能；在MTS810動(dòng)態(tài)疲勞的試驗(yàn)機(jī)上以1 mm/min的拉伸速率測(cè)試材料斷裂韌性；在MTS810?50kN型試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行板材的裂紋擴(kuò)展速率測(cè)試。采用Philips Sirion200型掃描電鏡(SEM)觀(guān)察樣品的斷口形貌和韌窩的大小及分布；在JEOL?2100F型透射電鏡(TEM)下觀(guān)察析出相的形貌和分布，加速電壓為150 kV，TEM樣品采用雙噴電解法制備，電解液配比為20%HNO3+ 80%CH3OH(體積分?jǐn)?shù))，溫度控制在?30 ℃左右。

2 結(jié)果與討論

2.1 常溫拉伸性能

表3所列為合金經(jīng)自然時(shí)效和人工時(shí)效處理狀態(tài)下常溫拉伸性能的測(cè)試結(jié)果。由表3可知，在自然時(shí)效制度下，合金的抗拉強(qiáng)度為475.5~483.2 MPa，波動(dòng)幅度為1.6%；屈服強(qiáng)度為301.1~312.7 MPa，波動(dòng)幅度為3.8%；同時(shí)，合金擁有良好的延展性，其伸長(zhǎng)率達(dá)到19.4%~20.7%。而在人工時(shí)效制度下，樣品的抗拉強(qiáng)度穩(wěn)定在480~483.7 MPa，僅有0.7%的波動(dòng)；屈服強(qiáng)度則相對(duì)較高，分別為407.3、389.4和396.9 MPa；伸長(zhǎng)率方面，除了試樣5達(dá)到11.7%，試樣4和6僅為9.2%及9.7%。實(shí)驗(yàn)數(shù)據(jù)顯示，人工時(shí)效狀態(tài)下試樣4、5、6的屈服強(qiáng)度比自然時(shí)效狀態(tài)下試樣1、2、3的高約80 MPa，較為明顯；而抗拉強(qiáng)度相差在5MPa之內(nèi)，基本相同；但自然時(shí)效狀態(tài)下合金的伸長(zhǎng)率約比人工時(shí)效狀態(tài)高100%，相差幅度顯著。由此可見(jiàn)，在抗拉強(qiáng)度幾乎相同的情況下，合金在自然時(shí)效狀態(tài)下具有更好的延展性。

表3 自然時(shí)效和人工時(shí)效狀態(tài)下的常溫拉伸性能

1) Samples 1, 2, 3: natural aging; Samples 4, 5, 6: artificial aging

圖2所示為不同蠕變成形時(shí)間及時(shí)效制度下合金的TEM像及相應(yīng)衍射斑點(diǎn)。通過(guò)圖2可以清晰地觀(guān)察到不同蠕變時(shí)間及時(shí)效制度下合金晶內(nèi)強(qiáng)化相析出形態(tài)，而晶內(nèi)析出相是合金強(qiáng)化的主要因素[17?18]。從圖2(a)、(b)、(c)中可以看出，在自然時(shí)效狀態(tài)下，合金晶內(nèi)都分布著少量粗大的棒狀或圓形粒子(見(jiàn)圖2(b)中箭頭)，這些棒狀粒子為含Mn雜質(zhì)相，而圓形粒子為含F(xiàn)e雜質(zhì)相。從A1-Cu-Mg合金的脫溶機(jī)制來(lái)看，淬火后自然時(shí)效過(guò)程中，合金中的的Cu原子和Mg原子將在基體中沿á100?方向富集，形成極細(xì)小的GPB 區(qū)，由于GPB區(qū)產(chǎn)生的應(yīng)變襯度很小，因此在普通透射電鏡下難以直接觀(guān)察其形貌，圖2(c)中的基體斑點(diǎn)間出現(xiàn)的微弱星芒表明了GPB區(qū)的存在。從圖2(d)、(e)、(f)中可觀(guān)察到，經(jīng)190 ℃、12 h人工時(shí)效，晶粒內(nèi)部存在著細(xì)長(zhǎng)的相互垂直的針狀析出相(見(jiàn)圖2(f))，這些針狀析出相為Al2CuMg(′相)，在{210}慣習(xí)面沿著[100]Al方向生長(zhǎng)，這也正是試樣1~3的屈服強(qiáng)度明顯低于試樣4~6的原因。從圖2(d)、(e)、(f)中也可以看出，蠕變時(shí)效成形時(shí)間越長(zhǎng)，引入的位錯(cuò)越多，位錯(cuò)密度越大，位錯(cuò)分布隨蠕變成形時(shí)間增長(zhǎng)而致密。

