何維維, 陳軍洲, 戴圣龍*, 伊琳娜, 李惠曲

（1．中國航發(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飽和固溶體中析出的沉淀相類型和尺寸[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時效處理是美國20世紀(jì)40年代研發(fā)出的峰值時效狀態(tài)，可以通過促進(jìn)內(nèi)部細(xì)小分散的η′相來提高合金強(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題，世界范圍內(nèi)的研究者開發(fā)出T7X過時效熱處理狀態(tài)[9-10]，典型的過時效狀態(tài)為T76、T74、T73，犧牲部分強(qiáng)度指標(biāo)，提高了合金的耐腐蝕性能。雖然近年來很多研究者探索非等溫時效、三級回歸時效等新工藝用于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雙級過時效狀態(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型材也已在國外軍、民用飛機(jī)上得到廣泛應(yīng)用。目前，研究人員對T7X過時效狀態(tài)7050鋁合金做了大量研究，主要集中在時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]。鋁合金在服役過程中會經(jīng)歷短時高溫的服役環(huán)境，近年已有文章報道了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時效程度對7050合金不同溫度環(huán)境中斷裂行為的影響鮮見報道。

本工作開展7050鋁合金過時效程度對不同溫度下的組織、性能及斷裂行為的影響研究，對比不同過時效程度在室溫及高溫（100 ℃、125 ℃、150 ℃、175 ℃）條件下對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，高溫瞬時的力學(xué)行為也對飛機(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 實驗及方法

1.1 實驗材料

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)成分見表1。合金的時效狀態(tài)分別為T76、T74、T73，其中T76為淺過時效狀態(tài)，具體工藝為120 ℃/5 h + 177 ℃/4 h；T74為中度過時效狀態(tài)，具體工藝為120 ℃/5 h +177 ℃/8 h；T73為深過時效狀態(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 性能測試及微觀組織觀察

拉伸性能在Instron 5887電子萬能材料試驗機(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 ℃，每個溫度取5個平行試樣，至少3個有效數(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?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 過時效對7050鋁合金室溫拉伸性能及微觀組織的影響

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

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

圖1 不同過時效狀態(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 過時效對7050鋁合金高溫拉伸性能及微觀組織的影響

選取T76和T73為代表的兩個過時效狀態(tài)，開展不同溫度下高溫拉伸實驗，結(jié)果見圖3。兩種時效狀態(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 ℃，淺過時效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，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，抗拉強(qiáng)度降低31 MPa、屈服強(qiáng)度降低40 MPa。對于深過時效T73狀態(tài)，當(dāng)溫度從室溫升高到150 ℃時，強(qiáng)度變化趨勢與淺時效T76狀態(tài)一致，但當(dāng)溫度升高到175 ℃時，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。在整個溫度范圍內(nèi)，兩種過時效狀態(tài)合金的伸長率均隨著溫度的升高而逐漸增加，深過時效狀態(tài)伸長率增加幅度更高。

已有的研究表明，7000系合金在100 ℃和125 ℃兩個溫度下斷口形貌相當(dāng)，本研究中兩種過時效狀態(tài)合金在100 ℃時性能變化趨勢一致，因此選取125 ℃、150 ℃及175 ℃這三個溫度點研究高溫拉伸斷口和拉伸后析出相形貌。圖4是T76和T73為代表的兩個過時效狀態(tài)合金高溫拉伸斷口形貌。由圖4可以看出，在125 ℃溫度下，淺過時效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，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 不同過時效狀態(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 不同過時效狀態(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，韌窩側(cè)壁更加光滑，尺寸沒有明顯變化，如圖4（e）和（f）所示。對于深過時效狀態(tài)的合金，溫度在125 ℃時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 過時效程度對拉伸性能、微觀組織及斷裂行為的影響

上述研究結(jié)果表明，不同過時效程度的7050鋁合金拉伸性能與實驗溫度以及微觀組織變化存在對應(yīng)關(guān)系。根據(jù)經(jīng)典的金屬材料強(qiáng)化理論[23]，合金變形時產(chǎn)生的位錯與沉淀粒子之間存在切割和繞過兩種機(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，位錯切過第二相粒子；當(dāng)沉淀相粒子尺寸較大并與基體不再保持共格關(guān)系，位錯繞過第二相粒子。合金屈服強(qiáng)度取決于拉伸過程中位錯啟動所受阻力的大小[22]，位錯切過粒子時所受阻力高于繞過機(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，位錯需要切過更多的第二相粒子，合金的屈服強(qiáng)度就越高。

