回歸再時效對7050鋁合金強度和斷裂韌性的影響

韓念梅，張新明，劉勝膽，黃樂瑜，辛 星，何道廣

(中南大學 材料科學與工程學院，長沙 410083)

回歸再時效對7050鋁合金強度和斷裂韌性的影響

韓念梅，張新明，劉勝膽，黃樂瑜，辛 星，何道廣

(中南大學 材料科學與工程學院，長沙 410083)

采用光學顯微鏡、掃描電鏡、透射電鏡、常溫拉伸及斷裂韌性實驗研究回歸溫度及回歸時間對7050鋁合金力學性能和斷裂韌性的影響。結果表明：回歸過程中，一部分GP區回溶進入基體，另一部分長大轉變為η′相，同時η′相轉變為η相，η相則不斷粗化。隨著回歸時間的延長，合金的強度先下降至一谷值然后上升至一峰值再單調下降；再時效態合金強度先增大后減小，再時效態合金強度大于對應回歸態合金強度。在190 ℃回歸時，回歸及再時效7050合金(RRA)的斷裂韌性均隨回歸時間的延長而不斷增大；然而，在170和150 ℃回歸時，回歸及再時效7050合金的斷裂韌性先增大至一峰值然后下降至一谷值再增大。回歸態合金的斷裂韌性大于對應再時效態合金的斷裂韌性。隨著回歸時間的延長，合金的斷裂模式由沿晶斷裂向穿晶韌窩斷裂過渡。

7050鋁合金；回歸再時效；拉伸性能；斷裂韌性

Abstract:The effects of retrogression and reaging (RRA) on the tensile property and fracture toughness of aluminum alloy 7050 were investigated by optical microscopy, scanning electron microscopy, transmission electron microscopy,tensile and toughness tests. The results show that during the retrogression treating, one part of GP zone dissolves into Al matrix and the other grows, and then transforms into η′ phase. At the same time, the η′ phase transforms into η phase constantly. And the η phase becomes coarse gradually. With the retrogression time elongating, the strength of the alloy falls to a valley value before increasing to a peak value, and then monotonically decreases. Meanwhile, the strength of the reaged alloys first increases and then decreases. The strength of the reaged alloys is larger than that of the retrogressed alloys. With the retrogression time elongating, the fracture toughness of alloy 7050 RRA retrogressed at 190 ℃increases. However, the fracture toughness of alloy 7050 RRA retrogressed at 170 ℃ and 150 ℃ increases to a peak value before decreasing to a valley value and then increases. The fracture toughness of the retrogressed alloys is larger than that of the reaged alloys. With the retrogression time elongating, the main fracture mechanism changes from the intergranular fracture to transgranular fracture.

Key words:aluminum alloy 7050; retrogression and reaging; tensile property; fracture toughness

7050鋁合金是美國在20世紀 70年代后期，在7075鋁合金的基礎上通過降低Fe、Si雜質和調整主成分研制成功的高性能鋁合金, 具有韌性好、疲勞強度高、抗應力腐蝕性能和淬透性能好等優良的綜合性能[1]。目前7050鋁合金，特別是7050?T7451鋁合金預拉伸厚板，廣泛用于美國的第四代戰斗機 F?22、F?35的主體結構件，并在未來軍用及民用飛機上有著廣闊的應用前景[2]。

為了滿足航空工業對材料性能要求的不斷提高，A1-Zn-Mg-Cu合金的性能沿著單一的高強度→高強耐腐蝕→高強高韌耐腐蝕→高強高韌耐腐蝕抗疲勞→高淬透性高綜合性能5個階段發展[3?5]。目前，斷裂韌性已經和強度、抗蝕性能、抗疲勞性能并列成為高強鋁合金的4項主要考核指標，只有在這幾方面均滿足設計和使用要求，才是具備良好的綜合性能。因此，提高斷裂韌性成了高強鋁合金重要的研究方向之一。

