方華嬋，朱佳敏，陳卓，劉灘

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復合添加Yb，Zr，Ti對超高強Al-Zn-Mg-Cu合金組織和力學性能的影響

方華嬋，朱佳敏，陳卓，劉灘

(中南大學 粉末冶金國家重點實驗室，長沙 410083)

采用鑄錠冶金法制備分別復合添加Yb-Zr，Zr-Ti，Yb-Ti和Yb-Zr-Ti的4種Al-Zn-Mg-Cu合金，通過金相顯微鏡、掃描電鏡和透射電鏡觀察，結(jié)合硬度和強度測試，對比研究這4種合金的熱擠壓態(tài)與固溶–時效態(tài)組織和力學性能。結(jié)果表明：復合添加Yb-Ti的Al-Zn-Mg-Cu合金，在熱擠階段即形成明顯的亞晶界。經(jīng)固溶處理后，復合添加Yb-Ti和Zr-Ti的合金發(fā)生明顯的再結(jié)晶，而復合添加Yb-Zr和Yb-Zr-Ti的合金由于析出大量尺寸為10~20 nm、共格的Al3(Zr,Yb)彌散相，抑制再結(jié)晶效果明顯。復合添加Yb-Ti的Al-Zn-Mg-Cu合金中析出了微米級Al8Cu4Yb和Al20Ti2Yb相，誘發(fā)基體再結(jié)晶。完全未再結(jié)晶的Al-Zn-Mg-Cu-Yb-Zr合金具有最高的力學性能和斷裂韌性，抗拉強度、屈服強度、伸長率和斷裂韌性分別為721.9 MPa，711.5 MPa，9.7 %和29.3 MPa·m1/2，呈現(xiàn)完全的韌窩型斷裂特征，完全再結(jié)晶的Al-Zn-Mg-Cu-Yb-Ti合金力學性能最低，斷裂方式為完全的沿晶斷裂。

Al-Zn-Mg-Cu合金；微量元素；微觀組織；再結(jié)晶；力學性能

Al-Zn-Mg-Cu系超強鋁合金是近年來在Al-Zn- Mg-Cu系高強鋁合金的基礎(chǔ)上，通過提高純度和增加一些合金元素含量及采用新的時效工藝發(fā)展起來的，在車輛、航空航天器、船舶和各式武器裝備等領(lǐng)域中，作為主承力結(jié)構(gòu)件的主要材料，是一種極為重要的輕質(zhì)高強結(jié)構(gòu)材料[1?2]。雖然通過高合金化實現(xiàn)了由高強向超高強發(fā)展，但同時也導致時效析出相在晶界的富集更顯著，晶界斷裂和腐蝕更突出，合金的斷裂韌性和耐蝕性(尤其是應力腐蝕抗力)嚴重降低，強化與耐應力腐蝕的突出矛盾成為制約超強鋁合金發(fā)展和推廣應用的主要障礙[3?4]。研究發(fā)現(xiàn)[5?7]，超高強Al-Zn-Mg-Cu合金的耐腐蝕性能與晶界特征(包括晶界成分、結(jié)構(gòu)、析出相)有一定的相關(guān)性。新一代Al- Zn-Mg-Cu系超高強度鋁合金的發(fā)展方向是獲得小角度晶界特征和不連續(xù)晶界析出相的晶界結(jié)構(gòu)，而調(diào)控鋁合金晶界結(jié)構(gòu)的2個基本途徑是發(fā)展新的熱處理工藝和尋求有效抗再結(jié)晶的新型彌散相[8]。有效的彌散相要求熱穩(wěn)定性好(粗化速率低)、細小、體積分數(shù)大、彌散分布，并與基體有良好的界面關(guān)系，即晶體結(jié)構(gòu)最好是對稱性較高的L12型，且晶格參數(shù)與基體相 近[9]。目前，稀土元素Yb，Er和Sc是比較有效的合金化元素[10?14]。稀土元素與其它元素復合添加，可進一步改性彌散相的特性，如Al-Sc合金中加入微量Zr，形成粗化率遠低于Al3Sc的、具有殼–核結(jié)構(gòu)的Al3(Sc, Zr)相，其抑制再結(jié)晶和強化基體的效果大幅提高[15]。Yb在超高強鋁合金中的有效作用已有報道，但其在鋁合金中的存在形式，及其與主要組元(Zn、Mg、Cu)和微量組元(Ti，Zr等)之間復雜的交互作用缺乏詳細研究。因此本文作者以超高強Al-Zn-Mg-Cu合金為對象，在添加Yb的基礎(chǔ)上，研究復合添加Zr、Ti對合金熱擠壓組織、固溶組織和力學性能的影響，并分析Yb在含Zr、Ti的Al-Zn-Mg-Cu合金中的存在形式及作用機理。研究結(jié)果對含Yb超高強鋁合金的實際應用具有一定的指導意義。

