林亮華，劉志義，韓向楠

(1.東華理工大學機械與電子工程學院，江西南昌，330013；2.中南大學材料科學與工程學院，湖南長沙，410083)

高強Al-Zn-Mg-Cu合金厚板是航空航天工業(yè)的重要結構材料，該系合金在單級峰時效條件下具有較高的強度，但由于其斷裂韌性和抗應力腐蝕性不足，限制了其在工程上的應用和發(fā)展。采用雙級過時效工藝，可以在較大范圍內對合金的微觀組織進行調控，達到提高鋁合金的斷裂韌性和抗應力腐蝕性能的目的[1-5]。不同的時效制度可改變合金中第二相的尺寸、密度和分布，是提高合金斷裂韌性的最重要途徑之一。CVIJOVI? 等[6]指出細小析出相有利于抵抗變形而提高斷裂韌性，但析出相引起硬化并伴隨著局部滑移，進而產生局部應力集中使合金斷裂韌性下降。根據(jù)GARRETT 等[7]提出的模型，對于具有相同斷裂機理的合金(包括處理狀態(tài))，斷裂韌性KIC正比于nσ0.5y(其中，n為加工硬化指數(shù)，σy為屈服強度)，而KAMP等[8]對過時效鋁合金斷裂韌性的研究得到截然不同的結論，其認為KIC與KγA/σγ-0.5y成正比例關系(其中σy為屈服強度，KA為Ashby加工硬化指數(shù)，γ為常數(shù))。國內相關研究也普遍認為合金的斷裂韌性隨抗拉強度的下降而升高[9-11]。由此可見，析出相對合金斷裂韌性的影響較復雜，相關的作用機理并不明確，合金斷裂韌性與屈服強度之間存在何種關系也有待進一步分析。為此，本文作者對不同熱處理狀態(tài)下的合金斷裂韌性與屈服強度的關系進行研究，從析出相的數(shù)量、尺寸與分布探討強化相與合金斷裂韌性的關系，以便為發(fā)展同時具備高強度高韌性鋁合金提供理論參考。

1 實驗材料和方法

實驗材料為厚度18 mm 的Al-Zn-Mg-Cu 合金熱軋板，其化學成分(質量分數(shù))為：Zn 6.10%，Mg 2.50%，Cu 1.80%，Mn 0.04%，Cr 0.25%，Ti 0.04%，其余為Al。板材經470 ℃/1 h 固溶處理后水淬，并進行2%預拉伸變形，然后按表1中的工藝參數(shù)進行人工時效處理，測試室溫拉伸性能、斷裂韌性。

斷裂韌性測試按GB/4161—2007“金屬材料平面應變斷裂韌性KIC試驗方法”進行。采用標準緊湊拉伸試樣，取樣方向為LT 方向，每個狀態(tài)取3個試樣，然后取平均值。所選用的設備為INSTROL MTS810 萬能試驗機，預制裂紋的加載頻率為10 Hz，預制裂紋長度為2 mm，裂紋擴展試驗拉伸速度為1 mm/min，計算機采樣頻率為10 Hz。

表1 Al-Zn-Mg-Cu合金板材時效工藝參數(shù)Table1 Parameters of heat treatments of Al-Zn-Mg-Cu alloy plate

室溫拉伸試驗按照GB/T 2281—2001“金屬材料拉伸試驗-室溫試驗方法”進行，采用棒狀試樣，沿軋制板材橫向選取。拉伸設備為CMT5105微機控制萬能電子試驗機，采用2 mm/min 拉伸速率?？估瓘姸扔蓛x器自動獲取，屈服強度通過載荷-位移曲線作圖求出。每個狀態(tài)的室溫拉伸性能參數(shù)均取3個試樣測試結果的算術平均值。不同熱處理狀態(tài)的合金加工硬化指數(shù)按照GB/T 5028—2008“金屬材料薄板和薄帶拉伸應變硬化指數(shù)n的測定”方法進行，將拉伸試驗機上得到的工程應力-應變曲線轉化為材料的真應力-真應變曲線，然后計算硬化指數(shù)。