7050鋁合金有多種時效處理制度，其中，峰值時效可以使合金獲得較高的強度，但抗腐蝕性能和斷裂韌性較差；過時效(T74)可以提高合金抗腐蝕性能和斷裂韌性，但卻以犧牲強度為前提[6]。MARLAUD等[7]及張新明等[8]的研究表明，合金經回歸再時效(RRA)處理后，在不損失強度的前提下，抗腐蝕性能大大提高。LI等[3]及HAN等[6]的研究表明，雖然回歸再時效態合金可以取得較高的強度和較好的抗腐蝕性能，但其斷裂韌性相對于 T74態合金還是較低。如何調節RRA制度中的參數，使強度及斷裂韌性都優于 T74態合金，是一個值得研究的問題。目前，國外對RRA工藝還處于保密階段，其詳細的技術措施無從查閱。而我國對RRA處理的研究僅僅表明某一種RRA態合金的斷裂韌性比峰值時效態合金高，比過時效態合金低，很少有關于回歸過程中7050鋁合金斷裂韌性連續變化的研究。因此，本文作者研究熱風循環空氣爐條件下回歸溫度和回歸時間對 7050鋁合金組織、力學性能及斷裂韌性的影響，旨在為超高強鋁合金厚板的制備工藝優化提供理論和實驗依據。

1 實驗

實驗選用的材料為80 mm厚7050鋁合金熱軋板。合金實際化學成分為(質量分數，%)：Zn 6.06，Mg 2.20，Cu 2.12，Zr 0.11，Fe 0.08，Si 0.04，余量為Al。

固溶處理在空氣爐中進行，固溶處理制度為(450 ℃，1.5 h)+(480 ℃，0.5 h)。淬火轉移時間≤15 s，淬火水溫＜25 ℃, 淬火后，立即在101A?3型熱風循環空氣爐中進行回歸再時效處理。預時效制度為

(120 ℃，21 h)[8]，回歸溫度取150、170和190 ℃，回歸時間為2～720 min，再時效制度為(120 ℃，24 h)，各級時效間采用室溫(約20 ℃)水冷。

樣品經過粗磨、拋光后用鉻酸試劑腐蝕, 在XJP?26A型金相顯微鏡上進行組織觀察。

在板材1/4厚度處取厚度為2.5 mm的板材，按國家標準GB/6497—14規定，加工軋向的拉伸試樣，在CSS 44100電子萬能實驗機上進行拉伸力學性能測試，每個測定值取3個試樣的平均值。

按照國家標準GB—4161規定，在板材1/4厚度處取24 mm厚板材，制備L-T取向的標準緊湊拉伸試樣，在CSS 44100電子萬能實驗機上測量斷裂韌性，每個測定值取3個試樣的平均值。采用KYKY?2800掃描電鏡觀察斷裂韌性試樣斷口形貌，加速電壓為20 kV。

采用TecnaiG220型透射電鏡觀察合金的組織，加速電壓為200 kV。透射電鏡樣品先磨成0.1 mm厚的薄片，然后沖成d=3 mm圓片，最后進行雙噴減薄。電解液為(體積分數) 30% HNO3+ 70% CH3OH，溫度控制在?30 ℃左右。

2 結果

2.1 強度和斷裂韌性隨回歸溫度及時間的變化

圖1所示為不同回歸溫度下，回歸(Retrogression aging, RA)與再時效(Retrogression and reaging, RRA)過程中強度及斷裂韌性隨回歸時間的變化曲線。由圖1可知，回歸過程中，隨著回歸時間的延長，合金的強度先下降至谷值，后上升至峰值，再單調下降。再時效后, 隨著回歸時間的延長，強度先上升至最大值，后單調下降。再時效后合金強度值大于相應回歸態合金的強度值。不同回歸溫度下，回歸態及再時效態合金強度的極值及對應回歸時間如表1所列。由表1可知，在190 ℃回歸過程中，合金強度在6 min即達到谷值，30 min后達到峰值, 再時效過程中合金在6 min即達到峰值。在170 ℃回歸過程中，30 min達到谷值，60 min 后達到峰值，170 ℃回歸態合金的谷值和峰值比190 ℃回歸態合金的谷值和峰值低；再時效過程中合金在60 min后達到峰值，比190 ℃回歸的再時效態合金的峰值大。在150 ℃回歸過程中，合金強度在150 min達到谷值，300 min后達到峰值，150 ℃回歸態合金的谷值和峰值比170 ℃回歸態合金的谷值和峰值低；再時效過程中合金在240 min達到峰值，比170 ℃回歸的再時效態合金的峰值大。綜上所述，回歸溫度越高，回歸過程中合金強度達到谷值和峰值的時間越短，對應的峰值和谷值越大；再時效過程中，回歸溫度越高，合金強度達到峰值的時間越短，對應的峰值越小。表1中亦列出了峰值時效態合金及過時效態合金的強度[6]，對比可知，所有RRA處理的合金強度峰值均超過了峰值時效態合金的強度。

