微觀組織對7B52鋁合金板材力學性能及斷裂行為的影響

佟有志

(東北輕合金有限責任公司,黑龍江 哈爾濱 150060)

7B52鋁合金具有高的比強度、良好的熱加工性能、較好的耐蝕性能和較高的韌性等優(yōu)點,可用做主承力結構材料,廣泛應用于航空航天和兵器裝備等領域[1-4]。生產中多以7B52鋁合金板材供貨。軋制是生產7B52鋁合金板材主要方法,在軋制過程中形成纖維組織,使材料力學性能出現(xiàn)各向異性[5-6]。本試驗研究7B52鋁合金板材不同取向的力學性能與其微觀組織之間的關系,探尋晶粒和第二相形態(tài)對其斷裂行為的影響,為工業(yè)生產及選材應用等提供參考。

1 試驗材料及方法

試驗材料為軋制態(tài)的7B52鋁合金板材,板厚20 mm,化學成分如表1所示。板材經(jīng)475 ℃1 h固溶處理后立刻水淬,再進行120 ℃24 h的峰時效處理。沿7B52鋁合金板材軋制方向(縱向)和垂直于軋制方向(橫向)取拉伸試樣和夏比沖擊試樣,拉伸試樣按照GB/T 228-2002標準制備,夏比沖擊試樣按照GB/T 229-2007標準制備。每個方向取A型和B型兩種夏比沖擊試樣,A型試樣在軋制表面開U型缺口,B型試樣沿厚度方向開U型缺口,如圖1所示。

表1 7B52鋁合金的化學成分(質量分數(shù)/%)

圖1 夏比沖擊試驗試樣

斷口附近金相組織觀察在ZEISS Axiovert 200MAT光學顯微鏡上進行,腐蝕劑采用Graff試劑(16 mL HNO3+1 mL HF+3 g CrO3+83 mL H2O),使用JSM-7001F場發(fā)射掃描電鏡進行斷口分析。在WD3100微控電子萬能試驗機上按GB/T 228-2002標準進行準靜態(tài)拉伸力學性能測試,按照GB/T 229-2007標準在萬特 PIT-J試驗機上進行夏比沖擊試驗。

2 試驗結果與討論

2.1 7B52鋁合金板材的力學性能

表2為7B52鋁合金板材縱向與橫向的力學性能。從表2可知,縱向強度大于橫向強度,縱向伸長率則小于橫向伸長率。

表3為7B52鋁合金板材不同取向的夏比沖擊性能。從表3可以看出,同一取向,B型試樣的沖擊吸收能量顯著高于A型試樣的沖擊吸收能量;而對于同一種試樣,縱向沖擊吸收能量要高于橫向沖擊吸收能量。

2.2 7B52鋁合金板材斷裂行為研究

圖2所示為拉伸試樣裂紋邊緣組織金相照片。合金的斷裂路徑為部分穿晶、部分沿晶斷裂,并以穿晶斷裂為主導。沿晶斷裂主要是沿著結合能力較弱的再結晶晶粒的晶界發(fā)生,可見在單向拉伸狀態(tài)下,再結晶晶粒對合金的斷裂特性影響有限。另外,在橫向拉伸斷口上觀察到了斷裂的第二相的存在,如圖2b中白圈所示,而在縱向的拉伸斷口中未發(fā)現(xiàn)第二相。

圖2 拉伸試樣裂紋邊緣金相組織

拉伸試樣的斷口形貌如圖3所示。由試樣縱向可以看出,斷面上出現(xiàn)了部分穿晶、部分沿晶斷裂所導致的臺階,其中穿晶斷裂占主導地位。斷面上存在兩種尺度的韌窩:由粗大第二相導致的大尺度韌窩和大量由晶內析出相導致的小尺度韌窩。試樣橫向斷口所呈現(xiàn)出的纖維狀形貌是對軋制變形后的晶粒形貌的一個真實反映。對比縱向和橫向斷口形貌,試樣橫向斷面上最顯著的特征是分布有大量的撕裂棱及沿軋制方向被拉長的粗大第二相,這些粗大第二相在部分區(qū)域沿軋向呈鏈狀分布。裂紋首先在脆性的第二相周圍出現(xiàn),并且沿第二相形成穿晶擴展。這些鏈狀的粗大第二相極大地降低了材料的變形能力,有利于裂紋的萌生與擴展,因此拉伸試樣橫向的強度較低。

