高强度7000系铸造合金中的显微结构所依赖的断裂韧度

1、江苏工业学院本科生毕业设计（论文）外文翻译高强度7000系铸造合金中的显微结构所依赖的断裂韧度Z.Cvijovic , M.Rakin , M.Vratnica , I.Cvijovic摘 要：微观结构的影响参数与粗颗粒间的阶段以及沉淀物的断裂韧度对过时效7000系合金锻件的影响。详细的微观组织和断口分析与断裂韧度所进行的试验使用的是三个成分不同的合金（铁+硅）。断裂机制的确定和局部区域断裂模式的评估。根据这些数据然后定量相关平面应变断裂韧度， 而大部分的属性估计通过显微图像分析。以阿多微观为基础的模式发展，该报告准确地描述了依赖 的断裂韧度及个人结构参数。关键词：7000铝合金；显微结构；图

2、像分析；韧度；建模1 导言高强度7000系列铝合金的断裂韧度在许多高强度结构部件中处于关键地位，特别是在短期内的横向方向1,2 。因此，对破坏极限设计的极其重要的目的是了解不同的参数 影响及其断裂韧度属性。众所周知对如粗颗粒间（IM ）的阶段，分散体，晶间和晶内析 出，沉淀区（PFZs）的微观结构特性，晶粒尺寸和方向施加重大影响1,3-5 。它们可以有 助于局部化的塑性流动和发起以及传播断裂。因此，在这些断裂过程涉及多种合金的微 观结构1,2,4,6-8 。共存的不同的断裂模式，即粗通道时的感应颗粒大，而在断裂表面明显 存在的是晶间断裂韧度和微孔诱导穿晶断裂。因此，7000系合金的断裂韧度变形

3、是由实际的一小部分的微观结构在整体断裂，这反过来又制约了基本的组织。断裂阻力的评估 是这些合金改进相关的微观结构与功能的一个关键条件。根据不同的合金成分和加工过程，相关属性的个别功能可以多种多样：数值模型可以通过合适的微观结构的必要断裂 韧度获得。有大量的微预测模型的平面应变断裂韧度，以及沉淀硬化7000系合金产品的断裂韧度2,3,5,7-14 。但是，模拟商业的7000系合金的断裂韧度是一项艰巨的任务，由于复杂的 微观结构和不同断裂模式之间的竞争。一个真正全面的断裂韧度模型，已考虑了所有的 断裂模式，特性是影响这些断裂模式和各向异性的一些参数。然而现有的模型，没有提 供定量的微观组织之间的关

4、系属性，以及表面断裂形貌和断裂韧性。这些模型一般考虑 选择的是微观结构参数和断裂模式，从而使得它们不能正确的描述7000系合金真实的断 裂过程和准确地预测它们的断裂韧度。此外，众多的适用性模型只是有限的简化考虑了 一个单一的断裂机制。在几个模型相比较之下，作者认为一些混合物规则之间的断裂韧 度预测的是仅个别的断裂模式。这种一致总结的断裂韧度的具体断裂机制是在权重函数 的基础上发展得到的各自机制，最近已经被戈卡莱等人所使用7 。为了预测重结晶水平 对超薄热轧板的断裂韧度的影响。另一方面，很少的产品存在的演变叙述了演变的断裂韧 度造成了 7000系合金中广泛使用重型钢板和锻件。目前的工作的目的是建

5、立一个以多微观为基础的模型，该模型能够预测断裂韧度以 及报废的7000系合金锻件中（铁+硅）的杂质含量是可变的。它是在基于现有的模型 基础上产生的断裂韧度的体积分数的粗糙的即时消息和验证，采用定量数据的微观结构及电镜断口分析等。第1页共12页2.实验过程三个工业生产的合金成分（质量分数）:铝-7.45锌-2.47镁-1.53铜-0.25锰-0.17 镉-0.15 锆-0.11 硅-0.12 铁 （合金 1 ），铝-7.30 锌-2.26 镁-1.55 铜-0.29 锰-0.18 镉-0.13 锆-0.09 硅-0.16 铁 （合金 2 ）和铝-7.65 锌- 2.26 镁-1.55 铜-0.2

