王瑩　陳立佳　周舸　張浩宇　張思倩

摘要：為了揭示經(jīng)過T6處理的熱擠壓Al-5 Cu-0.8Mg-0.152r-0.2Sc-0.5 Ag合金在不同溫度下的低周疲勞變形與斷裂行為，對T6態(tài)熱擠壓合金進(jìn)行了室溫和200℃條件下的低周疲勞實(shí)驗(yàn)。結(jié)果表明：在室溫和200℃下合金塑性應(yīng)變幅與載荷反向周次之間服從Coffin-Manson公式，而彈性應(yīng)變幅與載荷反向周次之間服從Basquin公式；合金在室溫和200℃下低周疲勞變形時(shí)，在較低外加總應(yīng)變幅下疲勞變形機(jī)制主要為平面滑移，而在較高外加總應(yīng)變幅下疲勞變形機(jī)制主要為波狀滑移；室溫和200℃下合金的疲勞裂紋均萌生于疲勞試樣表面并以穿晶方式擴(kuò)展。

關(guān)鍵詞：Al-Cu-Mg-Ag合金；T6處理；低周疲勞；循環(huán)硬化；循環(huán)穩(wěn)定；疲勞壽命；變形機(jī)制；疲勞斷裂

中圖分類號：TB31 文獻(xiàn)標(biāo)志碼：A 文章編號：1000-1646（2024）01-0077-05

Al-Cu-Mg系鋁合金是一種時(shí)效硬化合金，具有較高比強(qiáng)度和良好耐損傷性能等特點(diǎn)，已被廣泛應(yīng)用于航空航天工業(yè)領(lǐng)域。已有研究表明，在Al-Cu-Mg系合金中加入微量Sc元素時(shí)，凝固期間會從熔體中優(yōu)先析出Al3Sc粒子，這種粒子可作為異質(zhì)形核中心細(xì)化合金的鑄態(tài)組織，并可抑制后續(xù)熱加工時(shí)的再結(jié)晶過程，復(fù)合添加微量Sc、Zr元素時(shí)，細(xì)化效果更為顯著。盡管Al-Cu-Mg系鋁合金具有良好耐熱性能，但當(dāng)工作溫度高于150℃時(shí)，此類合金的力學(xué)性能常由于強(qiáng)化相粗化而明顯下降，以至于難以滿足某些場合下的使用要求。在A1-Cu-Mg系合金中加入Ag元素，可提高合金的拉伸強(qiáng)度和熱穩(wěn)定性。因此，有關(guān)Ag元素的添加對Al-Cu-Mg系合金組織與性能影響的研究已經(jīng)引起人們的廣泛關(guān)注。已有研究表明，微量Ag的添加可提高Al-Cu-Mg系合金的蠕變性能、疲勞性能和耐蝕性能。在A1-Cu-Mg系合金中加入Ag元素，可促進(jìn){111}面析出一種Ω相，該相因具有較高沉淀硬化能力和熱穩(wěn)定性，成為提高Al-Cu-Mg系合金高溫強(qiáng)度和耐熱性能的關(guān)鍵因素。對于具有不同Mg含量的Al-Cu-Mg-Ag合金而言，增加Mg含量可促進(jìn)Ω相的形核與析出，增大第二相粒子的體積分?jǐn)?shù)和數(shù)量密度，與Mg含量為1.15%（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）的合金相比，Mg含量為0.7%（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）的合金呈現(xiàn)出較高的疲勞性能。針對T6和T840處理狀態(tài)的一種Al-Cu-Mg-Ag合金的疲勞行為研究表明：在總應(yīng)變幅為0.4%-1.0％。的低周疲勞加載條件下，T6態(tài)合金主要呈現(xiàn)穩(wěn)定的循環(huán)應(yīng)力響應(yīng)行為，而T840態(tài)在較高應(yīng)變幅下表現(xiàn)為初始循環(huán)硬化和后期循環(huán)軟化，但硬化和軟化幅度均不大；在高周疲勞加載條件下兩種處理狀態(tài)合金的疲勞裂紋萌生與擴(kuò)展的微觀機(jī)制無明顯差異，疲勞壽命也基本相當(dāng)。

本文以在Al-Cu-Mg為基的合金中同時(shí)添加Sc、Zr、Ag元素的A1-5 Cu-0.8Mg-0.152r-0.2Sc-0.5Ag合金為研究對象，通過對合金進(jìn)行熱擠壓和后續(xù)固溶+時(shí)效（T6）處理，研究了T6態(tài)合金在室溫和高溫下的低周疲勞變形與斷裂行為，以期擴(kuò)展該系列合金抗疲勞設(shè)計(jì)與工程應(yīng)用的理論依據(jù)。

