陳 濤１,趙路遠(yuǎn)１,李 慧１,黃 俊１,２,吳玉程１,２

(合肥工業(yè)大學(xué)１．材料科學(xué)與工程學(xué)院;２．安徽省有色金屬材料與加工工程實(shí)驗(yàn)室,合肥 ２３０００９)

      摘 要:在不同應(yīng)力幅下(６０％σs,７０％σs,８０％σs,９０％σs,σs 為試驗(yàn)合金屈服強(qiáng)度)對(duì) ７０７５ＧT６５１鋁合金進(jìn)行了應(yīng)力控制下的疲勞試驗(yàn),研究了其循環(huán)應(yīng)變響應(yīng),觀察了疲勞斷口形貌、表面損傷形貌以及顯微組織,分析了疲勞裂紋的萌生及擴(kuò)展機(jī)制.結(jié)果表明:試驗(yàn)合金中析出了微米級(jí)的Al７Cu２Fe顆粒、納米級(jí)的η′(MgZn２)相和尺寸較大η(MgZn２)相,此外,還存在尺寸為３~１０nm的細(xì)小球狀 GP區(qū);在較高應(yīng)力幅(８０％σs,９０％σs)控制下,試驗(yàn)合金表現(xiàn)出先軟化后硬化直至斷裂的疲勞行為,而在較低應(yīng)力幅(６０％σs,７０％σs)下則先軟化后明顯硬化并趨于穩(wěn)定;試驗(yàn)合金主要發(fā)生微孔聚集韌窩型斷裂,在較高應(yīng)力幅下,裂紋源位于粗大夾雜物 Al７Cu２Fe和第二相 MgZn２ 處,位錯(cuò)大量纏結(jié),而在低應(yīng)力幅下,裂紋源位于基體輕微撕裂處,位錯(cuò)形態(tài)為分散的短或長(zhǎng)直位錯(cuò)線(xiàn).

    關(guān)鍵詞:７０７５ＧT６５１鋁合金;顯微組織;疲勞斷裂行為

    中圖分類(lèi)號(hào):TG１３ 文獻(xiàn)標(biāo)志碼:A 文章編號(hào):１０００Ｇ３７３８(２０１７)０７Ｇ０００１Ｇ０５

FatigueFractureBehaviorof７０７５ＧT６５１AluminumAlloyunderStressControl

CHENTao１,ZHAOLuyuan１,LIHui１,HUANGJun１,２,WUYucheng１,２

(１．DepartmentofMaterialsScienceandEngineering;２．AnhuiEngineeringLaboratoryofNonＧferrousMetalsandProcessing,HefeiUniversityofTechnology,Hefei２３０００９,China)

    Abstract:Stresscontrolledfatiguetestsatdifferentstressamplitudes,６０％,７０％,８０％ and９０％ ofyield

strength(σs)ofthetestedalloy,respectively,wereconductedon７０７５ＧT６５１aluminum alloy．Thecyclicstrain

responseofthealloywasstudied,thefatiguefracturemorphology,surfacedamagemorphologyandmicrostructure

wereobservedandtheinitiationandpropagationmechanismsoffatiguecrackwereanalyzed．Theresultsshowthat

microＧscaleAl７Cu２Feparticles,nanoＧscaleη′ (MgZn２ )phaseandrelativelylargesizedη (MgZn２ )phasewere

precipitatedinthetestedalloy．Moreover,fineandsphereＧlikeGPzoneswithsizeof３－１０nm wereobserved．

Underthecontrolofrelativelyhighstressamplitude(８０％σs,９０％σs),thetestedalloyshowedafatiguebehaviorof

firstsofteningthenhardeninguntilfracture,whilefirstsofteningthenhardeninguntilbecomingstablerelativelyat

lowstressamplitudes(６０％σs,７０％σs)．Thetestedalloymainlyfracturedinamicroporegathereddimplemanner．