1 實驗

1.1 合金制備

以高純鋁(99.9%)、工業(yè)純Mg(99.9%)、工業(yè)純Zn (99.9%)，以及Al-Zr，Al-Cu，Al-Cr，Al-Yb和Al-Ti等中間合金為原料，采用傳統(tǒng)的熔鑄法制備Al-Zn- Mg-Cu-Yb-Zr，Al-Zn-Mg-Cu-Zr-Ti，Al-Zn-Mg-Cu-Yb- Ti和Al-Zn-Mg-Cu-Yb-Zr-Ti等4種合金。利用LEEMAN SPEC E型電感耦合等離子體原子發(fā)射光譜儀測試這4種合金的化學成分，結(jié)果列于表1。將鑄錠在465 ℃下均勻化處理24 h后，在500 t壓機上熱擠壓成合金板材，擠壓比為12.2。采用強化固溶工藝對擠壓板材進行熱處理，首先在450 ℃保溫1 h，然后以4 ℃/h 的升溫速率升至470 ℃，保溫1 h，最后升溫至480 ℃固溶2 h，室溫水淬后進行T6峰時效(130 ℃/24 h)。

1.2 性能測試及組織觀察

將熱擠壓態(tài)合金用鉻酸試劑腐蝕后，置于日本OLYMPUS-PMG3光學金相顯微鏡下觀察合金T-L面(沿)的晶粒內(nèi)部亞晶粒生長情況。固溶–時效態(tài)樣品分成4組：第1組經(jīng)氟硼酸水溶液電解拋光復膜后，置于偏振光下觀察合金的宏觀再結(jié)晶情況；第2組經(jīng)10%高氯酸+90%酒精拋光復膜(拋光電壓約30 V，拋光溫度?30 ℃)后，在配有電子背散射衍射接收探頭的JEOL733型電子探針上進行電子背散射衍射(electron backscattered diffraction，EBSD)分析，并用TSL OIM Analysis 7 (orientation imaging microscopy)軟件分析處理EBSD數(shù)據(jù)，利用晶界重構(gòu)圖和晶粒平均位向差圖統(tǒng)計亞結(jié)構(gòu)比例、大角度晶界比例和再結(jié)晶體積分數(shù)，并計算晶粒尺寸；第3組經(jīng)鉻酸試劑腐蝕后，在OLYMPUS-PMG3光學金相顯微鏡下觀察晶粒內(nèi)部亞晶粒生長情況；第4組在Struers TenuPol-2減薄儀上進行雙噴減薄，電解液為30%硝酸+70%甲醇溶液(體積分數(shù))的混合溶液，雙噴電壓約20 V，雙噴電流80~100 mA，溫度?30 ℃，然后用TECNAI G220和JEOL-2100F透射電鏡觀察晶粒和第二相以及晶界析出相形貌。在JSM-6360LV型掃描電鏡下觀察時效態(tài)合金的第二相分布狀況，結(jié)合EDAX能譜儀定性分析第二相的成分。

表1 合金的實際化學成分

利用HBRVU-187.5型布洛維硬度計測量合金的維氏硬度；在Instron-8082型電子拉伸機上測試合金(長向)的拉伸性能。按照GB6397—86《金屬拉伸實驗試樣》的規(guī)定加工直徑和長度分別為6 mm和30 mm的圓柱形拉伸試樣，拉伸速度為1 mm/min，測試5個試樣，取平均值。并采用掃描電鏡觀察拉伸斷口形貌，結(jié)合EDS能譜分析第二相成分；采用懸臂梁方法測試合計的斷裂韌性IC。