圖1 不同回歸溫度下回歸(RA)及再時效(RRA)過程中7050鋁合金強度及斷裂韌性的變化曲線Fig.1 Variations curves of strength and fracture toughness of 7050 aluminum alloy during retrogression and reaging treatment at different temperatures: (a), (b) 190 ℃; (c), (d) 170 ℃; (e), (f) 150 ℃

190 ℃回歸時，在回歸及再時效過程中，斷裂韌性隨回歸時間的延長不斷增大；170和150 ℃回歸及再時效過程中，隨著回歸時間的延長，斷裂韌性先增大到峰值，后減小到谷值，再逐漸增大。但150 ℃回歸時，斷裂韌性到達峰值和谷值的時間比170 ℃回歸時的長。回歸態合金的斷裂韌性均大于對應再時效態合金的斷裂韌性，并且所有 RRA態合金的斷裂韌性均大于峰值時效態合金的斷裂韌性(28.5 MPa·m1/2)。

綜上所述，所有 RRA態合金的強度峰值及斷裂韌性均超過了峰值時效態合金的強度和斷裂韌性，即回歸再時效相對于峰值時效可同時提高合金的強度和斷裂韌性。下面研究回歸過程中，RRA態合金的綜合性能與T74態合金[6](σb=532 MPa，σ0.2=495 MPa, KIC=36.1 MPa·m1/2)綜合性能的比較。回歸溫度為190 ℃時，當回歸時間 t2＜30 min時，RRA態合金的強度大于T74態合金的強度，但要使RRA態合金的斷裂韌性大于 T74態合金的斷裂韌性，則需要回歸時間 t2＞30 min，故在 190 ℃回歸時，再時效態合金相當于犧牲斷裂韌性來換取較高的強度。回歸溫度為170 ℃時，當回歸時間t2＜240 min時，RRA態合金的強度大于T74態合金的強度，但要使RRA態合金的斷裂韌性大于 T74態合金的斷裂韌性，則需要回歸時間 t2＞120 min, 故在170 ℃回歸時，當120＜t2＜240 min時，再時效態合金相對于T74態合金，強度和斷裂韌性均得到了提高。回歸溫度為150 ℃時，當回歸時間t2＜480 min時，RRA態合金的強度大于T74態合金的強度，但要使RRA態合金的斷裂韌性大于T74態合金的斷裂韌性，則需要回歸時間t2＞300 min，故在150 ℃回歸時，當300＜t2＜480 min時，再時效態合金相對于T74態合金，強度和斷裂韌性均得到了提高。

2.2 微觀組織隨回歸溫度及時間的變化

回歸及再時效過程中 7050鋁合金的金相組織變化如圖2所示。由圖2可見，試樣發生了部分再結晶，由大量細小的亞晶和一些粗大的再結晶晶粒組成。腐蝕后再結晶區域呈白色并沿軋向拉長，未再結晶區域含大量亞晶, 腐蝕后呈黑色，晶界和晶粒內部還存在部分未溶的第二相。從金相組織上看不出回歸及再時效過程對合金組織有明顯的影響，統計多張圖片，不同時效制度下合金的再結晶百分數均在7%左右。

圖4所示為190 ℃回歸態7050鋁合金的典型TEM像及〈112〉電子衍射花樣。由圖4可知，相對于預時效態合金，經6 min回歸后，晶界析出相半連續分布，晶界析出相大小約為15 nm，間距約為3 nm，兩側有細小的無沉淀析出帶。晶內析出相密度明顯變小，由衍射斑點可知，GP區發生了回溶，根據有關文獻報道，還有少量的小尺寸的η′相也會回溶[9]。經30 min回歸后，晶界析出相變的更加粗大不連續，晶界析出相大小約為20 nm，間距約為48 nm，晶內析出相同時長大。經60 min回歸后，晶界析出相進一步粗化，晶界析出相大小約為35 nm，間距約為62 nm，晶內析出相進一步長大，并出現棒狀的η相。因此，隨著回歸時間的延長，晶內析出相先部分回溶，后不斷析出并長大；晶界析出相逐漸粗化不連續，晶界析出相間距增大。

表1 回歸及再時效過程中強度的極值點分布及對應的時間Table 1 Peak and valley strengths and corresponding time at different retrogression temperatures in RA- or RRA-treating

