喷射成形7055超高强铝合金锻件开裂原因

单嗣宏, 张 豪, 张 捷, 陈思周, 张保玲, 江 磊

(江苏豪然喷射成形合金有限公司, 镇江 212000)

喷射成形是一种快速凝固技术，其利用惰性气体雾化液态金属，并沉积获得金属锭坯。喷射成形技术将半连续铸造的厘米级基础凝固单元提升至微米级，获得的合金组织精细均匀、成分无宏观偏析，因此其多用于高成分、高性能合金材料的制备[1-5]。喷射成形圆锭的组织均为50 μm～80 μm尺寸的等轴晶，无粗大初生第二相或枝晶等高合金成分铝合金熔铸缺陷。喷射成形7055铝合金具有成分及组织均匀的特点，可用于锻件生产，且锻件单件整体性能一致、锻件批次间性能稳定。同时，7055超高强铝合金还因具有高强度、高韧性等特点，被广泛应用于航空航天、高速列车、城市轨道交通等领域，以减轻结构质量[6-8]。

在某喷射成形7055超高强铝合金机轮锻件的静压试验中，螺栓定位孔位置出现沿周向扩展的穿透性裂纹。静压试验时，在载荷只有629 kN(载荷要求达到645 kN)时发生开裂。经确认，装配过程正常；将轮毂体装配完毕，进行装配度检测，然后进行静压试验。静压试验中，轮毂、轮胎、连接件等装配均符合设计与公差要求；工装设计与装配符合要求。静压试验示意如图1所示。

图1 机轮静压试验示意

该锻件的生产工艺流程为：喷射成形锭坯→热加工挤压→热加工胎模锻→粗机加工→淬火处理→双级过时效热处理→精机加工→静压试验。笔者通过结合锻件的热加工锻造工艺、热处理工艺[9-10]和静压试验条件，采用宏观观察、电导率测试、力学性能测试、低倍组织检验、断口及有限元模拟分析等方法，分析了该锻件开裂的原因[11]。同时还提出了有效的改进措施，以防此类失效的再次发生，为喷射成形7055超高强铝合金锻件的稳定生产、质量控制、试验环境适应性提供了保障。

1 理化检验

1.1 宏观观察

失效机轮锻件的宏观形貌如图2所示。由图2可以看出，受压的机轮存在明显的塑性变形，裂纹沿圆周方向扩展约3/4圆周，裂纹宽度中间约为20 mm，两端约为5 mm；裂纹附近无明显变形、磕碰等机械损伤痕迹。

图2 失效机轮锻件的宏观形貌

1.2 电导率测试

7055铝合金机轮锻件的电导率性能反映其对应的热处理状态，该机轮锻件的供货状态为T73。依据GB/T 12966—2008 《铝合金电导率涡流测试方法》对该机轮锻件进行电导率测试，测试仪器为Sigma 2008B型便携式数字金属涡流电导率仪，测试位置为轮心内圆面、轮辐内圆面、轮辋内圆面、内轮缘圆面，测试结果如表1所示。由表1可知，失效锻件的电导率测试结果与出厂检验结果一致，说明该机轮锻件的热处理状态未发生改变，为正常的T73热处理状态。

表1 机轮锻件的电导率测试结果 MS/m

1.3 力学性能测试

依据GB/T 16865—2013 《变形铝、镁及其合金加工制品拉伸试验用试样及方法》，加工出平行段直径为5 mm，平行段长度为25 mm的试样；依据GB/T 228.1—2010 《金属材料 拉伸试验 第1部分：室温试验方法》，使用DNS-200型万能试验机对试样进行力学性能测试，测试位置为内轮缘周向、轮辋臂纵向和轮辐底横向，测试结果如表2所示。

表2 力学性能测试结果

由表2可知：试样的力学性能测试结果与出厂检验结果一致，说明该机轮锻件的力学性能未发生改变，为正常的T73热处理状态。

1.4 断口分析

1.4.1 断口宏观观察

机轮裂纹断口的宏观形貌如图3所示。由图3可以看出，断口呈灰白色，无淬火裂纹、粗大化合物、非金属夹杂等原始缺陷。断口处存在明显的裂纹萌生并扩展的放射形花样，两处放射形花样均收敛于对应的螺栓定位孔处。裂纹源位于两个定位孔尖角处，并沿着放射方向快速失稳扩展。

图3 机轮裂纹断口的宏观形貌

1.4.2 断口微观观察

采用FEI SIRION 200型高分辨场发射扫描电子显微镜进行观察，裂纹整体及各部位的微观形貌如图4所示。从图4可以看出：断口微观形貌主要为呈脆性的沿晶韧性断裂。裂纹起始于定位孔尖角处，呈放射状向外穿晶扩展；混合扩展区晶内显微组织存在浅韧窝，晶间为沿晶扩展形貌；沿晶扩展区呈沿晶韧性断裂形貌；韧性扩展区为韧窝+沿晶混合型的韧性扩展形貌。