圖2 不同蠕變成形時(shí)間及時(shí)效制度下合金的TEM像及相應(yīng)衍射斑點(diǎn)

2.2 斷裂韌性(Kahn撕裂)

Kahn撕裂試驗(yàn)廣泛用于表征時(shí)效硬化型鋁合金的斷裂韌性，可通過(guò)撕裂強(qiáng)度(T)和單位面積裂紋形核功(U)表征斷裂韌性，其中UIE與Q2(Q為斷裂韌性)之間呈線(xiàn)性關(guān)系[19?20]，這就表明UIE值的大小，可以反映出合金斷裂韌性的高低。

根據(jù)表4中的數(shù)據(jù)可以看出，在自然時(shí)效下(試樣1~3)，隨著蠕變成形時(shí)間從4 h增加至8 h和12 h，合金撕裂強(qiáng)度及U值也逐漸提高。這表明在自然時(shí)效條件下，增加蠕變成形時(shí)間有利于合金斷裂韌性的提高。通過(guò)試驗(yàn)數(shù)據(jù)可發(fā)現(xiàn)，493 ℃、12 h蠕變成形加工條件下，合金擁有最好的斷裂韌性，其中U較自然時(shí)效狀態(tài)下蠕變成形4 h提升39.9 N/mm，T提升27.1 MPa。而在相同蠕變成形制度下，合金通過(guò)自然時(shí)效加工后撕裂強(qiáng)度及U均較人工時(shí)效有顯著提升，相比于蠕變成形12 h后進(jìn)行人工時(shí)效的合金，撕裂強(qiáng)度提高77.6 MPa，U提高119.5 N/mm，近乎為人工時(shí)效U的2倍。在人工時(shí)效制度下，可以發(fā)現(xiàn)合金的撕裂強(qiáng)度及U隨著蠕變成形時(shí)間的增加出現(xiàn)了先升后降的情況，在493 ℃蠕變成形8 h處達(dá)到最大，相應(yīng)的U為169.6 N/mm，撕裂強(qiáng)度為540.1 MPa。

表4 不同時(shí)效制度下Al-Cu-Mg合金的斷裂韌性

圖3所示為不同熱處理狀態(tài)下Kahn撕裂斷口形貌的SEM像。在自然時(shí)效狀態(tài)下，從圖3(a)斷口形貌中可看出，斷裂方式由韌窩型穿晶斷裂和沿晶斷裂組成，韌窩較少，且相對(duì)較小，尺寸大多在10 μm左右，隨著蠕變成形時(shí)間的增長(zhǎng)，斷裂方式轉(zhuǎn)變?yōu)榇┚嗔?，可明顯看到韌窩中的第二相粒子(如圖3(b)所示)，當(dāng)位錯(cuò)在運(yùn)動(dòng)中遇到了第二相粒子時(shí)，由于第二相粒子對(duì)位錯(cuò)有阻礙的作用，因此，會(huì)在此處產(chǎn)生裂紋。而當(dāng)蠕變成形時(shí)間繼續(xù)增長(zhǎng)到12 h時(shí)，可觀(guān)察到韌窩尺寸明顯增大，韌窩深度變深，且在大韌窩附近包圍分布著許多小韌窩(如圖3(c)所示)，所以，此時(shí)合金韌性較好，延展性較大，表征斷裂韌性的U值也較大。

圖3 不同熱處理狀態(tài)下合金的Kahn撕裂斷口形貌

在人工時(shí)效狀態(tài)下，通過(guò)斷口形貌可看出合金發(fā)生了明顯的韌窩型沿晶斷裂(見(jiàn)圖3(d)和(f))，合金的延伸性及塑形較差，通過(guò)圖3(f)可觀(guān)察到斷口處韌窩較少，并伴有明顯的撕裂棱。根據(jù)圖3可發(fā)現(xiàn)，人工時(shí)效在提高合金強(qiáng)度的同時(shí)，也明顯降低了合金的塑形，單位面積裂紋形核功U值的降低也充分說(shuō)明了這一點(diǎn)。

