王莹 陈立佳 周舸 张浩宇 张思倩
摘要：为了揭示经过T6处理的热挤压Al-5 Cu-0.8Mg-0.152r-0.2Sc-0.5 Ag合金在不同温度下的低周疲劳变形与断裂行为，对T6态热挤压合金进行了室温和200℃条件下的低周疲劳实验。结果表明：在室温和200℃下合金塑性应变幅与载荷反向周次之间服从Coffin-Manson公式，而弹性应变幅与载荷反向周次之间服从Basquin公式；
合金在室温和200℃下低周疲劳变形时，在较低外加总应变幅下疲劳变形机制主要为平面滑移，而在较高外加总应变幅下疲劳变形机制主要为波状滑移；
室温和200℃下合金的疲劳裂纹均萌生于疲劳试样表面并以穿晶方式扩展。
关键词：Al-Cu-Mg-Ag合金；
T6处理；
低周疲劳；
循环硬化；
循环稳定；
疲劳寿命；
变形机制；
疲劳断裂
中图分类号：TB31 文献标志码：A 文章编号：1000-1646（2024）01-0077-05
Al-Cu-Mg系铝合金是一种时效硬化合金，具有较高比强度和良好耐损伤性能等特点，已被广泛应用于航空航天工业领域。已有研究表明，在Al-Cu-Mg系合金中加入微量Sc元素时，凝固期间会从熔体中优先析出Al3Sc粒子，这种粒子可作为异质形核中心细化合金的铸态组织，并可抑制后续热加工时的再结晶过程，复合添加微量Sc、Zr元素时，细化效果更为显著。尽管Al-Cu-Mg系铝合金具有良好耐热性能，但當工作温度高于150℃时，此类合金的力学性能常由于强化相粗化而明显下降，以至于难以满足某些场合下的使用要求。在A1-Cu-Mg系合金中加入Ag元素，可提高合金的拉伸强度和热稳定性。因此，有关Ag元素的添加对Al-Cu-Mg系合金组织与性能影响的研究已经引起人们的广泛关注。已有研究表明，微量Ag的添加可提高Al-Cu-Mg系合金的蠕变性能、疲劳性能和耐蚀性能。在A1-Cu-Mg系合金中加入Ag元素，可促进{111}面析出一种Ω相，该相因具有较高沉淀硬化能力和热稳定性，成为提高Al-Cu-Mg系合金高温强度和耐热性能的关键因素。对于具有不同Mg含量的Al-Cu-Mg-Ag合金而言，增加Mg含量可促进Ω相的形核与析出，增大第二相粒子的体积分数和数量密度，与Mg含量为1.15%（质量分数）的合金相比，Mg含量为0.7%（质量分数）的合金呈现出较高的疲劳性能。针对T6和T840处理状态的一种Al-Cu-Mg-Ag合金的疲劳行为研究表明：在总应变幅为0.4%-1.0％。的低周疲劳加载条件下，T6态合金主要呈现稳定的循环应力响应行为，而T840态在较高应变幅下表现为初始循环硬化和后期循环软化，但硬化和软化幅度均不大；
在高周疲劳加载条件下两种处理状态合金的疲劳裂纹萌生与扩展的微观机制无明显差异，疲劳寿命也基本相当。
本文以在Al-Cu-Mg为基的合金中同时添加Sc、Zr、Ag元素的A1-5 Cu-0.8Mg-0.152r-0.2Sc-0.5Ag合金为研究对象，通过对合金进行热挤压和后续固溶+时效（T6）处理，研究了T6态合金在室温和高温下的低周疲劳变形与断裂行为，以期扩展该系列合金抗疲劳设计与工程应用的理论依据。
1 材料与方法
熔炼Al-5 Cu-0.8 Mg-0.152r-0.2Sc-0.5Ag合金所用原料主要包括工业纯铝（纯度为99.8%）、工业纯铜（纯度为99.5%）、工业纯镁（纯度为99.6%）、工业纯Ag、Al-5% Zr和Al-2％ Sc中间合金。将上述材料熔炼浇铸成合金铸锭，利用车床进行扒皮处理后，将合金铸锭在1250t卧式挤压机上挤压成直径为20mm的棒材。挤压温度为430℃，主柱塞行进速度为2mm/s，合金棒材模孔口挤压速率为6m/min，挤压比约为40：1。