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    ZAlSi7Cu4在不同工藝條件下的熱疲勞裂紋生長

    2012-12-18 05:27:50張志堅(jiān)司乃潮孫少純劉光磊吳勤方
    中國有色金屬學(xué)報(bào) 2012年11期
    關(guān)鍵詞:熱應(yīng)力晶界基體

    張志堅(jiān),司乃潮,孫少純,劉光磊,吳勤方

    (1.江蘇大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院,鎮(zhèn)江 212013;2.蘇州明志科技有限公司,蘇州 215217)

    隨著汽車工業(yè)的發(fā)展和發(fā)動(dòng)機(jī)技術(shù)的進(jìn)步,發(fā)動(dòng)機(jī)正向高功率密度、輕量化方向發(fā)展。發(fā)動(dòng)機(jī)缸蓋、箱體逐漸采用鋁合金、鎂合金來制造[1]。鋁硅合金ZAlSi7Cu4是制造發(fā)動(dòng)機(jī)缸體、活塞等的主要材料。發(fā)動(dòng)機(jī)在起動(dòng)和停機(jī)時(shí),伴有劇烈變化的非穩(wěn)定溫度場,瞬間最高溫度可達(dá) 1 000℃,此時(shí)將產(chǎn)生較大的熱應(yīng)力,使零件局部進(jìn)入塑性區(qū),并伴隨短期蠕變[2]。隨著發(fā)動(dòng)機(jī)功率系數(shù)的增大及大型化,對(duì)熱應(yīng)力及其伴生的損壞采取措施具有比以往任何時(shí)候更重要的意義。迄今為止,對(duì)金屬高溫疲勞和熱疲勞的研究主要集中在鎳基合金、鉻鉬鋼和奧氏體不銹鋼等各種高溫合金方面,對(duì)航空工業(yè)中使用的高強(qiáng)度鋁合金亦有研究,而關(guān)于鋁硅合金的研究則相對(duì)較少,系統(tǒng)研究更少見報(bào)道[3?7]。國內(nèi)關(guān)于熱疲勞的定量研究還比較落后,更難以解決生產(chǎn)實(shí)踐中的熱疲勞問題。

    本文作者在不考慮外加機(jī)械應(yīng)力作用的條件下,應(yīng)用自約束型熱疲勞實(shí)驗(yàn)機(jī)模擬發(fā)動(dòng)機(jī)的部分溫度場,研究由于外界溫度漲落在材料內(nèi)部產(chǎn)生的熱應(yīng)力而造成的裂紋萌生及其擴(kuò)展機(jī)制,通過詳盡的跟蹤觀察和記錄,系統(tǒng)測定在熱疲勞過程中,不同循環(huán)次數(shù)下不同處理工藝合金的裂紋萌生位置和擴(kuò)展路徑。特別研究了溫度幅的變化對(duì)裂紋生長的影響,并為優(yōu)化熱處理工藝提供相應(yīng)的依據(jù),旨在對(duì)生產(chǎn)過程起指導(dǎo)性作用。

    1 實(shí)驗(yàn)