1 材料與方法

熔煉Al-5 Cu-0.8 Mg-0.152r-0.2Sc-0.5Ag合金所用原料主要包括工業(yè)純鋁（純度為99.8%）、工業(yè)純銅（純度為99.5%）、工業(yè)純鎂（純度為99.6%）、工業(yè)純Ag、Al-5% Zr和Al-2％ Sc中間合金。將上述材料熔煉澆鑄成合金鑄錠，利用車床進(jìn)行扒皮處理后，將合金鑄錠在1250t臥式擠壓機(jī)上擠壓成直徑為20mm的棒材。擠壓溫度為430℃，主柱塞行進(jìn)速度為2mm/s，合金棒材?？卓跀D壓速率為6m/min，擠壓比約為40：1。利用SX-4-10型箱式電阻爐對Al-5 Cu -0.8 Mg-0.152r-0.2Sc-0.5Ag擠壓棒材進(jìn)行固溶+時(shí)效（T6）處理，固溶處理工藝為510℃保溫4h后水冷，時(shí)效處理工藝為180℃保溫8h后空冷。低周疲勞試樣由T6態(tài)擠壓棒材經(jīng)車削加工制得。利用2000＃砂紙對低周疲勞試樣標(biāo)距和過渡弧部分進(jìn)行打磨拋光以確保試樣光潔度。利用MTS Landmark370.10型電液伺服疲勞實(shí)驗(yàn)機(jī)對疲勞試樣進(jìn)行總應(yīng)變幅控制低周疲勞實(shí)驗(yàn)，實(shí)驗(yàn)溫度為室溫與200℃，應(yīng)變比為-1，名義總應(yīng)變幅為0.3%-1.0%，加載波形為正弦波，循環(huán)頻率為0.5Hz。利用掃描電子顯微鏡（S-3400N型）觀察疲勞斷裂試樣斷口形貌并確定T6態(tài)熱擠壓Al-5Cu-0. 8Mg-0.152r-0.2Sc-0.5Ag合金在不同溫度下的疲勞斷裂模式。

2 結(jié)果與分析

2.1 循環(huán)應(yīng)力響應(yīng)行為

圖1為T6態(tài)熱擠壓Al-5 Cu-0.8 Mg-0.152r-0.2Sc-0.5Ag合金在室溫和200℃下的循環(huán)應(yīng)力響應(yīng)曲線。由圖1a可見，在室溫0.3％和0.4%外加總應(yīng)變幅下合金表現(xiàn)為循環(huán)穩(wěn)定；在0.6%外加總應(yīng)變幅下，隨著循環(huán)周次的增加，合金循環(huán)應(yīng)力幅首先呈現(xiàn)不斷增大趨勢，而在經(jīng)過約7周次的循環(huán)變形后表現(xiàn)為循環(huán)穩(wěn)定；在0.8%和1.0%外加總應(yīng)變幅下，合金表現(xiàn)為循環(huán)硬化。由圖1b可見，在200℃下進(jìn)行低周疲勞變形時(shí)，在0.3%-0.5%外加總應(yīng)變幅范圍內(nèi)合金在整個(gè)循環(huán)變形期間表現(xiàn)為循環(huán)穩(wěn)定；當(dāng)外加總應(yīng)變幅為0.6%和0.7%時(shí)，合金呈現(xiàn)循環(huán)硬化。此外，外加總應(yīng)變幅越大，合金循環(huán)應(yīng)力幅越大。

