過(guò)時(shí)效態(tài)Al-Zn-Mg-Cu合金斷裂韌性與顯微組織分析

林亮華，劉志義，韓向楠

(1.東華理工大學(xué)機(jī)械與電子工程學(xué)院，江西南昌，330013；2.中南大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，湖南長(zhǎng)沙，410083)

高強(qiáng)Al-Zn-Mg-Cu合金厚板是航空航天工業(yè)的重要結(jié)構(gòu)材料，該系合金在單級(jí)峰時(shí)效條件下具有較高的強(qiáng)度，但由于其斷裂韌性和抗應(yīng)力腐蝕性不足，限制了其在工程上的應(yīng)用和發(fā)展。采用雙級(jí)過(guò)時(shí)效工藝，可以在較大范圍內(nèi)對(duì)合金的微觀組織進(jìn)行調(diào)控，達(dá)到提高鋁合金的斷裂韌性和抗應(yīng)力腐蝕性能的目的[1-5]。不同的時(shí)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(xì)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(jìn)而產(chǎn)生局部應(yīng)力集中使合金斷裂韌性下降。根據(jù)GARRETT 等[7]提出的模型，對(duì)于具有相同斷裂機(jī)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(qiáng)度)，而KAMP等[8]對(duì)過(guò)時(shí)效鋁合金斷裂韌性的研究得到截然不同的結(jié)論，其認(rèn)為KIC與KγA/σγ-0.5y成正比例關(guān)系(其中σy為屈服強(qiáng)度，KA為Ashby加工硬化指數(shù)，γ為常數(shù))。國(guó)內(nèi)相關(guān)研究也普遍認(rèn)為合金的斷裂韌性隨抗拉強(qiáng)度的下降而升高[9-11]。由此可見(jiàn)，析出相對(duì)合金斷裂韌性的影響較復(fù)雜，相關(guān)的作用機(jī)理并不明確，合金斷裂韌性與屈服強(qiáng)度之間存在何種關(guān)系也有待進(jìn)一步分析。為此，本文作者對(duì)不同熱處理狀態(tài)下的合金斷裂韌性與屈服強(qiáng)度的關(guān)系進(jìn)行研究，從析出相的數(shù)量、尺寸與分布探討強(qiáng)化相與合金斷裂韌性的關(guān)系，以便為發(fā)展同時(shí)具備高強(qiáng)度高韌性鋁合金提供理論參考。

1 實(shí)驗(yàn)材料和方法

實(shí)驗(yàn)材料為厚度18 mm 的Al-Zn-Mg-Cu 合金熱軋板，其化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?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(jīng)470 ℃/1 h 固溶處理后水淬，并進(jìn)行2%預(yù)拉伸變形，然后按表1中的工藝參數(shù)進(jìn)行人工時(shí)效處理，測(cè)試室溫拉伸性能、斷裂韌性。

斷裂韌性測(cè)試按GB/4161—2007“金屬材料平面應(yīng)變斷裂韌性KIC試驗(yàn)方法”進(jìn)行。采用標(biāo)準(zhǔn)緊湊拉伸試樣，取樣方向?yàn)長(zhǎng)T 方向，每個(gè)狀態(tài)取3個(gè)試樣，然后取平均值。所選用的設(shè)備為INSTROL MTS810 萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī)，預(yù)制裂紋的加載頻率為10 Hz，預(yù)制裂紋長(zhǎng)度為2 mm，裂紋擴(kuò)展試驗(yàn)拉伸速度為1 mm/min，計(jì)算機(jī)采樣頻率為10 Hz。

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

室溫拉伸試驗(yàn)按照GB/T 2281—2001“金屬材料拉伸試驗(yàn)-室溫試驗(yàn)方法”進(jìn)行，采用棒狀試樣，沿軋制板材橫向選取。拉伸設(shè)備為CMT5105微機(jī)控制萬(wàn)能電子試驗(yàn)機(jī)，采用2 mm/min 拉伸速率。抗拉強(qiáng)度由儀器自動(dòng)獲取，屈服強(qiáng)度通過(guò)載荷-位移曲線作圖求出。每個(gè)狀態(tài)的室溫拉伸性能參數(shù)均取3個(gè)試樣測(cè)試結(jié)果的算術(shù)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(yīng)變硬化指數(shù)n的測(cè)定”方法進(jìn)行，將拉伸試驗(yàn)機(jī)上得到的工程應(yīng)力-應(yīng)變曲線轉(zhuǎn)化為材料的真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線，然后計(jì)算硬化指數(shù)。