2 結(jié)果與分析

2.1 熱擠態(tài)金相組織

圖1所示為熱擠壓態(tài)合金經(jīng)鉻酸腐蝕后的金相組織。由于晶界和亞晶界上的析出相優(yōu)先被鉻酸試劑腐蝕，因此組織中白色區(qū)域為再結(jié)晶區(qū)域，黑色組織為含有大量位錯纏結(jié)的變形態(tài)和亞結(jié)構(gòu)區(qū)。由圖1(c)和(g)可知，復合添加Yb-Ti的合金出現(xiàn)了部分白色的再結(jié)晶組織，更高倍數(shù)的金相組織照片中清楚地觀察到晶界，說明合金經(jīng)熱擠壓處理后，內(nèi)部已發(fā)生部分回復現(xiàn)象。其它3種合金中未發(fā)現(xiàn)明顯的亞晶界，組織均呈黑色，說明經(jīng)過高溫擠壓后，僅復合添加Yb-Ti的合金發(fā)生明顯回復現(xiàn)象。

圖1 熱擠壓態(tài)合金的金相組織(T-L面)

(a), (e) Al-Zn-Mg-Cu-Yb-Zr; (b),(f) Al-Zn-Mg-Cu-Zr-Ti; (c), (g) Al-Zn-Mg-Cu-Yb-Ti; (d), (h) Al-Zn-Mg-Cu-Yb-Zr-Ti

2.2 固溶?T6時效態(tài)組織

2.2.1 金相組織

圖2所示為合金經(jīng)過固溶–T6時效熱處理后的偏光和正光組織。由圖可知，復合添加Zr-Ti和復合添加Yb-Ti的合金經(jīng)過固溶–T6時效后，基體發(fā)生了明顯再結(jié)晶現(xiàn)象，其中添加Zr-Ti的合金生成了由細小的等軸晶和粗大柱狀晶構(gòu)成的完全再結(jié)晶組織(見圖2(b)、(f)和(j))，經(jīng)EBSD分析，其晶粒尺寸約為8.9 μm；復合添加Yb-Ti的合金僅存在粗大柱狀晶(見圖2(c)、(g)和(k))，晶粒尺寸約為97μm。復合添加Yb-Zr和復合添加Yb-Zr-Ti的合金則基本保持了未再結(jié)晶纖維狀組織(見圖2(a)和(d))，其中復合添加Yb-Zr的合金亞晶最細小(見圖2(e)和(i))，僅為2.4 μm，復合添加Yb-Zr-Ti的合金局部區(qū)域亞晶長大，部分亞晶粒邊界消失(見圖2(h)和(l))，亞晶尺寸為3.7 μm。上述結(jié)果表明，復合添加Yb-Zr具有最好的再結(jié)晶抑制效果，其次為復合添加Yb-Zr-Ti，而復合添加Yb-Ti的抑制再結(jié)晶效果最差。

2.2.2 EBSD組織

圖3和圖4所示分別為固溶–T6時效合金的再結(jié)晶、亞結(jié)構(gòu)、變形晶粒等晶粒特征分布圖和CSL (coincidence site lattice，重位點陣)晶界分布特征。圖3中，藍色區(qū)域為再結(jié)晶晶粒，黃色為亞晶晶粒，紅色為變形晶粒。由圖可見，Al-Zn-Mg-Cu-Yb-Ti和Al-Zn- Mg-Cu-Zr-Ti合金發(fā)生明顯再結(jié)晶現(xiàn)象(見圖3(b)和3(c))，再結(jié)晶的面積分數(shù)分別為96％和61%，而Al-Zn-Mg-Cu-Yb-Zr和Al-Zn-Mg-Cu-Yb-Zr-Ti合金中，亞結(jié)構(gòu)和變形晶粒所占比例很高，再結(jié)晶晶粒分布區(qū)域極少(見圖3(a)和3(d))，所占面積不到總面積的5%和10%。圖4中，黑色線條代表>15°的大角度再結(jié)晶晶界，綠色線條為CSL晶界(Σ≤29)中的Σ27晶界(角度為2°~15°的小角度晶界)。與Al-Zn-Mg-Cu-Yb-Ti和Al-Zn-Mg-Cu-Zr-Ti合金相比，Al-Zn-Mg-Cu- Yb-Zr和Al-Zn-Mg-Cu-Yb-Zr-Ti合金中小角度晶界Σ27的比例大幅增加。上述結(jié)果表明經(jīng)高溫固溶和T6時效處理后，復合添加Yb-Zr和復合添加Yb-Zr-Ti的合金均能很好地保持形變回復組織。