6、5 锰-0.18 镉-0.11 锆-0.11 硅-0.26 铁 （合金 3 ）提 供了 50毫米厚的薄饼型钢板在报废的条件下。所有工业生产的钢板都有一个相同的处理 程序。为经过在465 C的9小时和475 C的16小时的均匀化后，铝锭的尺寸B192X 360毫米 经430 C的单轴热锻高度减少85 %，然后解决方案治疗460 C的1小时，水淬，具体为5 小时在100 C加5小时在160C。两步人工老化类似T73的回火，通常是在7000系合金板材 获得一个很好的结合力，韧性和应力腐蚀开裂下进行的。裂纹扩展阻力的增加与过度时 效附有复杂的冶金变化，还包括阶段转变基地矩阵，粗化和改变沉淀的一致性15

7、 。江苏工业学院本科生毕业设计（论文）外文翻译江苏工业学院本科生毕业设计（论文）外文翻译图1.图解说明样本的取向用于断裂韧度的测试（L -纵向方向，C -环状或切线方向，R -径向）（a）和位置的微观分析利用的是金相位面（b）。平面应变断裂韧度进行的测试是根据美国 ASTM E399的疲劳裂纹标本的两种不同的 方向：左旋受体和R L （图1A）款。在案件的一个关键L - R的方向上，由断裂韧度决 定直接采用紧凑拉伸（CT）标本。在案件的R一L方向，单缘缺口弯曲（SENB ）样本 进行了测试。由于断裂韧度，预计在 R一 L比在L - R的方向将存在更大的断裂韧度值， 确定J积分数据利用方程：Ki

8、c其中E是杨氏模量和V是泊松比。Jic是J积分的临界值，根据美国ASTM E813，被评为利 用单一的标本，弹性遵守的方法。据美国 ASTM E8在相应的L和R方向进行拉伸试验。 在所有情况下，对三个标本的每个标本取向都进行调查，通过这三份标本得到这个报告的 平均性质。使用赖克特荣MeF3光镜（长征），在二次电子模式的飞利浦XL30扫描电子显 微镜（SEM ）情况下，在20千伏及Technai F20S双透射电子显微镜（透射电镜）与场 发射枪进行试样裂缝断裂韧度测试以得到一份详细的微观组织和断口分析。选择性腐蚀和能量分散x的射线光谱（EDS）进行了扫描电镜（SEM）分析测定了粗感应颗粒的性质。

9、目 前识别的两阶段进行的是金相部分平行平均破裂面和裂缝表面平均断裂。图1.各种颗粒的化学成分进行了系统连接并使用这个瞬变电磁法 （TEM）。图像分析成功地解决了粗感 应颗粒和晶内析出定量评估。它们的体积分数，抗体，大小表示截取的平均长度，L或平均直径，D和间距，钾以及PFZs宽度，WPFZs，估计通过测量完成金相面位。对这 些测量结果放大一千遍，利用截图方法或深槽300 - 500均匀采样平面中的每个标本。对试 样在扫描电镜断口上进行断裂韧度检查评估断裂的微观结构。对断裂表面进行研究，表 第2页共12页江苏工业学院本科生毕业设计(论文)外文翻译面裂缝的中心区域的塑性区疲劳在应力状态下利用圆型的

10、条件。这个地区不同的分数断裂模式，是通过跟踪这个地区的量化的扫描电镜 (SEM)及使用数字化片剂得到的。十个 断口组织的显微镜照片经过750次的放大，在模型试验的基础上用定量数据来进行了验 证，提出了多基微观结构的断裂韧度。3 结果和讨论3.1显微组织观察光镜中提出的图2表明，显示所有的由微观结构组成的粗锻件包括感应颗粒，不均匀 的分布于细长的颗粒和枝晶臂边界，较为粗糙的颗粒分布在树突状沉淀核心。颗粒结构 并没有结晶，是由于不良的铬、锰、锆被添加到了分散体形式，众所周知，它能够有效 的抑制再结晶。由于热锻序列的厚钢板产品发生以下的再结晶温度，所以有三个合金呈 薄饼状颗粒结构。大煎饼形状的颗粒细

