T6I4和T6I6時(shí)效處理對(duì)7050鋁合金疲勞性能的影響

陳宇強(qiáng)，宋文煒，潘素平，劉文輝, 3

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T6I4和T6I6時(shí)效處理對(duì)7050鋁合金疲勞性能的影響

陳宇強(qiáng)1，宋文煒1，潘素平2，劉文輝1, 3

(1. 湖南科技大學(xué)機(jī)電工程學(xué)院，湖南湘潭，411201；2. 中南大學(xué)高等研究中心，湖南長(zhǎng)沙，410083；3. 湖南科技大學(xué)高溫耐磨材料及制備技術(shù)湖南省國(guó)防技術(shù)重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，湖南湘潭，411201)

采用硬度測(cè)試、力學(xué)拉伸測(cè)試、透射電鏡分析(TEM)以及疲勞性能測(cè)試等方法研究T6I4和T6I6這2種間斷時(shí)效處理對(duì)7050合金力學(xué)拉伸性能以及疲勞壽命的影響。研究結(jié)果表明：與T6時(shí)效相比，T6I6峰時(shí)效合金的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度分別提高5.2 MPa和10.6 MPa，同時(shí)伸長(zhǎng)率也增大1.9%；T6I4峰時(shí)效合金的伸長(zhǎng)率增大2.9%，但強(qiáng)度略有下降；經(jīng)T6I4和T6I6時(shí)效處理后，合金晶內(nèi)具有高密度的′相而晶界則分布著不連續(xù)的相；在相同疲勞加載條件下，T6I6峰時(shí)效態(tài)合金的裂紋源數(shù)目最少，T6I4峰時(shí)效態(tài)合金的裂紋源數(shù)目次之，而T6峰時(shí)效態(tài)合金的裂紋源數(shù)目最多；此外，與T6時(shí)效相比，T6I6和T6I4峰時(shí)效態(tài)合金的疲勞壽命均明顯增加，其中T6I6峰時(shí)效態(tài)合金疲勞壽命的增幅最大。