Athighstressamplitude,fatiguecracksinitiatedatthecoarseinclusionofAl７Cu２FeandsecondphaseofMgZn２,

withdislocationtanglingalot．Whereasatlowstressamplitude,thecracksourcewasattheslightlytornpositionof

thesubstrate,andtheproduceddislocationshowedshapesofdispersedshortorlongstraightdislocationlines．

    Keywords:７０７５ＧT６５１aluminumalloy;microstructure;fatiguefracturebehavior

０ 引 言

     AlＧZnＧMgＧCu系合金因具有比強(qiáng)度高、耐腐蝕性能和熱加工性能好等優(yōu)點(diǎn),被廣泛用于制造飛機(jī)、船舶、汽車(chē)及鐵路車(chē)輛等的結(jié)構(gòu)件[１Ｇ６],在這些結(jié)構(gòu)件 的 斷 裂 失 效 中 疲 勞 失 效 占 ５０％ ~９０％[７].MERATI等[８]研究了７０７５ＧT６和７０７９ＧT６鋁合金疲勞性能和顯微組織的關(guān)系,發(fā)現(xiàn)在循環(huán)載荷作用下疲勞裂紋易萌生于粗大的第二相顆粒處,并在位錯(cuò)塞積作用下顆粒自身發(fā)生斷裂或與基體脫黏導(dǎo)致微裂紋產(chǎn)生.周昆等[９]發(fā)現(xiàn)７０７５ＧRRA 鋁合金的低周疲勞裂紋主要萌生于滑移帶,或者析出物與基體交界處.然而材料的疲勞斷裂既與其加載條件有關(guān),又受其顯微組織影響,為了探究這三者之間的關(guān)系,作者選用 T６５１熱處理的７０７５鋁合金(一種具有代表性的 AlＧZnＧMgＧCu系合金),在應(yīng)力控制下對(duì)其進(jìn)行了疲勞試驗(yàn),觀察了疲勞斷口形貌和顯微組織,分析了疲勞斷裂行為,以期對(duì)該合金顯微組織和性能有更全面的認(rèn)識(shí),為該合金的應(yīng)用提供可靠依據(jù).

１ 試樣制備與試驗(yàn)方法

     試驗(yàn)用７０７５鋁合金由西南鋁業(yè)提供,其化學(xué)成分如表１所示.先將該合金坯料加熱至４２０℃,再用１２５００t擠壓機(jī)擠壓成尺寸為１１０mm×１３０mm×２３０mm 的塊狀鑄錠;將鑄錠加熱至４７０ ℃保溫２h后水淬,隨后進(jìn)行１２０ ℃×２４h的時(shí)效處理(水淬),最后 進(jìn) 行 預(yù) 拉 伸(變 形 量 ２％),得 到 試 驗(yàn) 用 ７０７５ＧT６５１鋁合金.

    根據(jù) GB/T２２８－２００２,在試驗(yàn)合金上加工出?８mm×４０ mm 的拉 伸 試 樣,在 MTSLandmark２５０KN 型電液伺服試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行靜載拉伸試驗(yàn),拉伸速度為２mm??min－１,測(cè)得其抗拉強(qiáng)度σb、屈服強(qiáng)度σs、伸長(zhǎng)率 A、斷面收縮率 Z 分別為 ５２９ MPa,４５０MPa,１０％,６．８％.根據(jù) GB/T４３３７－２００８,將 試 驗(yàn) 合 金 加 工 成?６．５mm×２８mm 的疲勞試樣,利用 MTSLandmark２５０KN 型電液伺服試驗(yàn)機(jī)在室溫下進(jìn)行應(yīng)力控制下的疲 勞 試 驗(yàn),采 用 正 弦 波 加 載,應(yīng) 力 幅 分 別 為６０％σs,７０％σs,８０％σs,９０％σs,頻率為２５Hz,應(yīng)力比為０．５.用SU８０２０型場(chǎng)發(fā)射掃描 電 鏡(SEM)和JEMＧ２１００F型場(chǎng)發(fā)射透射電鏡(TEM)觀察試驗(yàn)合金的顯微組織,并用SEM 附帶的能譜儀(EDS)測(cè)析出相成分.此外,還用上述掃描電鏡和透射電鏡分別觀察了疲勞斷口、表面損傷形貌以及疲勞試驗(yàn)后試樣的位錯(cuò)組態(tài).透射電鏡試樣先機(jī)械減薄至８０μm 左右,再在TenupolＧ５型電解雙噴儀上進(jìn)行雙噴,雙噴時(shí)的電壓為１５~２０V,溫度為－２５ ℃,液氮冷卻,雙噴液為３０％硝酸＋７０％甲醇(體積分?jǐn)?shù))混合溶液.