圖2 不同時效制度下7050鋁合金的金相照片Fig.2 Optical micrographs of 7050 aluminum alloy treated under different conditions: (a) (120 ℃, 24 h)+(190 ℃, 6 min);(b) (120 ℃, 24 h)+(150 ℃, 240 min)+(120 ℃, 24 h)

圖3 預時效態7050鋁合金的典型TEM像及〈001〉電子衍射花樣Fig.3 Typical TEM images of pre-aged 7050 aluminum alloy and corresponding SAD pattern for [001]m: (a) Near grain boundary;(b) Center of grain and SAD pattern for [001]m

圖4 190 ℃回歸態7050鋁合金的典型TEM像及〈112〉電子衍射花樣Fig.4 Typical TEM images of 7050 aluminum alloy retrogressed at 190 ℃ for different times and corresponding SAD patterns for [112]m: (a), (b) 6 min; (c), (d) 30 min; (e), (f) 60 min

圖5所示為190 ℃回歸+(120 ℃，24 h)再時效態7050鋁合金的TEM像及〈112〉電子衍射花樣。由圖5可知，回歸時間為6 min時，再時效態合金的晶界析出相呈不連續分布，晶界析出相大小約為15 nm，間距為13 nm左右，晶內析出大量細小彌散分布的GP區和η′相。隨著回歸時間的延長，晶界析出相更加粗化不連續分布，晶界析出相間距增大。同時，晶內析出相尺寸也逐漸變大，棒狀的η相越來越多。

圖5 190 ℃再時效態7050鋁合金的典型TEM像及〈112〉電子衍射花樣Fig.5 Typical TEM image of 7050 aluminum alloy retrogressed at 190 ℃ for different times and then reaged at 120 ℃ for 24 h and corresponding SAD patterns: (a), (b) 6 min; (c), (d) 60 min; (e), (f) 120 min

圖6所示為150 ℃回歸態7050鋁合金的典型TEM像及〈112〉電子衍射花樣。由圖6可知，相對于預時效態合金，即使經150 min回歸后，晶內析出相密度還是很小，說明GP區的回溶還在繼續，析出相尺寸沒有發生明顯長大。即降低回歸溫度，GP區回溶的時間將大大延長。隨著回歸時間的延長，晶界析出相逐漸粗化不連續分布。由圖4(e)可知，190 ℃回歸態合金經60 min回歸后，晶界析出相大小約為35 nm，間距約為62 nm，而150 ℃回歸態合金即使經過240 min回歸后，晶界析出相平均直徑約為28 nm，間距也只有30 nm左右(如圖6(c)所示)。即延長回歸時間，150 ℃回歸態合金的晶界粗化不連續現象沒有190 ℃回歸態合金的晶界粗化不連續現象明顯。相對于回歸時間，回歸溫度對晶界析出相有更大的影響。

圖6 150 ℃回歸態7050鋁合金的經典TEM像及〈112〉電子衍射花樣Fig.6 Typical TEM images of 7050 aluminum alloy retrogressed at 150 ℃ for different times and c orresponding SAD pattern for[112]m: (a), (b) 150 min; (c), (d) 240 min

圖7所示為150 ℃回歸+(120 ℃，24 h)再時效態7050鋁合金的TEM像。由圖7可知，回歸時間為150 min時，晶界析出相呈半連續分布；延長回歸時間至240 min時，晶界析出相粗化不連續分布；繼續延長回歸時間至720 min時，晶界析出相進一步粗化不連續。但延長回歸時間，回歸720 min合金的晶內析出相和回歸150 min的合金的晶內析出相并無明顯的長大。故低溫長時回歸處理與高溫短時回歸相比，晶界析出相同樣不連續分布，但晶內析出相更加細小彌散，該結構有利于在保持強度的同時提高斷裂韌性。

2.3 斷口形貌隨回歸溫度及時間的變化

圖8所示為190 ℃回歸態7050鋁合金的典型斷口形貌。由圖8可知，回歸時間為6 min時，可觀察到大量層狀分布的沿晶裂紋和穿晶韌窩，合金的斷裂方式是沿晶斷裂和穿晶韌窩斷裂的混合斷裂；回歸時間為30和60 min時，斷口仍然是沿晶斷裂和穿晶韌窩斷裂的混合斷裂，但隨著回歸時間的延長，沿晶斷裂比例減少，穿晶韌窩斷裂比例增大；回歸時間為 150 min時，斷裂方式主要為穿晶韌窩斷裂，平均韌窩尺寸為20 μm。