圖2 T6時效態(tài)合金的偏光組織和正光金相組織(T-L面)

(a),(e), (i) Al-Zn-Mg-Cu-Yb-Zr; (b),(f), (j) Al-Zn-Mg-Cu-Zr-Ti; (c), (g), (k) Al-Zn-Mg-Cu-Yb-Ti; (d), (h), (l) Al-Zn-Mg-Cu-Yb-Zr-Ti

圖3 固溶-T6時效態(tài)合金的EBSD晶粒特征分布圖

(a) Al-Zn-Mg-Cu-Yb-Zr; (b) Al-Zn-Mg-Cu-Zr-Ti; (c) Al-Zn-Mg-Cu-Yb-Ti; (d) Al-Zn-Mg-Cu-Yb-Zr-Ti

(1—Substruclured; 2—Recrystllized; 3—Deformed)

圖4 T6時效態(tài)合金的CSL晶界分布特征和取向差角度分布

(a),(e) Al-Zn-Mg-Cu-Yb-Zr; (b),(f) Al-Zn-Mg-Cu-Zr-Ti; (c), (g) Al-Zn-Mg-Cu-Yb-Ti; (d),(h) Al-Zn-Mg-Cu-Yb-Zr-Ti

2.2.3 SEM顯微組織

圖5所示為4種固溶–T6時效態(tài)合金的SEM顯微組織。由圖可知，與復合添加Zr-Ti的合金相比，含Yb的3類合金中，微米級的第二相數(shù)量明顯增多，數(shù)量從多到少依次為：Yb-Ti＞Yb-Zr-Ti＞Yb-Zr。第二相按顏色可分為白色相和灰色相，白色相尺寸較粗(3~ 20 μm)，呈不規(guī)則狀；灰色相中一類較粗(5~20 μm)，呈多邊狀，另一類較細(1~3 μm)，呈橢球形。圖6所示為白色相和粗大灰色相的形貌和能譜分析。由圖6 (b)可知，白色相為Al8Cu4Yb；結(jié)合文獻[16?17]推測粗大灰色塊狀相為Al20Ti2Yb(見圖6 (d))，這兩類粗大相在熔體結(jié)晶時形成，在隨后的熱擠壓變形和固溶過程中不溶解于合金，容易誘發(fā)局部再結(jié)晶。結(jié)合文獻[18]可推測合金中較細(1~3 μm)的呈橢球形的灰色第二相為S相。

圖5 T6時效態(tài)合金的微觀組織(T-L面)

(a),(e) Al-Zn-Mg-Cu-Yb-Zr; (b), (f) Al-Zn-Mg-Cu-Zr-Ti; (c),(g) Al-Zn-Mg-Cu-Yb-Ti; (d),(h) Al-Zn-Mg-Cu-Yb-Zr-Ti

圖6 含Yb合金和含Yb-Ti合金中粗大第二相的形貌與能譜分析

2.2.4 TEM組織

圖7所示為T6時效態(tài)Al-Zn-Mg-Cu-Yb-Zr合金的TEM照片和能譜分析。由圖可知，合金基體上析出了大量尺寸為10~20 nm的、與基體共格的、固溶部分Zn、Mg、Cu的Al3(Zr,Yb)彌散相(見圖7(c)和(d))。該相能有效釘扎位錯和亞晶界(見圖7(b))，亞晶晶粒尺寸約為2 μm(見圖7(a))。亞晶界與晶內(nèi)的析出狀態(tài)接近，為明顯的晶界析出相帶子(見圖7 (b))。

