T6態熱擠壓Al-5 Cu-0.8Mg-0.152r-0.2Sc-0.5Ag合金的低周疲勞行為

王瑩　陳立佳　周舸　張浩宇　張思倩

摘要：為了揭示經過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態熱擠壓合金進行了室溫和200℃條件下的低周疲勞實驗。結果表明：在室溫和200℃下合金塑性應變幅與載荷反向周次之間服從Coffin-Manson公式，而彈性應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，在較低外加總應變幅下疲勞變形機制主要為平面滑移，而在較高外加總應變幅下疲勞變形機制主要為波狀滑移；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展。

關鍵詞：Al-Cu-Mg-Ag合金；T6處理；低周疲勞；循環硬化；循環穩定；疲勞壽命；變形機制；疲勞斷裂

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

Al-Cu-Mg系鋁合金是一種時效硬化合金，具有較高比強度和良好耐損傷性能等特點，已被廣泛應用于航空航天工業領域。已有研究表明，在Al-Cu-Mg系合金中加入微量Sc元素時，凝固期間會從熔體中優先析出Al3Sc粒子，這種粒子可作為異質形核中心細化合金的鑄態組織，并可抑制后續熱加工時的再結晶過程，復合添加微量Sc、Zr元素時，細化效果更為顯著。盡管Al-Cu-Mg系鋁合金具有良好耐熱性能，但當工作溫度高于150℃時，此類合金的力學性能常由于強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度和熱穩定性。因此，有關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引起人們的廣泛關注。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{111}面析出一種Ω相，該相因具有較高沉淀硬化能力和熱穩定性，成為提高Al-Cu-Mg系合金高溫強度和耐熱性能的關鍵因素。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Ω相的形核與析出，增大第二相粒子的體積分數和數量密度，與Mg含量為1.15%（質量分數）的合金相比，Mg含量為0.7%（質量分數）的合金呈現出較高的疲勞性能。針對T6和T840處理狀態的一種Al-Cu-Mg-Ag合金的疲勞行為研究表明：在總應變幅為0.4%-1.0％。的低周疲勞加載條件下，T6態合金主要呈現穩定的循環應力響應行為，而T840態在較高應變幅下表現為初始循環硬化和后期循環軟化，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合金的疲勞裂紋萌生與擴展的微觀機制無明顯差異，疲勞壽命也基本相當。

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

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純鋁（純度為99.8%）、工業純銅（純度為99.5%）、工業純鎂（純度為99.6%）、工業純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，利用車床進行扒皮處理后，將合金鑄錠在1250t臥式擠壓機上擠壓成直徑為20mm的棒材。擠壓溫度為430℃，主柱塞行進速度為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擠壓棒材進行固溶+時效（T6）處理，固溶處理工藝為510℃保溫4h后水冷，時效處理工藝為180℃保溫8h后空冷。低周疲勞試樣由T6態擠壓棒材經車削加工制得。利用2000＃砂紙對低周疲勞試樣標距和過渡弧部分進行打磨拋光以確保試樣光潔度。利用MTS Landmark370.10型電液伺服疲勞實驗機對疲勞試樣進行總應變幅控制低周疲勞實驗，實驗溫度為室溫與200℃，應變比為-1，名義總應變幅為0.3%-1.0%，加載波形為正弦波，循環頻率為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 結果與分析

2.1 循環應力響應行為

圖1為T6態熱擠壓Al-5 Cu-0.8 Mg-0.152r-0.2Sc-0.5Ag合金在室溫和200℃下的循環應力響應曲線。由圖1a可見，在室溫0.3％和0.4%外加總應變幅下合金表現為循環穩定；在0.6%外加總應變幅下，隨著循環周次的增加，合金循環應力幅首先呈現不斷增大趨勢，而在經過約7周次的循環變形后表現為循環穩定；在0.8%和1.0%外加總應變幅下，合金表現為循環硬化。由圖1b可見，在200℃下進行低周疲勞變形時，在0.3%-0.5%外加總應變幅范圍內合金在整個循環變形期間表現為循環穩定；當外加總應變幅為0.6%和0.7%時，合金呈現循環硬化。此外，外加總應變幅越大，合金循環應力幅越大。