    采用先進(jìn)的 Cosworth法及低壓鑄造初步制得發(fā)動(dòng)機(jī)缸體,再對(duì)整缸體分別進(jìn)行兩種熱處理,采用鑄態(tài)合金作為試驗(yàn)對(duì)比樣。熱處理完成后,再切割成所需塊狀試樣,進(jìn)行熱疲勞試驗(yàn)。實(shí)驗(yàn)所采用的材料為ZAlSi7Cu4,化學(xué)成分見表1。材料分為3種狀態(tài):1)T6(合金 a);2)鑄態(tài)淬火+時(shí)效(合金 b);3)鑄態(tài)(合金c)。處理工藝為:1)固溶溫度(490±5)℃,保溫6 h時(shí),時(shí)效溫度(165±5)℃,保溫5 h;2)鑄態(tài)淬火即澆注保壓5 min后連同砂型淬入水中,時(shí)效溫度(180±5)℃,保溫6 h。將坯料用電火花線切割成熱疲勞試樣如圖1所示。對(duì)3種狀態(tài)的試樣進(jìn)行熱循環(huán)試驗(yàn),試驗(yàn)在自制的自約束冷熱疲勞試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行。試樣裝卡在立方卡具的4個(gè)側(cè)面,保證每塊試樣的加熱與冷卻位置一致。通過傳動(dòng)裝置上下垂直運(yùn)動(dòng),從而達(dá)到試樣加熱及冷卻的自動(dòng)化完成。循環(huán)溫度分別為20?300 ℃、20?350 ℃、20?400 ℃。采用設(shè)時(shí)控制,用電位差計(jì)對(duì)加熱爐進(jìn)行校溫,所測得的溫度誤差范圍為±3 ℃。加熱到最高溫度且保溫時(shí)間為120 s,循環(huán)水冷卻時(shí)間為10 s,循環(huán)過程如圖2所示。試樣入水深度為(10±2)mm。熱疲勞試驗(yàn)前,將所有熱疲勞試樣機(jī)械拋光,在光學(xué)顯微鏡下觀察缺口及附近區(qū)域以無裂紋為合格。試驗(yàn)中,在進(jìn)行一定周次的熱循環(huán)之后,將試樣從試驗(yàn)裝置取下,采用 Leica光學(xué)顯微鏡和掃描電子顯微鏡觀察裂紋的萌生與擴(kuò)展,同時(shí)測定其V型缺口處裂紋長度。

    表1 合金的化學(xué)成分Table 1 Chemical composition of alloy (mass fraction, %)

    圖1 熱疲勞試樣示意圖Fig.1 Schematic diagram of thermal fatigue sample(mm)

    圖2 熱循環(huán)過程示意圖Fig.2 Schematic diagram of thermal cycle

    2 結(jié)果與分析

    2.1 熱疲勞生長行為分析

    表2所列為3種狀態(tài)的合金在不同循環(huán)溫度下裂紋生長到0.1 mm時(shí)所對(duì)應(yīng)的循環(huán)次數(shù),且將裂紋生長到0.1 mm所需循環(huán)次數(shù)定義為裂紋萌生期。由表2可以看出,當(dāng)裂紋長度達(dá)到0.1 mm 時(shí),合金a所需的循環(huán)次數(shù)最長,合金b次之,合金c的最短。這說明經(jīng)過 T6處理的該合金熱疲勞抗性要優(yōu)于其他兩種合金。

    表2 裂紋長度達(dá)到0.1 mm時(shí)的熱循環(huán)次數(shù)Table 2 Thermal cycles number corresponding to crack length of 0.1 mm

    圖3 不同循環(huán)溫度下合金的熱疲勞裂紋擴(kuò)展曲線Fig.3 Crack growth curves of alloys tested at different cycle temperatures: (a)20?300 ℃; (b)20?350 ℃; (c)20?400 ℃

    圖3所示為在不同循環(huán)溫度下,3種合金的熱疲勞裂紋宏觀擴(kuò)展動(dòng)力學(xué)曲線(N均代表循環(huán)次數(shù))。整個(gè)過程的熱疲勞裂紋生長行為,包括了熱裂紋的萌生與擴(kuò)展。許多實(shí)驗(yàn)結(jié)果表明[8?11],合金熱疲勞裂紋的長大速率隨著循環(huán)次數(shù)的增加先增大后減小。由圖3可以看出,在3種溫度下,裂紋的生長模式基本呈現(xiàn)出一種非規(guī)范性“S”型曲線,即裂紋萌生期生長較慢,擴(kuò)展期內(nèi)生長相對(duì)較快,經(jīng)歷一定循環(huán)周期后,生長速度降低,趨于穩(wěn)定。除去0.1 mm的裂紋萌生期,可以發(fā)現(xiàn),在Paris區(qū),裂紋長度a與冷熱循環(huán)次數(shù)N呈近似線性關(guān)系。裂紋亞穩(wěn)擴(kuò)展速率d a/dN受裂紋尖端熱應(yīng)力場強(qiáng)度因子幅控制[12],二者關(guān)系滿足Paris公式[12]:

