田妮,1,2,石旭1,劉威1,劉春城3,趙剛1,2,左良2,4

中強可焊7N01鋁合金不但具有較高的強度、塑性和韌性,同時具有良好的焊接性和熱加工性,其作為關鍵承力結構材料被廣泛應用于軌道車輛和航天飛行器等領域[1~3]。材料在生產和裝配過程中通常會產生一定程度的預變形,預變形會影響材料服役過程中的循環塑形行為,從而影響材料的耐久性[4~6]。然而,目前有關預變形對金屬材料疲勞性能的影響結論不盡相同。針對鋼鐵材料,Gustavsson和Melander[7]認為高預變形(15%以上)有利于提高鐵素體-馬氏體雙相鋼的疲勞強度,但Uemura[8]認為預變形對低碳鋼的低周疲勞壽命不利而對其中高周疲勞壽命無明顯影響。對于鋁合金而言,較多研究結果表明預拉伸變形會惡化其疲勞性能。Al-Rubaie等[9]發現,1%~7%的預拉伸變形在7050-T7451鋁合金中形成的滑移晶粒和駐留滑移帶(persistent slip band,PSB)對合金的疲勞性能不利,合金的疲勞壽命(S-N)曲線隨預變形量增大而整體下移。Schijve[10]對2024-T3 鋁合金施加3%的拉伸變形,發現合金的屈服強度由428 MPa提高到480 MPa,但是根據近似公式${?}_{\mathrm{p}}=\frac{\mathrm{1}}{?}{\left(\frac{{?}_{\mathrm{m}\mathrm{a}\mathrm{x}}}{{?}_{\mathrm{y}\mathrm{i}\mathrm{e}\mathrm{l}\mathrm{d}}}\right)}^{\mathrm{2}}$(其中,${?}_{\mathrm{p}}$為塑性區尺寸；${?}_{\mathrm{m}\mathrm{a}\mathrm{x}}$為最大應力強度因子；${?}_{\mathrm{y}\mathrm{i}\mathrm{e}\mathrm{l}\mathrm{d}}$為材料的屈服強度；D是常數,取決于應力狀態)計算出的rp減小了20%左右,合金的疲勞裂紋擴展速率提高。Branco等[4]研究了0%、4%和8%的預拉伸變形對7050-T6鋁合金低周疲勞性能的影響,發現較大程度的預拉伸變形使鋁合金基體內出現分布不均勻的高密度位錯,位錯更傾向于在滑移帶和晶界附近聚集,晶界易發生損傷,導致合金的疲勞壽命隨預拉伸變形程度的增加而縮短。Froustey和Lataillade[11]研究發現2017A-T3鋁合金的剩余疲勞壽命隨預拉伸變形量的增加而顯著縮短。然而,還有研究表明預拉伸變形對鋁合金的疲勞壽命影響不大甚至略有延長作用。Froustey和Lataillade[11]發現由于5454-O鋁合金中第二相粒子的尺寸較小、數量較少,不利于微觀孔洞的形成,因而預拉伸變形對5454-O鋁合金疲勞壽命無明顯影響。Arora和Raghavan[12]研究了預拉伸對Al-0.93Si-0.60Mg鋁合金旋轉彎曲疲勞強度的影響,發現預拉伸變形量為1.5%時,合金的疲勞強度降低約7%；當預拉伸變形量增加至3%~4%時,對合金對應于疲勞壽命為5 × 106cyc的疲勞強度無影響,但使合金對應于疲勞壽命為5 × 104~5 × 105cyc的疲勞強度略有提高。綜上可知,預拉伸變形對鋁合金疲勞性能的影響規律的研究結論差異較大,尤其是有關預拉伸對中強可焊7N01鋁合金變形材疲勞斷裂行為的影響機制亟待進一步研究。

本工作針對欠時效態7N01鋁合金板材,研究了預拉伸變形對其高周疲勞性能及疲勞斷裂行為的影響,旨在揭示預拉伸變形引入的位錯與鋁合金晶界、析出相(precipitate)粒子協同作用對7N01鋁合金板材疲勞裂紋萌生、疲勞裂紋擴展的影響規律及作用機制,為最終改善7N01鋁合金疲勞性能提供實驗數據和理論依據。