利用FEI TecaniG220型透射電子顯微鏡對(duì)不同處理狀態(tài)合金微觀組織進(jìn)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?jǐn)?shù)，下同)CH3OH+30%HNO3溶液，控制電解電流為70~80 mA。在雙噴過(guò)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(jìn)行斷口分析和物相能譜分析，試樣經(jīng)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(jié)果與分析

2.1 斷裂韌性

圖1 不同時(shí)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(shí)效狀態(tài)下的斷裂韌性。從圖1可知：隨著一級(jí)時(shí)效時(shí)間延長(zhǎng)，斷裂韌性小幅度升高；當(dāng)一級(jí)時(shí)效時(shí)間從6 h 增加至10 h時(shí)，斷裂韌性從53 MPa·m1/2提高到55.6 MPa·m1/2；隨著二級(jí)時(shí)效時(shí)間延長(zhǎng)或溫度升高，斷裂韌性也隨之提高；當(dāng)二級(jí)時(shí)效時(shí)間從10 h延長(zhǎng)到30 h時(shí)，斷裂韌性從46.4 MPa·m1/2提高至54.4 MPa·m1/2；當(dāng)二級(jí)時(shí)效溫度從155 ℃提高到170 ℃時(shí)，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(qiáng)度的關(guān)系如圖2所示。從圖2發(fā)現(xiàn)樣品斷裂韌性與屈服強(qiáng)度之間呈顯著線性關(guān)系，相關(guān)性系數(shù)為0.96。顯然，隨著合金屈服強(qiáng)度增加，斷裂韌性呈線性降低。

圖2 合金斷裂韌性與屈服強(qiáng)度的關(guān)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(jīng)不同雙級(jí)時(shí)效工藝處理后測(cè)量的真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線以及根據(jù)Holloman方法計(jì)算的加工硬化指數(shù)見(jiàn)圖3。從圖3可以看出：隨著二級(jí)時(shí)效時(shí)間從10 h延長(zhǎng)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(shí)位錯(cuò)滑移均勻性越高，即變形均勻性越強(qiáng)，材料韌性越高[7]。圖3所示結(jié)果間接表明延長(zhǎng)二級(jí)時(shí)效時(shí)間有利于板材均勻變形，提高合金斷裂韌性，與韌性測(cè)試結(jié)果相吻合。

2.3 顯微組織

圖3 不同二級(jí)時(shí)效時(shí)間合金真應(yīng)力σt-真應(yīng)變?chǔ)舤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(shí)效狀態(tài)合金在[100]Al晶帶軸下的電子衍射結(jié)果。根據(jù)Al-Zn-Mg-Cu 合金在[100]Al晶帶軸下的標(biāo)準(zhǔn)衍射斑點(diǎn)示意圖(圖4(c))可以對(duì)合金中的主要析出相類型進(jìn)行判定。從圖4可見(jiàn)：當(dāng)二級(jí)時(shí)效時(shí)間為10 h 時(shí)，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(diǎn)對(duì)應(yīng)GP區(qū)的衍射；在同個(gè)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(shí)心箭頭所指位置)，這些點(diǎn)是η′和η相對(duì)應(yīng)的衍射斑點(diǎn)。由此可見(jiàn)，該時(shí)效狀態(tài)下合金中的主要析出相為GP區(qū)和η′相。第二級(jí)時(shí)效時(shí)間為30 h時(shí)的合金電子衍射結(jié)果見(jiàn)圖4(b)，此時(shí)已觀察不到GP 區(qū)的斑點(diǎn)，而在1/3{220}和2/3{220}位置的斑點(diǎn)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(shí)效狀態(tài)合金[100]Al晶帶軸下的衍射斑點(diǎn)Fig.4 Diffraction patterns of Al-Zn-Mg-Cu alloy subjected to various heat treatments