２ 試驗(yàn)結(jié)果與討論

２．１ 顯微組織

    ７０７５鋁合金是一種典型的可時(shí)效強(qiáng)化型高強(qiáng)鋁合金,其時(shí)效強(qiáng)化相析出順序?yàn)?α相(過(guò)飽和固溶體)、GP區(qū)、η′(MgZn２)相 和 η(MgZn２)相.GP區(qū)為與基體完全共格的溶質(zhì)原子偏聚區(qū),η′相為與基體半共格的亞穩(wěn)析出相,η相為與基體非共格的平衡析出相[１０Ｇ１２].由圖１可見(jiàn):７０７５ＧT６５１鋁合金的顯微組織中存在大量微米級(jí)無(wú)規(guī)則形狀的粗大分析出相,析出相主要沿軋制方向分布于晶界處。

    這些粗大析出 相 與 基 體 界 面 處 出 現(xiàn) 明 顯 孔 洞,疑 似因腐蝕所致,孔 洞 的 存 在 使 得 這 些 析 出 相 顆 粒 易剝落;粗大析出相中的鋁、銅、鐵元素含量較高,應(yīng)為 Al７Cu２Fe相[１３Ｇ１５].由圖２可知,７０７５ＧT６５１鋁合金晶內(nèi)或晶界處析出大量長(zhǎng)約１００nm、寬約２０nm 的橢球狀或片狀η′強(qiáng)化相以及少量較大的板條狀η相,同時(shí)基體中還存在大量尺寸為３~１０nm 的細(xì)小球狀GP區(qū).

２．２ 循環(huán)應(yīng)變響應(yīng)

    圖３中的應(yīng)變范圍為每個(gè)循環(huán)周次中的最大和最小應(yīng)變之差.由圖３可以看出:７０７５ＧT６５１鋁合金在不同應(yīng)力幅下有不同循環(huán)應(yīng)變響應(yīng),但無(wú)論應(yīng)力高低,在初始循環(huán)周次條件下,應(yīng)變范圍均隨循環(huán)周次的增加明顯增大,即出現(xiàn)了顯著的軟化現(xiàn)象;在高應(yīng)力幅(９０％σs,８０％σs)下,試驗(yàn)合金軟化至應(yīng)變范圍最大值后持續(xù)硬化直至斷裂失效;而在低應(yīng)力幅

    (７０％σs,６０％σs)下,合金在最初軟化后明顯硬化隨之趨于穩(wěn)定.這種短期且明顯的循環(huán)軟化響應(yīng)與塑性變形在循環(huán)初期的快速積累直接相關(guān),而緩慢且長(zhǎng)期循環(huán)硬化穩(wěn)定階段與合金原始顯微組織、粒子與位錯(cuò)交互作用、位錯(cuò)的增殖與湮滅等位錯(cuò)密度動(dòng)態(tài)變化相關(guān).