圖8所示為Al-Zn-Mg-Cu-Yb-Ti和Al-Zn-Mg-Cu- Yb-Zr-Ti合金的TEM形貌、第二相的能譜和衍射斑。由圖8(a)和(b)可知，Al-Zn-Mg-Cu-Yb-Ti合金固溶處理后發(fā)生完全再結(jié)晶，且晶粒尺寸較大(見圖8(a))，因此很難在透射條件下找到完整晶粒，而且晶粒內(nèi)第二相數(shù)量極少，僅發(fā)現(xiàn)Al8Cu4Yb和類似CeCr2Al20結(jié)構(gòu)的Al20Ti2Yb粗大相的析出(見圖8(b))。而對于Al-Zn-Mg-Cu-Yb-Zr-Ti合金，除了Al8Cu4Yb和Al20Ti2Yb粗大相之外(見圖8(c))，基體中還析出了豆瓣狀的第二相，結(jié)合文獻[13]證實其為與基體共格的納米Al3(Zr,Yb)彌散相，該相能強烈釘扎晶界和位錯運動(見圖8(d))。

2.3 拉伸性能和斷裂韌性

表2所列為T6時效態(tài)合金的拉伸性能和S-L方向的斷裂韌性。由表可知，復合添加Yb-Zr的Al- Zn-Mg-Cu合金力學性能最高，抗拉強度、屈服強度、伸長率和斷裂韌性分別為721.9 MPa，711.5 MPa，9.7%和29.3 MPa·m1/2，其次為復合添加Yb、Zr、Ti的合金。復合添加Yb-Ti的合金力學性能最低，抗拉強度、屈服強度、伸長率和斷裂韌性分別為592.1 MPa，554.5 MPa，6.3%和9.0MPa·m1/2。這表明Al-Zn-Mg-Cu合金中復合添加Ti和Zr的基礎(chǔ)上，進一步添加Yb，合金的強度、塑性和斷裂韌性都明顯提高；在含Yb的3種合金中，Yb-Zr二元添加的效果最好，Yb-Ti復合添加的效果最差，Yb-Zr-Ti三元添加的效果居中。

2.4 斷裂行為

圖9所示為合金拉伸斷口SEM形貌。Al-Zn-Mg- Cu-Yb-Zr合金斷口表現(xiàn)為完全的韌窩型斷裂，小韌窩多且深，其間對應相多為S相(見圖9(a)和(e))，少量大韌窩中對應的相為Al8Cu4Yb相，表明復合添加Yb和Zr可明顯改善Al-Zn-Mg-Cu合金的斷裂韌性和塑性(見表2)。Al-Zn-Mg-Cu-Zr-Ti合金的拉伸斷口為沿晶斷裂和韌窩型穿晶斷裂的混合型斷裂，沿晶斷裂的比例大，韌窩中對應的相為Al2CuMg相(S相)(見圖9(b)和(f))。Al-Zn-Mg-Cu-Yb-Ti合金的斷口表現(xiàn)為完全的沿晶斷裂，晶粒為等軸狀的再結(jié)晶(見圖9(c))，合金斷裂韌性和塑性均最差(見表2)。Al-Zn-Mg-Cu-Yb-Zr-Ti合金的斷口與Al-Zn-Mg-Cu-Zr-Ti合金的類似，為沿晶斷裂和韌窩型穿晶斷裂的混合型斷裂，韌窩深(見圖9(d))。結(jié)合能譜分析，含Yb和Ti的Al-Zn-Mg-Cu-Yb- Ti和Al-Zn-Mg-Cu-Yb-Zr-Ti合金中，大韌窩對應的相為Al8Cu4Yb和Al20Ti2Yb相，小韌窩中多為S相(見圖9(g)和(h))。

(a) Dislocation wall; (b) Grain boundaries and dislocations pinned by fine dispersoids; (c) Grain boundary precipitates; (d) EDXS of spherical nano-scaled dispersoids

圖8 T6時效態(tài)Al-Zn-Mg-Cu-Yb-Ti和Al-Zn-Mg-Cu-Yb-Zr-Ti合金的TEM形貌以及彌散相分析

(a), (c) Micro-scaled dispersoids TEM images of Al-Zn-Mg-Cu-Yb-Ti and Al-Zn-Mg-Cu-Yb-Zr-Ti, respectively; (b) EDXS and SAED of Al20Ti2Yb dispersoids in Al-Zn-Mg-Cu-Yb-Ti alloy; (d) TEM image of nano-scaled Al3(Zr,Yb) dispersoids in Al-Zn-Mg-Cu-Yb-Zr-Ti alloy