7050鋁合金；間斷時(shí)效；疲勞壽命；微觀組織

Al-Zn-Mg-Cu合金具有密度低、比強(qiáng)高、斷裂韌性好等優(yōu)點(diǎn)，在航空航天領(lǐng)域有著非常廣泛的應(yīng)用。受飛行振動(dòng)的影響，飛機(jī)構(gòu)件在長(zhǎng)期服役過程中容易產(chǎn)生疲勞損傷現(xiàn)象并嚴(yán)重威脅著航空飛行安全[1]。Al-Zn-Mg-Cu合金作為重要的航空結(jié)構(gòu)材料，其疲勞損傷問題一直是研究人員關(guān)注的焦點(diǎn)[2?3]。研究表明，為使合金具備優(yōu)良的疲勞性能，不但要求其具有較高的強(qiáng)度，而且要保持良好的韌性。長(zhǎng)期以來，熱處理一直是提高合金的綜合力學(xué)性能的有效方法。例如，通過時(shí)效處理，合金在T6態(tài)(峰時(shí)效)具有最高的強(qiáng)度，但合金的韌性和抗疲勞性能都較差[4]。過時(shí)效(T7)處理可以明顯提高合金的韌性，并在一定程度上提高合金的抗疲勞性能，但降低了合金的強(qiáng)度[5]。此外，回歸再時(shí)效(RRA)也能明顯提高合金的韌性和抗疲勞性能，但合金的強(qiáng)度相比于T6態(tài)仍然有明顯降低。近年來，一種新型的間斷時(shí)效(interrupted aging)工藝被澳大利亞CSIRO公司率先研發(fā)并在Al-Cu-Mg[6]，Al-Mg-Si[7?8]和Al-Zn-Mg-Cu[9?10]等一系列鋁合金上得到廣泛應(yīng)用。這種間斷時(shí)效主要包括T6I4(I-interrupted)和T6I6這2種時(shí)效處理制度。T6I4處理是將合金在常規(guī)單級(jí)時(shí)效(T6)處理后，再在較低溫度(25~65℃)下進(jìn)行長(zhǎng)時(shí)間二級(jí)時(shí)效處理。而T6I6處理是將經(jīng)T6I4處理后的合金升溫至原一級(jí)時(shí)效處理(T6)溫度并進(jìn)行三級(jí)時(shí)效處理。時(shí)效處理能夠在大幅度提高Al-Zn-Mg-Cu合金韌性的基礎(chǔ)上，還可以確保其強(qiáng)度，從而使合金具有優(yōu)良的綜合力學(xué)性能。例如，楊新鵬等[9]針對(duì)T6I6處理對(duì)合金強(qiáng)度和韌性的影響進(jìn)行了研究，發(fā)現(xiàn)經(jīng)T6I6處理后，合金的強(qiáng)度與T6峰時(shí)效處理狀態(tài)基本持平但韌性明顯增加。而LI等[10]的研究結(jié)果表明，經(jīng)T6I6處理后，合金的強(qiáng)度甚至高于T6峰時(shí)效態(tài)的強(qiáng)度。此外，盛曉菲等[7?8]利用間斷時(shí)效處理對(duì)合金的抗應(yīng)力腐蝕性能進(jìn)行了研究并取得了良好的實(shí)驗(yàn)結(jié)果。盡管針對(duì)間斷時(shí)效處理對(duì)Al-Zn-Mg-Cu合金力學(xué)行為的影響已有大量研究，但涉及該合金疲勞性能的研究較少。為此，本文作者以目前航空領(lǐng)域應(yīng)用廣泛的7050鋁合金為研究對(duì)象，通過不同的熱處理制備T6，T6I4和T6I6這3種熱處理狀態(tài)的合金并針對(duì)合金的疲勞性能進(jìn)行研究，分析間斷時(shí)效處理對(duì)Al-Zn-Mg-Cu合金疲勞損傷行為的影響。

1 實(shí)驗(yàn)材料與方法

實(shí)驗(yàn)所用的7050合金鍛件由西南鋁業(yè)(集團(tuán))有限責(zé)任公司提供，其長(zhǎng)×寬×高為100 mm×150 mm×250 mm，化學(xué)成分為Al-6.4Zn-2.1Cu-2.1Mg- 0.1Zr。

從鍛件上截取39個(gè)長(zhǎng)×寬×高為15 mm×15 mm×150 mm的試樣進(jìn)行475℃/1 h固溶處理，隨后水淬至室溫。然后，將試樣分為3組，分別采用T6，T6I4和T6I6這3種熱處理制度進(jìn)行不同時(shí)效處理。其中，T6時(shí)效采用的溫度為120 ℃。T6I4時(shí)效的一級(jí)時(shí)效處理制度為120 ℃/0.5 h，隨后在65 ℃進(jìn)行二級(jí)時(shí)效。T6I6時(shí)效采用采用的一級(jí)、二級(jí)時(shí)效處理制度分別為120 ℃/0.5 h，65 ℃/240 h，隨后在120 ℃進(jìn)行三級(jí)時(shí)效。

利用HV-10顯微硬度試驗(yàn)機(jī)對(duì)試樣進(jìn)行硬度測(cè)試，從而獲得這3種時(shí)效制度的硬化曲線。通過分析硬化曲線，在3種熱處理制度中分別選取峰時(shí)效狀態(tài)的試樣進(jìn)行力學(xué)性能測(cè)試和疲勞性能測(cè)試。室溫拉伸試驗(yàn)和疲勞試驗(yàn)在MTS-Landmark疲勞試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行，試樣粒度分別如圖1(a)和(b)所示。其中，疲勞試驗(yàn)采用的應(yīng)力比=min/max=0.1，加載頻率為20 Hz。