图4 裂纹整体及各部位的显微组织形貌

1.5 低倍组织检验

过定位孔沿机轮的径向取剖面磨制试样。依据GB/T 3246.2-2012 《变形铝及铝合金制品组织检验方法 第2部分：低倍组织检验方法》，使用2 000目砂纸打磨试样至表面光滑，使用70 ℃的30%(体积分数，下同)NaOH溶液侵蚀2 min，再用室温的30%HNO3溶液酸洗至表面清洁，观察试样的低倍组织。

可见定位孔下端为直角，孔左面深度为4 mm，右面深度为1.8 mm，直角顶端处流线走向呈45°(见图5，6)。从低倍组织形貌中可以发现：机轮锻件中无粗晶、裂纹、气孔和非金属夹杂等缺陷；锻造流线明显，并沿着机轮外形分布，不存在明显的切断，无穿流存在。

图5 机轮定位孔径向剖面低倍组织形貌

图6 定位孔局部放大形貌

1.6 金相检验

依据GB/T 3246.1—2012 《变形铝及铝合金制品组织检验方法 第1部分：显微组织检验方法》，采用OLYMPUS GX53型倒置光学显微镜对图3b)所示的裂源1进行观察，裂源1剖面微观形貌如图7所示。由图7可以看出：试样的显微组织中同时存在呈明显变形方向性的纤维状组织与部分再结晶的亚结构组织；晶界处均可见呈弥散分布的细小颗粒相以及呈聚集态的颗粒相，喷射态颗粒经过挤压、锻造已充分变形，析出的第二相沿其变形方向及界面分布；原始界面内部存在再结晶的细小等轴晶，未见明显的过烧现象及原材料缺陷。

图7 裂源1剖面微观形貌

机轮静压力增大到一定值时，在拉应力下首先在螺栓定位孔径根部直角处形成穿晶裂源，随即沿晶扩展约0.5 mm，受外应力作用变为穿晶扩展，最后裂纹又沿机轮锻件韧性差的晶界处扩展直到断裂。

2 综合分析

通过分析可知：机轮锻件的开裂属于一次性的过载断裂；机轮在压力试验时，随着压力增加到一定值时，锻件发生形变并引起了定位孔在椭圆长轴方向的拉应力，裂纹源位于两定位孔径根部尖角处，断口主要呈脆性沿晶韧断形貌，裂纹的形成与其较深的定位孔和根部直角处的应力集中有关，尖角处机轮锻件流线也促使了裂纹的形成与扩展。

裂纹源起始区为穿晶断裂，并非沿材料薄弱方向产生。裂纹产生后沿材料薄弱方向扩展，形成沿晶断裂。图8为角形截面与箱形截面在受到扭转应力时的应力集中系数(αt)示意[12]，从图8可以看出：随着圆角半径/壁厚(r/C)的缩小，过渡处的(αt)急剧上升，最大应力可达平均应力的数倍至数十倍。应力集中导致直角处拉应力急剧增大，突破材料的抗拉强度，造成开裂。在过载的情况下，裂纹迅速失稳扩展，最终导致该机轮锻件发生开裂。

图8 角形截面和箱形截面的应力集中系数示意

3 改进建议

3.1 设计方面

通过减小锻件定位孔的深度，增大孔径根部圆弧过渡处的圆角，可有效地减少该处的应力集中。采用应力模拟软件模块，对7055超高强铝合金的孔腔壁及底部进行静应力加载模拟试验(加载应力为20 MPa)，底部圆弧半径为1.5 mm和3 mm的孔腔应力分布模拟结果如图9所示。由模拟结果可知，孔腔底部边角处所受应力最高，当边角处圆弧半径由1.5 mm增至3 mm时，应力最高值由254.3 MPa降低至196.5 MPa，这表明孔腔边角处圆弧的增加，可明显地减小该处的应力集中。

图9 底部圆弧半径为1.5 mm和3 mm的孔腔应力分布模拟结果

在目前热处理状态下，T73热处理机轮锻件的韧性不足，在过载的情况下应力集中会导致裂纹萌生，随后裂纹会迅速扩展直到断裂。因此，提高材料强度可以延缓裂纹的萌生，以提高静压载荷。

设计方面改进措施为：将定位孔的深度减少2 mm，并将边角处圆弧半径增加至3 mm。

3.2 热处理方面

在保证T73热处理状态不改变的情况下，对材料的热处理工艺进行优化：减少时效时间，减小过时效程度，将机轮强度提升10 MPa～20 MPa，降低机轮的断裂韧性及冲击韧性，残余应力保持不变。热处理优化前后部分力学性能测试结果如表3所示。

表3 热处理优化前后部分力学性能测试结果

提供优化后的T73热处理状态机轮，最终通过了645 kN静压试验。

4 结论

该喷射成形7055超高强铝合金锻件在静压试验中提前开裂，属于一次性的过载断裂。该机轮锻件开裂的原因是：机轮设计不合理，导致定位孔和根部直角产生强烈的应力集中，随着机轮静压载荷的增大，机轮开始发生屈服变形，形成沿椭圆长轴向的拉应力；载荷继续增加，孔周围直角处尖端应力急剧增大，突破了材料的抗拉强度，产生裂纹，在过载的情况下，裂纹迅速扩展并沿整个圆周开裂。通过改进设计，减小应力集中，并优化热处理工艺，有效地提高了静压试验失效强度，满足验收要求。