    式中:σ為熱應(yīng)力,C、Y、n 是有關(guān)常數(shù)。在亞穩(wěn)擴(kuò)展初期, 一方面,隨著a的增大,da/dN 也相應(yīng)增大;另一方面,隨著a的增加,又引起局部約束比減小,使熱應(yīng)力松馳,導(dǎo)致da/dN降低。在一定范圍內(nèi), 這兩種相反作用的效果抵消,表現(xiàn)為da/dN近似等于常數(shù)。

    由圖3同時(shí)可以看出,合金a的熱疲勞抗性要好于合金 b和 c。這主要由于 T6處理后,微合金元素Ti、Cr等在固溶過程中可更好地溶解于基體中,細(xì)化晶粒,在強(qiáng)化基體的同時(shí),使基體的強(qiáng)度與塑性韌性很好結(jié)合。時(shí)效時(shí)Mn元素沿晶界析出可以抑制晶界裂紋的擴(kuò)展,同時(shí)晶粒越細(xì)小,晶界越曲折,長度和面積越大,對(duì)裂紋擴(kuò)展產(chǎn)生的阻力也越大。對(duì)于合金b,鑄態(tài)淬火經(jīng)時(shí)效后,強(qiáng)度和硬度比較高,未循環(huán)時(shí)基體顯微硬度是三者最高,經(jīng)檢測達(dá)到 178 HV。但是在循環(huán)過程中軟化卻特別迅速,說明試樣在熱處理過程淬硬,迫使塑性降低,從而影響了其熱疲勞抗性。

    2.2 熱疲勞裂紋生長形貌與擴(kuò)展路徑分析

    圖4所示為在 20?350 ℃溫度環(huán)境下循環(huán)到6 000次時(shí)3種合金的裂紋萌生情況。在熱疲勞裂紋的孕育期,合金均會(huì)因受熱應(yīng)力作用發(fā)生明顯的塑性變形,使得V型缺口邊緣凹凸不平,并且在V型缺口邊緣上出現(xiàn)微小的凹坑,如圖4所示。隨冷熱循環(huán)次數(shù)的增加,凹坑的尺寸不斷增大,數(shù)目不斷增多。由圖4可見,合金a的V型缺口邊緣較b和c平整。說明合金a抵抗塑性變形的能力要強(qiáng)于合金b和c的,即熱疲勞抗力較高。在圖4(b)中,箭頭所指處便是萌生的一系列小裂紋,且裂紋較尖銳,有進(jìn)一步生長的趨勢(shì)。由圖4(c)可以發(fā)現(xiàn),片狀硅相的脆裂引發(fā)并加劇了裂紋從缺口處的萌生。

    圖4 在20?350 ℃條件下3種合金的裂紋萌生情況Fig.4 Situation of crack initiation of alloys under conditions of 20?350 ℃ and cycle number of 6 000: (a)Alloy a; (b)Alloy b; (c)Alloy c

    在冷熱循環(huán)過程中由于試樣V型缺口尖端處存在最大的應(yīng)力集中,隨著熱應(yīng)變的不斷積累,熱疲勞裂紋的萌生優(yōu)先發(fā)生在缺口的尖端部位[13]。一般在缺口處有多個(gè)小裂紋萌生。而在隨后的試驗(yàn)過程中,只有一個(gè)或兩個(gè)小裂紋能夠繼續(xù)擴(kuò)展,或優(yōu)先迅速擴(kuò)展。這是由于主裂紋的形成在一定程度上緩解了小裂紋尖端的局部應(yīng)力集中,從而使其余的小裂紋減慢或停止生長,如圖5所示。

    圖5 在20?350 ℃條件下3種合金的裂紋擴(kuò)展情況Fig.5 Situation of crack expansion of alloys under conditions of 20?350 ℃ and cycle number of 9 000: (a)Alloy a;(b)Alloy b; (c)Alloy c

