韓念梅，張新明，劉勝膽，何道廣，張榮

(中南大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，湖南 長(zhǎng)沙，410083)

現(xiàn)代飛機(jī)向大型、高速、長(zhǎng)壽命和高安全性方向發(fā)展，要求結(jié)構(gòu)材料不僅具有較高的強(qiáng)度，優(yōu)良的耐腐蝕性能, 同時(shí)還要具有良好的斷裂韌性[1-4]。因此，提高斷裂韌性成了高強(qiáng)鋁合金研究的重要方向之一。固溶是決定鋁合金性能的一個(gè)關(guān)鍵步驟，是為了獲得空位與溶質(zhì)原子的過(guò)飽和固溶體，為后續(xù)的時(shí)效強(qiáng)化做準(zhǔn)備。高強(qiáng)鋁合金的固溶發(fā)展主要經(jīng)歷了單級(jí)固溶到復(fù)合固溶的過(guò)程[5-7]。為了改善7×××系鋁合金的抗應(yīng)力腐蝕性能，人們提出了固溶后預(yù)析出的方法，使晶界析出相不連續(xù)分布，提高其抗應(yīng)力腐蝕性能[8]。已有研究表明：固溶過(guò)程中組織的變化，如再結(jié)晶程度及粗大第二相會(huì)影響合金時(shí)效后的斷裂韌性。Dorward等[9]報(bào)道了晶粒結(jié)構(gòu)和淬火速率對(duì) AA7050鋁合金強(qiáng)度和斷裂韌性的影響，發(fā)現(xiàn)慢速淬火和再結(jié)晶晶粒對(duì)強(qiáng)度和斷裂韌性非常不利。劉文輝等[10]研究了單級(jí)固溶處理對(duì)7A55鋁合金斷裂韌性的影響，發(fā)現(xiàn)隨著固溶溫度的升高，斷裂韌性先增大后減小，他們認(rèn)為這是粗大第二相和再結(jié)晶晶粒共同作用的結(jié)果。陳康華等[11]對(duì) 7055鋁合金進(jìn)行升溫固溶處理，發(fā)現(xiàn)粗大第二相大部分溶解，減少了由粗大第二相引起的應(yīng)力集中，合金的斷裂韌性大大提高。潘志軍[12]、Alarcron[13]和Fjeldly等[14]均認(rèn)為未再結(jié)晶組織相對(duì)于部分再結(jié)晶及完全再結(jié)晶組織能顯著提高合金的斷裂韌性。目前固溶處理對(duì)7050鋁合金的研究主要集中在對(duì)粗大第二相和再結(jié)晶的影響上，對(duì)這一過(guò)程中亞晶的影響涉及較少，故本文作者研究了單級(jí)固溶，雙級(jí)固溶和固溶后預(yù)析出制度下粗大第二相、再結(jié)晶及亞晶對(duì)7050鋁合金強(qiáng)度及斷裂韌性的影響規(guī)律，探討其影響機(jī)理。

1 實(shí)驗(yàn)材料及方法

實(shí)驗(yàn)選用的材料為80 mm厚的7050鋁合金軋制板材, 實(shí)際成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù))列于表1。

表1 7050鋁合金軋板的成分Table 1 Chemical composition of 7050 aluminum alloy rolled plate %

板材的固溶處理在空氣電阻爐中進(jìn)行，單級(jí)固溶的固溶溫度為440～490 ℃，固溶時(shí)間為2.5 h；雙級(jí)固溶過(guò)程為：450 ℃保溫1.5 h，然后0.5 h升到480 ℃并在480 ℃保溫0.5 h; 固溶后預(yù)析出制度為：室溫1 h升到480 ℃，在480 ℃保溫0.5 h，然后0.5 h降到420 ℃并在420 ℃保溫0.5 h。固溶后均采用室溫水淬，然后進(jìn)行雙級(jí)時(shí)效處理，時(shí)效制度為：(121 ℃，6 h)+(163 ℃，12 h)。