1實驗方法

實驗材料為工業化生產的12.5 mm厚7N01鋁合金熱軋板,其化學成分(質量分數,%)為：Zn 4.67,Mg 1.04,Mn 0.28,Cu 0.13,Zr 0.17,Cr 0.17,Fe 0.13,Si 0.03,Ti 0.05,Al余量。沿板材軋制方向按照圖1所示的尺寸切取拉伸和疲勞試樣。所有試樣在循環風熱處理爐中進行470℃、90 min固溶處理后水淬,室溫停放1 h后在空氣爐中進行120℃、1 h人工時效處理(欠時效態)。分別采用Shimadzu AG-X型250 kN電子萬能試驗機和QBG-100高頻疲勞試驗機進行室溫拉伸和室溫疲勞實驗。預拉伸變形量分別為3%、5%、8%、12%、16%以及20%,應變速率為0.001 s-1。疲勞加載應力為175 MPa,應力比R= 0,載荷波為正弦波。拉伸和疲勞實驗的平行試樣均為3個。

圖1

圖1拉伸及疲勞試樣尺寸

Fig.1Specimen size for tensile and fatigue tests (unit: mm)

采用Wilson MH-500型數顯Vickers硬度計測定顯微硬度,外加載荷25 g,加載時間10 s,每個試樣均測試10個點,取平均值。采用JSM-6510A型掃描電子顯微鏡(SEM)觀察疲勞斷口表面形貌。采用GX71光學顯微鏡(OM)和JEM-2100F透射電鏡(TEM)進行顯微組織觀察,觀察位置為板材厚度中心層。TEM樣品制備先用砂紙減薄至65~70 μm厚,隨后進行電解雙噴減薄,雙噴液是體積比為1∶3的硝酸甲醇溶液,電壓為10~15 mV,電流50~60 mA,溫度控制在-30~-25℃。

2實驗結果

2.1顯微組織

圖2所示為欠時效態7N01鋁合金板材金相顯微組織三維立體圖和未經預變形、分別經3%~20%預拉伸變形后板材的縱截面顯微組織的OM像?？梢?經不同程度預拉伸變形后的鋁板中均存在許多沿軋向呈碎鏈狀分布的微米級深灰色條塊狀過剩結晶相粒子,以及大量尺寸細小且彌散分布的淺灰色點狀合金相(constituent)粒子。結合板材三維立體金相組織照片(圖2a)以及Hodgson等[13]和Adrien等[14]的研究結果可知,微米級合金相粒子空間形貌為不規則顆粒狀,其主要是α-Al (FeMn)Si不可溶過剩結晶相粒子(圖2b箭頭所示)；尺寸極其細小的合金相粒子主要是AlZnMg(Si)彌散相(dispersoid)粒子(圖2d圓形框內)。經不同程度預拉伸變形后的鋁板中合金相粒子的形狀、尺寸、分布和數量無明顯差異,說明預拉伸變形對欠時效態7N01鋁合金板材中過剩結晶相粒子和彌散相粒子組態無明顯影響。圖3所示為欠時效態7N01鋁合金板材晶粒組織三維立體圖和未經預變形、分別經3%~20%預拉伸變形后鋁板的縱截面晶粒組織?？梢?經470℃、90 min固溶水淬及120℃、1 h人工時效處理后,鋁板的晶粒仍具有明顯的纖維狀特征,結合未經預拉伸變形的鋁板晶粒組織三維立體圖可知,鋁板的晶粒組織為長薄帶狀(圖3a),說明鋁板未發生再結晶。經3%預拉伸變形后,鋁板薄帶狀晶粒的厚度略有減薄,繼續增大預拉伸變形量至20%,鋁板的晶粒未出現繼續減薄拉長的現象。說明僅當預拉伸變形程度較小時可使欠時效態7N01鋁合金板材薄帶狀晶粒厚度略微減薄。

圖2

圖2欠時效態7N01鋁合金板材及其經不同程度預拉伸變形后顯微組織的OM像(縱截面,未腐蝕)

Fig.2OM images of under-aged 7N01 aluminum alloy plate and after different pre-tensile deformations (along longitudinal section, non-etched)

(a) three-dimensional diagram, undeformed(b) undeformed (c) 3% (d) 5% (e) 8% (f) 12% (g) 16% (h) 20%

圖3

圖3欠時效態7N01鋁合金板材及其經不同程度預拉伸變形后的晶粒OM像(縱截面)

Fig.3OM images of grains of under-aged 7N01 aluminum alloy plate and after different pre-tensile deformations (along longitudinal section) that were observed by polarized light microscope