利用SX-4-10型箱式电阻炉对Al-5 Cu -0.8 Mg-0.152r-0.2Sc-0.5Ag挤压棒材进行固溶+时效（T6）处理，固溶处理工艺为510℃保温4h后水冷，时效处理工艺为180℃保温8h后空冷。低周疲劳试样由T6态挤压棒材经车削加工制得。利用2000＃砂纸对低周疲劳试样标距和过渡弧部分进行打磨抛光以确保试样光洁度。利用MTS Landmark370.10型电液伺服疲劳实验机对疲劳试样进行总应变幅控制低周疲劳实验，实验温度为室温与200℃，应变比为-1，名义总应变幅为0.3%-1.0%，加载波形为正弦波，循环频率为0.5Hz。利用扫描电子显微镜（S-3400N型）观察疲劳断裂试样断口形貌并确定T6态热挤压Al-5Cu-0. 8Mg-0.152r-0.2Sc-0.5Ag合金在不同温度下的疲劳断裂模式。
2 结果与分析
2.1 循环应力响应行为
图1为T6态热挤压Al-5 Cu-0.8 Mg-0.152r-0.2Sc-0.5Ag合金在室温和200℃下的循环应力响应曲线。由图1a可见，在室温0.3％和0.4%外加总应变幅下合金表现为循环稳定；
在0.6%外加总应变幅下，随着循环周次的增加，合金循环应力幅首先呈现不断增大趋势，而在经过约7周次的循环变形后表现为循环稳定；
在0.8%和1.0%外加总应变幅下，合金表现为循环硬化。由图1b可见，在200℃下进行低周疲劳变形时，在0.3%-0.5%外加总应变幅范围内合金在整个循环变形期间表现为循环稳定；
当外加总应变幅为0.6%和0.7%时，合金呈现循环硬化。此外，外加总应变幅越大，合金循环应力幅越大。
低周疲劳加载条件下合金循环应力响应行为可表现为循环硬化、软化或稳定。循环硬化与位错之间以及位错、第二相间的交互作用有关。循环变形过程中合金内部会产生大量位错，位错运动过程中形成的复杂位错组态会成为位错进一步运动的障碍。位错运动过程中可能会绕过第二相粒子或在粒子前方塞积，导致滑移面发生局部强化并使位错滑移受阻。此外，晶界可对位错运动产生阻碍，导致位错在晶界前方塞积。循环软化实际上相当于一种位错回复过程。异号位错在运动过程中可能会相遇相消，导致位错滑移阻力下降，进而产生软化效应。此外，在循环变形期间可能会发生位错亚结构重构形成具有较小疲劳抗力的新位错组态，从而产生一定软化效应。在拉伸塑性变形期间可动位错可以借助攀移或交滑移绕过作为障碍物的第二相粒子，从而避免在其前方发生塞积，在反向压缩塑性变形过程中可在这些第二相粒子处发生位错间交互作用，从而迫使其中一些位错离开其初始滑移面并在其周围形成所谓“塑性区”，在疲劳变形期间上述过程不断重复进行，使得这些“塑性区”彼此连接，最终导致在三维空间形成均匀分布的位错亚结构。实际上，在低周疲劳加载期间，循环硬化和循环软化处于相互竞争状态，若循环硬化效应大于循环软化效应，则材料发生循环硬化；
反之，材料发生循环软化；
当循环硬化效应和循环软化效应达到动态平衡时，硬化效应和软化效应彼此抵消，材料呈现出稳定的循环应力响应行为。
2.2 低周疲劳寿命行为
在总应变幅控制低周疲劳加载条件下，总应变幅△εt／2由塑性应变幅△εp／2和弹性应变幅△εe／2构成。疲劳寿命Nf与△εp／2之间的关系可用Coffin-Manson公式表述，即
△εe/2=ε"f（2Nf）c （1）
式中：ε"f为疲劳延性系数；
c为疲劳延性指数；
2Nf为发生疲劳破坏时的载荷反向周次。
Nf与△εe／2之间的关系可用Basquin公式表述，即
式中：E为弹性模量；
σf"为疲劳强度系数；
b为疲劳强度指数。