表2 T6時效態(tài)合金的拉伸性能和斷裂韌性

(a), (e) Al-Zn-Mg-Cu-Yb-Zr; (b), (f) Al-Zn-Mg-Cu-Zr-Ti; (c), (g) Al-Zn-Mg-Cu-Yb-Ti; (d), (h) Al-Zn-Mg-Cu-Yb-Zr-Ti

3 分析與討論

3.1 Yb，Zr，Ti的存在形式

圖6表明，在添加Yb的Al-Zn-Mg-Cu合金中，形成了微米級的Al8Cu4Yb化合物相，在此基礎(chǔ)上進一步添加微量Ti，則形成微米級Al20Ti2Yb化合物相。根據(jù)合金元素交互作用強度理論[19]計算，Yb與Al，Zn，Mg，Cu，Zr，Ti的交互作用強度分別為4.03，3.81，0.83，9.05，1.73和3.78。其中，Yb-Cu的交互作用強度最高，兩者交互作用極強，表明稀土元素Yb的加入將抑制Cu的固溶，降低Cu在基體鋁中的固溶度，增大化合物形成的趨勢和能力，因此含Yb的Al- Zn-Mg-Cu合金中，特別是高Cu含量(2.2%)合金中，Al8Cu4Yb相形成的數(shù)量較多，這與實驗結(jié)果相符。Yb與Ti，Al，Zn 這三者之間的交互作用接近，因此說明Yb與Ti，Al，Zn之間均存在一定的交互作用，但稀土Yb元素的加入對Ti元素的固溶影響不大，加之Ti的含量很低(0.04%)，因此形成的Al20Ti2Yb化合物較少。

Yb與Mg的交互作用最弱，交互作用強度僅為0.83，說明兩者不易形成金屬間化合物，而稀土元素Yb能促進Mg在鋁基體中的固溶。同理，Yb與Zr的交互作用強度也很低(1.73)，但Yb的加入會促進Zr在鋁基體中的固溶。因此，復合添加Yb-Zr有利于擴大Mg和Zr在基體中的固溶度，大幅降低凝固時形成化合物相的可能性。但這也使得在后續(xù)的均勻化和固溶處理過程中，含Zr和Yb的過飽和固溶體中析出的彌散相數(shù)量急劇增加，這與合金固溶?時效后大量Al3(Zr,Yb)彌散相的析出結(jié)果一致(見圖7)。

3.2 復合添加Yb，Zr，Ti對基體再結(jié)晶的影響

為使合金具有高的再結(jié)晶阻力和Zener阻力Z，需要大量細小且熱穩(wěn)定性良好的彌散體L12結(jié)構(gòu)的彌散相釘扎位錯和晶界遷移，以穩(wěn)定亞晶粒結(jié)構(gòu)。根據(jù)文獻[20]，Al-Zn-Mg-Cu-Zr-Ti合金經(jīng)過固溶?時效后，基體中析出尺寸為25 nm的Al3(Zr,Ti)彌散相。Al-Zn- Mg-Cu-Yb-Zr合金較高的抗再結(jié)晶能力來源于大量10~20 nm、共格的Al3(Zr,Yb)彌散相(見圖7)，其尺寸較Al3(Zr,Ti)彌散相的更細小，因此抑制再結(jié)晶效果更好。根據(jù)文獻[13]，Al3(Zr,Yb)彌散相具有核/殼結(jié)構(gòu)，與Al3(Sc,Zr)和Al3(Er,Zr)彌散體類似。這類共格細小彌散相在基體中具有較大的f/比值(為粒子半徑，f為彌散體相的體積分數(shù))，較高的Zener阻力，可以強烈地釘扎位錯，穩(wěn)定變形組織的亞結(jié)構(gòu)，阻礙亞晶界發(fā)展為大角度晶界，從而阻礙再結(jié)晶的形核與長大，有效地抵抗熱變形和隨后的固溶時效過程中的再結(jié)晶。而且由于Yb和Zr的復合添加，導致Yb與Zr在基體中的固溶度增大，抑制再結(jié)晶的共格彌散相數(shù)量顯著提高，且Al8Cu4Yb相的數(shù)量較其它合金的明顯減少。