利用FEI TecaniG220型透射電子顯微鏡對不同處理狀態(tài)合金微觀組織進行分析，電子加速電壓為200 kV。先用砂紙將樣品厚度減薄至0.1 mm，并沖出直徑為3 mm的圓片。用MTP-1型雙噴電解減薄儀將圓片中心部位電解至穿孔，所用的電解溶液為70%(體積分數(shù)，下同)CH3OH+30%HNO3溶液，控制電解電流為70~80 mA。在雙噴過程中，采用往溶液中加入液氮的方法將溫度控制在-30 ℃以下。利用FEI Quanta200 掃描電子顯微鏡進行斷口分析和物相能譜分析，試樣經超聲波酒精清洗吹干，在二次電子模式下觀察，加速電壓為20 kV。

2 結果與分析

2.1 斷裂韌性

圖1 不同時效狀態(tài)下合金斷裂韌性Fig.1 Fracture toughnesses of alloy at different aging treatments

圖1所示為合金在不同時效狀態(tài)下的斷裂韌性。從圖1可知：隨著一級時效時間延長，斷裂韌性小幅度升高；當一級時效時間從6 h 增加至10 h時，斷裂韌性從53 MPa·m1/2提高到55.6 MPa·m1/2；隨著二級時效時間延長或溫度升高，斷裂韌性也隨之提高；當二級時效時間從10 h延長到30 h時，斷裂韌性從46.4 MPa·m1/2提高至54.4 MPa·m1/2；當二級時效溫度從155 ℃提高到170 ℃時，斷裂韌性從53.8 MPa·m1/2提高至55.5 MPa·m1/2。在以上不同熱處理狀態(tài)下，樣品斷裂韌性與屈服強度的關系如圖2所示。從圖2發(fā)現(xiàn)樣品斷裂韌性與屈服強度之間呈顯著線性關系，相關性系數(shù)為0.96。顯然，隨著合金屈服強度增加，斷裂韌性呈線性降低。

圖2 合金斷裂韌性與屈服強度的關系Fig.2 Relationship between fracture toughness and yield strength

2.2 加工硬化指數(shù)

Al-Zn-Mg-Cu合金經不同雙級時效工藝處理后測量的真應力-真應變曲線以及根據(jù)Holloman方法計算的加工硬化指數(shù)見圖3。從圖3可以看出：隨著二級時效時間從10 h延長至30 h，合金加工硬化指數(shù)由0.21提高至0.28。合金的加工硬化指數(shù)是反映合金變形能力的重要參數(shù)，通常加工硬化能力越大的合金，其變形時位錯滑移均勻性越高，即變形均勻性越強，材料韌性越高[7]。圖3所示結果間接表明延長二級時效時間有利于板材均勻變形，提高合金斷裂韌性，與韌性測試結果相吻合。

2.3 顯微組織

圖3 不同二級時效時間合金真應力σt-真應變εt曲線和加工硬化指數(shù)nFig.3 True stress-true strain curves and hardening exponentnof Al-Zn-Mg-Cu alloy subjected to different heat treatments

圖4所示為不同時效狀態(tài)合金在[100]Al晶帶軸下的電子衍射結果。根據(jù)Al-Zn-Mg-Cu 合金在[100]Al晶帶軸下的標準衍射斑點示意圖(圖4(c))可以對合金中的主要析出相類型進行判定。從圖4可見：當二級時效時間為10 h 時，衍射花樣中{1，(2n+1)/4，0}位置出現(xiàn)亮斑(圖4(a)空心箭頭所指位置)，這些斑點對應GP區(qū)的衍射；在同個衍射花樣中，1/3{220}和2/3{220}位置出現(xiàn)明顯的衍射斑(圖4中實心箭頭所指位置)，這些點是η′和η相對應的衍射斑點。由此可見，該時效狀態(tài)下合金中的主要析出相為GP區(qū)和η′相。第二級時效時間為30 h時的合金電子衍射結果見圖4(b)，此時已觀察不到GP 區(qū)的斑點，而在1/3{220}和2/3{220}位置的斑點清晰，表明該狀態(tài)下合金中主要析出相為η′和η相。