2.3 疲勞裂紋擴(kuò)展速率

圖4所示為蠕變成形時(shí)間對(duì)合金疲勞裂紋擴(kuò)展速率的影響，試驗(yàn)在應(yīng)力比=0.1，加載頻率=10 Hz，加載力=2.15 kN的條件下進(jìn)行，波形選用正弦波。由圖4可看出，合金的疲勞裂紋擴(kuò)展速率曲線(xiàn)呈現(xiàn)“S”型變化規(guī)律，整個(gè)曲線(xiàn)分為3個(gè)區(qū)域，即疲勞裂紋萌生階段、穩(wěn)態(tài)擴(kuò)展階段和失穩(wěn)擴(kuò)展階段[21]。在自然時(shí)效狀態(tài)下，蠕變成形時(shí)間對(duì)合金疲勞裂紋擴(kuò)展速率有較大的影響，當(dāng)蠕變時(shí)效時(shí)間為12 h時(shí)，合金裂紋擴(kuò)展速率曲線(xiàn)明顯低于4和8 h(見(jiàn)圖4(a))。從測(cè)得的實(shí)驗(yàn)數(shù)據(jù)可知，當(dāng)Δ＜5 MPa·m1/2時(shí)，3種狀態(tài)的d/d都小于4×10?5 mm/cycle，為裂紋擴(kuò)展第Ⅰ階段；當(dāng)Δ=5 MPa·m1/2時(shí)，試樣1的疲勞裂紋擴(kuò)展速率為2.8×10?5mm/cycle，試樣2的疲勞裂紋擴(kuò)展速率為3.6×10?5mm/cycle，而試樣3的疲勞裂紋擴(kuò)展速率僅為3.3×10?6mm/cycle。隨著應(yīng)力強(qiáng)度幅值Δ的增大，3種蠕變成形制度的疲勞裂紋擴(kuò)展速率間的差距逐漸縮小，直至最終基本均于Δ約為30 MPa·m1/2處斷裂。

圖4 蠕變成形時(shí)間對(duì)合金疲勞裂紋擴(kuò)展速率的影響

在人工時(shí)效狀態(tài)下，蠕變成形時(shí)間對(duì)合金疲勞裂紋擴(kuò)展速率的影響較小，3條曲線(xiàn)基本重合(如圖4(b)所示)，其中蠕變成形8 h的d/d值較另外兩種制度更小且非常穩(wěn)定，在穩(wěn)態(tài)擴(kuò)展階段d/d基本保持在1×10?4~2×10?4mm/cycle之間。

圖5所示為時(shí)效制度對(duì)合金裂紋擴(kuò)展速率的影響。由圖5可見(jiàn)，在3種蠕變成形工藝下，自然時(shí)效制度的d/d?Δ曲線(xiàn)均低于人工時(shí)效制度，表明自然時(shí)效制度下，合金的疲勞裂紋擴(kuò)展性能優(yōu)于人工時(shí)效制度下的性能。其中蠕變成形12 h下兩種時(shí)效制度所體現(xiàn)的疲勞裂紋擴(kuò)展速率差別最大，當(dāng)Δ=4 MPa·m1/2時(shí)，自然時(shí)效制度下的疲勞裂紋擴(kuò)展速率為6×10?7mm/cycle，人工時(shí)效制度下的疲勞裂紋擴(kuò)展速率為7.6×10?5mm/cycle。而當(dāng)Δ=10 MPa·m1/2時(shí)，自然時(shí)效制度下的疲勞裂紋擴(kuò)展速率為5.4×10?5mm/cycle，人工時(shí)效制度下的疲勞裂紋擴(kuò)展速率為3.8×10?4mm/cycle。這也表明不同時(shí)效狀態(tài)對(duì)合金的疲勞裂紋擴(kuò)展速率影響很大。

圖5 不同時(shí)間下時(shí)效制度對(duì)合金裂紋擴(kuò)展速率的影響

3 結(jié)論

1) 不同蠕變成形時(shí)間對(duì)合金的常溫力學(xué)性能影響較小，抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度的波動(dòng)幅度均在4%以?xún)?nèi)；而在斷裂韌性及疲勞裂紋擴(kuò)展速率方面，自然時(shí)效狀態(tài)下，在蠕變成形12 h時(shí)，合金具有最佳的疲勞性能；在人工時(shí)效狀態(tài)下，相對(duì)于其他蠕變成形制度，蠕變成形8 h時(shí)的疲勞性能較好。