(a) three-dimensional diagram, undeformed

(b) undeformed (c) 3% (d) 5% (e) 8% (f) 12% (g) 16% (h) 20%

圖4為欠時效態7N01鋁合金板材經不同程度預拉伸變形后顯微組織的TEM像。可見,鋁板中存在許多尺寸約100 nm的彌散相粒子,晶界及晶內均未觀察到明顯的析出相粒子。未經預拉伸變形時Al基體中位錯很少(圖4a),隨預拉伸變形量增大,Al基體中位錯密度逐漸增大。值得注意的是,經3%預拉伸變形后Al基體中位錯分布非常不均勻,位錯或阻滯于彌散相粒子前沿,或阻滯于晶界前沿,形成排列成墻的位錯塞積群(圖4b箭頭所示),而在晶內其他區域幾乎沒有觀察到位錯。Branco等[4]在經過一定程度預拉伸變形后的7050鋁合金中也觀察到了這種位錯分布不均勻的現象,位錯主要出現在滑移帶上,導致滑移線密度增大。經受5%、8%以及12%預拉伸變形后的鋁板晶內位錯密度逐漸增大,位錯整體呈均勻的網狀分布,并出現位錯纏結,形成了位錯胞(圖4c~e)。當預拉伸變形量達到16%時,鋁板中位錯密度進一步增大,并形成了尺寸約200 nm的胞狀亞結構(圖4f)。預拉伸變形進一步增加至20%,鋁板晶內位錯密度極高,位錯胞狀亞結構尺寸細化(圖4g)。

圖4

圖4欠時效態7N01鋁合金板材經不同程度預拉伸變形后組織的TEM像

Fig.4TEM images of under-aged 7N01 aluminum alloy plate and after different pre-tensile deformations

(a) undeformed (b) 3% (c) 5% (d) 8% (e) 12% (f) 16% (g) 20%

2.2力學性能

圖5是欠時效態7N01鋁合金板材的力學性能隨預拉伸變形量的變化曲線。可見,隨預拉伸變形程度增加,鋁板的顯微硬度、抗拉強度和屈服強度均呈單調遞增的趨勢,而延伸率隨預拉伸變形量增加而逐漸降低。說明室溫拉伸變形時,欠時效態7N01鋁合金板材表現出明顯的加工硬化效應。未預拉伸變形時,鋁板的顯微硬度、屈服強度、抗拉強度和延伸率分別為95 HV、181 MPa、233 MPa和23.2%；當預拉伸變形量增大至8%時,鋁板的屈服強度和抗拉強度迅速增大至237和263 MPa,板材的延伸率降低至15.2%。繼續增加預拉伸變形量時,鋁板的屈服強度和抗拉強度增速變緩。當預拉伸變形量增大至20%時,鋁板的抗拉強度和屈服強度分別為271和254 MPa,延伸率顯著降低至5.2%。當預拉伸變形量小于8%或大于12%,鋁板的顯微硬度增速較緩慢,但是,當預拉伸變形量從8%增大至12%時,鋁板的顯微硬度迅速增大,從104 HV增大至113 HV。

圖5

圖5欠時效態7N01鋁合金板材經不同程度預拉伸變形量后的力學性能

Fig.5Mechanical properties of under-aged 7N01 aluminum alloy plate after different pre-tensile deformations

(a) microhardness

(b) yield strength, tensile strength, and elongation

2.3疲勞壽命

圖6是欠時效態7N01鋁合金板材經不同程度預拉伸變形后,在最大應力為175 MPa (低于未預拉伸變形的欠時效態鋁板屈服強度181 MPa)、R= 0條件下的疲勞壽命?？梢?隨預拉伸變形程度增大,鋁板的疲勞壽命呈現出先縮短后延長再縮短的趨勢。未經預拉伸變形時鋁板的平均疲勞壽命約6.06 × 105cyc,經3%預拉伸變形后鋁板的平均疲勞壽命縮短至4.21 × 105cyc；承受5%預拉伸變形的鋁板平均疲勞壽命最長,達到1.06 × 106cyc,是未預拉伸變形鋁板的疲勞壽命的1.75倍；繼續增大預拉伸變形量,鋁板的平均疲勞壽命逐漸縮短,當預拉伸變形量達到20%時,鋁板的平均疲勞壽命最短,僅為2.89 × 105cyc。值得注意的是,承受5%~16%預拉伸變形板材的平均疲勞壽命比未預拉伸變形板材的疲勞壽命延長了23%以上,說明適當程度的預拉伸變形有利于延長欠時效態7N01鋁合金板材的疲勞壽命,這與目前大部分學者[4,9,10]得出的預拉伸變形對鋁合金疲勞性能不利的研究結果并不一致。