在板材1/4厚度處取厚度為2.5 mm的片材，按照國(guó)家標(biāo)準(zhǔn)GB/6497—14，加工長(zhǎng)向的拉伸試樣，試樣標(biāo)距為30 mm，每種制度取3個(gè)試樣，在CSS 44100電子萬(wàn)能實(shí)驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行拉伸力學(xué)性能測(cè)試。

按照國(guó)家標(biāo)準(zhǔn)GB—4161規(guī)定，在板材1/4厚度處切取24 mm厚板材，制備L-T取向的標(biāo)準(zhǔn)緊湊拉伸試樣測(cè)量斷裂韌性，每種制度取3個(gè)試樣，具體試樣形狀和尺寸見(jiàn)圖 1。本實(shí)驗(yàn)采用直通形缺口引發(fā)疲勞裂紋。將開出機(jī)械缺口的試樣在Gleeble-1500熱模擬試驗(yàn)機(jī)上預(yù)制疲勞裂紋，頻率為 50 Hz, 總循環(huán)數(shù)為3×105～7×105次。緊湊拉伸試樣的斷裂過(guò)程在 CSS 44100電子萬(wàn)能實(shí)驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行的, 在實(shí)驗(yàn)過(guò)程中記錄載荷－裂紋口張開位移曲線，即P-V曲線，根據(jù)曲線確定最大載荷 Pq。代入式(1)算出平面應(yīng)變斷裂韌性KIC的條件值Kq，再按式(2)和(3)進(jìn)行校驗(yàn)[15]，

其中：Kq為KIC的條件值；B為試樣厚度；W為試樣寬度；a為裂紋長(zhǎng)度；f(a/w)為試樣幾何形狀因子；σ0.2為屈服強(qiáng)度；Pmax為試樣所能承受的最大載荷。若不滿足其中任一個(gè)，則實(shí)驗(yàn)結(jié)果無(wú)效。校核結(jié)果表明：本試驗(yàn)結(jié)果均為有效，試驗(yàn)方法及試樣尺寸符合要求。

樣品經(jīng)過(guò)粗磨、拋光后用鉻酸試劑腐蝕, 在XJP-26A型金相顯微鏡上進(jìn)行組織觀察。

用Sirion200型掃描電鏡觀察固溶前后粗大第二相的分布和斷裂韌性試樣斷口形貌特征，加速電壓為20 kV。

圖1 斷裂韌性測(cè)試用緊湊拉伸試樣Fig.1 Compact-tension specimen used for fracture toughness tests

采用TecnaiG220型透射電鏡觀察合金的組織，加速電壓為200 kV。透射電鏡觀察樣品先磨成0.1 mm厚薄片，沖成d=3 mm圓片后進(jìn)行雙噴減薄。電解液為(體積分?jǐn)?shù))30%HNO3+70%CH3OH，溫度控制在-30℃以下。

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果

7050 鋁合金厚板抗拉強(qiáng)度(σb)、屈服強(qiáng)度(σ0.2)及斷裂韌性(KIC)隨固溶制度的變化如圖2所示。由圖2可知：?jiǎn)渭?jí)固溶時(shí)，隨著固溶溫度的升高，7050鋁合金板材的抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度和斷裂韌性均先增大后減小?？估瓘?qiáng)度和屈服強(qiáng)度的峰值點(diǎn)在470 ℃處，分別為543 MPa和510 MPa，斷裂韌性的峰值點(diǎn)在480 ℃處，為36.8 MPa·m1/2。與單級(jí)固溶相比，雙級(jí)固溶樣品的綜合性能有較大提高，抗拉強(qiáng)度，屈服強(qiáng)度及斷裂韌性均超過(guò)單級(jí)固溶的最大值，分別為 554 MPa,518 MPa和38.8 MPa·m1/2。固溶后預(yù)析出樣品的綜合性能卻大大下降，屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度與440 ℃單級(jí)固溶類似，僅為509 MPa和480 MPa，斷裂韌性與460℃單級(jí)固溶類似，僅為33.4 MPa·m1/2。