采用POLYVER-MET型金相顯微鏡對(duì)合金的晶粒粒度和形貌進(jìn)行分析。利用FEI Sirion 200場(chǎng)發(fā)射掃描電鏡(SEM)對(duì)疲勞試樣的斷口形貌進(jìn)行分析。合金的析出相形貌特征采用TecnaiG220透射電鏡(TEM)進(jìn)行觀察。其中，TEM試樣在?25℃以下利用MT-PI型雙噴電解減薄儀進(jìn)行減薄，雙噴液采用25%(體積分?jǐn)?shù)，下同)硝酸+75%甲醇混合溶液。

(a) 室溫拉伸試驗(yàn)試樣；(b) 疲勞試驗(yàn)試樣數(shù)據(jù)單位：mm

2 結(jié)果與分析

2.1 合金的時(shí)效硬化曲線

圖2所示為合金在T6，T6I4和T6I6這3種不同時(shí)效處理下的硬化曲線。從圖2可見：在T6時(shí)效 (120 ℃)條件下，合金的維氏硬度首先隨著時(shí)效時(shí)間增加而逐步增加，在24 h時(shí)達(dá)到峰值硬度202.2；繼續(xù)延長(zhǎng)時(shí)效時(shí)間，合金的硬度逐步降低；經(jīng)歷120 ℃/0.5 h的時(shí)效處理后合金再在65 ℃時(shí)效(T6I4)時(shí)，隨著時(shí)效時(shí)間的延長(zhǎng)，合金的硬度逐步增加，但硬化速率要小得多；當(dāng)時(shí)效時(shí)間為240 h時(shí)，T6I4態(tài)合金硬度達(dá)到峰值198.5，隨后延長(zhǎng)時(shí)效時(shí)間，合金的硬度變化不明顯；經(jīng)120 ℃/0.5 h+65 ℃/240 h的2級(jí)時(shí)效后，合金在T6I6處理的第3級(jí)時(shí)效(120 ℃)過程中，維氏硬度隨著時(shí)效時(shí)間的增加而緩慢增加，在12 h時(shí)達(dá)到峰值硬度217.6。此后，硬度隨著時(shí)效時(shí)間的增加而逐步降低。

圖2 7050合金在不同時(shí)效處理下的硬化曲線

2.2 合金的室溫力學(xué)拉伸性能

根據(jù)硬度測(cè)試的結(jié)果，實(shí)驗(yàn)分別選取120 ℃/24 h (T6峰時(shí)效)、120 ℃/0.5 h+65 ℃/240 h(T6I4峰時(shí)效)、120 ℃/0.5 h+65 ℃/240 h+120 ℃/12 h(T6I6峰時(shí)效)這3種熱處理態(tài)的合金分別進(jìn)行力學(xué)性能測(cè)試和疲勞性能測(cè)試。

表1所示為不同熱處理狀態(tài)合金的室溫拉伸性能。從表1可以看出：原始鍛造態(tài)合金的強(qiáng)度非常低；經(jīng)過固溶和時(shí)效處理后，合金的強(qiáng)度大幅度增加，其中，合金在T6I4峰時(shí)效態(tài)的強(qiáng)度略比T6峰時(shí)效態(tài)的強(qiáng)度低，但合金的伸長(zhǎng)率明顯增大(提高約2.9%)；經(jīng)T6I6峰時(shí)效處理后，合金的屈服強(qiáng)度0.2和抗拉強(qiáng)度b相比于T6峰時(shí)效態(tài)都略有增加(分別提高5.2 MPa和10.6 MPa)，同時(shí)伸長(zhǎng)率也提高1.9%。這證實(shí)了間斷時(shí)效確實(shí)能提高合金的綜合力學(xué)性能。