11、长的分布在C方向，金相观察试样平面的L - R方向上的标本图2。颗粒结构的R-L方向是相似的，但发现颗粒更多的拉长是在同一 C方向。 长征和SEM / EDS公司表明，当感应粗颗粒，按照一致的方向发展并发生普遍变形时， 有以下类型：(a) 可溶性 g-Mg(Zn,Cu,AI) 2, S-CuMgAl2与锌和 MgzSi,(图3a(a)和(b)和图4a)，(b) 不可溶性(Cu, Fe,Mn)Al3(图3c)，Al7Cu2Fe(图4b), 一个小的(Cu, Fe,Mn,Cr)Al7。图2。显微组织中显示LM检验L-R合金3在一个方向的试剂蚀刻格拉夫16通常粗颗粒的可溶性或最小部分的可溶性阶段含有

12、合金元素，目前的解决方案为注 明均化作用，表明锌、镁合金是主要用于降水硬化而并不具有潜在影响沉淀行为的合金。 他们的扫描电镜(EDS)分析表明，这些发现微粒的阶段是大多数的 Mg2Si分解过程。热处 理过程中所得的粒子收益缓慢，而复杂的阶段包含铝、锌、镁和含量相对较小的铜。在分 析了图像和数据的基础上可以看出在表1,他们的体积分数低于0.16 vol.%。而主导的第 四纪阶段是基于n -Mg(Zn，Cu，Al)2的，目前，有一些小的粒子由于其分散和产生球化 处理。不溶解的S相颗粒很少看到。与其他产品对比1720允许识别上述的阶段。即现有 的文献和相图显示，温度低于固相线时，有四个阶段，即n (

13、MgZn2)，T(Al 2Mg3Zn3)，S(CuMgAl 2)和H(CuAl2)也会发生在Al-Zn-Mg-Cu系合金中。这些阶段中，只有 n、T和S 出现在商用7000系合金中。同时n和T的阶段扩展可得到溶铝和铜，而显示S的锌系溶解 度可以达到质量的30%。在锌轴承阶段中，锌/镁比发挥了关键控制作用的性质。因此， 在我们实际的生产情况下，高的锌/镁比有助于形成n的阶段。尽管这一阶段包含相同 第3页共12页的主要因素，但它又和第四纪T阶段的化学性质是不同的。SEM/EDS的频谱从G颗粒显示表明锌的含量是明显大于镁的，图3a。EDS公司分析这个数据可能会与报告共同确定 T 阶段的数量。最近，I

14、i et al. 21 和蒙德以及Mukopadhyay 19 发现，锌/镁的比例在这个阶段中接近1和(锌+镁”铜到5之间。他们还进行了AIbCu M illeFtMn hiZnCu.OS.OO.zn8Energy ikeV|Energy |kevj图3。扫描电镜断口断裂韧度试样和 EDS谱粒子的G -Mg(Zn,Cu,AI) 2 (a), S- CuMgA2(b) 和(Cu, Fe, Mn)Al 3( c)阶段观察到的断裂面。论认为，这些的Al - Zn - Mg - Cu系丰富的粒子具有相同的晶体结构与第四纪 T阶段。但 是,应该指出的是，在SEM/EDS光谱中的铝基高峰可能是由实际的感应

15、粗颗粒组成，而且还促成其围绕在点阵的周围。我们的研究表明，在除了可溶性n -Mg(Zn,Cu,Al)2阶段， 微量的S-CuMgAl2阶段也可以通过(SEM)/EDS检测到，图.3b.图表上的的锌峰值，表 明S阶段与锌的含量是相关的，这个结果报告已经由蒙德和Mukopadhya所证实19 。定量的图像分析结果表明，在不同比例的基础上可溶性阶段n和S阶段具有平均化和 固溶处理。合金1,具有最高的(Zn+Mg)含量显示了他们的极点。另一方面，在合金 3中的 n和S相颗粒数量要比合金1中少，由于具有较为平衡的(Zn+Mg)内容，所以这些阶段目 标，是为了表明完全不同的解体。因此，在合金 1中减少锌，