圖2 7050鋁合金強(qiáng)度和斷裂韌性隨固溶制度的變化Fig.2 Influence of solution heat treatments on strength and fracture toughness of 7050 aluminum alloy

圖3 所示為不同固溶制度下7050鋁合金板材的顯微組織。從圖3可以看出：440 ℃單級(jí)固溶，金相組織類似于變形后的纖維狀，纖維狀組織由大量細(xì)小的亞晶組成(圖3(a))。隨著固溶溫度的升高，合金發(fā)生了不同程度的再結(jié)晶，金相組織由大量細(xì)小的亞晶和一些粗大的再結(jié)晶晶粒組成，腐蝕后再結(jié)晶區(qū)域呈白色并沿軋向伸長(zhǎng)。在450～470 ℃范圍內(nèi)，再結(jié)晶體積分?jǐn)?shù)小于10%。從480 ℃開始，再結(jié)晶程度明顯增大，490 ℃固溶樣品的再結(jié)晶體積分?jǐn)?shù)已經(jīng)達(dá)到 85%左右，再結(jié)晶晶粒呈現(xiàn)等軸狀。雙級(jí)固溶和固溶后預(yù)析出處理的樣品，金相組織也是由大量細(xì)小的亞晶和一些粗大的再結(jié)晶晶粒組成，但再結(jié)晶程度較小，再結(jié)晶體積分?jǐn)?shù)為10%左右。

圖4所示為7050鋁合金軋板內(nèi)第二相的分布。由圖4可見(jiàn)：基體中存在2種尺寸的相，細(xì)小彌散分布的第二相(0.5～3 μm)能譜分析顯示為η相(如圖4(b)中A點(diǎn)所示)；粗大的為一些初生相(5～15 μm)，沿著軋向分布，能譜分析顯示主要是 T相(AlZnMgCu)，S相(Al2MgCu)及含F(xiàn)e和Si的雜質(zhì)相(如表2中B，C，D和E點(diǎn)所示)。

經(jīng)過(guò)不同固溶制度處理后，粗大第二相的分布如圖5所示，為了定量描述固溶制度對(duì)粗大第二相的影響，圖6給出了不同固溶制度處理后粗大第二相的體積分?jǐn)?shù)的變化。由圖6可見(jiàn)：440 ℃單級(jí)固溶后，細(xì)小的η相幾乎完全固溶進(jìn)基體，剩下的是較為粗大的T相、S相及含F(xiàn)e和Si的雜質(zhì)相，此時(shí)固溶還不充分，粗大第二相的體積分?jǐn)?shù)為2.6%左右。粗大第二相的體積分?jǐn)?shù)隨著固溶溫度的升高而降低。470 ℃單級(jí)固溶后，一部分T相融入基體，基體中仍有少量的S相，及含 Fe和 Si的雜質(zhì)相，粗大第二相的體積分?jǐn)?shù)為1.4%。490 ℃單級(jí)固溶后基體中只發(fā)現(xiàn)了難溶的含F(xiàn)e和Si的雜質(zhì)相，幾乎沒(méi)有觀察到T相和S相，粗大第二相的體積分?jǐn)?shù)大大減小，僅為 1%。經(jīng)過(guò)雙級(jí)固溶處理的樣品，基體中只有含F(xiàn)e和Si的雜質(zhì)相，粗大第二相的體積分?jǐn)?shù)和490 ℃單級(jí)固溶的類似，固溶較充分。

表2 7050鋁合金軋板中粗大第二相EDX分析結(jié)果(質(zhì)量分?jǐn)?shù))Table 2 EDX results of coarse particles in 7050 aluminum alloy rolled plate %

圖3 不同固溶制度下7050鋁合金的顯微組織Fig.3 Microstructures of 7050 aluminum alloy with different solution heat treatments

圖4 7050鋁合金軋板中的粗大第二相形貌Fig.4 Morphologies of coarse particles of 7050 aluminum alloy rolled plate

圖5 不同固溶制度處理后7050鋁合金的第二相分布Fig.5 Morphologies of coarse particles of 7050 aluminum alloy with different solution heat treatments