低周疲勞加載條件下合金循環應力響應行為可表現為循環硬化、軟化或穩定。循環硬化與位錯之間以及位錯、第二相間的交互作用有關。循環變形過程中合金內部會產生大量位錯，位錯運動過程中形成的復雜位錯組態會成為位錯進一步運動的障礙。位錯運動過程中可能會繞過第二相粒子或在粒子前方塞積，導致滑移面發生局部強化并使位錯滑移受阻。此外，晶界可對位錯運動產生阻礙，導致位錯在晶界前方塞積。循環軟化實際上相當于一種位錯回復過程。異號位錯在運動過程中可能會相遇相消，導致位錯滑移阻力下降，進而產生軟化效應。此外，在循環變形期間可能會發生位錯亞結構重構形成具有較小疲勞抗力的新位錯組態，從而產生一定軟化效應。在拉伸塑性變形期間可動位錯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生位錯間交互作用，從而迫使其中一些位錯離開其初始滑移面并在其周圍形成所謂“塑性區”，在疲勞變形期間上述過程不斷重復進行，使得這些“塑性區”彼此連接，最終導致在三維空間形成均勻分布的位錯亞結構。實際上，在低周疲勞加載期間，循環硬化和循環軟化處于相互競爭狀態，若循環硬化效應大于循環軟化效應，則材料發生循環硬化；反之，材料發生循環軟化；當循環硬化效應和循環軟化效應達到動態平衡時，硬化效應和軟化效應彼此抵消，材料呈現出穩定的循環應力響應行為。

2.2 低周疲勞壽命行為

在總應變幅控制低周疲勞加載條件下，總應變幅△εt／2由塑性應變幅△εp／2和彈性應變幅△εe／2構成。疲勞壽命Nf與△εp／2之間的關系可用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；c為疲勞延性指數；2Nf為發生疲勞破壞時的載荷反向周次。

Nf與△εe／2之間的關系可用Basquin公式表述，即

式中：E為彈性模量；σf'為疲勞強度系數；b為疲勞強度指數。

圖2為T6態熱擠壓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變幅、彈性應變幅之間的雙對數關系曲線，其中△εp／2和△εe／2可由半壽命應力一應變滯后回線求得。在不同溫度下合金載荷反向周次與塑性應變幅、彈性應變幅之間呈現線性關系，且分別服從Coffin-Manson和Basquin規律。對圖2數據進行線性回歸分析，即可求出式（1）、（2）中的各個系數和指數，結果如表1所示。由表1可見，合金在室溫下的疲勞延性系數ε'f和疲勞強度系數σ‘f均明顯高于200℃下的數值，而疲勞強度指數b和疲勞延性指數c均明顯低于200℃下的數值。

2.3 循環應力一應變行為

一般循環應力幅與塑性應變幅之間的關系可用指數定律表示，即

△σ/2=K'（△εp／2）n' （3）

式中：△σ/2為循環應力幅；K"為循環強度系數；n'為循環應變硬化指數。

圖3為T6態熱擠壓Al-5 Cu-0.8 Mg-0.152r-0.2Sc-0.5Ag合金在室溫和200℃下的循環應力幅一塑性應變幅關系曲線，可由半壽命應力一應變滯后回線求得循環應力幅和塑性應變幅。對圖3數據進行線性回歸分析并確定合金在不同實驗溫度下的循環強度系數K'和循環應變硬化指數n'（見表1）。T6態合金室溫下的K'和n'值均低于200℃下的相應數值。

2.4 疲勞變形機制

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

2.5 疲勞斷裂機理

圖5為T6態熱擠壓Al-5 Cu-0.8 Mg-0.152r-0.2Sc-0.5Ag合金在室溫和200℃下低周疲勞裂紋擴展區微觀形貌。由圖5可見，T6態合金在室溫和200℃時的疲勞裂紋擴展區在不同外加總應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部擴展。此外，在相同實驗溫度下外加總應變幅越大，疲勞條帶間距越大。

3 結論

通過以上分析可以得到如下結論：

1）室溫和200℃下進行低周疲勞加載時，T6態熱擠壓Al-5 Cu-0.8Mg-0.152r-0.2Sc-0.5Ag合金在較低應變幅下呈現循環穩定，而在較高應變幅下則表現為循環硬化或者先循環硬化后循環穩定。

2）外加總應變幅控制低周疲勞條件下，T6態熱擠壓Al-5 Cu-0.8 Mg-0.152r-0.2Sc-0.5Ag合金在室溫和200℃下的塑性應變幅、彈性應變幅與載荷反向周次之間均呈線性關系，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，T6態熱擠壓Al-5 Cu-0.8Mg-0.152r-0.2Sc-0．5Ag合金在較低與較高外加總應變幅下的主要疲勞變形機制分別為平面滑移與波狀滑移。

4）T6態熱擠壓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展。

（責任編輯：尹淑英 英文審校：尹淑英）