２．３ 疲勞斷口形貌

     對(duì)７０７５ＧT６５１ 鋁合金在不同應(yīng)變幅下進(jìn)行疲勞試驗(yàn),觀察其斷口形貌發(fā)現(xiàn):斷口高低不平且在瞬斷區(qū)有大量的韌窩,因此其主要斷裂方式為微孔聚集韌窩型斷裂;高應(yīng)力幅(９０％σs,８０％σs)下的疲勞斷口特征極為相似,只是應(yīng)力幅越大,疲勞裂紋的萌生區(qū)和擴(kuò)展區(qū)所占比例越小,疲勞裂紋擴(kuò)展速率越大.以８０％σs 應(yīng)力幅作用下的疲勞斷口為例進(jìn)行分析.由圖４可見(jiàn):斷口疲勞裂紋源周?chē)嬖陲@著的放射線(xiàn)特征,這是裂紋在尖端應(yīng)力場(chǎng)作用下因阻力不同而發(fā)生偏轉(zhuǎn),沿一系列存在高度差的宏觀平面向周?chē)鷶U(kuò)展,形成不同斷裂面并相交而成的;斷口局部區(qū)域出現(xiàn)了犁溝、凹陷、疲勞臺(tái)階、疲勞條帶和二次裂紋等,這些疲勞條帶彼此平行,其法線(xiàn)方向?yàn)榱鸭y擴(kuò)展 方 向,且 間 距 隨 著 裂 紋 的 擴(kuò) 展 而 單 調(diào) 遞增[１６Ｇ１７];斷口處存在大量韌窩或孔洞.在循環(huán)應(yīng)力作用下,合金中的位錯(cuò)大量增殖且因劇烈滑移發(fā)生堆積,導(dǎo)致脆性富鐵相發(fā)生破裂或與基體脫離而形成許多微小孔洞,或在變形較大的區(qū)域于 MgZn２ 相處產(chǎn)生許多顯微孔洞.這些孔洞在外力的作用下不斷長(zhǎng)大、聚集、橋接在一起形成裂紋并不斷擴(kuò)展,最終形成韌窩或孔洞.富鐵相的脫離還導(dǎo)致韌窩或孔洞周?chē)嬖谥罅康慕饫砼_(tái)階,降低了合金的疲勞性能.此外,合金中彌散分布的大量第二相使裂紋擴(kuò)展時(shí)受到的阻力增大,裂紋與晶界交匯時(shí)使晶粒變形,導(dǎo)致部分晶粒片層斷裂,這些結(jié)果與他人研究結(jié)果相似[１８Ｇ１９].

２．４ 表面疲勞損傷形貌

    由圖５可以看出:在較低應(yīng)力幅(６０％σs)循環(huán)作用下,７０７５ＧT６５１鋁合金試樣表面出現(xiàn)了大量垂直于加載方向的微裂紋,這種現(xiàn)象在７０％σs 應(yīng)力幅下同樣可觀察到(圖略);表面基體上有粗大顆粒析出,其EDS譜顯示該顆粒為 Al７Cu２Fe;在８０％σs 應(yīng)力幅循環(huán)作用后,試樣表面的粗大顆粒開(kāi)裂或者與基體脫黏,這一現(xiàn)象在９０％σs 應(yīng)力幅下更為明顯(圖略).

    當(dāng)對(duì)合金施加循環(huán)載荷時(shí),位錯(cuò)在應(yīng)力作用下運(yùn)動(dòng),當(dāng)運(yùn)動(dòng)至夾雜物或第二相處受阻形成塞積,這些夾雜物或第二相粒子在交變應(yīng)力作用下發(fā)生斷裂或與基體沿界面分離,從而導(dǎo)致裂紋的萌生.在較小的應(yīng)力幅循環(huán)作用下,位錯(cuò)塞積纏結(jié)少,應(yīng)力集中較小,不會(huì)導(dǎo)致硬而脆的 Al７Cu２Fe顆粒的開(kāi)裂或與基體脫黏,但是在局部區(qū)域塑性變形的長(zhǎng)久累積會(huì)導(dǎo)致基體出現(xiàn)損傷裂紋.在較大應(yīng)力幅循環(huán)作用下產(chǎn)生了較多的位錯(cuò),位錯(cuò)在顆粒周?chē)e纏結(jié),產(chǎn)生較大的應(yīng)力集中,當(dāng)此應(yīng)力超過(guò) Al７Cu２Fe顆粒的斷裂強(qiáng)度時(shí),顆粒破裂形成裂紋源;另一方面,當(dāng)應(yīng)力超過(guò)顆粒與基體的結(jié)合強(qiáng)度時(shí)顆粒與基體脫黏,基體表面因此產(chǎn)生不連續(xù)而造成應(yīng)力集中,進(jìn)而萌生出疲勞裂紋.