2) 經(jīng)413 ℃蠕變成形12 h后，進(jìn)行自然時(shí)效的試樣綜合力學(xué)性能最好，在該加工工藝下，合金的抗拉強(qiáng)度為475.5 MPa，屈服強(qiáng)度為312.7 MPa，伸長(zhǎng)率達(dá)到了20.7%，U為251.8 N/mm，撕裂強(qiáng)度為595.6 MPa，其疲勞裂紋擴(kuò)展速率最低，在Δ=4 MPa·m1/2時(shí)，d/d僅為6×10?7mm/cycle；在該加工制度下，合金不僅具有較高的強(qiáng)度，同時(shí)，其延展性和疲勞裂紋擴(kuò)展性能也大幅提高。

目前國(guó)內(nèi)已有文章也談及東非某國(guó)抗震設(shè)防烈度的取值方法[2]，本文試圖以其他地區(qū)幾個(gè)海外項(xiàng)目為例，淺析海外巖土工程勘察工作中抗震設(shè)防烈度的采取方法，供從業(yè)者參考。

3) 相比于人工時(shí)效狀態(tài)，合金在自然時(shí)效狀態(tài)下，抗拉強(qiáng)度與人工時(shí)效狀態(tài)基本相同，雖然屈服強(qiáng)度低80 MPa，但伸長(zhǎng)率高出近100%；且在蠕變成形12 h制度下，T較人工時(shí)效狀態(tài)高77.6 MPa，U高119.5 N/mm，近乎為人工時(shí)效U的2倍；在疲勞裂紋擴(kuò)展第Ⅰ、第Ⅱ階段，合金的d/d明顯低于人工時(shí)效狀態(tài)的。

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Creep forming heattreatment technology of Al-Cu-Mg alloy

ZHOU Ze-peng1, ZHANG Jin2, 3, DENG Yun-lai1, 3, ZHANG Xin-ming1, 3

(1.School of Material Science and Engineering, Central South University, Changsha 410083, China;2. School of Light Alloy Research, Central South University, Changsha 410083, China;3. Key Laboratory of Nonferrous Materials Science and Engineering, Ministry of Education, Central South University, Changsha 410083, China)

Using scanning electron microscopy (SEM), transmission electron microscopy (TEM), room temperature tensile, fracture toughness and fatigue crack propagation rate and other test methods, the effects of natural aging and artificial aging on the mechanical properties, fatigue crack growth performance and the microstructure after creep time of Al-Cu-Mg alloy creep forming were investigated. The results show that the different creep forming time has less influence on the room temperature mechanical properties of alloy with the fluctuate of tensile strength and yield strength within 4%. Compared with the artificial aging, the comprehensive performance of alloy under natural ageing state is better. The best comprehensive performance of sample is obtained under the experimental conditions of (413 ℃, 12 h) creep forming and T4 aging treatment. Through the experimental conditions, the forming sample has not only high mechanical properties, but also high ductility and fatigue crack propagation performance.

Al-Cu-Mg alloy; fracture toughness; fatigue crack; propagation rate

Project(2012CB619500) supported by the National Basic Research Development Program of China; Project(51375503) supported by the National Natural Science Foundation of China; Project (2016YFB0300901) supported by the National Key Research and Development Program

2015-12-28; Accepted date:2016-05-17

DENG Yun-lai; Tel: +86-13873152095; E-mail: luckdeng@csu.edu.cn

1004-0609(2016)-08-1607-08

TG146.2

A

國(guó)家重點(diǎn)基礎(chǔ)研究發(fā)展計(jì)劃資助項(xiàng)目(2012CB619500)；國(guó)家自然科學(xué)基金資助項(xiàng)目(51375503)；國(guó)家重點(diǎn)研發(fā)計(jì)劃(2016YFB0300901)

2015-12-28；

2016-05-17

鄧運(yùn)來(lái)，教授，博士；電話(huà)：13873152095；E-mail: luckdeng@csu.edu.cn

(編輯 李艷紅)