低周疲勞加載條件下合金循環(huán)應(yīng)力響應(yīng)行為可表現(xiàn)為循環(huán)硬化、軟化或穩(wěn)定。循環(huán)硬化與位錯(cuò)之間以及位錯(cuò)、第二相間的交互作用有關(guān)。循環(huán)變形過程中合金內(nèi)部會產(chǎn)生大量位錯(cuò)，位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)過程中形成的復(fù)雜位錯(cuò)組態(tài)會成為位錯(cuò)進(jìn)一步運(yùn)動(dòng)的障礙。位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)過程中可能會繞過第二相粒子或在粒子前方塞積，導(dǎo)致滑移面發(fā)生局部強(qiáng)化并使位錯(cuò)滑移受阻。此外，晶界可對位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)產(chǎn)生阻礙，導(dǎo)致位錯(cuò)在晶界前方塞積。循環(huán)軟化實(shí)際上相當(dāng)于一種位錯(cuò)回復(fù)過程。異號位錯(cuò)在運(yùn)動(dòng)過程中可能會相遇相消，導(dǎo)致位錯(cuò)滑移阻力下降，進(jìn)而產(chǎn)生軟化效應(yīng)。此外，在循環(huán)變形期間可能會發(fā)生位錯(cuò)亞結(jié)構(gòu)重構(gòu)形成具有較小疲勞抗力的新位錯(cuò)組態(tài)，從而產(chǎn)生一定軟化效應(yīng)。在拉伸塑性變形期間可動(dòng)位錯(cuò)可以借助攀移或交滑移繞過作為障礙物的第二相粒子，從而避免在其前方發(fā)生塞積，在反向壓縮塑性變形過程中可在這些第二相粒子處發(fā)生位錯(cuò)間交互作用，從而迫使其中一些位錯(cuò)離開其初始滑移面并在其周圍形成所謂“塑性區(qū)”，在疲勞變形期間上述過程不斷重復(fù)進(jìn)行，使得這些“塑性區(qū)”彼此連接，最終導(dǎo)致在三維空間形成均勻分布的位錯(cuò)亞結(jié)構(gòu)。實(shí)際上，在低周疲勞加載期間，循環(huán)硬化和循環(huán)軟化處于相互競爭狀態(tài)，若循環(huán)硬化效應(yīng)大于循環(huán)軟化效應(yīng)，則材料發(fā)生循環(huán)硬化；反之，材料發(fā)生循環(huán)軟化；當(dāng)循環(huán)硬化效應(yīng)和循環(huán)軟化效應(yīng)達(dá)到動(dòng)態(tài)平衡時(shí)，硬化效應(yīng)和軟化效應(yīng)彼此抵消，材料呈現(xiàn)出穩(wěn)定的循環(huán)應(yīng)力響應(yīng)行為。

2.2 低周疲勞壽命行為

在總應(yīng)變幅控制低周疲勞加載條件下，總應(yīng)變幅△εt／2由塑性應(yīng)變幅△εp／2和彈性應(yīng)變幅△εe／2構(gòu)成。疲勞壽命Nf與△εp／2之間的關(guān)系可用Coffin-Manson公式表述，即

△εe/2=ε'f（2Nf）c （1）

式中：ε'f為疲勞延性系數(shù)；c為疲勞延性指數(shù)；2Nf為發(fā)生疲勞破壞時(shí)的載荷反向周次。

Nf與△εe／2之間的關(guān)系可用Basquin公式表述，即

式中：E為彈性模量；σf'為疲勞強(qiáng)度系數(shù)；b為疲勞強(qiáng)度指數(shù)。

圖2為T6態(tài)熱擠壓Al-5 Cu-0.8 Mg-0.152r-0.2Sc-0.5Ag合金在室溫和200℃下載荷反向周次與塑性應(yīng)變幅、彈性應(yīng)變幅之間的雙對數(shù)關(guān)系曲線，其中△εp／2和△εe／2可由半壽命應(yīng)力一應(yīng)變滯后回線求得。在不同溫度下合金載荷反向周次與塑性應(yīng)變幅、彈性應(yīng)變幅之間呈現(xiàn)線性關(guān)系，且分別服從Coffin-Manson和Basquin規(guī)律。對圖2數(shù)據(jù)進(jìn)行線性回歸分析，即可求出式（1）、（2）中的各個(gè)系數(shù)和指數(shù)，結(jié)果如表1所示。由表1可見，合金在室溫下的疲勞延性系數(shù)ε'f和疲勞強(qiáng)度系數(shù)σ‘f均明顯高于200℃下的數(shù)值，而疲勞強(qiáng)度指數(shù)b和疲勞延性指數(shù)c均明顯低于200℃下的數(shù)值。

2.3 循環(huán)應(yīng)力一應(yīng)變行為

一般循環(huán)應(yīng)力幅與塑性應(yīng)變幅之間的關(guān)系可用指數(shù)定律表示，即

△σ/2=K'（△εp／2）n' （3）

式中：△σ/2為循環(huán)應(yīng)力幅；K"為循環(huán)強(qiáng)度系數(shù)；n'為循環(huán)應(yīng)變硬化指數(shù)。