    圖5所示為在20?350 ℃溫度環(huán)境下循環(huán)到9 000次時(shí)3種合金的裂紋擴(kuò)展情況。隨著循環(huán)次數(shù)的增加,合金承受的熱應(yīng)力也越來越大,造成尖端處的微小裂紋開始迅速擴(kuò)展。由圖5可見,裂紋最初在1~2晶粒范圍內(nèi),都是沿晶界擴(kuò)展,主要是晶界為合金薄弱環(huán)節(jié),在高溫空氣環(huán)境下,由于氧在晶界上的削弱作用,使材料表現(xiàn)為高脆性[14?15],而此范圍內(nèi)沿晶分布的相與基體的結(jié)合強(qiáng)度也由于熱應(yīng)力的作用下降,使得尖端處裂紋向前擴(kuò)展所需的驅(qū)動(dòng)力大大減小,但此時(shí)晶粒的強(qiáng)度還比較高,裂紋擴(kuò)展遵循耗能最小原理擇優(yōu)沿晶界擴(kuò)展;而后由于基體塑性變形的累積,尖端附近晶粒的強(qiáng)度有所減弱,裂紋便開始進(jìn)行沿晶和穿晶的混合擴(kuò)展。

    從圖5可以發(fā)現(xiàn):1)合金 a的裂紋較平直(見圖5(a)),而合金b和c的裂紋曲折度較高(見圖5(b)和(c))。說明合金b和c的基體塑性較差,并且基體成分均勻性不好,合金組織對(duì)主裂紋擴(kuò)展路徑影響較大;2)由圖5(a)可見,合金a的裂紋尖端已發(fā)生嚴(yán)重鈍化,而合金b和c的裂紋尖端卻很尖銳,并且合金c裂紋尖端處出現(xiàn)較多的分叉。說明合金a的組織塑性更好,起到鈍化主裂紋尖端的作用[7]。裂紋的擴(kuò)展在此處受到較大的阻力,經(jīng)高倍顯微鏡分析,此處晶粒內(nèi)部存在一粗大的Al2Cu顆粒,因其長軸方向垂直于裂紋擴(kuò)展方向,阻礙了裂紋的繼續(xù)擴(kuò)展,受到熱應(yīng)力的作用,此Al2Cu顆粒已產(chǎn)生了裂紋,并且主裂紋由于此顆粒的影響改變了其本來的擴(kuò)展路徑。合金b和c通過將前端裂紋尖銳化以降低自身裂紋繼續(xù)向前擴(kuò)展所需驅(qū)動(dòng)力。3)合金b上側(cè)裂紋高倍圖,圖5(b)左上角小圖所示,可以發(fā)現(xiàn),此裂紋穿過了共晶區(qū)域,向前方的深灰色骨骼相擴(kuò)展,此相經(jīng)能譜分析為AlMnFeSi相,含有少量微量元素Ni和Cr。并且此相由于熱應(yīng)力的作用已發(fā)生部分?jǐn)嗔眩谂c上側(cè)主裂紋垂直處發(fā)現(xiàn)一條很明顯的裂紋,貫穿相的短軸。隨著熱循環(huán)的繼續(xù),上側(cè)主裂紋正如預(yù)期的沿著此相的此條裂紋穿過,而此Fe相碎裂嚴(yán)重,上端由于熱應(yīng)力及裂紋的作用已經(jīng)與基體剝離。4)合金c前端裂紋的分叉說明試樣基體的塑性和成分均勻性不好(見圖6(b)),裂紋通過分叉以尋求最佳的擴(kuò)展路徑,即所需驅(qū)動(dòng)力最小,最終確定一條或兩條主裂紋繼續(xù)向前擴(kuò)展。

    圖6所示為合金b和c表面因熱應(yīng)力作用造成缺陷而引發(fā)的裂紋。圖6(a)和(b)分別是圖5(b)和(c)標(biāo)記處的放大圖。如圖6(a)所示,合金b的基體因受熱應(yīng)力影響產(chǎn)生了針孔疏松。而此針孔疏松導(dǎo)致了周邊 3個(gè)晶粒內(nèi)部萌生了4條微細(xì)裂紋,自身及同主裂紋都呈明顯對(duì)接趨勢(shì)。如圖6(b)所示,合金c裂紋尖端的一條微裂紋已經(jīng)開始向上方氧化孔洞處擴(kuò)展,而孔洞由于曲率半徑較小,也萌生了微裂紋,兩者正呈現(xiàn)裂紋對(duì)接的趨勢(shì),此現(xiàn)象將嚴(yán)重削弱合金的強(qiáng)度性能。圖6(c)是圖6(b)中氧化腐蝕孔洞處的能譜分析。由圖6(c)可見,此孔洞處富含Cu和O兩種元素,應(yīng)為AlCu相的脆裂。AlCu相一般是沿晶界分布,而晶界為合金薄弱環(huán)節(jié),在高溫空氣環(huán)境下,氧在晶界上的削弱作用,使材料表現(xiàn)為高脆性。材料的開裂又進(jìn)一步加劇了氧化腐蝕。同時(shí),含Cu相的電位比α固溶體高,造成其抗蝕性降低,更易被氧化腐蝕。