2.3 合金的微觀組織分析

為了分析間斷時(shí)效處理對(duì)合金性能的影響機(jī)理，對(duì)3種不同熱處理狀態(tài)的合金進(jìn)行金相組織分析，結(jié)果如圖3所示。從圖3可以看出：T6峰時(shí)效態(tài)合金的晶粒呈明顯的餅狀，其在軋向(L)、橫向(LT)和軋面法相(ST)這3個(gè)方向的平均晶粒粒度約為85，68和24 μm；T6I4和T6I6峰時(shí)效態(tài)合金的晶粒形貌與T6峰時(shí)效態(tài)的晶粒形貌基本相同，這說明間斷時(shí)效并不會(huì)對(duì)合金的晶粒形貌產(chǎn)生明顯影響。

圖4所示為合金經(jīng)不同時(shí)效處理后晶內(nèi)區(qū)域的TEM形貌照片。從圖4可見：合金在120 ℃時(shí)效 0.5 h后，晶內(nèi)析出了粒度為5~15 nm的細(xì)小析出相。經(jīng)選取衍射分析可知，該析出相主要是′相?！湎嗍茿l-Zn-Mg-Cu合金中常見的強(qiáng)化相[11]，通常在合金的時(shí)效過程中析出。從圖4(a)可以看出：合金晶內(nèi)′相的粒度較小且密度并不高，這也與合金在該處理?xiàng)l件下并未達(dá)到峰時(shí)效(即強(qiáng)度較低)的實(shí)驗(yàn)結(jié)果相吻合。在T6峰時(shí)效條件下(圖4(b))，合金晶內(nèi)的′相的粒度和密度都明顯增大，但仍可以發(fā)現(xiàn)部分粒度為10 nm左右的細(xì)小′相。

表1 7050合金在不同時(shí)效處理后的室溫力學(xué)拉伸性能

(a) T6峰時(shí)效；(b) T6I4峰時(shí)效；(c) T6I6峰時(shí)效

(a) 120 ℃/0.5 h；(b) T6峰時(shí)效；(c) T6I4峰時(shí)效；(d) T6I6峰時(shí)效

在T6I4峰時(shí)效狀態(tài)，合金晶內(nèi)′相的密度非常高，同時(shí)′相的粒度相比于120 ℃/0.5 h時(shí)效處理態(tài)也略有增加(圖4(c))。這說明經(jīng)120 ℃/0.5 h時(shí)效處理的合金在隨后的65 ℃保溫過程中仍然有一定′相析出。該結(jié)果與盛曉菲等[7, 12]的研究結(jié)果相吻合。在T6I6峰時(shí)效狀態(tài)(圖4(d))，合金的析出相粒度與T6峰時(shí)效態(tài)時(shí)的合金粒度基本相當(dāng)，但是析出相密度更大。在一些粗大′相周邊可以觀察到數(shù)量眾多的、由二次析出所產(chǎn)生的細(xì)小′相粒子(如圖4(d)中白色箭頭所示)。

一般認(rèn)為，合金的強(qiáng)度與其晶內(nèi)析出相的形貌密切相關(guān)[13?14]。T6I4合金在第1級(jí)時(shí)效短時(shí)過程中，由于溫度較高，′相在合金中快速形核。在隨后的低溫長(zhǎng)時(shí)間時(shí)效(65 ℃)過程中，由于溫度降低，基體過飽和度增加，析出相在第1級(jí)時(shí)效基礎(chǔ)上又會(huì)發(fā)生2次形核，形成了數(shù)量更多、粒度更細(xì)小的彌散析出相。在T6I4峰時(shí)效態(tài)，合金析出相的密度很高且粒度較小，因此，合金不但強(qiáng)度較高而且韌性也很好。T6I6處理是在T6I4的基礎(chǔ)上再進(jìn)行3級(jí)時(shí)效。在3級(jí)時(shí)效過程中，原本在T6I4處理中產(chǎn)生的高密度的′相粒子迅速長(zhǎng)大，因此，合金的強(qiáng)度也明顯提高。由于在T6I6處理過程中′相經(jīng)歷了第1和第2級(jí)時(shí)效過程中的2次形核，因此，相比于簡(jiǎn)單的T6時(shí)效處理，T6I6時(shí)效峰時(shí)效態(tài)合金的析出相密度更大，強(qiáng)度也更高。