16、镁的含量可形成沉淀硬化。 此外，增加(Fe+ Si)的杂质含量可以降低可溶性n和S阶段的体积分数，因为在一些阶段 中,有大量的镁、铜以结合铁和硅的形式存在于 MgzSi与各种难溶性阶段中。虽然Mg2Si 相可溶性颗粒的平均尺寸从1.70到2.09，但是并不存在更大的尺寸(见表1)，它们的尺 寸比n和S阶段的要大，这样可以表现出对于断裂进程更大的影响。即众所周知，断裂或各种感应相颗粒的分离取决于颗粒的形态和内在机械性能22 。因此，如所概述的文献23 ，对位强度发现S-CuMgAl2粒子的直径在710到540兆帕之间增减。由于在局部区域存 在较大粒子的开裂和损坏，所以会强烈的影响富含铁和硅的大颗

17、粒的制备阶段，而具有 较低的断裂强度。正如上文所说，对各种包含铁的颗粒进行了观察。然而，这些难溶性 第4页共12页江苏工业学院本科生毕业设计（论文）外文翻译颗粒大多是改良的FeAl3和AbCFe阶段，其他作者认为在这个阶段所观察到的内容都是 相同的1,17,20-22,240为了测量7075 - T6态合金的FeAl 3和含铁量的阶段，结果发现测量元 素的数据被替代了 18。结合该化学信息及SEM/ED的结果,本研究提出了（Cu、Fe、Mn） Al3 与相位识别。由于（Cu、Fe、Mn） AI3与和Al 7 CFe颗粒的平均大小在1.99至2.431m之间A12.73334.5S.1Energ

18、y keVZnZn图4.SEM断 口断裂韧度试样和EDSf颗粒Mg2Si（a）和Al 7Cu2Fe（b）阶段的断裂面 表1 锻件取向的几何参数的研究All吁Specimen aricnblBnCoacsc IM partidcsif + S血SiFe-riclilAM.%)a fuffljf、wl%)L财卜Lljiffildjimt1R-L0.1471.561055O.L-U.!MOJJfi878L8?L-R1.61111250.1151.)4I.JW0.22?1.4?2R-L0.0951.2JIJJ4OllM】用M2?O.-Mtl桢2IJL-RDM1.汕W业映170035?L骋1.563R-

19、L0.04613$3DJ0l1461那0,5322.3?曲I.WL-ROLP1.6313630.147l?514340L3?F卜rich phats siCiuFe,MujAJi AljCiinFe + fCne,Mn,CijAI；.和具有较低的断裂强度，所以与其它阶段相比更容易观察到三个合金，它们对韧度的影响更大。事实上，巴顿等人认为这些微粒比 MgzSi相具有更高的硬度22 。在测量7010- T7651铝合金的杨氏模量和硬度时发现了感应相粗颗粒。杨氏模量的作用常数，148GPa和82GPa硬度，9.5GPa和4GPa分别对应获得平均粒径约为 8lm的AbCFe和MgzSi颗 粒。在我们以

20、前的工作中进行扫描电镜得到的断裂阻力取决于感应粒子的性质25 。结果表明，粗富铁颗粒是无效的起始位点。这些变化中的粗颗粒的铁含量造成大的体积分 数变化。该富铁相抗体的价值是增加了几乎呈线性增加的铁含量在合金1中增加了0.12 %-合金3中增加了 0.26 %。重要的是要注意，增加了富铁颗粒含量和颗粒的尺寸及 减小了它们的间距，使它们分布的距离缩短了约 2倍（见表1）。这样可以使表面容易产 生裂纹扩展，从而减小矩阵变形的能力。第5页共12页该淬火引起的降水发生在晶界，但是，可能会促使晶间断裂。TEM/ED的分析表明，这些密集的沉淀物所包围的PFZs是平衡阶段中的n -MgZ n2阶段(图.5a)