２．５ 疲勞試驗(yàn)后的位錯(cuò)組態(tài)

    由圖６(a)和６(c)可看出,試驗(yàn)合金中位錯(cuò)于晶界處塞積,晶界具有阻止位錯(cuò)直接運(yùn)動(dòng)到相鄰晶粒的作用.在低應(yīng)力幅(６０％σs)循環(huán)作用下產(chǎn)生的位錯(cuò)呈分散的短或長(zhǎng)直位錯(cuò)線(xiàn),部分位錯(cuò)被析出相釘扎而彎曲纏結(jié),且分布不均勻,如圖６(b)所示.在高應(yīng)力幅(８０％σs)循環(huán)作用下,晶內(nèi)位錯(cuò)大量增殖,位 錯(cuò)彈性應(yīng)力場(chǎng)增強(qiáng),致使晶體內(nèi)的長(zhǎng)程內(nèi)應(yīng)力增加,晶界及第二相粒子對(duì)位錯(cuò)的釘扎作用加強(qiáng),減小了 可動(dòng)位錯(cuò)的平均可動(dòng)自由程,如圖６(d)所示;長(zhǎng)程內(nèi)應(yīng)力及短程內(nèi)應(yīng)力的增加使位錯(cuò)移動(dòng)的阻礙增強(qiáng),位錯(cuò)局部纏結(jié)的程度增大[２０].

３ 結(jié) 論

    (１)７０７５ＧT６５１ 鋁 合 金 中 析 出 了 微 米 級(jí) 的Al７Cu２Fe顆粒,以及長(zhǎng)約１００nm、寬約２０nm 的η′(MgZn２)和尺寸較大的η(MgZn２)彌散強(qiáng)化相,此外,基體中還存在尺寸為３~１０nm 的細(xì)小球狀 GP區(qū).

    (２)隨循環(huán)周次的增加,在較高應(yīng)力幅作用下,７０７５ＧT６５１鋁合金表現(xiàn)出先軟化后硬化直至斷裂的疲勞行為,而在低應(yīng)力幅控制下,合金在最初軟化后明顯硬化最終趨于穩(wěn)定.

    (３)７０７５ＧT６５１鋁合金的疲勞斷口表面高低不平且在瞬斷區(qū)有大量的韌窩,其主要斷裂方式為微孔聚集 韌 窩 型 斷 裂;在 較 高 應(yīng) 力 幅 作 用 下,７０７５ＧT６５１鋁合金中的裂紋源位于粗大析出相 Al７Cu２Fe和 MgZn２ 相處,位錯(cuò)大量纏結(jié);而在低應(yīng)力幅作用下,裂紋源位于基體輕微撕裂處,位錯(cuò)形態(tài)為分散的短或長(zhǎng)直位錯(cuò)線(xiàn).其他腐蝕特征基本相同,不同的是以均勻腐蝕為主.

    (4)在模擬腐蝕環(huán)境中,TC４合金、Inconel７１８合金 與 HR３C 不 銹 鋼 均 具 有 比 ３１６L 不 銹 鋼 和３１６Lmod不銹鋼更好的耐蝕性能;鈦合金表面存在連續(xù)的氧化物膜,腐蝕過(guò)程以 腐 蝕 產(chǎn) 物 Fe２O３ 和Cr２O３ 的沉積為主;鎳基合金在腐蝕初期出現(xiàn)微量的溶解腐蝕,之后以腐蝕產(chǎn)物沉積為主;HR３C不銹鋼在腐蝕初期發(fā)生了明顯的晶間腐蝕,之后以腐蝕產(chǎn)物沉積為主.

（文章來(lái)源：機(jī)械工程材料 > 2017年 > 7期 > pp.1）