不同時(shí)效工藝對(duì)合金析出相組織的影響如圖5所示。從圖5可見(jiàn)合金晶內(nèi)析出相呈球狀或短棒狀，結(jié)合圖4中對(duì)應(yīng)的衍射斑點(diǎn)，可以確定這些細(xì)小析出相主要為η′相。當(dāng)二級(jí)時(shí)效時(shí)間為10 h 時(shí)，晶內(nèi)析出相細(xì)小彌散分布，同時(shí)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(wú)析出帶。隨著第二級(jí)時(shí)效時(shí)間延長(zhǎng)，合金晶內(nèi)析出相發(fā)生明顯粗化，析出相數(shù)量密度下降；同時(shí)，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(wú)沉淀析出帶寬度也顯著增大(圖5(b)和(c))。對(duì)比不同二級(jí)時(shí)效溫度下的析出相組織可知：隨著二級(jí)時(shí)效溫度提高，晶內(nèi)析出相和晶界析出相都明顯長(zhǎng)大，晶界無(wú)析出帶變寬(見(jiàn)圖5(c)，(e)和(f))。對(duì)比不同一級(jí)時(shí)效工藝下的組織發(fā)現(xiàn)：一級(jí)時(shí)效時(shí)間和一級(jí)時(shí)效溫度對(duì)合金顯微組織的影響較小(如圖5(c)和(d)所示)，這與一級(jí)時(shí)效工藝對(duì)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(shí)效工藝對(duì)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(guò)時(shí)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(yù)拉伸板斷裂韌性試樣斷口形貌。從圖6可見(jiàn)：所有狀態(tài)試樣的裂紋擴(kuò)展區(qū)均為典型韌窩特征和少量解理平面，韌窩中可見(jiàn)破碎的脆性相粒子；在時(shí)效工藝為120 ℃/8 h+162 ℃/10 h 時(shí)，合金瞬斷區(qū)(見(jiàn)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(jié)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(jí)時(shí)效時(shí)間延長(zhǎng)，穿晶斷裂比例增加，解理平面所占比例減少(見(jiàn)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(guān)系一直被材料工作者所關(guān)注[12-13]。HAHN等[13]從材料形變硬化指數(shù)和屈服應(yīng)力的角度建立斷裂韌性數(shù)學(xué)模型并得到下面關(guān)系式：

式中：C為常數(shù)；ε*C為裂紋發(fā)生擴(kuò)展的臨界應(yīng)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(qiáng)度。式(1)表明合金斷裂韌性隨屈服強(qiáng)度增加而升高，這顯然與本實(shí)驗(yàn)結(jié)果不相符。根據(jù)圖2所示結(jié)果，不同雙級(jí)時(shí)效態(tài)下的斷裂韌性隨屈服強(qiáng)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(méi)有考慮到第二相粒子等其他組織因素的影響，因此，在對(duì)鋁合金斷裂韌性分析中，應(yīng)用式(1)時(shí)還應(yīng)當(dāng)考慮組織因素和斷裂機(jī)理。

合金的斷裂韌性反映的是材料對(duì)裂紋失穩(wěn)擴(kuò)展的抵抗能力，由裂紋的形核與擴(kuò)展決定。高強(qiáng)鋁合金中裂紋的形成更多是微孔聚集成核以及雜質(zhì)第二相成核所致。由于粗大第二相與基體的晶體結(jié)構(gòu)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(chǎn)生應(yīng)力集中，并形成細(xì)小微孔。隨著變形進(jìn)一步進(jìn)行，微孔不斷聚集、長(zhǎng)大，最終形成宏觀裂紋并導(dǎo)致斷裂發(fā)生[14]。由此可見(jiàn)合金中的粗大雜質(zhì)相對(duì)斷裂韌性有很大影響。STONE 等[15]對(duì)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(zhì)相的體積分?jǐn)?shù)fc及半徑D存在以下關(guān)系：