21、，这已经见诸于 其他研究者的7000系合金实验1,3,9。在淬火过程中形成的n沉淀物也在内的颗粒。它们 是粗均匀沉淀主要用来在点阵中的老化治疗和大多数 Al 18C2 Mg3和AI20 Mn 3CU2弥散体 的形核问题，图.5b和c,在加热沉淀的铸铝锭的均化温度。通过TEM/ED定量的分析(表中的图.5 )和不断的观察这些长方形或椭圆形的小弥散体来表明其偏离化学计量。它们 不仅反映了合金成分复杂的影响，也反映了合金成分对粒子化学性质但也倾向于富铝感 应相阶段少量分解的各种要素。前者与沉淀的分布可以观测到n阶段的蚀刻沉淀，图.2 o 平均密度的溶质PFZs合金与隔离合金在凝固过程中和降水过程中应

22、用不同的热处理工 艺在1.37到2.14微米。在第二种类型的晶内沉淀下可看到 LM可能是n -Mg(Zn,Cu,Al) 2沉 淀出现的均化。它们正在粗化以及部分的 S-CuMgA2粒子转化与锌在溶质中的处理有ParticleElements, at,%AlCrMnFeCuZnA7*20681.544IL248B7.0308L7884.3940.9800.616*5.188AluCrzMgsC-89.7110.5752721-5.6231.367AljoMn 3C112D2.61883361 10.5613.460S-AhCuMg图.5.应用透射电镜显示铸模的显微组织及 EDS降水锻件的结果和晶

23、内沉淀物。 关,图.5c o正如他们的溶解缓慢，一个重要部分的粗化和圆形颗粒的平均直径约变粗了 0.55微米都存在于三个合金中。由于大量的锌、镁溶解在铸模中，其在合金2和3(1.8和2.2vol.%)中的体积分数比在合金1(1.2 vol. %) 中的要更大，因此，应该预料到有相当 数量的溶质被困在这些铸模中和应淬火诱导并使其析出。此外粗颗粒的可溶性阶段可能影响淬硬颗粒在老化处理时体积分数的形成。在文献中这是与研究报告的结果是一致的1,26 o当缓慢淬火适用于材料的平衡固溶处理后，粗颗粒沉淀阶段将发生在弥散体中和 晶粒边界，造成溶质大量的损耗，并在随后的沉淀过程中抑制铸模的老化。由于所有的 合

24、金是在应用条件下，所以可能暗示它是目前唯一的硬化阶段。也就是 ，最近的工作 1,3,15,26表明在应用条件下(T7)的主要沉淀相平衡在n -MgZn2阶段。在目前的工作中，TEM 观察表明在很大程度上，这些沉淀是均匀分布的。然而，杜蒙等人.1 报道大部分的溶质被困在淬火诱导产生的沉淀中，7050系合金的高级和中级淬火材料在同一应用情况与 硬化沉淀的缓慢淬火相比体积分数和尺寸明显降低。因此，在屈服应力等级降低的情况 下得到缓解。这可能也反映了在微孔的比例范围内，在铸模内部产生了竞争过程和穿晶 断裂。3.2 机械试验拉伸强度和断裂韧性的数据列于表2o它指出了屈服强度的降低和韧性的增加提高了合金的

25、纯净度，最大的区别在屈服强度值约为10%然而，屈服强度更依赖于(Fe+ Si)在第6页共12页L方向上的杂质含量。可以注意到的是，当这三个合金表现出较高的屈服强度时，说明较 于R方向载荷更适合应用于L方向。目前合金1的散射值是最明显的,而与合金3最小的屈 服强度的差别是在两个方向能获得最高的杂质含量。表2机械测试和定量断口的数据AlloySpedmen ariailitianArea Mon(*ffraciun! modes%山：1H-L49.80.154 0.(02L-R43.2i 0.016& i m0,5?0(UE4RL血如HIO.55H 0.106L-R310U丄0.2990.3040