圖9所示為190 ℃再時效態7050鋁合金的典型斷口形貌。由圖 9可知，對應的回歸態合金的斷口類似，隨著回歸時間的延長，沿晶斷裂比例逐漸減少，穿晶韌窩比例斷裂逐漸增加，即隨著回歸時間的延長，沿晶斷裂逐漸向穿晶韌窩斷裂過渡。回歸時間為150 min時，斷口上主要是穿晶韌窩，韌窩平均尺寸為 12 μm。與相應的回歸態合金的斷口相比，再時效態合金的沿晶斷裂比例增大，穿晶韌窩斷裂比例減小。

圖10所示為150 ℃再時效態7050鋁合金的典型斷口形貌。由圖10可知，與190 ℃再時效態合金的斷口類似，隨著回歸時間的延長，沿晶斷裂比例逐漸減少，穿晶韌窩斷裂比例逐漸增大，即沿晶斷裂逐漸向穿晶斷裂轉變。回歸時間為150和240 min時，斷口上主要是穿晶韌窩，但后者的韌窩比前者大。

且說文華齋的這恐怖一幕。伴隨著“奉”的一聲，峋四爺成了火人，裴主事，兩名護衛，連同店門外的一個路人，都被眼前的景象嚇得半死，面無人色。

圖7 150 ℃再時效態7050鋁合金的經典TEM像Fig.7 Typical TEM images of 7050 aluminum alloy retrogressed at 150 ℃ for different times and then reaged at 120 ℃for 24 h:(a), (b) 150 min; (c), (d) 240 min; (e), (f) 720 min

3 分析與實驗

3.1 回歸溫度及時間對強度的影響

眾所周知，時效強化型合金強度的增大是由析出相阻礙位錯運動引起的。合金的強化機制分為切割和繞過兩種：若析出相位于位錯線的滑移面上，且不太硬時，位錯線切割析出相強行通過；若析出相尺寸較大、強度較高并與基體的界面為非共格時，位錯線將繞過。KOVACS等[10]對切割和繞過兩種機制進行了詳細的分析，得出以下關系式：

圖8 190 ℃回歸態7050鋁合金的斷口形貌Fig.8 Fracture morphologies of 7050 aluminum alloy retrogressed at 190℃ for different times: (a) 6 min; (b) 30 min; (c) 60 min;(d) 150 min

圖9 190 ℃再時效態7050鋁合金的斷口形貌Fig.9 Fracture morphologies of 7050 aluminum alloy retrogressed at 190 ℃ for different times and then reaged at 120 ℃ for 24 h: (a) 6 min; (b) 30 min; (c) 60 min; (d) 150 min

式中：τG和τA分別為切割和繞過機制下合金的強度，Γ為反向疇界能，G為剪切模量，f為質點體積分數，D為質點半徑，b為柏氏矢量，ν為泊松比，r0為位錯芯半徑。

圖10 150 ℃再時效態7050鋁合金的斷口形貌Fig.10 Fracture morphologies of 7050 aluminum alloy retrogressed at 150 ℃ for different times and then reaged at 120 ℃ for 24 h: (a) 30 min; (b) 60 min; (c) 150 min; (d) 240 min

由式(1)和(2)可知，切割機制的強化效應隨析出相體積分數和尺寸的增大而增大，而繞過機制的強化效果則應隨析出相體積分數減小和尺寸的增大而減小。時效過程中，存在一個由切割向繞過轉變的臨界半徑，在這個半徑下，強度具有最大值。

7050鋁合金時效過程中析出相的沉淀順序為：α(過飽和固溶體)→GP區→η′相(MgZn2)→η(MgZn2)[11]。其中，GP區與基體共格，變形過程中，位錯滑移切割GP區，由式(1)可知，強度與析出相直徑呈正比；η′相與基體半共格，變形過程中，位錯線主要采取繞過的方式移動，對合金起到主要強化作用[12]。由式(2)可知，隨著析出相直徑的增大，強度先減小后保持不變；η相與基體非共格，尺寸較大，其強化作用較小。

