喻 征，趙曉東，李 飛，陳慧琴

(太原科技大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，太原 030024)

鑄態(tài)Al-Zn-Mg-Cu高強(qiáng)鋁合金熱拉伸力學(xué)性能及斷裂行為

喻 征，趙曉東，李 飛，陳慧琴

(太原科技大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，太原 030024)

運(yùn)用Gleeble-1500D熱模擬試驗(yàn)機(jī)對(duì)鑄態(tài)Al-Zn-Mg-Cu高強(qiáng)鋁合金進(jìn)行高溫拉伸實(shí)驗(yàn)，利用光學(xué)顯微鏡(OM)觀察斷口附近的微觀組織，用掃描電子顯微鏡(SEM)觀察斷口形貌。結(jié)果表明，變形溫度在340℃ ～420℃，應(yīng)變速率為0.01 s-1時(shí)，隨著溫度升高，峰值應(yīng)力、峰值應(yīng)變、斷裂應(yīng)變、斷面收縮率、延伸率均下降;變形溫度為360℃，應(yīng)變速率為0.1 s-1～1 s-1時(shí)，隨著應(yīng)變速率的增大，峰值應(yīng)力、峰值應(yīng)變均增大，斷裂應(yīng)變減小，斷面收縮率和延伸率有下降的趨勢(shì)。該合金高溫拉伸過(guò)程中的軟化機(jī)制主要為動(dòng)態(tài)回復(fù)。高溫拉伸的斷口形貌為韌性斷裂。斷口表面的粗大脆硬相對(duì)材料的性能有嚴(yán)重影響。

Al-Zn-Mg-Cu合金;高溫拉伸;力學(xué)性能;斷口形貌

Al-Zn-Mg-Cu系高強(qiáng)鋁合金具有高比強(qiáng)度和良好的綜合性能，是世界各國(guó)航空、航天及軍事領(lǐng)域不可或缺的結(jié)構(gòu)材料[1-2]。該系合金中Zn、Mg和Cu含量較高，通過(guò)時(shí)效進(jìn)行強(qiáng)化，同時(shí)也降低了其熱加工性能[3]。在熱加工過(guò)程中溫度、應(yīng)變速率對(duì)最終的組織及性能起著重要作用，熱變形參數(shù)選擇不當(dāng)容易造成開裂[4]。呂丹[5]等研究了不同應(yīng)力狀態(tài)下6061鋁合金的力學(xué)性能及斷裂行為，發(fā)現(xiàn)隨著缺口半徑增大，應(yīng)力三軸度降低。韓劍[6]對(duì)7系鋁合金斷裂性能及微合金化進(jìn)行研究，發(fā)現(xiàn)加入稀土Y可以大大提高合金的韌性，同時(shí)抑制了粗大共晶組織的形成，減少了裂紋的擴(kuò)展源。陳康華[7]等發(fā)現(xiàn)7055鋁合金強(qiáng)化固溶后，殘余結(jié)晶相引起的晶內(nèi)韌窩減少，沿晶斷裂增加。劉文輝[8]研究了位錯(cuò)滑移對(duì)鋁合金斷裂行為的影響，揭示了晶體取向是影響空洞形狀、空洞長(zhǎng)大方向、空洞加速聚合以及裂紋形成的原因。王燕[9]等對(duì)5E06和5E83鋁合金冷軋板的疲勞斷裂行為進(jìn)行研究，發(fā)現(xiàn)合金中Mg固溶量的增加可減緩裂紋擴(kuò)展速率。文康[10]研究了高強(qiáng)高韌Al-Zn-Mg-Cu合金疲勞斷裂性能，發(fā)現(xiàn)過(guò)時(shí)效狀態(tài)Al-Zn-Mg-Cu合金的斷裂韌性主要受第二相粒子的影響，其斷裂方式以粗大第二相粒子引起的韌窩斷裂為主。對(duì)于鋁合金斷裂行為的研究已經(jīng)不少，但是對(duì)于鑄態(tài)鋁合金熱變形過(guò)程中力學(xué)性能及斷裂行為的研究還很少。本文通過(guò)對(duì)鑄態(tài)Al-Zn-Mg-Cu高強(qiáng)鋁合金熱變形力學(xué)行為、微觀組織及斷口形貌進(jìn)行研究，以期能對(duì)該合金鍛造過(guò)程工藝的制定提供依據(jù)。