圖4 不同時效狀態(tài)合金[100]Al晶帶軸下的衍射斑點Fig.4 Diffraction patterns of Al-Zn-Mg-Cu alloy subjected to various heat treatments

不同時效工藝對合金析出相組織的影響如圖5所示。從圖5可見合金晶內析出相呈球狀或短棒狀，結合圖4中對應的衍射斑點，可以確定這些細小析出相主要為η′相。當二級時效時間為10 h 時，晶內析出相細小彌散分布，同時也觀察到不均勻分布的粗大棒狀η 相(圖5(a))。在晶界上同樣觀察到粗大η相以及晶界附近一定寬度的無析出帶。隨著第二級時效時間延長，合金晶內析出相發(fā)生明顯粗化，析出相數(shù)量密度下降；同時，晶界上析出相也變得粗大，且相與相之間的間距變寬，晶界附近的無沉淀析出帶寬度也顯著增大(圖5(b)和(c))。對比不同二級時效溫度下的析出相組織可知：隨著二級時效溫度提高，晶內析出相和晶界析出相都明顯長大，晶界無析出帶變寬(見圖5(c)，(e)和(f))。對比不同一級時效工藝下的組織發(fā)現(xiàn)：一級時效時間和一級時效溫度對合金顯微組織的影響較小(如圖5(c)和(d)所示)，這與一級時效工藝對Al-Zn-Mg-Cu合金性能的影響較小相一致。

2.4 斷口形貌

圖5 不同時效工藝對合金顯微組織的影響Fig.5 Effect of aging parameters on microstructure of Al-Zn-Mg-Cu alloy

圖6 不同過時效狀態(tài)鋁合金斷裂韌性試樣斷口形貌Fig.6 Fracture surfaces of Al-Zn-Mg-Cu alloy treated at different aging conditions

圖6所示為3種不同熱處理狀態(tài)預拉伸板斷裂韌性試樣斷口形貌。從圖6可見：所有狀態(tài)試樣的裂紋擴展區(qū)均為典型韌窩特征和少量解理平面，韌窩中可見破碎的脆性相粒子；在時效工藝為120 ℃/8 h+162 ℃/10 h 時，合金瞬斷區(qū)(見圖6(d))包括剪切斷裂表面，粗大第二相形成的韌窩以及較大面積的解理平面，由于解理平面是裂紋沿晶斷裂的結果，因此，在斷口上解理平面所占區(qū)域越大，斷裂韌性越低；隨二級時效時間延長，穿晶斷裂比例增加，解理平面所占比例減少(見圖6(e)和(f))，斷口主要以韌窩特征為主，合金斷裂韌性提高。

3 分析與討論

鋁合金斷裂韌性與拉伸性能的關系一直被材料工作者所關注[12-13]。HAHN等[13]從材料形變硬化指數(shù)和屈服應力的角度建立斷裂韌性數(shù)學模型并得到下面關系式：

式中：C為常數(shù)；ε*C為裂紋發(fā)生擴展的臨界應變；n為加工硬化指數(shù)；ν為泊松比；E和σy分別為彈性模量和屈服強度。式(1)表明合金斷裂韌性隨屈服強度增加而升高，這顯然與本實驗結果不相符。根據(jù)圖2所示結果，不同雙級時效態(tài)下的斷裂韌性隨屈服強度升高而呈近似線性下降的規(guī)律。造成二者不一致的最主要原因是式(1)并沒有考慮到第二相粒子等其他組織因素的影響，因此，在對鋁合金斷裂韌性分析中，應用式(1)時還應當考慮組織因素和斷裂機理。

合金的斷裂韌性反映的是材料對裂紋失穩(wěn)擴展的抵抗能力，由裂紋的形核與擴展決定。高強鋁合金中裂紋的形成更多是微孔聚集成核以及雜質第二相成核所致。由于粗大第二相與基體的晶體結構差別很大，在塑性變形中造成變形不一致，從而容易在第二相粒子與基體界面處產生應力集中，并形成細小微孔。隨著變形進一步進行，微孔不斷聚集、長大，最終形成宏觀裂紋并導致斷裂發(fā)生[14]。由此可見合金中的粗大雜質相對斷裂韌性有很大影響。STONE 等[15]對鋁合金中的夾雜相的系統(tǒng)研究表明合金斷裂韌性與雜質相的體積分數(shù)fc及半徑D存在以下關系：