由圖2和8可知，Al-Zn-Mg-Cu-Yb-Ti合金中僅析出了大量粗大Al8Cu4Yb相和少量Al20Ti2Yb相，抑制再結(jié)晶效果差，故合金高溫固溶后即發(fā)生了明顯再結(jié)晶現(xiàn)象。復合添加Yb，Zr和Ti的合金中析出了尺寸為10~20 nm、共格的Al3(Zr,Yb)彌散相，但由于Al20Ti2Yb相的形成，導致共格彌散相的數(shù)量有一定程度的降低，因此對再結(jié)晶的抑制效果低于Al-Zn-Mg- Cu- Yb-Zr合金。

3.3 復合添加Yb，Zr，Ti對力學性能和斷裂韌性的影響

與再結(jié)晶的Al-Zn-Mg-Cu-Zr-Ti和Al-Zn-Mg-Cu- Yb-Ti合金相比，未再結(jié)晶的纖維狀Al-Zn-Mg-Cu-Yb- Zr和Al-Zn-Mg-Cu-Yb-Zr-Ti合金具有更高的硬度、強度、塑性和斷裂韌性(見表2)。強度的提高主要是由于合金中細小、共格Al3(Zr,Yb)彌散相的大量析出，從而產(chǎn)生Orowan強化和有序強化；另外，共格彌散相強烈釘扎位錯和晶界遷移，顯著抑制晶粒長大，晶粒尺寸保持在2~7 μm，變形和亞晶粒的面積分數(shù)維持在90%以上，保持了亞結(jié)構(gòu)強化(見圖3和4)。因此，第二相強化和亞結(jié)構(gòu)強化是該合金主要的強化機制。

發(fā)生完全再結(jié)晶的Al-Zn-Mg-Cu-Zr-Ti和Al-Zn- Mg-Cu-Yb-Ti合金，晶界析出相在高能量的大角度再結(jié)晶晶界上連續(xù)富集，無析出帶寬化(見圖8(a))，導致晶界結(jié)合強度降低，晶界弱化。Al-Zn-Mg-Cu-Yb-Zr和Al-Zn-Mg-Cu-Yb-Zr-Ti合金經(jīng)過固溶?T6時效處理后，基體未發(fā)生明顯再結(jié)晶，仍保持了亞晶為主的纖維狀未再結(jié)晶組織，再結(jié)晶明顯降低，時效析出相在亞晶界上的富集程度遠遠低于大角度晶界，不易形成連續(xù)的晶界析出相，且PFZ寬度較窄(見圖7和8(c))，大量細小亞晶的保留導致變形過程中晶界的協(xié)調(diào)作用顯著提高，有利于實現(xiàn)均勻變形，從而提高合金的斷裂韌性和塑性。

3.4 復合添加Yb，Zr，Ti對斷裂行為的影響

為了進一步研究斷裂行為與再結(jié)晶和第二相的關(guān)系，對完全未再結(jié)晶的Al-Zn-Mg-Cu-Yb-Zr合金和完全再結(jié)晶的Al-Zn-Mg-Cu-Yb-Ti合金的拉伸斷口的截面進行掃描電鏡觀察，結(jié)果如圖10所示。由圖可見，再結(jié)晶的Al-Zn-Mg-Cu-Yb-Ti合金中沿晶斷裂的比例明顯高于未再結(jié)晶的Al-Zn-Mg-Cu-Yb-Zr合金。裂紋優(yōu)先沿大角度再結(jié)晶晶界或原始晶界擴展(見圖中箭頭處)。這是由于大角度再結(jié)晶界或原始晶界的晶界析出相聚集明顯，PFZs區(qū)寬化，導致晶界強度減弱，應變集中，裂紋更容易擴展。