圖6

圖6欠時效態7N01鋁合金板材經不同程度預拉伸變形后的疲勞壽命

Fig.6Fatigue life of under-aged 7N01 aluminum alloy plate after different pre-tensile deformations

2.4疲勞斷口形貌

圖7是欠時效態7N01鋁合金板材經不同程度預拉伸變形后,在應力級別為175 MPa、R= 0條件下疲勞斷口表面疲勞源處的SEM像?？梢?經不同程度預拉伸變形后,鋁板的疲勞裂紋均萌生于試樣表面或近表面粗大過剩結晶相粒子處,說明預拉伸變形程度對疲勞裂紋萌生位置無明顯影響。斷口表面疲勞裂紋源處均可觀察到大尺寸過剩結晶相粒子或明顯的孔洞,這是由于在循環載荷作用下,位錯滑移至粗大過剩結晶相粒子界面前沿塞積形成應力集中,導致過剩結晶相粒子與基體的結合面分離而形成孔洞。未經預拉伸變形的鋁板裂紋源處的過剩合金相粒子尺寸相對較小,斷口表面較粗糙(圖7a)。經5%和8%預拉伸變形鋁板的疲勞裂紋源區域過剩結晶相粒子尺寸相對粗大、斷口表面起伏程度較大,裂紋具有明顯的放射狀特征(圖7c和d)。經3%和16%預拉伸變形后的合金疲勞斷口表面與裂紋源緊鄰的疲勞裂紋擴展區域凹凸不平且存在大量高低不平的結晶學平面和撕裂棱,但是經3%拉伸變形后試樣的疲勞斷口表面中裂紋源處的結晶學平面特征相對于經16%拉伸變形后試樣的疲勞斷口表面中裂紋源處的結晶學平面特征更顯著(圖7b和e)。經20%預拉伸變形的鋁板疲勞斷口表面裂紋源區域的形貌較為平滑,可觀察到明顯的疲勞輝紋,輝紋寬度約為0.9 μm (圖7f),并且每隔數條小輝紋還存在類似臺階狀的寬大輝紋。

圖7

圖7欠時效態7N01鋁合金板材經不同程度預拉伸變形后的疲勞斷口表面裂紋源處SEM像

Fig.7SEM images of fatigue sources of under-aged 7N01 aluminum alloy plate after different pre-tensile deformations

(a) undeformed (b) 3% (c) 5% (d) 8% (e) 16% (f) 20%

圖8是欠時效態7N01鋁合金板材經不同程度預拉伸變形后,在應力175 MPa、R= 0條件下疲勞斷口表面疲勞裂紋擴展區形貌的SEM像?？梢?未預拉伸變形以及分別經5%和8%預拉伸變形的鋁板疲勞斷口擴展區表面形貌較為粗糙,表面主要由極其細小的波浪狀條紋和撕裂棱構成,具有明顯的河流花樣特征,且存在多條長犁溝狀二次裂紋,斷口表面起伏明顯,其中經5%和8%預拉伸變形后試樣疲勞斷口裂紋擴展區中存在大量較長的分布式二次裂紋(圖8c和d),表明疲勞裂紋在擴展過程中發生了多次偏轉。經受3%預拉伸變形試樣的疲勞斷口裂紋擴展區表面形貌雖然也具有河流花樣特征,但同時可以清楚地觀察到許多曲折的疲勞輝紋和少量二次裂紋(圖8b)。這種光滑的疲勞斷口形貌不同于承受較小預拉伸變形量的鋁板,也不同于在7085、7175和7050鋁合金材料中觀察到的疲勞裂紋擴展區粗糙的表面形貌特征[15,16]。經16%和20%預拉伸變形后的鋁板疲勞斷口疲勞裂紋擴展區表面比較光滑,擴展路徑中可觀察到大量平直的疲勞輝紋和疲勞臺階,并伴有聚集型孔洞(圖8e和f),疲勞輝紋間互相平行且具有規則的間距寬度,疲勞輝紋條帶的法線方向幾乎與該區域的裂紋擴展方向一致。這主要是由于7N01鋁合金熱軋板經固溶欠時效處理后晶粒仍保持薄帶狀特征,疲勞加載方向與薄帶狀晶粒的長軸方向一致,疲勞應力法線方向的晶粒厚度較薄,裂紋易沿著晶內塞積的高位錯密度區快速穿透薄帶狀晶粒,因此裂紋擴展路徑相對較平滑。另外,合金斷口表面中均未觀察到冰糖塊狀的沿晶斷裂特征,這同樣是與合金板材的晶粒呈薄帶狀有關。因為疲勞主應力與薄帶狀晶粒長軸一致,裂紋無法沿扁長的晶界擴展,只能沿著晶內某一個剪切面穿晶擴展。