图2为T6态热挤压Al-5 Cu-0.8 Mg-0.152r-0.2Sc-0.5Ag合金在室温和200℃下载荷反向周次与塑性应变幅、弹性应变幅之间的双对数关系曲线，其中△εp／2和△εe／2可由半寿命应力一应变滞后回线求得。在不同温度下合金载荷反向周次与塑性应变幅、弹性应变幅之间呈现线性关系，且分别服从Coffin-Manson和Basquin规律。对图2数据进行线性回归分析，即可求出式（1）、（2）中的各个系数和指数，结果如表1所示。由表1可见，合金在室温下的疲劳延性系数ε"f和疲劳强度系数σ‘f均明显高于200℃下的数值，而疲劳强度指数b和疲劳延性指数c均明显低于200℃下的数值。
2.3 循环应力一应变行为
一般循环应力幅与塑性应变幅之间的关系可用指数定律表示，即
△σ/2=K"（△εp／2）n" （3）
式中：△σ/2为循环应力幅；
K"为循环强度系数；
n"为循环应变硬化指数。
图3为T6态热挤压Al-5 Cu-0.8 Mg-0.152r-0.2Sc-0.5Ag合金在室温和200℃下的循环应力幅一塑性应变幅关系曲线，可由半寿命应力一应变滞后回线求得循环应力幅和塑性应变幅。对图3数据进行线性回归分析并确定合金在不同实验温度下的循环强度系数K"和循环应变硬化指数n"（见表1）。T6态合金室温下的K"和n"值均低于200℃下的相应数值。
2.4 疲劳变形机制
图4为T6态热挤压Al-5Cu-0.8 Mg-0.152r-0.2Sc-0.5Ag合金在室温和200℃以及不同外加总应变幅下疲劳變形后的微观组织结构。由图4可见，在较低外加总应变幅下进行室温低周疲劳变形后，T6态合金中形成位错阵列，而在200℃下进行低周疲劳变形后，除在晶界处发生位错塞积外，亦可观察到位错墙的存在。总体而言，室温疲劳变形后合金中的位错密度高于200℃疲劳变形后的情况。在较高外加总应变幅下，T6态合金中不同晶粒内部位错密度差异相对较小，且在大多晶粒中均可形成位错缠结。一般位错阵列和位错墙的形成与位错平面滑移相关，而位错缠结的形成则与位错波状滑移相对应。综合上述分析可知，在室温和200℃下进行低周疲劳变形时，T6态合金在较低外加总应变幅下的变形机制主要为平面滑移，在较高外加总应变幅下变形机制主要为波状滑移，而晶界会对位错滑移产生明显阻碍作用。
2.5 疲劳断裂机理
图5为T6态热挤压Al-5 Cu-0.8 Mg-0.152r-0.2Sc-0.5Ag合金在室温和200℃下低周疲劳裂纹扩展区微观形貌。由图5可见，T6态合金在室温和200℃时的疲劳裂纹扩展区在不同外加总应变幅下均存在疲劳条带，表明合金中的疲劳裂纹萌生于疲劳样品表面后以穿晶方式向合金内部扩展。此外，在相同实验温度下外加总应变幅越大，疲劳条带间距越大。
3 结论
通过以上分析可以得到如下结论：
1）室温和200℃下进行低周疲劳加载时，T6态热挤压Al-5 Cu-0.8Mg-0.152r-0.2Sc-0.5Ag合金在较低应变幅下呈现循环稳定，而在较高应变幅下则表现为循环硬化或者先循环硬化后循环稳定。
2）外加总应变幅控制低周疲劳条件下，T6态热挤压Al-5 Cu-0.8 Mg-0.152r-0.2Sc-0.5Ag合金在室温和200℃下的塑性应变幅、弹性应变幅与载荷反向周次之间均呈线性关系，并可分别用Coffin-Manson和Basquin公式描述。
3）室温和200℃下低周疲劳变形时，T6态热挤压Al-5 Cu-0.8Mg-0.152r-0.2Sc-0．5Ag合金在较低与较高外加总应变幅下的主要疲劳变形机制分别为平面滑移与波状滑移。
4）T6态热挤压Al-5Cu-0.8Mg-0.152r-0.2Sc-0.5Ag合金在室温和200℃低周疲劳加载条件下的疲劳裂纹均以穿晶方式扩展。
（责任编辑：尹淑英 英文审校：尹淑英）
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