圖3為T6態(tài)熱擠壓Al-5 Cu-0.8 Mg-0.152r-0.2Sc-0.5Ag合金在室溫和200℃下的循環(huán)應(yīng)力幅一塑性應(yīng)變幅關(guān)系曲線，可由半壽命應(yīng)力一應(yīng)變滯后回線求得循環(huán)應(yīng)力幅和塑性應(yīng)變幅。對圖3數(shù)據(jù)進(jìn)行線性回歸分析并確定合金在不同實(shí)驗(yàn)溫度下的循環(huán)強(qiáng)度系數(shù)K'和循環(huán)應(yīng)變硬化指數(shù)n'（見表1）。T6態(tài)合金室溫下的K'和n'值均低于200℃下的相應(yīng)數(shù)值。

2.4 疲勞變形機(jī)制

圖4為T6態(tài)熱擠壓Al-5Cu-0.8 Mg-0.152r-0.2Sc-0.5Ag合金在室溫和200℃以及不同外加總應(yīng)變幅下疲勞變形后的微觀組織結(jié)構(gòu)。由圖4可見，在較低外加總應(yīng)變幅下進(jìn)行室溫低周疲勞變形后，T6態(tài)合金中形成位錯(cuò)陣列，而在200℃下進(jìn)行低周疲勞變形后，除在晶界處發(fā)生位錯(cuò)塞積外，亦可觀察到位錯(cuò)墻的存在?？傮w而言，室溫疲勞變形后合金中的位錯(cuò)密度高于200℃疲勞變形后的情況。在較高外加總應(yīng)變幅下，T6態(tài)合金中不同晶粒內(nèi)部位錯(cuò)密度差異相對較小，且在大多晶粒中均可形成位錯(cuò)纏結(jié)。一般位錯(cuò)陣列和位錯(cuò)墻的形成與位錯(cuò)平面滑移相關(guān)，而位錯(cuò)纏結(jié)的形成則與位錯(cuò)波狀滑移相對應(yīng)。綜合上述分析可知，在室溫和200℃下進(jìn)行低周疲勞變形時(shí)，T6態(tài)合金在較低外加總應(yīng)變幅下的變形機(jī)制主要為平面滑移，在較高外加總應(yīng)變幅下變形機(jī)制主要為波狀滑移，而晶界會對位錯(cuò)滑移產(chǎn)生明顯阻礙作用。

2.5 疲勞斷裂機(jī)理

圖5為T6態(tài)熱擠壓Al-5 Cu-0.8 Mg-0.152r-0.2Sc-0.5Ag合金在室溫和200℃下低周疲勞裂紋擴(kuò)展區(qū)微觀形貌。由圖5可見，T6態(tài)合金在室溫和200℃時(shí)的疲勞裂紋擴(kuò)展區(qū)在不同外加總應(yīng)變幅下均存在疲勞條帶，表明合金中的疲勞裂紋萌生于疲勞樣品表面后以穿晶方式向合金內(nèi)部擴(kuò)展。此外，在相同實(shí)驗(yàn)溫度下外加總應(yīng)變幅越大，疲勞條帶間距越大。

3 結(jié)論

通過以上分析可以得到如下結(jié)論：

1）室溫和200℃下進(jìn)行低周疲勞加載時(shí)，T6態(tài)熱擠壓Al-5 Cu-0.8Mg-0.152r-0.2Sc-0.5Ag合金在較低應(yīng)變幅下呈現(xiàn)循環(huán)穩(wěn)定，而在較高應(yīng)變幅下則表現(xiàn)為循環(huán)硬化或者先循環(huán)硬化后循環(huán)穩(wěn)定。

2）外加總應(yīng)變幅控制低周疲勞條件下，T6態(tài)熱擠壓Al-5 Cu-0.8 Mg-0.152r-0.2Sc-0.5Ag合金在室溫和200℃下的塑性應(yīng)變幅、彈性應(yīng)變幅與載荷反向周次之間均呈線性關(guān)系，并可分別用Coffin-Manson和Basquin公式描述。

3）室溫和200℃下低周疲勞變形時(shí)，T6態(tài)熱擠壓Al-5 Cu-0.8Mg-0.152r-0.2Sc-0．5Ag合金在較低與較高外加總應(yīng)變幅下的主要疲勞變形機(jī)制分別為平面滑移與波狀滑移。

4）T6態(tài)熱擠壓Al-5Cu-0.8Mg-0.152r-0.2Sc-0.5Ag合金在室溫和200℃低周疲勞加載條件下的疲勞裂紋均以穿晶方式擴(kuò)展。

（責(zé)任編輯：尹淑英 英文審校：尹淑英）