1 實(shí)驗(yàn)材料與方法

實(shí)驗(yàn)所用材料為Al-7.6Zn-1.5Mg-1.75Cu-0.12 Zr合金鑄錠，將合金加工成Φ10×121.5 mm的拉伸試樣，在Gleeble-1500D熱力模擬試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行拉伸實(shí)驗(yàn)。變形溫度為340℃ ～420℃，應(yīng)變速率為0.01 s-1～1 s-1。熱拉伸實(shí)驗(yàn)程序:試樣以10℃/s的加熱速度升溫到420℃，保溫2 min，再以5℃/s的冷卻速度降溫到拉伸溫度，保溫1 min;然后開始拉伸直到試樣斷裂。由實(shí)驗(yàn)機(jī)自動(dòng)采集數(shù)據(jù)，得到應(yīng)力-應(yīng)變曲線。將拉斷后的試樣沿軸向切開，進(jìn)行研磨、拋光、腐蝕。腐蝕液:1%HF+1.5%HCl+ 2.5%HNO3+95%H2O.用ZAISS光學(xué)顯微鏡觀察金相組織;在另一半拉伸試樣上截取斷口，在日立S-4800型冷場(chǎng)發(fā)射掃描電子顯微鏡(SEM)觀察斷口形貌。

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 應(yīng)力-應(yīng)變曲線

圖1為試樣在熱拉伸過(guò)程中的真應(yīng)力-應(yīng)變曲線(圖1a，c)和名義應(yīng)力-應(yīng)變曲線(圖1b，d).真應(yīng)力-應(yīng)變曲線真實(shí)地反映了試樣拉伸過(guò)程中應(yīng)力和應(yīng)變的實(shí)際大小，同時(shí)也真實(shí)地反映出應(yīng)力隨著應(yīng)變的變化規(guī)律。由圖1a可以看出，相同應(yīng)變速率0.01 s-1條件下，340℃ ～420℃溫度范圍內(nèi)的真應(yīng)力隨著應(yīng)變的增大迅速增大，直至達(dá)到應(yīng)力峰值;此后應(yīng)力保持一段穩(wěn)定值后，應(yīng)力開始緩慢下降，直至斷裂。隨著溫度升高，峰值應(yīng)力、峰值應(yīng)變及斷裂應(yīng)變均下降。這是因?yàn)殡S著變形溫度的升高，原子熱振動(dòng)加快，位錯(cuò)更容易運(yùn)動(dòng)，異號(hào)位錯(cuò)進(jìn)行合并消失，顯著降低了晶粒內(nèi)部位錯(cuò)密度，強(qiáng)度降低。由真應(yīng)力-應(yīng)變曲線可以看出，隨著拉伸的進(jìn)行，材料的變形在應(yīng)變硬化與動(dòng)態(tài)軟化共同作用下不斷增加，且隨著應(yīng)變的增加，應(yīng)力的增長(zhǎng)速率越來(lái)越小，這是因?yàn)閼?yīng)變硬化與動(dòng)態(tài)軟化之間逐漸達(dá)到平衡。溫度越高，動(dòng)態(tài)回復(fù)越充分，動(dòng)態(tài)軟化可以在較短時(shí)間內(nèi)與應(yīng)變硬化達(dá)到平衡[11]，因此溫度越高，峰值應(yīng)變?cè)叫?。圖1c為360℃不同應(yīng)變速率條件下的真應(yīng)力-應(yīng)變曲線?？梢钥闯?，峰值應(yīng)力和峰值應(yīng)變均隨著應(yīng)變速率的增大而增大。

為了直觀地判斷縮頸和斷裂的開始點(diǎn)，圖1b、d給出了對(duì)應(yīng)的名義應(yīng)力-應(yīng)變曲線。圖1b、d中曲線上峰值點(diǎn)即為縮頸開始點(diǎn);最大應(yīng)變點(diǎn)即為斷裂應(yīng)變點(diǎn)?？s頸開始點(diǎn)是材料裂紋萌生的關(guān)鍵點(diǎn)[12]。局部縮頸開始，內(nèi)部裂紋開始萌生長(zhǎng)大，應(yīng)力迅速下降，直至試樣最終斷裂。溫度越高，縮頸開始點(diǎn)對(duì)應(yīng)的應(yīng)變?cè)叫。鸭y越容易萌生，斷裂時(shí)塑性越低[13]。