26、.19710.0R-L31844.1.O20.571L-RP.70.6J0.287 i 0.018033510这表明,屈服强度相对不受微观结构特征改变的影响。锌含量最高的合金3具有更好的强度性能，许多密度大的部分的一般情况下都发生了粗化沉淀，与另外两种合金相比 说明了主要的合金元素具有至关重要的作用，决定其屈服强度值。另一方面，断裂韧度对 杂质含量是相当敏感的。所有Kic的值都代表有效的断裂韧度的数据，这很明显是通过一 个块载荷F来实现的。对断裂韧度的评估是通过载重线位移的三维数据进行的。这种曲 线显示的是最纯合金1在两个方向上的测试如图 6这里，正切线被添到了实验曲线中。 计算Fmax/Fc

27、段的比率（Fmax是最高载荷,而载荷Fd段是从图绘制的起源点进行的，比最 初的切线的环节部分低了 5%）小于1.1以证实结果是有效的断裂韧性。此外，我们的分 析证实了在平面应变条件下使用断裂力学参数解决塑性区的裂纹尖端问题需要使用欧 文提出的方程27 :ry/Kic表2中还包括了这些计算值。他们检查的结果清楚地表明了大量的可塑性裂纹尖端的 测试结构都是不重要。因此，断裂韧性可被视为适当的参数。然而不要忘记，塑性区的 大小随裂纹前缘两个最大的自由平面和最小的平面变化。依据文献6 .参考T651 和T7651提供的条件，详细分析了 7050系铝合金在塑性区的裂纹表面形貌。获得的数据表明，由于（Fe

28、+ Si ）越来越多的杂质含量导致断裂韧度下降。对相同 的强度等级，最纯净的合金1比合金2有更高的韧性，但合金2（Fe+Si）的含量却比合金1要 高0.02%，由于断裂韧度的进一步降低纯净度将变为0.37%。由于存在杂质且合金3微观结构中的杂质含量比合金1中要多0.298vol.%, Kc值在R-L取向上降低了 11.4 %。由于硅 的含量是几乎不变的，这意味着一个大的颗粒粗化量和断裂韧度可能是由于一个相对较 小的含铁量的变化引起的。这种趋势在L-R的方向上也可 以观察至U。Kc值递减到13 %的原因是由于fv从 0.352vol. %增加到了 0.737vol. %。然而，这三个合金在R一L

29、方向上比在L - R方向上表 现出更高的韧性，这韧性的各向异性取决于合金3中最大的（Fe+ Si ）含量，在R一 L方向上的Kc值比L-R方向上的Kic值是要高14.5 %。这主要归因于各向异性的粗感应颗粒。 这与先前报告的结果6,7相吻合，表明了调整这些粒子严重削弱了Kc值和其它途径比其更有效的缺点，例如：晶界的析出。这种韧度的变化取决于这些微观结构的特点及其相 关断裂的影响机制，进一步证实了电镜断口分析的结果。第7页共12页3.3.断口SEM观察不合格试样断口的断裂韧度显示，在所有情况下断裂是相对具有韧性的。然 而在不同的情况下，表明断裂过程是复杂的，涉及不同的微观结构。实验结果表明，这就

30、 是微孔聚集型断裂通过颗粒产生的孔洞形成沉淀，覆盖在铸模大部分的断裂表面上，图7a。但是,许多完整的韧窝表征了大部分区域在变形之前的韧度，观察断裂平面的大型韧窝与粗感应相颗粒，图7b.大多数是由于颗粒而产生(主要是(Cu, Fe,Mn)AI 3，ALCuFe与MgSi)的裂缝,图.7c。在n /铸模或S/铸模界面中减聚力 还存在，但是这些裂纹萌生的位置却不是很多。原位扫描电镜在观察断裂过程中发现， 在三个合金中裂纹总是发生在粗感应相颗粒表面。其断裂或分离可能优先发生在第一阶 段，加勒特和诺特10 报道，在粗颗粒的空隙间可以形成应变比约为 3%的颗粒，而当应 变比为25%到50%寸，这些颗粒在铝