7050鋁合金經(120 ℃，21 h)預時效后，晶內分布著高密度的GP區和η′相，合金強度較高。回歸過程中，由于回歸溫度較高，GP區和η′相發生回溶。根據文獻[9]可知，并非所有的GP區和η′相都回溶，只有那些小于臨界尺寸的GP區和η′相才能回溶，而大于臨界尺寸的GP區和 η′相將繼續長大轉變為 η′相或 η相。190 ℃回歸時，回歸初期(＜6 min)，小尺寸的GP區和 η′相發生回溶(如圖 4(a)和(b)所示)，晶內析出相的密度明顯減少，由式(1)可知，回歸態合金的強度逐漸減小；延長回歸時間至30 min(如圖4(c)和(d)所示)，大的GP區演變成η′相，合金強度逐漸增大；繼續延長回歸時間(如圖4(e)和(f)所示)，析出相進一步長大，晶內出現棒狀的η相，強化效果減弱，合金強度逐漸減小。因此，回歸過程中，強度曲線分為3個階段。第一階段，強度從 T6態下降至谷值，這個過程中起支配作用的是GP區的溶解；第二階段，強度由谷值上升到峰值，但峰值點的值低于 T6態，此時，起支配作用的是原有η′相長大和新的η′相的形成；第三階段，強度從峰值點下降，并隨回歸時間的延長逐漸降低，主要是η非共格相的形成。

降低回歸溫度，溶質原子的擴散能力減弱，小于臨界尺寸的GP區和η′相回溶速率減慢，大于臨界尺寸的GP區和 η′相析出及長大速率也減慢(如圖6所示)。故回歸過程中，回歸溫度越低，強度達到谷值和峰值的時間越長，對應的谷值和峰值也越小，如表 1所列。

再時效后合金的強度曲線隨回歸時間的延長分為兩個階段(如圖1所示)。第一階段，強度從T6態上升到峰值。此時，回歸過程中未回溶的GP區促進η′相形核，原有的η′相繼續長大，同時有新的GP區產生，強化相體積分數增加，強化效果增加，基體組織主要為η′相(如圖5和7所示)。第二階段，強度從峰值點下降，并隨回歸時間的延長逐漸降低，這是由于形成棒狀的η相，合金逐漸進入過時效。

回歸溫度同樣對再時效態合金性能有很重要的影響。回歸溫度越高，則溶質原子擴散能力越強，GP區和細小的η′相回溶較快，對應再時效階段可作為η′相形核核心的未回溶GP區越少，η非共格相的形成速率越快。故隨著回歸溫度的升高，再時效合金到達峰值的時間越短，隨后的下降速率卻越大，即回歸溫度越高，保持具有較高強度的時間段越短，越容易出現過時效，在工藝上越難控制。適當降低回歸溫度，可使一部分GP區和細小的 η′相回溶, 基體中原有的 η′相可以繼續長大，新的GP區可以產生，同時η非共格相形成較少，這樣合金強度峰值增大，保持具有較高強度的時間段增長，越適用于大厚板的實際生產。

3.2 回歸溫度及時間對斷裂韌性的影響

晶粒結構和粗大第二相對鋁合金的斷裂韌性有重要影響。一般認為未再結晶的纖維狀組織斷裂韌性最高，晶粒長寬比小的再結晶組織次之，粗等軸晶最差[13]。粗大第二相在塑性變形中，易產生變形不協調，在第二相粒子和基體界面產生應力集中，形成裂紋源。隨著粗大第二相體積分數的增大，斷裂韌性減小[14]。由圖2可知，改變回歸溫度與時間，對晶粒結構和粗大第二相沒有影響，故由晶粒結構和粗大第二相引起的斷裂是固定的。由斷口分析可知，回歸及再時效過程中，主要是穿晶韌窩斷裂和沿晶斷裂的競爭，它們主要受兩個因素的影響：一是晶界析出相的大小和間距[15]，二是晶內晶界強度差[16]。一般認為，晶界上的無沉淀析出帶(其強度和純鋁類似，大約為70 MPa[17])比晶內軟，可以釋放應力集中。但晶界上的粗大析出相在塑性變形中，易產生變形不協調，在第二相粒子和基體界面產生應力集中，導致沿晶斷裂。沿晶斷裂隨著晶界析出相的面積分數(Ag)的增大而增多，斷裂韌性和Ag成反比[18]。但是，如果晶內強度非常小，則不等晶界上的空穴開始長大，晶內已經屈服，則晶內的空穴就會迅速長大，導致穿晶韌窩斷裂，因此斷裂韌性隨著晶內晶界強度差的增大而減小。