圖5所示為合金經(jīng)不同時(shí)效處理后晶界附近區(qū)域的TEM形貌。從圖5(a)可見：在120 ℃時(shí)效0.5 h后，合金晶界處斷續(xù)分布著大量粒度為5~15 nm的平衡相；隨著時(shí)效時(shí)間增加，晶界處相的數(shù)量逐漸增加。在T6峰時(shí)效態(tài)下(圖5(b))，合金晶界處的相粒度增加至20 nm左右并且成連續(xù)的鏈狀分布。T6I4峰時(shí)效態(tài)合金晶界處的析出相形貌與圖5(a)所示的形貌相似，相粒度較小，呈不連續(xù)的鏈狀分布(圖5(c))。T6I6峰時(shí)效態(tài)合金晶界處相平均粒度最大，為30~40 nm (圖5(d))。但與T6峰時(shí)效態(tài)不同，這些相在晶界處呈明顯的不連續(xù)分布。

(a) 120 ℃/0.5 h；(b) T6峰時(shí)效；(c) T6I4峰時(shí)效；(d) T6I6峰時(shí)效

合金晶界處析出相的形貌同樣對(duì)于其力學(xué)性能有顯著影響[15?16]。在T6峰時(shí)效狀態(tài)下，晶界處的相呈連續(xù)的鏈狀分布。這種連續(xù)分布的析出相一方面可以對(duì)晶界附近區(qū)域的位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)產(chǎn)生強(qiáng)烈的阻礙作用，另一方面又能抑制晶界自身的扭轉(zhuǎn)以及滑移等運(yùn)動(dòng)，因此，合金的強(qiáng)度較高。但是，這種強(qiáng)烈抑制作用同時(shí)也阻礙了晶粒之間的協(xié)調(diào)變形，容易引發(fā)合金變形不均并產(chǎn)生局部損傷，因此，這種連續(xù)析出的晶界形貌會(huì)降低合金的韌性，即合金的伸長(zhǎng)率較低(表1)。合金在T6I4和T6I6峰時(shí)效態(tài)下晶界處相均呈不連續(xù)分布特征。相比于T6峰時(shí)效狀態(tài)，這2種合金的伸長(zhǎng)率較高。

2.4 合金的疲勞性能

圖6所示為通過疲勞壽命測(cè)試獲得的3種不同熱處理狀態(tài)合金的最大應(yīng)力max與疲勞壽命f的關(guān)系曲線。從圖6可以看出：這3種熱處理狀態(tài)合金的疲勞壽命都隨著實(shí)驗(yàn)應(yīng)力的降低而明顯增大，T6峰時(shí)效態(tài)合金的疲勞極限出現(xiàn)在210 MPa左右；在相同受力條件下，T6I4峰時(shí)效態(tài)合金的疲勞壽命相比于T6峰時(shí)效態(tài)略增大，其疲勞極限約為225 MPa。在3種熱處理狀態(tài)合金中，T6I6峰時(shí)效態(tài)合金的抗疲勞性能最好，其疲勞極限約為243 MPa。

圖6 不同時(shí)效處理狀態(tài)7050合金的最大應(yīng)力σmax與疲勞壽命Nf的關(guān)系曲線

為了分析間斷時(shí)效處理對(duì)合金疲勞損傷行為的影響，對(duì)3種合金的疲勞斷口進(jìn)行SEM形貌觀察。圖7~9所示分別為T6峰時(shí)效態(tài)、T6I4峰時(shí)效態(tài)、T6I6峰時(shí)效態(tài)合金在max=270 MPa加載條件下疲勞斷裂后的斷口形貌照片。從圖7(a)可以看出：T6峰時(shí)效態(tài)合金的斷口右側(cè)有大面積的“山峰狀”隆起。