式(2)說(shuō)明雜質(zhì)相的體積分?jǐn)?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(guò)剩相數(shù)量可顯著提高合金的斷裂韌性。本實(shí)驗(yàn)用Al-Zn-Mg-Cu合金通過(guò)嚴(yán)格控制Fe和Si雜質(zhì)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(jié)晶的纖維狀晶粒組織對(duì)提高斷裂韌性最有利，完全再結(jié)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(shí)驗(yàn)中，Al-Zn-Mg-Cu合金在相同的條件下經(jīng)固溶處理，再經(jīng)不同雙級(jí)時(shí)效后基體中的雜質(zhì)相基本保持不變。不同時(shí)效條件下鋁合金組織中主要由大量細(xì)小亞晶粒構(gòu)成，雙級(jí)時(shí)效工藝對(duì)晶粒組織影響很小，因此，本實(shí)驗(yàn)中雙級(jí)時(shí)效對(duì)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(dāng)二級(jí)時(shí)效時(shí)間較短時(shí)，晶內(nèi)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(guān)系，η′相和基體為半共格關(guān)系，變形時(shí)位錯(cuò)容易切過(guò)GP 區(qū)和小尺寸的η′相，此時(shí)，位錯(cuò)是在同一滑移面上進(jìn)行，使形成集中剪切帶的可能性增加。并且由于晶內(nèi)具有較高的強(qiáng)度而晶界及晶界無(wú)析出帶強(qiáng)度低，二者之間存在很大的強(qiáng)度差，加劇位錯(cuò)在晶界處塞積和應(yīng)力集中，因而，該組織對(duì)應(yīng)較低的斷裂韌性。隨著過(guò)時(shí)效程度增大，GP區(qū)消失，同時(shí)，η′相粗化和部分η′相轉(zhuǎn)變?yōu)槠胶猞?相，出現(xiàn)位錯(cuò)以繞過(guò)粒子的方式向前移動(dòng)，位錯(cuò)在運(yùn)動(dòng)中既有切過(guò)方式也有繞過(guò)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(guò)時(shí)效程度提高而減少，這正是合金變形均勻性提高的結(jié)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(jié)論。從細(xì)觀損傷理論來(lái)講，材料的硬化指數(shù)通過(guò)影響空穴粗化的延緩來(lái)影響裂紋擴(kuò)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(duì)應(yīng)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(guò)時(shí)效程度增加除了引起晶內(nèi)強(qiáng)化相的粗化外，還導(dǎo)致基體與晶界上的強(qiáng)度差進(jìn)一步降低，晶界抵抗變形能力增強(qiáng)，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(guò)時(shí)效程度增加導(dǎo)致組織中存在2個(gè)相互競(jìng)爭(zhēng)的因素：一個(gè)是降低晶界/晶內(nèi)強(qiáng)度差提高晶界抵抗裂紋擴(kuò)展的能力，另一個(gè)是晶界析出相粗化對(duì)晶界開(kāi)裂的促進(jìn)作用。根據(jù)本實(shí)驗(yàn)的研究結(jié)果，在過(guò)時(shí)效的Al-Zn-Mg-Cu合金中，通過(guò)合理延長(zhǎng)時(shí)效時(shí)間使得第一個(gè)因素的作用大于第二因素的作用。

4 結(jié)論

1)在雙級(jí)時(shí)效狀態(tài)下，Al-Zn-Mg-Cu合金斷裂韌性隨二級(jí)時(shí)效溫度的升高或時(shí)效時(shí)間的延長(zhǎng)而明顯提高，過(guò)時(shí)效態(tài)合金斷裂韌性與屈服強(qiáng)度呈負(fù)線性相關(guān)性。

2)隨著一級(jí)和二級(jí)時(shí)效時(shí)間延長(zhǎng)，晶內(nèi)析出相尺寸逐漸增大，晶界析出相也隨之粗化，無(wú)析出帶寬度增加，引起晶內(nèi)和晶界強(qiáng)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(guò)時(shí)效程度導(dǎo)致晶界析出相粗化對(duì)斷裂韌性的影響小于晶內(nèi)析出相粗化的影響。

3)通過(guò)延長(zhǎng)雙級(jí)時(shí)效時(shí)間、提高過(guò)時(shí)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(qiáng)。