固溶后时效成形对7075铝合金FSW构件性能的影响

汤榕斌，刘大海，黎俊初

(南昌航空大学 航空制造工程学院，南昌330063)

随着航空工业的发展，以7xxx系铝合金为代表的高强铝合金逐渐成为航空航天领域的一类重要结构材料，而其复杂构件的成形问题也成为制约其应用亟须解决的关键问题[1-2].

时效成形(或蠕变时效成形)是为解决铝合金整体壁板件的成形难题而发展起来的一种成形工艺，它将可时效铝合金的人工时效与加工成形相结合，利用板材在弹性应力作用下于一定温度场中发生蠕变变形，得到一定形状的结构件，并得到铝合金所需的性能，在大型铝合金复杂壁板构件的成形方面具有独特优势，并在空客、麦道、湾流等飞机壁板的成形方面得到较好的应用[3-6].然而，由于将时效成形应用于传统具有带筋等复杂内部结构壁板的成形时，存在依赖于高效数控加工装备且材料利用率较低等问题[7]，从而导致其加工成本较高，因此，探索基于焊接结构的低成本整体壁板时效成形工艺的思路被提出[4-6]，且在该类构件的成形方面展现出较好的工艺可行性[5,8].但由于受焊接构件焊缝不均匀组织和特征的影响，其时效成形后构件组织和性能表现出显著的工艺参数相关性[9-10]，成为制约其工艺应用的关键，因此，探索不同时效成形制度下焊接构件组织和性能的变化规律对促进该类构件的应用具有重要意义.

为此，本文以7075铝合金搅拌摩擦焊筋板件为研究对象，试验研究固溶和时效成形后构件结构使用性能的变化规律，为开展基于焊接构件的时效成形工艺的应用提供支持.

1 试验材料

试验材料为Al-Zn-Mg-Cu系7075铝合金.初始试样由2.03 mm厚T6态平板(长210 mm×宽140 mm)和T651态筋条(长210 mm×宽5 mm×高12.7 mm)经由T型搅拌摩擦焊焊接而成，如图1所示.材料化学成分见表1.

图1 T型搅拌摩擦焊试样

热处理状态SiFeCuMnMgCrZnTiVZrOthersAlT60.070.161.50.022.40.195.70.020.010.010.05BalT6510.060.171.40.042.40.215.60.030.010.010.05Bal

2 试验方法

将试样分为6组，依次进行固溶处理和时效成形.固溶设备为SX2-5-12箱式电阻炉，固溶温度470 ℃,保温时间1 h，固溶后构件性能见表2.

固溶后试样置于机械加载时效成形工装(图2，模具型面半径为1 000 mm)中进行预加载，并将工装整体置于DHG-9145A型电热恒温鼓风干燥箱完成时效成形，时效温度为140、160、180、200、220和240 ℃，时效时间为4 h.试验工艺曲线如图3所示.

为评价固溶处理的引入对时效成形性能的影响，对试样电导率、抗拉强度和延伸率进行了评价，并对焊缝特征组织进行了微观表征，并对比了在相同的时效参数下(温度和时间)单一时效成形的性能.电导率测试选用型号为Sigma2008的数字涡流金属导电仪，焊缝和母材区的电导率的测量点见图4，焊缝电导率采用沿焊缝均布的5点测量的平均值表示，而母材区电导率则利用沿对角分布的8点测量的平均值表示.拉伸性能测试试样按照GB/T 2651—2008焊接接头拉伸试验方法制备，如图5所示，确保焊缝处于拉伸件中间位置，试样切取方向垂直于原有材料的轧制方向，并利用WDW-200D的微机控制电子万能试验机进行拉伸性能测试，每个状态选取4个试样，取其平均值进行表示.金相观察试样在T型件接头中部取样，保证完成的T型接头区，利用Keller试剂进行金相腐蚀，并在XJP-4XB的金相显微镜上进行特征组织观察.

表2 固溶后搅拌摩擦焊构件性能

图2 时效成形工装

图3 试验工艺曲线

Fig.3 Experimental schemes of solid solution and age forming

图4 电阻率测量示意图

图5 拉伸试样(单位: mm)

3 结果与分析

3.1 固溶后时效成形温度对试样电导率的影响

电导率是衡量铝合金抗应力腐蚀开裂能力好坏的标准之一[11].随着电导率的增高，材料的抗应力腐蚀开裂能力相应也会有所提升，作为7系铝合金材料的一项重要指标，抗应力腐蚀开裂能力从一定程度上亦标志着合金在现实生产运用中能否得到广泛应用[12].

图6为不同时效温度下试样电导率的变化曲线.相较于固溶处理后焊接试样对应区域电导率(表2)，固溶时效成形后试样电导率均有显著提高，其中焊缝区电导率最大值为固溶后试样电导率的1.6倍.但与单一时效成形后试样焊缝区电导率相比，固溶处理的存在对试样焊缝区电导率存在一定的负面影响.这是由于初始板材处于峰值时效状态，而重新固溶处理时，受固溶保温时间等因素的影响，会使得试样内部沉淀相的析出较无固溶处理时减少[13].因此，在固溶后时效处理试样的电子传导过程受阻，同等时效成形温度下出现电导率略低的现象.