圖10 固溶-T6時效態(tài)合金拉伸斷口的截面SEM形貌

(a), (b) Al-Zn-Mg-Cu-Yb-Zr alloy; (c), (d) Al-Zn-Mg-Cu-Yb-Ti alloy

在具有纖維狀再結(jié)晶組織的Al-Zn-Mg-Cu-Yb-Zr合金中，大角度晶界明顯減少，而低Σ重位點陣晶界的小角度晶界顯著增多，這類低Σ重位點陣晶界的小角度晶界能量極低，亞晶界上的析出相數(shù)量與晶內(nèi)近似，且晶界上沒有形成PFZ區(qū)，因此較大角度晶界有更高的結(jié)合強度，使得位錯堆積和應力集中較難在亞晶界上產(chǎn)生，晶界上的應力集中在很大程度上因小角度晶界的存在而發(fā)生松弛，裂紋不易產(chǎn)生和擴展，所以剪切帶與亞晶界發(fā)生作用時晶界不易開裂，抗晶間斷裂的能力增強，斷裂韌性提高。

4 結(jié)論

1) 在Al-Zn-Mg-Cu合金中復合添加Yb、Zr、Ti后，基體中彌散析出大量尺寸為10~20 nm的與基體共格的、固溶部分Zn、Mg、Cu的Al3(Zr,Yb)彌散相，強烈釘扎位錯運動和亞晶界遷移，顯著抑制亞晶長大和基體再結(jié)晶，合金基本保持非再結(jié)晶的纖維狀組織，局部區(qū)域亞晶明顯長大，亞晶界上的析出相細小均勻。

2) 完全未再結(jié)晶的Al-Zn-Mg-Cu-Yb-Zr合金具有最高的強度、伸長率和斷裂韌性，其次為未再結(jié)晶的Al-Zn-Mg-Cu-Yb-Zr-Ti合金，完全再結(jié)晶的Al-Zn- Mg-Cu-Yb-Ti合金的強度、伸長率和斷裂韌性最低。

3) 未再結(jié)晶的Al-Zn-Mg-Cu-Yb-Zr-Ti和Al-Zn- Mg-Cu-Yb-Zr合金的斷口呈完全的韌窩型斷裂特征，完全再結(jié)晶的Al-Zn-Mg-Cu-Yb-Ti合金為典型的沿晶斷裂。

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Effect of Yb, Zr, Ti additions on the microstructure and mechanical properties of super-high strength Al-Zn-Mg-Cu alloys

FANG Huachan, ZHU Jiamin, CHEN Zhuo, LIU Tan

(State Key Laboratory of Powder Metallurgy, Central South University, Changsha 410083, China)

Four kinds of Al-Zn-Mg-Cu alloys adding Yb, Zr, Ti were prepared by cast metallurgy. Effects of Yb-Zr, Zr-Ti, Yb-Ti, Yb-Zr-Ti additions on the microstructure and mechanical properties of Al-Zn-Mg-Cu alloy were compared by optical microscopy, scanning electron microscopy (SEM), transmission electron microscopy (TEM), hardness and tensile test. The results show that, the Al-Zn-Mg-Cu alloy with Yb-Ti additions forms obvious subgrain boundaries during hot extrusion. After solution treatment, the alloys with Yb-Ti and Zr-Ti additions have obvious recrystallization. The alloys with Yb-Zr and Yb-Zr-Ti have obvious effect of restraining recrystallization due to the precipitation of a large number of coherent Al3(Zr,Yb) dispersed phases with size of 10?20 nm. Micron-sized Al8Cu4Yb and Al20Ti2Yb phases are precipitated in Al-Zn-Mg-Cu alloy with Yb-Ti addition, which induce the matrix recrystallization.Al-Zn-Mg-Cu-Yb-Zr alloy without recrystallization has the highest mechanical properties and fracture toughness, the ultimate strength, yield strength, elongation and fracture toughness are721.9 MPa, 711.5 MPa, 9.7 %, 29.3 MPa·m1/2, respectively, and exhibits complete dimple fracture characteristics. The mechanical properties of Al-Zn-Mg-Cu-Yb-Ti alloy with complete recrystallization are the lowest, and the fracture mode is complete intergranular fracture.

Al-Zn-Mg-Cu alloys; trace element; microstructure; recrystallization; mechanical property

TG142. 6

A

1673-0224(2019)02-176-12

國家自然科學青年基金資助項目(51501228)；湖南省自然科學基金資助項目(2015JJ3167)；中南大學研究生科研創(chuàng)新項目(2018zzts419)

；

方華嬋，副教授，博士。電話：0731-88830614；E-mail: fanghc@csu.edu.cn

(編輯 湯金芝)