圖1 應(yīng)力-應(yīng)變曲線Fig.1 Stress-strain curves

在名義應(yīng)力-應(yīng)變曲線上判讀出縮頸開始應(yīng)變、斷裂應(yīng)變點(diǎn)，得出縮頸開始的應(yīng)力及斷裂時(shí)的應(yīng)力，將這兩個(gè)應(yīng)力值對(duì)應(yīng)到真應(yīng)力-應(yīng)變曲線上其對(duì)應(yīng)的應(yīng)變?yōu)榭s頸開始的真實(shí)應(yīng)變、和斷裂真實(shí)應(yīng)變值如圖2所示。由圖2a可以看出，應(yīng)變速率為0.01 s-1時(shí)，隨著溫度升高縮頸開始的真實(shí)應(yīng)變、斷裂真應(yīng)變均降低;由圖2b可以看出，溫度為360℃時(shí)，縮頸開始的真應(yīng)變隨著應(yīng)變速率的增大而增大，應(yīng)變速率為0.01 s-1時(shí)，斷裂真應(yīng)變最大為0.52 mm/mm.0.1 s-1～1s-1時(shí)，隨著應(yīng)變速率的增加斷裂真應(yīng)變幾乎不變約為0.4 mm/mm.

對(duì)拉伸后試樣進(jìn)行測(cè)量，得出溫度、應(yīng)變速率與斷面收縮率、延伸率的變化曲線如圖3所示。由圖3a可以看出，應(yīng)變速率為0.01 s-1時(shí)，隨著溫度升高，斷面收縮率、延伸率均降低;由圖3b可以看出，溫度為360℃時(shí)，斷面收縮率和延伸率在應(yīng)變速率0.1 s-1時(shí)最大;增大或減小應(yīng)變速率斷面收縮率和延伸率均降低。

斷面收縮率、延伸率、斷裂應(yīng)變的大小不僅與溫度、應(yīng)變速率有關(guān)，還與合金的微觀組織結(jié)構(gòu)有關(guān)，為此對(duì)其斷口附近微觀組織和斷口形貌進(jìn)行分析。

圖2 縮頸開始的真應(yīng)變和斷裂真應(yīng)變隨溫度(a)和應(yīng)變速率(b)的變化Fig.2 Variation of the true strain at the beginning of necking down and fracture true strain with temperatures(a)and strain rates(b)

圖3 斷面收縮率和延伸率隨溫度(a)和應(yīng)變速率(b)的變化Fig.3 Variation of area reduction and elongation rates with temperatures(a)and strain rates(b)

2.2 斷口附近微觀組織分析

圖4為變形溫度為340℃ ～420℃，應(yīng)變速率為0.01 s-1時(shí)斷口附近的組織?？梢钥闯觯冃螠囟葹?40℃、360℃時(shí)，斷口附近幾乎沒(méi)有再結(jié)晶組織，晶粒只是沿變形方向被拉長(zhǎng)，說(shuō)明該溫度下合金軟化機(jī)制主要是動(dòng)態(tài)回復(fù)，斷裂應(yīng)變主要受空洞的影響。變形溫度380℃、400℃、420℃時(shí)，斷口附近可以觀察到極少的細(xì)小再結(jié)晶組織，斷裂應(yīng)變受空洞和再結(jié)晶共同影響。380℃斷口附近的空洞比400℃多，但是斷裂應(yīng)變較大。這是因?yàn)?80℃時(shí)斷口附近再結(jié)晶區(qū)域多于400℃，晶粒尺寸較小時(shí)，其晶界數(shù)量增多，對(duì)裂紋擴(kuò)展的阻礙作用增大，導(dǎo)致了更大的裂紋擴(kuò)展抗力，使合金的裂紋擴(kuò)展速率降低，斷裂應(yīng)變?cè)龃骩14]。在斷口附近可以看到很多空洞，這些空洞主要沿晶界或第二相粒子處形核，弱化了晶界強(qiáng)度，在拉伸過(guò)程中空洞相互結(jié)合形成裂紋，最終導(dǎo)致失效。溫度越高，第二相越容易沿晶界析出，使得晶界處集聚的第二相粒子數(shù)越多。在變形之前，原本包圍在第二相周圍的位錯(cuò)環(huán)在平衡力的作用下處于靜止，隨著拉伸的進(jìn)行，位錯(cuò)環(huán)開始向第二相運(yùn)動(dòng)，當(dāng)?shù)诙嗯c基體的界面能小于位錯(cuò)環(huán)前沿所累積的彈性應(yīng)變能時(shí)，就會(huì)在界面處形成新的表面，從而形成顯微空洞。因此，溫度越高，在晶界處形成的空洞越多，越容易萌生裂紋，裂紋及空洞相互連接，使得合金在較短時(shí)間斷裂，斷裂應(yīng)變?cè)叫　?/p>