圖8

圖8欠時效態7N01鋁合金板材經不同程度預拉伸變形后的疲勞斷口表面裂紋擴展區形貌的SEM像

Fig.8SEM images of fatigue crack propagation of under-aged 7N01 aluminum alloy plate after different pre-tensile deformations

(a) undeformed (b) 3% (c) 5% (d) 8% (e) 16% (f) 20%

3討論分析

由于預拉伸應力加載方向與薄帶狀晶粒長度方向一致,在預拉伸變形量較小(小于3%)時Al基體的變形抗力低,晶粒沿應力加載方向略微拉長而使得薄帶狀晶粒厚度略有減?。划旑A拉伸變形量較大(超過3%)時,由于位錯強化使基體變形抗力顯著提高,塑性變形過程中主要通過晶粒內部的位錯滑移釋放形變能,因此當預拉伸變形量超過3%后,欠時效態7N01鋁合金板材晶粒未出現繼續減薄拉長的現象。

欠時效態7N01鋁合金板材中固溶的Zn、Mg溶質原子主要以溶質原子團簇(即GP區)形式存在于基體中,運動位錯大多以切割方式通過GP區[17]。鋁板在預拉伸變形過程中,一方面位錯不斷增殖導致位錯數量逐漸增多(圖4),同時也伴隨著異號位錯相消或位錯滑移至晶體表面湮滅,結合硬度、強度和延伸率變化規律,認為當預拉伸變形量不超過8%時,位錯的增殖速率遠大于位錯的相消或湮滅的速率,鋁板中位錯密度快速增大,加工硬化效果顯著,此時鋁板的強度和顯微硬度增幅較大(圖5)。當預拉伸變形量達到12%時,鋁板中位錯密度非常高(圖4e),鋁板的變形抗力進一步增大,其屈服強度增加至244 MPa,塑性流變應力劇增。高流變應力下位錯重排、相消和湮滅的幾率逐漸增加,大量螺型位錯交滑移或刃型位錯攀移導致鋁板流變應力-應變曲線進入拋物線硬化階段[18],因此鋁板的強度增速減緩。這與王芝秀等[19]研究預變形對2E12鋁合金屈服強度的影響結論一致。

由圖2~4結果可知,預拉伸變形對欠時效態7N01鋁合金板材中第二相粒子及晶粒尺寸形貌無明顯影響,其主要改變的是Al基體中的位錯數量和分布。在疲勞加載條件相同的情況下,鋁板的疲勞壽命或疲勞性能主要決定于Al基體中位錯數量和分布。未預拉伸變形時,Al基體內位錯很少,疲勞壽命約為6.06 × 105cyc。承受了3%預拉伸變形的鋁板疲勞裂紋萌生區無明顯放射狀特征(圖7b),鋁板經歷較少的循環后即萌生了疲勞裂紋。因為鋁板承受3%的預拉伸變形時變形不均勻,位錯主要在大尺寸過剩結晶相粒子與Al基體的界面處萌生且局部塞積(圖4b),疲勞加載過程中這種貫穿晶粒的位錯墻極易成為疲勞微裂紋的萌生位置,并起到橋接主裂紋的作用,使得疲勞裂紋快速穿過晶粒向下一個晶粒繼續擴展。另外,疲勞裂紋擴展路徑上存在較多曲折的疲勞輝紋和少量二次裂紋(圖8b),疲勞輝紋越明顯、間距越寬,則疲勞裂紋擴展速率越高[20]。綜上可知,經3%預拉伸變形后的鋁板中不均勻分布的低密度位錯不僅促進疲勞裂紋萌生,還有利于疲勞主裂紋的橋接和擴展,最終導致欠時效態7N01鋁合金板材在應力級別為175 MPa、R= 0條件下的疲勞壽命大幅度縮短(約為4.21 × 105cyc,鋁板的疲勞壽命比未預拉伸變形時的疲勞壽命縮短了約31%)。