在單周疲勞加載過程中，受小尺度屈服的影響，合金裂紋穩(wěn)態(tài)擴(kuò)展區(qū)域的斷面較為平整且與加載方向基本垂直。該“山峰狀”隆起區(qū)域的斷面與加載方向呈45°左右的夾角?？梢耘袛?，該區(qū)域并非產(chǎn)生于裂紋穩(wěn)態(tài)擴(kuò)展階段，而是在斷裂瞬間由撕裂過程即瞬斷區(qū)所產(chǎn)生。在合金的斷面上，該隆起區(qū)域(瞬斷區(qū))面積占整個(gè)斷面的50%以上，這說明合金裂紋經(jīng)歷的擴(kuò)展時(shí)間并不長(zhǎng)，即合金的疲勞壽命較短(29 523周)。此外，在合金斷口上可以觀察到5個(gè)明顯的疲勞裂紋源。通過分析(圖7(b)~(f))，這些裂紋源呈明顯的“放射狀”并且都分布在合金試樣的表面區(qū)域。部分裂紋源起始于試樣表面的雜質(zhì)相粒子(圖7(g))。

(a) T6峰時(shí)效態(tài)合金的斷口形貌照片(σmax=270 MPa，Nf=29 523周)；(b) 疲勞裂紋源1的放大照片；(c) 疲勞裂紋源2的放大照片；(d) 疲勞裂紋源3的放大照片；(e) 疲勞裂紋源4的放大照片；(f) 疲勞裂紋源5的放大照片；(g) 疲勞裂紋源2處雜質(zhì)相的EDS分析

(a) T6I4峰時(shí)效態(tài)合金的斷口形貌照片(σmax=270 MPa, Nf=36 845周次)；(b) 疲勞裂紋源1的放大照片；(c) 疲勞裂紋源2的放大照片；(d) 疲勞裂紋源3的放大照片

與T6峰時(shí)效態(tài)合金的斷口形貌不同，T6I4峰時(shí)效態(tài)合金的疲勞斷口整體上較平整。從圖8(a)可見：合金的瞬斷區(qū)出現(xiàn)在斷口的左下方且面積較小。在合金中可以觀察到3處呈放射狀的疲勞裂紋源(圖8(b)~(d))。同樣，這些裂紋源也都分布在試樣的表面。3種合金中T6I6峰時(shí)效態(tài)合金的斷口最平整(圖9(a))，疲勞裂紋源數(shù)目最少(圖9(b)和(c))且裂紋擴(kuò)展區(qū)域面積最大。這與合金在該受力狀態(tài)下具有最長(zhǎng)疲勞壽命(58 697周)的實(shí)驗(yàn)結(jié)果一致。

圖10所示為部分合金試樣在不同受力狀態(tài)下的疲勞裂紋源數(shù)目。從圖10可以看出：合金的疲勞裂紋源數(shù)目隨著最大應(yīng)力的上升而明顯增加，其中，T6峰時(shí)效態(tài)合金裂紋源數(shù)目在max=245 MPa時(shí)為3個(gè)，而在max=340 MPa時(shí)則增加到12個(gè)。在T6I6峰時(shí)效態(tài)合金中，裂紋源數(shù)目也從max=245 MPa時(shí)的1個(gè)增加至max=360 MPa時(shí)的7個(gè)。此外，在不同受力狀態(tài)下，T6峰時(shí)效態(tài)合金均展現(xiàn)出最多的疲勞裂紋源，而T6I6峰時(shí)效態(tài)合金的疲勞裂紋源則最少。

(a) T6I6峰時(shí)效態(tài)合金的斷口形貌照片(σmax=270 MPa，Nf=58 697周)；(b) 疲勞裂紋源1的放大照片；(c) 疲勞裂紋源2的放大照片

圖10 不同時(shí)效狀態(tài)下7050合金疲勞裂紋源與最大應(yīng)力的關(guān)系

3 結(jié)論

1) 與T6峰時(shí)效態(tài)合金相比，T6I6峰時(shí)效合金的強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率明顯增大，而T6I4峰時(shí)效合金的伸長(zhǎng)率明顯增大但強(qiáng)度略有降低。