图6 试样电导率变化曲线

3.2 固溶后时效成形温度对试样抗拉强度与延伸率的影响

固溶后时效成形试样的平均抗拉强度和延伸率随时效成形温度的变化关系曲线如图7所示.由图7可知：在140～160 ℃时，试样抗拉强度小幅波动，随后出现明显的上升，在180 ℃时出现抗拉强度峰值449.4 MPa；而在180～240 ℃，试样的抗拉强度则呈直线下降.出现这种现象的原因是由于[10,12-13]，在进行固溶处理时，原始试样峰时效析出的溶质原子重新固溶进入基体内部，在140～180 ℃阶段，随着时效成形温度的增加，内部固溶原子析出形成析出相，此种析出物弥散度高，阻碍拉伸过程中基体内部位错的运动，实现时效硬化；而在180～240 ℃阶段，随着时效成形加热保温温度的升高，试样内部逐步发生析出物偏聚，使得析出物弥散度逐渐减小，析出物间距渐渐增大，利于位错绕过析出物原子，继续运动，位错的运动受到的阻力越来越小，时效硬化效果渐渐弱化.

图7 固溶后时效成形试样抗拉强度和延伸率变化曲线

Fig.7 Tensile strength and elongation curves of deformed samples after sequential solid solution and age forming

延伸率变化曲线表明：在时效成形温度为140～180 ℃时，试样延伸率上升，但升幅仅在1%左右；时效温度180～240 ℃阶段，试样延伸率出现上下波动，波动幅度仅约0.5%.综合对比图7中试样延伸率可认为,在固溶处理后时效成形，试样延伸率的变化并不大，变化幅度在误差允许的范围内，这说明固溶后时效成形处理对试样延伸率的影响不显著.

3.3 金相特征组织

对焊缝特征组织区进行微观表征，如图8～11所示.固溶后金相组织表明，在试样的焊缝焊核区域(SZ)出现典型的洋葱环结构[14]，这是在原始焊接试样和时效成形试样对应焊核区域不曾见到的.洋葱环位于焊缝底部靠近热力影响区(图9)，这与搅拌摩擦焊试验过程中使用的搅拌头旋转方向有关.

洋葱环的出现通常是搅拌摩擦焊过程中材料塑性流动的体现，而其形成机理究竟是材料几何形貌的原因还是材料内部析出相等分布的原因，亦或是材料在搅拌摩擦焊过程中晶粒大小差异的原因，以及其对材料性能的影响，目前国内外仍没有明确的定论[14-16]，但总体而言，其存在加剧了构件性能的不均匀特征.而在固溶时效成形时，洋葱环组织特征呈现消失的趋势(图11)，因此，时效过程在一定程度上可消除焊缝的不均匀组织特征的影响，从而有利于成形试样的性能均化和提高.

图8 原始焊接试样金相照片

对于搅拌摩擦焊接头而言，热力影响区和焊核区分别是其性能最薄弱区和最优区[16].相较于固溶处理时(图9)，固溶后时效成形件(图11)的热力影响区晶粒内部析出物数量增多，晶粒较固溶时细长，固溶后的时效过程的持续保温，使得原有热力影响区的细小晶粒转变为时效成形后的细长晶粒.对比时效成形过程，固溶后试样的热力影响区晶粒大小均较直接时效成形试样对应区域小，因此固溶后试样热力影响区的细晶强化作用以及析出物沉淀引起的第二相粒子强化[17]，会使得固溶处理试样的热力影响区抗拉强度等力学性能优于直接进行时效成形工件的热力影响区.而对于焊核区，固溶后焊缝焊核区出现黑色弥散析出物，在固溶后试样中，黑色析出物数量相较于固溶后时效成形试样其内部黑色析出物少，且析出物尺寸较小，高度弥散于基体中；固溶后随着时效成形的进行，焊核区内部黑色析出物逐渐出现一定程度的长大，出现了一定程度的偏聚，对时效成形时位错的运动产生阻碍，有利于合金强度的提高[17-18].

图9 470 ℃/1 h固溶后试样焊缝金相组织

图10 180 ℃/4 h时效成形后试样焊缝金相组织

图11 470 ℃/1 h固溶,180 ℃/4 h时效成形后试样焊缝金相特征

4 结 论

1)固溶后时效成形工艺能提高7075铝合金搅拌摩擦焊构件的抗拉强度、延伸率和电导率.180 ℃时效成形时，试样抗拉强度达到449.4 MPa峰值，是仅时效成形试样抗拉强度的139.5%，是原始试样抗拉强度的1.4倍.此时试样延伸率达到峰值4.2%，但相较于初始状态和单一时效成形时延伸率变化不大，固溶处理对延伸率影响不显著.

2)固溶时效成形后，FSW焊缝区金相组织晶粒较单一时效成形时对应区域晶粒更细小，晶粒内部析出物更细小更弥散，强化度更高.

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