    圖7所示為合金b的相與基體界面處產(chǎn)生的裂紋。圖7(a)和(b)所示為連續(xù)基體。由于相和基體的熱膨脹系數(shù)不同,因而在熱循環(huán)過程中就會(huì)在兩相的界面產(chǎn)生熱應(yīng)力,隨著應(yīng)力集中的不斷加大,很容易引起相和基體界面的開裂。由圖7可知,裂紋并非一整條萌生,而是在Al2Cu及硅相與基體的界面處同時(shí)產(chǎn)生數(shù)條短裂紋,呈疊加狀態(tài),這樣可以大大降低裂紋萌生所需驅(qū)動(dòng)力,最終這些裂紋在后續(xù)循環(huán)中受熱應(yīng)力作用,連接成一條長裂紋繼續(xù)向前擴(kuò)展。

    圖6 缺陷引發(fā)裂紋形貌Fig.6 Crack morphologies caused by defects: (a)Crack caused by pin-hole shrinkage; (b)Crack caused by oxidation cave; (c)EDS analysis from thermal-shock crack propagated through oxidation cave in Fig.6(b)

    圖7 相與基體界面處萌生裂紋Fig.7 Crack initiation on interface between phases and matrix

    圖8 相顆粒對(duì)裂紋擴(kuò)展路徑影響Fig.8 Influence of phase and particles on crack propagation path: (a)Si phase; (b)Al2Cu phase; (c)Crack stop

    圖8所示為Si顆?;駻l2Cu相對(duì)裂紋擴(kuò)展路徑的影響。圖8(c)中A表示裂紋擴(kuò)展路徑,B表示裂紋擴(kuò)展終止。Si顆粒與基體之間的彈性模量和膨脹系數(shù)間的差異會(huì)使材料內(nèi)部產(chǎn)生徑向的張應(yīng)力和切向壓應(yīng)力,這種應(yīng)力的存在和熱應(yīng)力的相互作用,會(huì)使裂紋前進(jìn)的方向發(fā)生偏轉(zhuǎn)、微橋接和彎曲。由圖8可見,當(dāng)Si顆粒(或其他析出相Al2Cu)較粗大,不夠圓整,或成長條狀時(shí),Si顆粒的位向?qū)?duì)裂紋的擴(kuò)展路徑產(chǎn)生影響[16?18]。這時(shí),如果前端裂紋擴(kuò)展路徑與Si顆粒長軸方向形成夾角近似大于 60°時(shí),裂紋通常會(huì)將此Si顆粒擊穿,從中間向前擴(kuò)展,即“穿墻”擴(kuò)展,如圖5所示;如果與短軸方向形成夾角近似大于60°時(shí),裂紋通常會(huì)沿著此Si顆粒的邊緣繼續(xù)向前擴(kuò)展,即“繞墻”擴(kuò)展。無論“穿墻”擴(kuò)展還是“繞墻”擴(kuò)展都會(huì)減緩裂紋的擴(kuò)展速度。此外,這種偏轉(zhuǎn)會(huì)使裂紋面變得粗糙,誘發(fā)裂紋閉合(見圖8(c)),并且Si顆粒的長度越長,產(chǎn)生裂紋的曲折越大,進(jìn)而形成的裂紋表面的粗糙度也越大,最終所起的裂紋閉合作用越強(qiáng)。