31、合金断裂后，只有 7%勺塑性应变。因此，第一次断裂 事件,导致了整体断裂和晶核在粗感应颗粒的空隙中形成、成长以及合并。事实上 ，我们0.0 S2 040,60.81.01*21.4Displacement, mm图.6.合金1在负载F下测试在R-L(a),(b)和L-R(c)方向上的载重线位移。已经在文献25注意到显微裂纹在富铁颗粒中比在其他阶段的颗粒中更容易产生，这就证实了它们在相对低载荷条件下是很容易发生断裂的。由于在最大的裂纹尖端有明显受损第8页共12页江苏工业学院本科生毕业设计（论文）外文翻译的富铁粒子，所以它们小颗粒的存在以及断裂阻力可能基于粗颗粒的协同效应分数，它们的大小和空间分布

32、。不仅提高了粗富铁颗粒的体积分数还增大了颗粒之间的间距，以及减少了产生局部间隙的变形。实验结果表明，这就是在穿晶断裂后发生的腐蚀性断裂， 在n -阶段沉淀在微孔的晶界并与之结合。再加上在 PFZ啲低屈服应力，导致低塑性的 裂纹沿晶粒和枝晶边界扩展。图.7.使用SEM测试合金1（a）,（b）和合金2（c）,（d）的断口组织在R-L方向上的表面裂缝控制结构随合金的纯度和试样的方向而改变，这个结论已经由表2中给出的断口定量数据证实。由此可见，含量最大区域的穿晶断裂（AAt）是发生在纯度最高的合金1中。另一 方面,这种合金的试样在F一L方向上进行了最明显的韧性断裂表面的测试（64.3%的断面中有57.

33、0%是在L-R方向上的）。（Fe+Si）含量的增加会使颗粒裂缝的发生率增大以及局部 表面产生微孔（Aap）。粗孔宽度的增加表明了颗粒韧性/穿晶断裂比值的降低，但是，尽 管A的规模较小，但却主要是在 R- L方向上的断裂。由于AAt从0.643降低到了 0.571因 而导致（Fe + Si）的含量从0.23%增加到了 0.37%。然而，L-R方向上的试样在裂纹扩展的 方向上也就是粗颗粒分布的方向，粗微孔变得更加重要（和R-L试验相比）。对于（Fe+Si） 给定的变化量，主要是从一个过渡的穿晶断裂阶段转变为粗微孔时发生的。因此，就合 金3来说粗感应相颗粒的分解是一个主导的断裂模式，但局部区域间的断

34、裂（AAi）仍然是重要的（28.7 %的断面）。这表明，决定因素主要的差异是在断裂阻力间的F一L和 L-R的方向上呈空间分布的粗感应相颗粒。还应该指出的是，合金2的晶间断裂比例是最高的（30.4 %断面）。由于分离的晶界并不明显和局部地区存在着许多微孔，所以往往很 难解决这个断裂模式。但是,在合金中AAi最高的情况下PFZs宽度的增加表明PFZS促使了 晶间断裂的发生。这导致各个实验过程之间的竞争和产生穿晶断裂。3.3 微机械模型根据这些实验结果，我们已经制定了一个模型，对断裂韧度进行预测，合并关键的 微观组织特征和断裂微观结构。新模式的拟定首先要计算平面应变断裂韧度，断裂韧度 的计算使用哈恩

35、和罗森菲尔德模型9 ，其表示为(3 )第9页共12页江苏工业学院本科生毕业设计（论文）外文翻译其中D是粗颗粒的直径，fv是它们的体积分数，而匚y和E分别是屈服应力和杨氏模量。 我们已经表明，断裂阻力是由粗颗粒裂缝，铸模的塑性性能和晶界结构共同决定的。在 一些现有的模式中，只有在上述的模式中，它被认为在两个重要参数影响下是恒定不变 的，这两个重要参数即体积分数和粗颗粒的尺寸，是负责微孔的产生和增长。然而，当 将实验获得的有关机械的平均值和微结构参数代入方程（3 ）用来预测断裂韧度，如果在所有的粗感应相颗粒附近产生裂缝，那三种合金中的计算值将明显低于其所具有的韧度值。他们几乎比Kic的测量值低了两