圖5為7050鋁合金在不同過時效狀態(tài)下的析出相TEM明場像?？梢园l(fā)現(xiàn)，隨著過時效程度的加深，T74過時效態(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；深過時效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 不同過時效狀態(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、粗大相開裂和沿晶開裂共四種模式，室溫拉伸時，并伴隨微孔形核、長大、聚集、斷裂的過程。本研究的三種熱處理狀態(tài)均為過時效，合金晶內(nèi)析出相和晶界第二相已發(fā)生長大粗化，位錯難以在一個滑移帶內(nèi)進(jìn)行運(yùn)動，只能通過攀移或交滑移的方式向前推移，位錯與析出相的作用機(jī)制為繞過。室溫下拉伸發(fā)生變形時，位錯首先在晶內(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。淺過時效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處形成并迅速長大、匯聚，呈現(xiàn)出沿晶斷裂的特征；此時晶內(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圍萌生裂紋源，長大后與晶界PFZ處裂紋匯聚，此時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)過時效程度進(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)過時效程度進(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，在晶界塞積的位錯向晶粒內(nèi)部運(yùn)動，裂紋優(yōu)先在晶內(nèi)或晶界處的粗大第二相周圍萌生、增殖，斷裂后呈現(xiàn)穿晶韌窩型斷口，并在韌窩底部可見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)度取決于位錯啟動所受阻力的大小，對于高溫變形情況下的7050合金來說，位錯開動阻力來自不同溫度下的位錯激活能以及析出相對位錯的釘扎作用。隨著溫度的升高，合金中位錯激活能降低，位錯開動阻力明顯降低，導(dǎo)致屈服強(qiáng)度下降。

圖7是T76和T73為代表的兩個過時效狀態(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100 ℃時，7000系鋁合金晶內(nèi)開始析出η′相，超過150 ℃時，析出相進(jìn)入快速粗化長大階段，隨著溫度升高粗化速度加快。對于兩種過時效狀態(tài)7050合金，當(dāng)拉伸溫度為125 ℃時，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 ℃，兩種過時效狀態(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，粗化的析出相位錯釘扎作用較弱，無法抵消因溫度升高引起的軟化作用，因此兩種時效狀態(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，兩種過時效狀態(tài)7050合金晶內(nèi)析出相繼續(xù)粗化，深過時效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。

高溫斷裂行為也受到上述微觀組織變化的影響。對于淺時效T76狀態(tài)合金，當(dāng)拉伸溫度為125 ℃時，在熱激活作用促進(jìn)下，裂紋在析出相與基體界面處同時萌生并擴(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，位錯激活能進(jìn)一步降低，裂紋在析出相/基體界面處同時萌生現(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，這是因為高溫下合金軟化引起位錯移動較快，應(yīng)力集中充分釋放，裂紋萌生階段延長，粗大第二相周圍合金基體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，裂紋萌生時間和第二相/基體界面處的變形量越大，韌窩尺寸越大。對于深過時效T73狀態(tài)合金，即使在125 ℃拉伸時，斷口完全呈現(xiàn)韌窩斷裂的形貌，這是因為晶內(nèi)和晶界的第二相尺寸及間距均大于T76狀態(tài)，有利于位錯攀移和裂紋擴(kuò)展。

3 結(jié)論

（1）在室溫下拉伸時，7050鋁合金的斷裂行為由過時效程度決定。隨著過時效程度的加深，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；過時效程度越深，韌窩數(shù)量越多、尺寸越大，晶界析出相與位錯交互作用是影響變形、斷裂行為的主要原因。

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

（3）過時效程度和拉伸溫度均對7050鋁合金高溫斷裂行為產(chǎn)生影響。在125～175 ℃范圍內(nèi)高溫拉伸，淺過時效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；而深過時效T73狀態(tài)7050合金斷口在測試溫度范圍內(nèi)均呈現(xiàn)第二相/基體界面滑脫為主的韌窩型斷口。