圖3 不同取向上拉伸試樣斷口的SEM照片

圖4為夏比沖擊試驗試樣的宏觀斷裂形貌。由圖4可以看出,A型試樣的斷裂路徑沿平行于軋面的方向擴展較長,B型試樣的斷裂路徑近乎垂直于軋面。A型試樣的沖擊斷口形貌如圖5所示。由圖5可見,A型試樣的斷面上存在大量的沿晶斷裂面,沿晶斷裂面的邊緣處為第二相破碎形成的韌窩[8-9]。

圖4 夏比沖擊試驗試樣的宏觀斷裂形貌

圖5 A型試樣的斷口形貌

圖6為B型試樣的沖擊斷口形貌。由圖6可見,B型試樣以韌性斷裂為主,斷口中存在著兩種尺寸的韌窩,大尺寸韌窩時由于第二相破碎形成的,小尺寸韌窩則是由于微觀空洞聚集形成的。橫向的沖擊斷口中存在著較多的第二相破碎形成的韌窩,由于第二相與基體結合能力較弱,裂紋易在此處形核長大,進而降低了合金沖擊吸收能量[10-11]。

圖7為U型缺口邊緣的晶粒形貌。在軋制過程中,晶粒沿軋制方向被拉長,形成了纖維狀組織,隨后在變形晶粒內發(fā)生動態(tài)再結晶,這些再結晶晶粒在不同方向上投影面積有著明顯的差異。在受到?jīng)_擊載荷作用時,A型試樣中存在較大的垂直于軋面的分力,且A型試樣中再結晶晶粒垂直于加載方向投影面積很大,由于再結晶晶界較弱且粗大第二相多分布在再結晶晶粒處,故在沖擊加載時發(fā)生了顯著的沿晶斷裂行為,裂紋沿再結晶晶界迅速擴展。另外,由于再結晶晶粒沿軋向較長,故表現(xiàn)在如圖4所示的宏觀斷裂形貌上,A型試樣裂紋的長度遠大于B型試樣裂紋的長度。對于B型試樣,在沖擊加載時受到平行于軋面的分力作用,但由于L-S面及T-S平面再結晶晶界投影面積較小,因此合金的斷裂形式以穿晶韌性斷裂為主。從斷口分析結果可以看出,第二相的分布是影響其穿晶斷裂行為的主要因素。由于軋面垂直于合金的主斷裂面,故出現(xiàn)了大量沿再結晶晶界傳播的二次裂紋。但由于應力傳播角度的增多,與對應取向的單軸拉伸試樣的斷口對比,斷面上沿晶斷裂面有所增加。

3 結 論

1)7B52鋁合金板材拉伸性能和沖擊性能均表現(xiàn)出了明顯的各向異性,板材縱向的強度高于橫向的強度,板材的沖擊吸收能量也是縱向的高于橫向的。

2)7B52鋁合金板材拉伸斷口以穿晶韌性斷裂為主,同時存在有少量沿晶斷裂。第二相數(shù)量和分布影響著斷口中大尺度韌窩的分布。

3)沖擊加載時,再結晶晶粒形態(tài)是影響7B52鋁合金板材斷裂行為的主要因素,當加載方向的再結晶晶粒面積較大時,以沿晶脆性斷裂為主,抗沖擊性能低;當加載方向的再結晶晶粒面積較小時,以穿晶韌性斷裂為主,抗沖擊性能好。