當預拉伸變形量達到5%和8%時,欠時效態7N01鋁合金板材的屈服強度分別達到222和237 MPa,抗拉強度分別達到256 和263 MPa,顯微硬度分別為101和104 HV,表現出顯著的應變強化特征。基體中位錯分布較均勻,局部位錯纏結,形成了位錯胞(圖4c和d)。這種位錯組態使合金板材的疲勞壽命分別延長至1.06 × 106和8.63 × 105cyc,相對于未預拉伸變形時的疲勞壽命分別提高了75%和42%。研究[21~24]認為,由于金屬材料中的第二相粒子與基體在強度、剛度、塑性等均不匹配,疲勞裂紋經常萌生于第二相粒子與基體的界面處,相對于第二相粒子而言,Al基體的強度、硬度和剛度都很低,但塑性很高。5%和8%的預拉伸變形可使Al基體中出現高密度、均勻分布的位錯,使Al基體強度和硬度提高,這在一定程度上弱化了合金相粒子與基體的不匹配程度,使鋁板疲勞承載協調性增強。經5%和8%預拉伸變形鋁板的疲勞斷口裂紋源處表面起伏程度較大,具有明顯的放射狀擴散特征,塑性變形痕跡明顯(圖7c和d),說明鋁板疲勞裂紋萌生較困難。而且鋁板疲勞斷口疲勞裂紋擴展區中還存在大量較長的分布式二次裂紋(圖8c和d),表明已經具有較強位錯強化效應的Al基體使得疲勞裂紋在擴展過程中發生了多次偏轉。這些二次裂紋在疲勞裂紋擴展過程中會消耗主裂紋的擴展能量,有效釋放主裂紋尖端應力,使疲勞裂紋擴展速率降低[25]。因為先經受一定程度預拉伸變形的鋁板在交變載荷作用下,2個相鄰裂紋面會發生轉動,進而影響裂紋走向,當相鄰晶粒的有利滑移系存在一定的角度,裂紋在擴展過程中則會偏轉至相鄰晶粒的有利滑移系繼續擴展,也可能終止于晶界處,這樣即造成了疲勞斷口表面的高低起伏、凹凸不平,這與Jian等[26]觀察到的實驗現象一致。綜上可知,均勻分布的高密度位錯弱化了第二相粒子與基體間的不匹配性,不利于疲勞裂紋的萌生,因而起到了顯著改善欠時效態7N01鋁合金板材疲勞性能的作用。

當鋁板承受的預拉伸變形程度達到16%時,基體中位錯密度進一步增大,并出現明顯的胞狀亞結構(圖4f),鋁板的屈服強度、抗拉強度和顯微硬度進一步增大至250 MPa、269 MPa和116 HV,但是板材的延伸率降低至9.6%。雖然拉伸變形程度已經很大,位錯強化效應非常顯著,但鋁板的疲勞壽命仍然比未經受預拉伸變形時延長了23%。鋁板疲勞斷口表面裂紋源處具有大量高低不平的結晶學平面、撕裂棱等形貌特征(圖7e),說明承受了16%預拉伸變形的Al基體對疲勞裂紋的萌生具有很強的抑制作用。但疲勞斷口裂紋擴展區表面光滑,可明顯觀察到對應于每個周次疲勞循環加載時疲勞裂紋擴展所形成的平直的疲勞輝紋,比承受3%預拉伸變形的鋁板疲勞斷口疲勞裂紋擴展區的疲勞輝紋更平直且輝紋間距更大(圖8e)。說明當欠時效態7N01鋁合金基體中的位錯密度非常高且開始出現明顯的胞狀亞結構時,這種微觀組織對疲勞裂紋擴展的阻礙作用很小。鋁板的疲勞壽命相對于未預變形時仍延長了23%的原因主要是由于疲勞裂紋萌生非常困難,鋁板需承受很多疲勞循環周次以后才能萌生疲勞微裂紋,而對于無缺口試樣的疲勞裂紋萌生及早期擴展所對應的疲勞壽命約占材料整個疲勞壽命的90%[20]。