    2.3 溫度對(duì)熱疲勞裂紋生長的影響

    在熱循環(huán)過程中,溫度差 ΔT引起的膨脹熱應(yīng)變?yōu)棣力(α為材料的線膨脹系數(shù)),如果該應(yīng)變完全被約束,則產(chǎn)生熱應(yīng)力Δσ=?EαΔT (E為彈性模量)。當(dāng)熱應(yīng)力超過材料高溫下的彈性極限時(shí),將發(fā)生局部塑性變形。經(jīng)過一定循環(huán)次數(shù)后,熱應(yīng)變將引起疲勞裂紋。由熱應(yīng)力公式可知,溫度幅 ΔT的變化將嚴(yán)重影響到熱應(yīng)力的變化。若下限溫度保持不變,則溫度副取決于上限溫度。此時(shí)上限溫度的改變將造成材料熱應(yīng)力的變化,反應(yīng)到材料的表觀形貌上即為熱疲勞裂紋生長的不同。

    根據(jù)圖3所示的熱疲勞裂紋擴(kuò)展動(dòng)力學(xué)曲線,運(yùn)用割線法計(jì)算出3種溫度下,裂紋生長到一定長度所需循環(huán)次數(shù)。假設(shè) ai<ak<ai+1且 Ni<Nk<Ni+1,計(jì)算Δa—N曲線上兩個(gè)相鄰數(shù)據(jù)點(diǎn)的斜率得到裂紋擴(kuò)展速率和載荷循環(huán)次數(shù):

    式中:ai(ak)和Ni(Nk)分別為第i(k)個(gè)數(shù)據(jù)點(diǎn)對(duì)應(yīng)的裂紋長度和載荷循環(huán)次數(shù)。

    圖9所示為不同溫度下3種合金V型缺口處裂紋生長到0.43mm時(shí)所需的冷熱循環(huán)次數(shù)。由圖9可知,合金a的熱疲勞抗性在上限溫度為300~400 ℃區(qū)間都要高于合金b和c的;隨著上限溫度的提高,3種合金的熱疲勞裂紋生長會(huì)加快,合金的壽命均會(huì)下降;對(duì)于3種合金而言,300~350 ℃區(qū)間的斜率明顯大于350~400 ℃區(qū)間的,說明在上限溫度為300~350 ℃的區(qū)間內(nèi),隨著上限溫度的提高,ZAlSi7Cu4合金的熱疲勞抗性下降較為迅速,此區(qū)間材料對(duì)溫度的敏感性也相對(duì)更高。因此,此類合金在這一區(qū)間的溫度環(huán)境中使用時(shí),要尤其注意控制溫度的變化。

    圖9 溫度對(duì)熱疲勞裂紋生長的影響Fig.9 Influence of temperature on crack growth with crack length of 0.43 mm

    3 結(jié)論

    1)在 20?300 ℃、20?350 ℃、20?400 ℃3 種溫度環(huán)境下,T6處理的ZAlSi7Cu4(合金a)的熱疲勞抗性都優(yōu)于鑄淬+時(shí)效態(tài)(合金 b)及鑄態(tài)(合金 c)的ZAlSi7Cu4的熱疲勞抗性。合理的處理工藝可以使材料組織的不均勻性及局部應(yīng)力得以降低和消除,同時(shí)使材料獲得強(qiáng)度與塑性的最佳配合,延緩裂紋的萌生與擴(kuò)展,從而有效提高材料的熱疲勞抗力。

    2)對(duì)于鑄淬+時(shí)效態(tài)(合金b)及鑄態(tài)(合金c)的ZAlSi7Cu4合金,在熱循環(huán)過程中,熱應(yīng)力造成的針孔疏松和氧化腐蝕孔洞均可能引發(fā)熱裂紋的萌生。

    3)相或顆粒的位向會(huì)影響到裂紋的擴(kuò)展路徑。前端裂紋擴(kuò)展路徑與顆粒長軸方向形成夾角近似大于60°時(shí),進(jìn)行“穿墻”擴(kuò)展;若與短軸方向形成夾角近似大于60°時(shí),裂紋通常會(huì)沿著顆粒的邊緣繼續(xù)向前擴(kuò)展,即“繞墻”擴(kuò)展。

    4)在下限溫度不變的情況下,隨著上限溫度的提高,3種狀態(tài)的ZAlSi7Cu4的壽命都縮短。下限溫度為20 ℃時(shí),在上限溫度為300~350 ℃區(qū)間內(nèi),隨著上限溫度的提高,合金的溫度敏感性要高于其在350~400 ℃區(qū)間內(nèi)的溫度敏感性。

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