2) 在T6I4和T6I6峰時(shí)效合金中，晶內(nèi)都具有高密度的′相而晶界則分布著不連續(xù)的相。

3) 隨著最大應(yīng)力增加，合金疲勞裂紋源的數(shù)目逐漸增加。在相同加載條件下，T6峰時(shí)效態(tài)合金的裂紋源數(shù)目最多，T6I6峰時(shí)效態(tài)合金的裂紋源數(shù)目最少。

4) 在3種時(shí)效態(tài)合金中，T6I6峰時(shí)效態(tài)合金的疲勞壽命最長(zhǎng)，T6峰時(shí)效態(tài)合金的疲勞壽命最短。在0.1的加載條件下，T6，T6I4和T6I6峰時(shí)效態(tài)合金的疲勞極限分別為210，225和243 MPa。

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“參與比率低”，在某種意義上反映的是目前所開發(fā)的再就業(yè)培訓(xùn)項(xiàng)目缺乏足夠的價(jià)值，以致無法對(duì)失地農(nóng)民產(chǎn)生很大的吸引力，使得只有少數(shù)人能夠做出“參與”再就業(yè)培訓(xùn)的選擇。盡管這類培訓(xùn)的學(xué)費(fèi)都有政府專項(xiàng)資金補(bǔ)助，無須個(gè)人支付任何費(fèi)用，但受各種因素的影響，選擇“參與”再就業(yè)培訓(xùn)這一選項(xiàng)，對(duì)于每個(gè)個(gè)體而言，結(jié)果的意義、價(jià)值及實(shí)現(xiàn)的可能性都是不一樣的。

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(編輯 陳燦華)

Influence of T6I4 and T6I6 aging treatments on fatigue properties of 7050 Al alloy

CHEN Yuqiang1, SONG Wenwei1, PAN Suping2, LIU Wenhui1, 3

(1. College of Electromechanical Engineering, Hunan University of Science and Technology, Xiangtan 411201, China;2. Advanced Research Center, Central South University, Changsha 410083, China;3. Key Lab of High Temperature Wear Resistant Materials Preparation Technology of Hunan Province,Hunan University of Science and Technology, Xiangtan 411201, China)

The effect of interupted aging treatments (T6I4 and T6I6) on the tensile mechanical properties and fatigue properties of 7050 alloy were investigated by using hardness measurement, mechanical tensile test, transmission electron microscopy (TEM) and fatigue performance test. The results show that the yield strength and tensile strength of T6I6 aged alloy increase by about 5.2 MPa and 10.6 MPa, respectively compared with T6 aged alloy, and the elongation of T6I6 aged alloy also increases by 1.9%.The elongation of T6I4 aged alloy increases by 2.9% compared with that of T6 aged alloy, but its strength shows a slight decrease. In T6I4 and T6I4 aged alloys,′ phase particles with high density evenly distributes at grain interior andphase particles discontinuously distributes along grain boundaries. At the same loading condition, T6I6 aged alloy possesses the fewest crack initiation sites and T6 aged alloy has the greatest number of crack initiation sites. In addition, compared with T6 aged alloy, the fatigue lives of both T6I4 and T6I6 aged alloys increase. Among them, T6I6 aged alloy has the largest fatigue lives under the same loading condition.

7050 Al alloy; interupted aging; fatigue life; microstructure

10.11817/j.issn.1672-7207.2016.10.007

TG146.2

A

1672?7207(2016)10?3332?09

2015?11?12；

2016?01?12

國(guó)家自然科學(xué)基金資助項(xiàng)目(51405153，51475162)；中南大學(xué)實(shí)驗(yàn)室建設(shè)與管理研究項(xiàng)目(160260001)(Projects (51405153, 51475162) supported by the National Natural Science Foundation of China; Project(160260001) supported by the Lab Construction and Management Project of Central South University)

陳宇強(qiáng)，博士，講師，從事高性能鋁合金材料研究；E-mail：yqchen1984@163.com