圖 7所示是固溶后預(yù)析出處理樣品的第二相分布。從圖7可見(jiàn)：除了大塊的含F(xiàn)e和Si的雜質(zhì)相，還有一些細(xì)小的線狀析出相，能譜分析顯示這些線狀析出相為AlZnMgCu相，它們顯然是在降溫析出過(guò)程中形成的。粗大第二相的體積分?jǐn)?shù)明顯增大，幾乎和460 ℃單級(jí)固溶類似(如圖6所示)。

圖8所示為不同固溶制度下7050鋁合金的典型透射圖片。從圖8可以看出：經(jīng)過(guò)440 ℃單級(jí)固溶的樣品，含有多邊化的回復(fù)組織，晶粒尺寸為1～3 μm。470℃單級(jí)固溶后，亞晶組織開始長(zhǎng)大，部分晶界變得平直，尺寸為3～7 μm。490 ℃單級(jí)固溶后，亞晶進(jìn)一步長(zhǎng)大，尺寸為20 μm左右,即隨著固溶溫度的升高，亞晶尺寸逐漸變大。雙級(jí)固溶的樣品，晶內(nèi)重新觀察到多邊化的回復(fù)組織，亞晶尺寸和440 ℃單級(jí)固溶樣品類似，為1～3 μm。固溶后預(yù)析出，晶內(nèi)同樣出現(xiàn)了尺寸很小的回復(fù)組織，但亞晶界上析出了粗大的析出相，衍射斑點(diǎn)顯示為η相(MgZn2)。

圖6 7050鋁合金中粗大第二相體積分?jǐn)?shù)隨固溶制度的變化Fig.6 Volume fraction of second phase particles of 7050 aluminum alloy with different solution treatments

圖7 固溶后預(yù)析出的7050鋁合金的第二相分布及能譜分析Fig.7 Morphology of coarse particles of 7050 aluminum alloy with pre-precipitation following solution heat treatment and compositions of coarse particles identified by EDX

圖8 不同固溶制度處理后7050鋁合金的透射電鏡像Fig.8 TEM images of 7050 aluminum alloy with different solution heat treatments

圖9 所示為不同固溶制度處理后7050鋁合金的典型斷口形貌。由圖9可知：440 ℃單級(jí)固溶的樣品，斷裂方式為穿晶斷裂和沿晶斷裂的混合斷裂，斷口中可觀察到大量層狀分布的沿晶裂紋和穿晶的韌窩，大部分的韌窩內(nèi)都可觀察到第二相粒子(圖9(a))，能譜分析顯示這些第二相粒子為固溶后剩余的T相、S相和含F(xiàn)e和Si的雜質(zhì)相。470 ℃單級(jí)固溶后，斷裂方式主要是穿晶韌窩斷裂，韌窩中的粗大第二相明顯減少。490 ℃單級(jí)固溶后，斷口觀察到大量晶界面，尺寸一般為幾十 μm，這些大晶粒應(yīng)該是固溶過(guò)程中形成的再結(jié)晶晶粒，裂紋沿再結(jié)晶晶粒的晶界擴(kuò)展，斷裂方式主要為沿晶斷裂。雙級(jí)固溶后，斷裂方式主要是穿晶韌窩斷裂，和470 ℃單級(jí)固溶相比，韌窩稍微變大。固溶后預(yù)析出，斷裂方式為沿晶斷裂，但與490 ℃單級(jí)固溶相比，晶界面較小，一般在10 μm以下，這些應(yīng)該是亞晶界面，裂紋沿亞晶界擴(kuò)展，勾勒出了亞晶形貌。

圖9 不同固溶制度處理后7050鋁合金的典型斷口形貌Fig.9 Typical fracture surfaces of 7050 aluminum alloy with different solution heat treatments