150 ℃回歸過程中，斷裂韌性先增大后減小再增大 (如圖1所示)，這是兩因素共同影響的結果。回歸初期(＜6 min)，小于臨界尺寸的GP區和η′相回溶，合金強度降低，晶內晶界強度差減小，對斷裂韌性有利。同時，晶界析出相逐漸粗化，呈不連續分布，導致晶界析出相的面積分數減小，也導致合金的斷裂韌性增大。隨著回歸時間的延長，進入回歸的第二階段，雖然晶界析出相進一步呈不連續分布，晶界析出相的面積分數進一步減小，對提高斷裂韌性有利，但是原有 η′相長大和新的 η′相的形成使晶內晶界強度差增大，合金總的斷裂韌性減小。繼續延長回歸時間，基體析出η相，晶內晶界強度差減小，同時晶界析出相的面積分數減小，這都促使斷裂韌性不斷增大。

再時效過程的第一階段也存在一個晶內η′相形核析出強化基體和晶界析出相粗化不連續的過程。如果回歸時間較短，則析出的η′相較少，晶內晶界強度差較少，同時晶界有優先析出的傾向，晶界析出相面積分數減小，促使合金斷裂韌性增大。延長回歸時間，回溶的GP區和η′相較多，則再時效后析出的η′相也增多，晶內晶界強度差不斷增大，導致斷裂韌性減小。繼續延長回歸時間，η′相完全析出并開始向η相轉化，晶內晶界強度差減小，同時晶界析出相面積分數減小，合金斷裂韌性逐漸增大。因此，再時效過程中，合金斷裂韌性先增大后減小再增大，斷裂方式由沿晶斷裂逐漸向穿晶韌窩斷裂過渡。

回歸溫度也影響斷裂韌性，隨著回歸溫度的減小，晶內溶質原子擴散能力減弱，GP區和細小的η′相回溶較慢，新η′相的析出及向η相的轉化也變慢，晶界優先析出傾向越嚴重，則合金到達斷裂韌性峰值的時間也越長。150 ℃回歸時，斷裂韌性到達峰值和谷值的時間為120和240 min；170 ℃回歸時，斷裂韌性到達峰值和谷值的時間為60和120 min；而190 ℃回歸時，合金斷裂韌性隨著回歸時間的延長逐漸增大，沒有減小的過程，這可能是由于回歸溫度過高，造成晶界析出相不連續分布明顯，對斷裂韌性的促進作用超過了新析出的η′相對斷裂韌性的不利作用。

4 結論

1) 回歸過程中，隨著回歸時間的延長，合金的強度先減小后增大再減小。再時效后，隨著回歸時間的延長，強度先增大后減小。再時效態合金強度值大于相應回歸態合金的強度。

2) 190 ℃回歸時，回歸及再時效過程中，斷裂韌性均隨回歸時間的延長而不斷增大；170 和150 ℃回歸及再時效過程中，斷裂韌性均先增大后減小再增大。回歸態合金的斷裂韌性均大于再時效態合金的斷裂韌性。隨著回歸時間的延長，合金的斷裂模式由沿晶斷裂逐漸向穿晶韌窩斷裂過渡。

3) 回歸過程中，隨著回歸時間的延長，晶內析出相先部分回溶，后不斷長大，晶界析出相逐漸粗化不連續。降低回歸溫度，延長回歸時間，晶內析出相長大不明顯，晶界析出相卻更加粗化不連續分布，該結構有利于在保持強度的同時提高斷裂韌性。

4) 所有RRA態合金的強度峰值及斷裂韌性均超過了峰值時效態合金的強度和斷裂韌性。和T74態合金相比，190 ℃回歸時，再時效態合金雖然取得了較高的強度，但斷裂韌性較低；170 ℃回歸120～240 min和150 ℃回歸300～480 min時，再時效態合金相對于T74態合金，強度和斷裂韌性均得到了提高。

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(編輯 何學鋒)

Effects of retrogression and reaging on strength and fracture toughness of aluminum alloy 7050

HAN Nian-mei, ZHANG Xin-ming, LIU Sheng-dan, HUANG Le-yu, XIN Xing, HE Dao-guang
(School of Materials Science and Engineering, Central South University, Changsha 410083, China)

TG146.1

A1

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國家重點基礎研究發展計劃資助項目(2012CB619501)

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張新明，教授，博士；電話：0731-88830265；E-mail: xmzhang@yahoo.cn