式(2)說明雜質相的體積分數(shù)越小、半徑越大，合金斷裂韌性越高，也意味著降低合金中的過剩相數(shù)量可顯著提高合金的斷裂韌性。本實驗用Al-Zn-Mg-Cu合金通過嚴格控制Fe和Si雜質元素含量使該合金具有比同類合金更高的斷裂韌性。晶粒形態(tài)也是影響材料斷裂韌性的重要因素[16-17]。一般地，具有部分再結晶的纖維狀晶粒組織對提高斷裂韌性最有利，完全再結晶的等軸晶粒斷裂韌性較低，并且還符合斷裂韌性隨晶粒粒徑減小而增大這一規(guī)律。在本實驗中，Al-Zn-Mg-Cu合金在相同的條件下經固溶處理，再經不同雙級時效后基體中的雜質相基本保持不變。不同時效條件下鋁合金組織中主要由大量細小亞晶粒構成，雙級時效工藝對晶粒組織影響很小，因此，本實驗中雙級時效對合金斷裂韌性的影響主要由析出相特征決定。

從圖4和圖5可知：當二級時效時間較短時，晶內的主要析出物為η′相和GP區(qū)。由于GP區(qū)和基體為共格關系，η′相和基體為半共格關系，變形時位錯容易切過GP 區(qū)和小尺寸的η′相，此時，位錯是在同一滑移面上進行，使形成集中剪切帶的可能性增加。并且由于晶內具有較高的強度而晶界及晶界無析出帶強度低，二者之間存在很大的強度差，加劇位錯在晶界處塞積和應力集中，因而，該組織對應較低的斷裂韌性。隨著過時效程度增大，GP區(qū)消失，同時，η′相粗化和部分η′相轉變?yōu)槠胶猞?相，出現(xiàn)位錯以繞過粒子的方式向前移動，位錯在運動中既有切過方式也有繞過方式使合金變形的均勻性增加。在圖6所示的斷口形貌中觀察到沿晶解理平面隨過時效程度提高而減少，這正是合金變形均勻性提高的結果。此外，圖3中不同熱處理狀態(tài)下合金加工硬化指數(shù)同樣支持這一結論。從細觀損傷理論來講，材料的硬化指數(shù)通過影響空穴粗化的延緩來影響裂紋擴展行為。硬化指數(shù)越小，材料中相鄰兩空穴越容易接合[18]，空穴聚合對應材料失穩(wěn)破壞，因而，硬化指數(shù)高的材料斷裂韌性較高。

過時效程度增加除了引起晶內強化相的粗化外，還導致基體與晶界上的強度差進一步降低，晶界抵抗變形能力增強，裂紋沿晶斷裂的比例下降，從而表現(xiàn)為合金斷裂韌性提高。由此不難看出過時效程度增加導致組織中存在2個相互競爭的因素：一個是降低晶界/晶內強度差提高晶界抵抗裂紋擴展的能力，另一個是晶界析出相粗化對晶界開裂的促進作用。根據(jù)本實驗的研究結果，在過時效的Al-Zn-Mg-Cu合金中，通過合理延長時效時間使得第一個因素的作用大于第二因素的作用。

4 結論

1)在雙級時效狀態(tài)下，Al-Zn-Mg-Cu合金斷裂韌性隨二級時效溫度的升高或時效時間的延長而明顯提高，過時效態(tài)合金斷裂韌性與屈服強度呈負線性相關性。

2)隨著一級和二級時效時間延長，晶內析出相尺寸逐漸增大，晶界析出相也隨之粗化，無析出帶寬度增加，引起晶內和晶界強度差異減小，穿晶斷裂比例增加，合金斷裂韌性提高。其中，提高合金過時效程度導致晶界析出相粗化對斷裂韌性的影響小于晶內析出相粗化的影響。

3)通過延長雙級時效時間、提高過時效程度，合金加工硬化指數(shù)提高，合金變形均勻性增加，從而合金的斷裂韌性增強。