圖4 應(yīng)變速率為0.01 s-1斷口附近組織Fig.4 Microstructures near the fracture at strain rate 0.01 s-1

圖5為變形溫度為360℃，應(yīng)變速率為0.1 s-1～1 s-1時(shí)斷口附近組織?？梢钥闯?，隨著應(yīng)變速率的增加，部分細(xì)小的空洞來(lái)不及長(zhǎng)大，空洞所占基體的面積減少，斷口附近沒(méi)有再結(jié)晶晶粒，晶粒沿變形方向被拉長(zhǎng)。隨著應(yīng)變速率的增加，縮短了變形所需要的時(shí)間，位錯(cuò)的增值和堆積程度增加，使得位錯(cuò)難于運(yùn)動(dòng)，容易造成應(yīng)力集中，促進(jìn)了裂紋的萌生，導(dǎo)致裂紋擴(kuò)展阻力減小，減小斷裂應(yīng)變。

圖5 360℃斷口附近組織Fig.5 Microstructures near the fracture at 360℃

2.3 斷口形貌分析

金屬材料的斷口形貌主要受加載方式和內(nèi)部結(jié)晶組織的影響，可以反映外力的加載方式和材料局部斷裂抗力之間的關(guān)系[15]。材料的斷裂是一個(gè)不可逆的過(guò)程，然而斷口卻記錄了從裂紋萌生到斷裂發(fā)生的整個(gè)過(guò)程，所以對(duì)斷口的分析可以對(duì)斷裂的過(guò)程進(jìn)行全面了解，找到引起材料斷裂的原因，判定斷裂的性質(zhì)。圖6a、b、c為340℃、380℃、400℃，應(yīng)變速率為0.01 s-1時(shí)的斷口形貌?？梢钥闯鰯嗫诒砻嬗泻芏嗉?xì)小的韌窩，韌窩底部有第二相粒子存在。從圖6b、c箭頭所指位置可以看出斷口表面可以看到一些微裂紋并且斷面有些區(qū)域呈冰糖狀，存在沿晶脆性斷裂特征，導(dǎo)致出現(xiàn)脆性斷裂的原因是因?yàn)?80℃、420℃時(shí)發(fā)生了少量再結(jié)晶，再結(jié)晶的晶界為大角度晶界，容易成為析出相的形核位置，導(dǎo)致析出相在晶界大量聚集，加強(qiáng)了晶界的強(qiáng)度，但是容易造成沿晶斷裂。因此鑄態(tài)高強(qiáng)鋁合金的斷裂方式以韌性斷裂為主，部分區(qū)域出現(xiàn)了脆性斷裂。鑄態(tài)均勻化后的鋁合金中存在粗大的難溶相和析出相，這些相質(zhì)硬且脆，在變形時(shí)與基體產(chǎn)生很大的差異，在變形時(shí)會(huì)產(chǎn)生很大的應(yīng)力集中而產(chǎn)生裂紋，拉伸時(shí)，這些裂紋長(zhǎng)大，臨近的微裂紋連接形成較大的裂紋，而基體中細(xì)小的脆硬相與基體作用產(chǎn)生韌窩[16]。溫度越高，韌窩越大，韌窩越少。

圖6d、e、f為360℃，應(yīng)變速率為0.1 s-1～1 s-1時(shí)的斷口形貌?？梢钥闯鰬?yīng)變速率為0.1 s-1～1 s-1時(shí)斷口表面有很多韌窩，隨著應(yīng)變速率的增加，韌窩變小變淺，塑性降低。