36、倍。这是符合事实的，虽然这是目前应用最广泛 的模型3,5,14,但预测的韧性通常并不令人满意。它也发现,预测结果表明其循环周期依赖 于粗感应相颗粒。这是在意料之中的，因为该模型的预测是增加而不是减少断裂韧度， 这违背了实验的结果。图8总结了断裂韧度测试所有的测量数据以及相应的结果。在R一 L和L-R方向上的定位数据中都提供了这个数字，值得注意的是，高密度沉淀导致了强 度的逐步增加和断裂阻力的减小。屈服强度和韧度之间的这种反向关系在大多数的工程 合金5 也可以观察得到。另一方面，在这个实验中韧度不增加而增加了形核颗粒的大小， 因此它说明了这一模式没有有效的微观机制。基于这些观点和现在的实验，将哈

37、恩和罗森菲尔德公式（3）进行了修正。对铸模合 金的断裂韧度进行了调查并考虑到了多发性断裂的微观结构。因而，以下是戈卡莱等人的方法7 ，用个别断裂模式来表示断裂韧度整体水平的情况。 我们在扩展模型试验的 基础上,通过哈恩与罗森菲尔德理论提出了两个微观结构断裂的 Aa测量值。新模型考虑 到了减小总Kc值时会导致Aap增加以及显示正确的逆向强度韧性。即，每个微观结构的断图.8.目前研究的屈服强度和断裂韧度的相关数据裂都涉及到了具体的能量损耗。由于粗颗粒具有低强度和弱界面，所以它们很少涉及分离型断裂和塑性变形的能量损耗。因此，粗微孔面积分数的增加使合金的断裂韧度也相 应的增加。其方法之一是提高包括 A

38、At作为变量参数在这种发展模式中的精度。因此，这 种方法被纳入了导致铸模局部流动破裂的条件。如前面所述，中间开裂和细颗粒通常不江苏工业学院本科生毕业设计（论文）外文翻译知道会发生怎样的微孔诱导型穿晶断裂，与更多的塑性变形相比断裂过程则产生能量损 耗或晶间断裂。增加AAt会增加塑性材料的能量耗散，因此它增加了 Kic值。由于在穿晶断 裂模式中存在着完整的韧性断裂颗粒，如果颗粒间的间隔k减小了，则更有可能导致断裂的发生。从这一点出发，新的模型可以预测到，对于一个给定的淬火率和老化条件下 的断裂韧度的化与颗粒间的间距大小。最后,考虑到三个微观结构（Aap + AAt + AaJ由于 破坏发生的断裂表

39、面的区域分数等于1，且以断裂过程中起促进能量耗散作用的塑性变 形断口的塑性区为例,介绍了达到综合关系的Kc值。考虑到A是难以确定的，所以相对应 的给出了沿晶断裂的特征与颗粒和枝晶的边界。即与哈恩罗森菲尔德的结论相反，不稳定的裂纹扩展开始时，裂纹尖端张开达到的长度打破了连续韧带导致了颗粒的断裂与分 离。更大的压力限制了相邻区域间的裂纹尖端的增长和衔接的进行。事实上，在裂纹尖端较小的区域中由于颗粒的断裂表明断裂后在粗颗粒的分解过程中可能完全是穿晶断 裂。随着裂纹的产生并沿枝晶边界扩展后，会导致粗颗粒的破碎。由于PFZS内部存在更 细微的颗粒以及相邻颗粒的沿晶降水进程削弱了晶界的实力，促使晶界裂纹在PFZs中更容易产生，晶间韧性的水平取决于几个PFZs参数间的大小，他们会增加密度对晶界与PFZS宽度的影响。合金2比其他两个合金具有更大的裂纹发生率,这显示了 PFZS最大的宽 度,表明新