當預拉伸變形程度達到20%,鋁板的塑形很差,延伸率僅為5.2%,晶內位錯密度極高且遍布整個變形體內,并形成了大量尺寸極其細小的胞狀位錯亞結構(圖4g),造成晶界及合金相粒子界面前沿應力集中過大,加速了疲勞裂紋萌生,疲勞斷口表面中疲勞裂紋萌生區所占面積極小(圖7f圓圈所示),說明承受了20%預拉伸變形的鋁板在承受175 MPa脈沖疲勞加載時極易萌生疲勞裂紋。另外細小密集的位錯胞壁在空間貫通橋接成為裂紋擴展的通道,有利于疲勞裂紋擴展,鋁板疲勞斷口表面中疲勞裂紋擴展區的疲勞臺階平直,疲勞裂紋擴展區域塑性變形痕跡較少(圖8f)。因為當鋁板承受的預拉伸變形程度過大時,位錯強化效應使得Al基體硬度進一步增大但其塑性明顯下降,疲勞裂紋尖端可越過多個晶粒,沿多個擴展面同時或交替進行,疲勞裂紋由一個擴展面轉移至另一個擴展面,造成疲勞條帶分布在不同高度的平面上,即形成了類似臺階的形貌[27]。經受了20%預拉伸變形的鋁板疲勞失穩斷裂前承受的疲勞循環周次很少,其疲勞壽命僅為2.89 × 105cyc,說明極高位錯密度以及極細小的胞狀位錯亞結構不僅有利于鋁板的疲勞裂紋的萌生,也有利于疲勞裂紋的擴展,對鋁板的疲勞性能不利。

由于疲勞裂紋瞬斷撕裂區所對應的疲勞循環加載周次在板材整個疲勞壽命期內的占比極小,因此在粗略估算預拉伸變形程度對欠時效態7N01鋁合金板材疲勞斷裂行為的影響時可以忽略不計。則預拉伸變形對欠時效態7N01鋁合金板材疲勞壽命的貢獻值(λ)可半定量地由預拉伸變形量對疲勞裂紋萌生阻力的影響值(λi)及其對疲勞裂紋擴展阻力的影響值(λp)表述,即：

總結前述分析可知,承受16%預拉伸變形后的鋁板中所具有的高密度位錯形成的尺寸約200 nm的胞狀亞結構微觀組織對疲勞裂紋萌生的阻力最大,承受5%和8%預拉伸變形后的鋁板疲勞裂紋萌生阻力較大,承受3%預拉伸變形后的鋁板所具有的分布不均勻的低密度位錯組態對疲勞裂紋萌生阻力較小,而承受20%預拉伸變形后的鋁板所形成的極高密度、尺寸極其細小的胞狀亞結構的微觀組織對疲勞裂紋萌生非常有利。承受5%預拉伸變形后的鋁板中所具有的均勻分布的適當密度的位錯組態對疲勞裂紋擴展阻力最大,承受8%預拉伸變形后的鋁板對疲勞裂紋擴展阻力較大,承受3%尤其是承受16%和20%預拉伸變形后的鋁板位錯組態對疲勞裂紋擴展起到橋接作用,因此鋁板的疲勞裂紋擴展阻力極小。將不同程度預拉伸變形后欠時效態7N01鋁合金板材λi、λp以及λ進行總結,結果如表1所示(“+”的數量越多代表貢獻值越大)。

表1不同程度預拉伸變形后,欠時效態7N01鋁合金板材中疲勞裂紋萌生阻力貢獻值(λi)、疲勞裂紋擴展阻力貢獻值(λp)及疲勞壽命貢獻值(λ)的分析結果

Table 1Contribution results of pre-tensile deformation on fatigue crack initiation resistance (λi), fatigue crack propagation resistance (λp), and fatigue life (λ) of under-aged 7N01 aluminum alloy plate after different pre-tensile deformations