圖6 斷口形貌Fig.6 Fractures

為了確定該高強(qiáng)鋁合金斷口表面第二相的成分，利用能譜儀對(duì)斷口表面第二相進(jìn)行定性分析，能譜分析結(jié)果如圖7所示。能譜分析結(jié)果表明，第二相主要是為 T相(AlZnMgCu)和富 Fe相(Al7Cu2Fe)粗大第二相粒子。脆性的第二相呈網(wǎng)狀分布在基體晶界上時(shí)，會(huì)把基體在空間上相互分割開，從而使得塑性變形能力無(wú)從發(fā)揮，經(jīng)少量變形后，即沿著連續(xù)的脆性相產(chǎn)生開裂，使合金的塑韌性急劇下降。脆性相越多，合金的塑性越差[17]。因此，鋁合金應(yīng)采取合理的均勻化退火制度，減少粗大脆硬相的存在，防止高強(qiáng)鋁合金在鍛造過(guò)程中發(fā)生開裂。

圖7 斷口表面第二相的能譜分析結(jié)果Fig.7.EDS analysis results of second phase on the fracture surface

3 結(jié)論

(1)變形溫度在340℃ ～420℃，應(yīng)變速率為0.01s-1時(shí)，隨著溫度升高，峰值應(yīng)力、峰值應(yīng)變、斷裂應(yīng)變、斷面收縮率、延伸率均下降;變形溫度為360℃，應(yīng)變速率為0.1 s-1～1 s-1時(shí)，隨著應(yīng)變速率的增大，峰值應(yīng)力、峰值應(yīng)變均增大，斷裂應(yīng)變減小，斷面收縮率和延伸率有下降的趨勢(shì)。

(2)合金高溫拉伸過(guò)程中的軟化機(jī)制主要為動(dòng)態(tài)回復(fù)，在380℃、400℃、420℃時(shí)，應(yīng)變速率為0.01 s-1時(shí)可觀察到極少的細(xì)小動(dòng)態(tài)再結(jié)晶組織，鋁合金再結(jié)晶的晶界為大角度晶界，容易成為析出相的形核位置，導(dǎo)致析出相在晶界大量聚集，加強(qiáng)了晶界的強(qiáng)度，但是容易造成沿晶斷裂。

(3)合金高溫拉伸的斷口形貌以韌性斷裂為主，部分區(qū)域出現(xiàn)了脆性斷裂。斷口表面的粗大脆硬相對(duì)材料的斷裂具有嚴(yán)重影響。

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Hot Tensile Mechanical Properties and Fracture Behavior of Al-Zn-Mg-Cu High Strength Alloy

YU Zheng，ZHAO Xiao-dong，LI Fei，CHEN Hui-qin
(School of Material Science and Engineering，Taiyuan University of Science and Technology，Taiyuan 030024，China)

Hot tensile experiments of as-cast Al-Zn-Mg-Cu high strength alloy were carried out by means of a Gleeble-1500D thermo-mechanical modeling simulator.Microstructures near the fractures and fractography were analyzed by Optical Microscope(OM)and Scanned Electron Microscope(SEM).The results indicate that peak stress，peak strain，fracture strain，area reduction and elongation rate decrease with increasing temperatures in the temperature ranges of 340℃ ～420℃ and strain rate of 0.01 s-1.Peak stress and peak strain increase with increasing strain rates;Fracture strain，area reduction and elongation decrease with increasing strain rates.Dynamic recovery dominants during the hot tensile.The mixed fracture of ductile fracture and brittle fracture was observed by analyzed the hot tensile fractography.Coarse and brittle hard phases in the alloy have an important effects on hot tensile properties of the alloy.

Al-Zn-Mg-Cu Alloy;hot tensile;mechanical properties;fractography

TG359

A

10.3969/j.issn.1673-2057.2015.04.011

1673-2057(2015)04-0294-07

2015-01-12

國(guó)家自然科學(xué)基金(51175361)

喻征(1988-)，女，碩士研究生，主要研究方向?yàn)殡y變形合金鍛造理論與技術(shù);通訊作者:陳慧琴，教授，E-mail: chenhuiqin@tyust.edu.cn