3 分析與討論

固溶處理主要是為了使粗大第二相充分溶解，獲得過(guò)飽和固溶體，則時(shí)效過(guò)程中析出細(xì)小彌散的第二相，使合金得到強(qiáng)化[16]。如果固溶溫度較低(440 ℃)，則固溶后基體中仍存在較多的粗大第二相(圖5(a))，將會(huì)降低合金的過(guò)飽和度和時(shí)效強(qiáng)化潛力，對(duì)力學(xué)性能不利。粗大第二相與基體結(jié)合的界面比較脆弱，在加工過(guò)程中容易破碎。變形過(guò)程中，易在第二相粒子和基體界面產(chǎn)生應(yīng)力集中[17-18]，從而形成纖維空穴，隨著外力加大，空穴不斷長(zhǎng)大、聚合，導(dǎo)致最后斷裂(圖9(a))，對(duì)斷裂韌性也非常不利。適當(dāng)提高固溶溫度(470℃以下)，可使第二相逐漸溶解，此時(shí)再結(jié)晶程度較小(圖 3(a)～(d))，亞晶尺寸增加緩慢(圖 8(a))，合金平均晶粒尺寸維持在一個(gè)較低的水平，溶質(zhì)原子的沉淀強(qiáng)化占據(jù)主導(dǎo)地位，隨著固溶溫度升高，合金的強(qiáng)度提高。粗大第二相溶入基體，則由第二相引發(fā)的空穴減少，空穴之間的距離增大，斷裂方式由沿晶斷裂逐漸向韌窩型穿晶斷裂過(guò)渡(圖 9(b))，斷裂韌性也隨著固溶溫度的升高而提高。但當(dāng)固溶溫度高于470 ℃時(shí)，隨著固溶溫度的升高，合金發(fā)生再結(jié)晶(圖 3(e)和(f))和亞晶晶粒長(zhǎng)大(圖 8(c))，導(dǎo)致合金平均晶粒尺寸增大。由霍爾-配奇公式σy＝σi+Kyd1/2可知：合金強(qiáng)度下降。再結(jié)晶晶粒對(duì)提高斷裂韌性也不利。觀察490 ℃單級(jí)固溶的斷裂韌性樣品表面的疲勞裂紋，可以看到裂紋主要沿再結(jié)晶晶界擴(kuò)展。這是由于再結(jié)晶晶粒為大角度晶界，在淬火和時(shí)效過(guò)程中晶界上析出較大的沉淀相，易導(dǎo)致沿晶斷裂(圖9(c))，使斷裂韌性降低。

雙級(jí)固溶與單級(jí)固溶相比，在提高合金綜合性能上有明顯優(yōu)勢(shì)。雙級(jí)固溶可以突破單級(jí)固溶溫度的上限，進(jìn)行高溫固溶處理，在不引起過(guò)燒的情況下使粗大第二相的溶解速度和固溶程度大幅度增加，達(dá)到和490 ℃單級(jí)固溶類似的基本消除粗大第二相的效果(圖 5(d))。同時(shí)雙級(jí)固溶中的低溫階段促進(jìn)了合金的回復(fù)，抑制了再結(jié)晶的發(fā)生和亞晶的長(zhǎng)大，使合金具有較好的晶粒尺寸和結(jié)構(gòu)。即，雙級(jí)固溶結(jié)合了高溫單級(jí)固溶充分溶解粗大第二相和低溫單級(jí)固溶中再結(jié)晶和亞晶尺寸較小的雙重優(yōu)勢(shì)，故雙級(jí)固溶處理后的樣品，力學(xué)性能和斷裂韌性均超過(guò)單級(jí)固溶的最大值，斷口表現(xiàn)為韌窩型穿晶斷裂，韌窩內(nèi)粗大第二相較少(圖 9(d))。