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綜合上述討論分析,總結出預拉伸變形導致的位錯組態對欠時效態7N01鋁合金板材疲勞裂紋擴展影響示意圖(圖9)。未預拉伸變形的鋁板中位錯密度極低,幾乎不會出現位錯在粗大第二相粒子前沿或晶界前沿塞積的現象,疲勞裂紋一般容易在鋁板近表面處的微米級過剩結晶相粒子界面萌生,由于硬度較低、塑性較好的Al基體對疲勞裂紋擴展的阻力較小,因此疲勞裂紋沿著最大剪切應力方向擴展,但是在主裂紋擴展路徑上會常常誘發出偏折的二次裂紋,在一定程度上釋放了主裂紋的能量(圖9a)；對于承受了3%預拉伸變形的鋁板,由于預拉伸變形量較小,鋁板變形不均勻,導致Al基體中出現許多貫穿薄帶狀晶粒厚度的位錯墻,這些貫穿薄帶狀晶粒厚度并塞積于晶界前沿的位錯墻不僅促進疲勞裂紋的萌生,而且還能促進疲勞微裂紋的橋接,從而促進了疲勞裂紋擴展,疲勞主裂紋擴展過程中出現的二次裂紋較少,位錯不均勻分布的Al基體對疲勞裂紋擴展的阻力較小(圖9b)；當鋁板承受的預拉伸變形量達到5%時,基體中形成了均勻分布的位錯組態(圖4c),這種位錯組態對疲勞裂紋萌生的阻力較大,更重要的是這種均勻分布于Al基體中的位錯不僅對Al基體有一定的強化作用,同時基體還具有良好的塑性,因此在疲勞主裂紋擴展路徑上容易出現許多二次裂紋,有效釋放了主裂紋前沿的應力集中,促進了主裂紋尖端鈍化,促使疲勞主裂紋在擴展的過程中發生多次偏折,這種均勻分布于基體的位錯組態最有利于鋁板韌性的發揮,因此疲勞壽命最長(圖9c)；當鋁板承受了8%、12%和16%的預拉伸變形時,雖然基體中位錯的凈增殖速率變緩,位錯數量增加速度變緩,但位錯纏結、交割的程度逐漸增大,逐漸形成明顯的胞狀位錯亞結構,由于應變強化使Al基體硬度和強度進一步增加但同時塑性持續降低,基體與大尺寸第二相粒子的物理性質的匹配程度增大,因此疲勞裂紋萌生的阻力相應增大；然而,高密度纏結的位錯胞胞壁對疲勞裂紋擴展的橋接作用逐漸增強,因此這種具有高密度纏結位錯的Al基體對疲勞裂紋擴展的阻礙作用逐漸減弱,疲勞主裂紋擴展路徑中出現的二次裂紋逐漸減少(圖9d~f)。承受了16%的預拉伸變形的鋁板疲勞主裂紋沿著薄帶狀晶粒的某一個解理面擴展(圖8e),疲勞壽命逐漸縮短,但仍比未承受預拉伸變形時長。當預拉伸變形量進一步增大至20%時,鋁板中存在極高的位錯密度和大量尺寸極其細小的胞狀亞結構的位錯組態對疲勞裂紋萌生和擴展都非常有利(圖9g),因此疲勞壽命顯著縮短,遠短于未承受預拉伸變形時的疲勞壽命。

圖9

圖9欠時效態7N01鋁合金板材經不同程度預拉伸變形后的疲勞裂紋擴展示意圖

Fig.9Schematics of fatigue crack propagation of under-aged 7N01 aluminum alloy plate after different pre-tensile deformations

(a) undeformed (b) 3% (c) 5% (d) 8% (e) 12% (f) 16% (g) 20%

4結論

(1) 預拉伸變形量增大至20%對欠時效態7N01鋁合金板材中合金相粒子形狀、尺寸、數量、分布以及薄帶狀晶粒的尺寸、形狀無明顯影響。

(2) 隨預拉伸變形量的增加,欠時效態7N01鋁合金板材的屈服強度、抗拉強度和顯微硬度分別由未預拉伸變形的181 MPa、233 MPa和95 HV增大至預拉伸變形量20%后的254 MPa、271 MPa和117 HV,延伸率由23.2%顯著降低至5.2%,表現出明顯的加工硬化效應。

(3) 隨預拉伸變形程度增大,欠時效態7N01鋁合金板材的疲勞壽命呈先縮短再延長又縮短的趨勢。未預拉伸變形鋁板的疲勞壽命為6.06 × 105cyc,3%的拉伸變形造成的不均勻位錯組態導致鋁板的疲勞壽命縮短至4.21 × 105cyc；5%的拉伸變形時基體內形成最優的位錯組態,導致鋁板的疲勞壽命顯著延長至1.06 × 106cyc；繼續增大拉伸變形量,位錯組態對疲勞裂紋擴展的阻力持續減小,當拉伸變形量達到20%,高密度位錯對疲勞裂紋萌生和擴展均非常有利,導致鋁板的疲勞壽命顯著縮短至2.89 × 105cyc。