固溶后預(yù)析出的樣品，隨著預(yù)析出溫度的降低(420 ℃保溫0.5 h)，合金元素的溶解度減小，以粗大第二相的形式析出(圖7)，這些第二相往往是粗大平衡相，無(wú)強(qiáng)化效果，同時(shí)也導(dǎo)致淬火后固溶體的過(guò)飽和度降低，時(shí)效過(guò)程中沉淀強(qiáng)化相的密度變小，體積分?jǐn)?shù)降低，強(qiáng)化效果減弱。此外，淬火溫度降低導(dǎo)致淬火后的空位濃度降低，不利于沉淀強(qiáng)化相的析出，也導(dǎo)致合金的強(qiáng)度非常低，僅與440 ℃單級(jí)固溶 樣品的強(qiáng)度類似。固溶后預(yù)析出中的升溫階段(室溫1 h升到480 ℃)促進(jìn)了合金的回復(fù)，抑制了再結(jié)晶的發(fā)生和亞晶的長(zhǎng)大，但后期的降溫預(yù)析出使亞晶界上析出粗大的η相(圖8(e))。在實(shí)際材料中，大角度晶界阻礙位錯(cuò)的運(yùn)動(dòng)，導(dǎo)致位錯(cuò)在晶界處塞積，產(chǎn)生應(yīng)變集中。一般亞晶的存在會(huì)降低應(yīng)變集中，從而增加了裂紋擴(kuò)展的阻力，對(duì)斷裂韌性有利，但如果亞晶界上有粗大的析出相，它對(duì)斷裂韌性將會(huì)產(chǎn)生和大角度晶界類似的作用，微裂紋易沿著亞晶界傳播，對(duì)斷裂韌性不利。如圖9(e) 所示，固溶后預(yù)析出樣品的斷口為明顯的沿晶斷裂，但和490 ℃單級(jí)固溶樣品的斷口相比，晶界面較小，亞晶形貌明顯，這即是裂紋沿亞晶界擴(kuò)展的結(jié)果。

4 結(jié)論

(1) 470 ℃以下單級(jí)固溶，隨著固溶溫度的升高，粗大第二相逐漸溶解，溶質(zhì)原子的沉淀強(qiáng)化占主導(dǎo)地位，合金強(qiáng)度升高； 470 ℃以上單級(jí)固溶，粗大第二相減少到一定程度，再結(jié)晶百分?jǐn)?shù)和亞晶尺寸迅速增大，軟化因素占主導(dǎo)地位，合金強(qiáng)度降低。雙級(jí)固溶基本消除粗大第二相，同時(shí)抑制了再結(jié)晶和亞晶的長(zhǎng)大，故強(qiáng)度比單級(jí)固溶的最大值還高。固溶后預(yù)析出，基體中重新析出粗大第二相，無(wú)強(qiáng)化效果，導(dǎo)致合金強(qiáng)度非常低，僅與440 ℃單級(jí)固溶類似。

(2) 單級(jí)固溶中，隨著固溶溫度的升高，粗大第二相減少，斷裂韌性提高，但隨著溫度的進(jìn)一步升高，再結(jié)晶百分?jǐn)?shù)和亞晶尺寸迅速增大，沿晶斷裂比例增大，斷裂韌性降低。雙級(jí)固溶后，粗大第二相充分融入基體，再結(jié)晶和亞晶尺寸較小，斷裂韌性超過(guò)單級(jí)固溶樣品斷裂韌性的最大值。固溶后預(yù)析出，基體中析出大量第二相，雖然再結(jié)晶百分?jǐn)?shù)和亞晶尺寸較小，但亞晶界析出粗大的η相，導(dǎo)致裂紋沿亞晶界傳播，斷裂韌性非常低，僅與460 ℃單級(jí)固溶類似。

[1] Heinz A, Haszler A, Keidel C, et al. Recent development in aluminium alloys for aerospace applications[J]. Mater Sci Eng A,2000, 280(1): 102-107.

[2] Dixit M, Mishra R, Sankaran K K. Structure-property correlations in Al 7050 and 7055 high-strength aluminum alloys[J]. Mater Sci Eng A, 2008, 478(1/2): 163-172.

[3] LI Jin-feng, Birbilis N E. Influence of retrogression temperature and time on the mechanical properties and exfoliation corrosion behavior of aluminium alloy AA7150[J]. Materials Characterization, 2009, 60(11): 1334-1341.

[4] LI Zhi-hui, XIONG Bai-qiang, ZHANG Yong-an, et al.Investigation on strength, toughness and microstructure of an Al-Zn-Mg-Cu alloy pre-stretched thick plate in various ageing tempers[J]. Journal of Materials Processing Technology, 2008,209(4): 2021-2027.

[5] WANG Wei-wei, JIA Bin-bin, LUO Shou-jing. Effect of heat treatment on mechanical properties of thixoformed 7A09 aluminum alloy[J]. Trans Nonferrous Met Soc China, 2009,19(2): 337-342.

[6] DENG Yun-lai, WAN Li, ZHANG Yong, et al. Evolution of microstructures and textures of 7050 Al alloy hot-rolled plate during staged solution heat-treatments[J]. Journal of Alloys and Compounds, 2010, 498(1): 88-94.

[7] Toda H, Nishimura T, Uesugi K, Yoshio Suzuki, Masakazu Kobayashi. Influence of high-temperature solution treatments on mechanical properties of an Al-Si-Cu aluminum alloy[J]. Acta Materialia, 2010, 58(6): 2014-2025.

[8] Huang L P, Chen K H, Li S, et al. Influence of high-temperature pre-precipitation on local corrosion behaviors of Al-Zn-Mg alloy[J]. Scripta Materialia, 2007, 56(4): 305-308.

[9] Dorward R C, Beemtsen D J. Grain structure and quench rate effects on strength and toughness of AA 7050 AI-Zn-Mg-Cu-Zr alloy plate[J]. Metallurgical and Materials Transactions A, 1995,26: 248l-2484.

[10] 劉文輝, 張新明, 李惠杰, 等. 固溶處理對(duì) 7A55鋁合金斷裂韌性的影響[J]. 中南大學(xué)學(xué)報(bào): 自然科學(xué)版, 2007, 38(1):41-45.LIU Wen-hui, ZHANG Xin-ming, LI Hui-jie, et al. Effect of solution on fracture toughness of 7A55 aluminum alloy[J].Journal of Central South University: Science and Technology,2007, 38(1): 41-45.

[11] Chen K H, Liu H W, Zhang Z. The improvement of constituent dissolution and mechanical properties of 7055 aluminum alloy by stepped heat treatments[J]. Journal of Materials Processing Technology, 2003, 142(1): 190-196.

[12] 潘志軍, 黎文獻(xiàn). 高強(qiáng)鋁合金斷裂韌性的研究現(xiàn)狀及展望[J].材料導(dǎo)報(bào), 2002, 16(7): 14-17.PAN Zhi-jun, LI Wen-xian. Current status and future trends of research on fracture toughness of high strength aluminum alloys[J]. Materials Review, 2002, 16(7): 14-17.

[13] Alarcon O E, Nazar A M, Monteiro W A. The effect of microstructure on the mechanical behavior and fracture mechanism in a 7050-T76 aluminum alloy[J]. Materials Science and Engineering A, 1991, 138(2): 275-285.

[14] Fjeldly A, S A, Roven H J. Strain localisation in solution heat treated Al-Zn-Mg alloys[J]. Materials Science and Engineering A, 2001, 300(1/2): 165-170.

[15] GB 4161—84, 金屬材料平面應(yīng)變斷裂韌度KIC實(shí)驗(yàn)方法[S].GB 4161—84, Standard test method for plane-strain fracture toughness of metallic materials[S].

[16] LIU Gang, SUN Jun, NAN Ce-wen, et al. Experiment and multiscale modeling of the coupled influence of constituents and precipitates on the ductile fracture of heat-treatable aluminum alloy[J]. Acta Materialia, 2005, 53(6): 3459-3468.

[17] Gokhale A M, Deshpande N U, Denzer D K, et al. Relationship between fracture toughness, fracture path, and microstructure of 7050 aluminum alloy (Part Ⅱ): Multiple micromechanismsbased fracture toughness model[J]. Metall Mater Trans A, 1998,29(4): 1203-1210.

[18] Cvijovi? Z, Rakin M, Vratnica M, et al. Microstructural dependence of fracture toughness in high-strength 7000 forging alloys[J]. Engineering Fracture Mechanics, 2008, 75(8):2115-2129.