時(shí)效狀態(tài)對(duì)7020鋁合金疲勞性能的影響

王勇，唐建國(guó), ，鄧運(yùn)來(lái), ，林化強(qiáng)，單朝軍，張勇，劉勝膽，葉凌英

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時(shí)效狀態(tài)對(duì)7020鋁合金疲勞性能的影響

王勇1，唐建國(guó)1, 2，鄧運(yùn)來(lái)1, 2，林化強(qiáng)3，單朝軍2，張勇2，劉勝膽2，葉凌英2

(1. 中南大學(xué) 輕合金研究院，湖南 長(zhǎng)沙，410083；2. 中南大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，湖南 長(zhǎng)沙，410083；3. 中車青島四方機(jī)車車輛股份有限公司，山東 青島，266000)

研究不同時(shí)效狀態(tài)下7020鋁合金的疲勞強(qiáng)度及疲勞裂紋擴(kuò)展性能，并分別利用透射電鏡和掃描電鏡對(duì)合金的顯微組織及疲勞斷口進(jìn)行觀察分析。研究結(jié)果表明：欠時(shí)效、峰時(shí)效和過(guò)時(shí)效3種時(shí)效態(tài)合金在循環(huán)數(shù)為107次時(shí)的條件疲勞極限分別為131，114和127 MPa；欠時(shí)效合金具有最低的疲勞裂紋擴(kuò)展速率，峰時(shí)效合金的疲勞裂紋擴(kuò)展速率最高；隨著時(shí)效程度加大，過(guò)時(shí)效合金的疲勞裂紋擴(kuò)展性能有所改善；欠時(shí)效合金中可切過(guò)的GP區(qū)增加位錯(cuò)滑移的可逆性并促進(jìn)裂紋的偏折，而峰時(shí)效合金中主要為η'相，不可切過(guò)的η'相以及較大的晶內(nèi)和晶界無(wú)析出帶(PFZ)之間的強(qiáng)度差導(dǎo)致疲勞裂紋容易萌生和擴(kuò)展；過(guò)時(shí)效合金晶內(nèi)晶界強(qiáng)度差減小以及相關(guān)的裂紋閉合機(jī)制使其疲勞性能得到改善。

7020鋁合金；時(shí)效；疲勞強(qiáng)度；疲勞裂紋擴(kuò)展

7020鋁合金具有良好的擠壓成型性能、較高的比強(qiáng)度、良好的耐蝕性能和焊接性能，被廣泛地應(yīng)用于高速列車車體結(jié)構(gòu)材料[1?2]。合金在服役過(guò)程中，長(zhǎng)期處于承載、加速、減速等循環(huán)交變應(yīng)力環(huán)境中，不但要求其具有良好的力學(xué)性能和耐蝕性能，而且要求其具有較高的疲勞性能。目前，我國(guó)高速鐵路和高速列車技術(shù)研究正處于快速發(fā)展階段，高速列車底架用枕梁、牽引梁等型材作為高速列車極為重要的承載部件之一，其長(zhǎng)期服役后的疲勞失效將嚴(yán)重影響高速列車的運(yùn)行安全。因此，開展7020鋁合金疲勞性能的研究具有十分重要的意義。影響合金疲勞性能的顯微組織因素主要有晶粒尺寸、織構(gòu)、第二相和晶界等[3?7]，時(shí)效析出相的大小、數(shù)量、分布和形態(tài)等在很大程度上決定了材料疲勞性能。Al-Zn-Mg合金的時(shí)效析出順序可以歸納為[8?12]：過(guò)飽和固溶體—GP區(qū)—η'亞穩(wěn)相—η平衡相。時(shí)效初期形成的GP區(qū)與鋁基體共格，能夠被可動(dòng)位錯(cuò)切過(guò)[13]。隨著時(shí)效程度的加深，半共格的η'相開始生成，合金達(dá)到峰時(shí)效強(qiáng)度時(shí)的主要強(qiáng)化相即η'相[12]。較大的η'相和與基體非共格的η相無(wú)法被可動(dòng)位錯(cuò)切過(guò)。CHEN等[4]研究了時(shí)效析出相對(duì)7055鋁合金疲勞裂紋擴(kuò)展速率的影響，并基于位錯(cuò)的可逆滑移模型，提出欠時(shí)效和T77態(tài)合金中與基體共格的析出相可以提高疲勞裂紋擴(kuò)展抗力。DESMUKH等[5]研究了時(shí)效處理對(duì)7010鋁合金疲勞性能的影響，發(fā)現(xiàn)過(guò)時(shí)效態(tài)合金中粗大、不可切過(guò)的相促進(jìn)了合金的均勻變形，裂紋擴(kuò)展速率提高的同時(shí)疲勞強(qiáng)度也有所提高；此外，晶界析出相和晶界附近無(wú)析出帶的形成也提高了裂紋的擴(kuò)展速率。而GURBUZ等[14?15]的研究表明，較大的不可切過(guò)的析出相有利于降低疲勞裂紋擴(kuò)展速率；蘇雷什[16]的研究表明，在潮濕環(huán)境下，過(guò)時(shí)效態(tài)合金會(huì)發(fā)生明顯的氧化物誘發(fā)裂紋閉合現(xiàn)象，因此，有必要進(jìn)一步研究不同時(shí)效狀態(tài)對(duì)疲勞強(qiáng)度及裂紋萌生與擴(kuò)展的影響。本文通過(guò)將7020鋁合金分別處理至欠時(shí)效、峰時(shí)效和過(guò)時(shí)效狀態(tài)，研究時(shí)效引發(fā)的顯微組織改變對(duì)其疲勞強(qiáng)度及疲勞裂紋擴(kuò)展性能的影響。

1 實(shí)驗(yàn)

實(shí)驗(yàn)所用材料為7020鋁合金擠壓型材，其化學(xué)成分見表1。鑄錠均勻化后進(jìn)行熱擠壓及在線淬火，室溫停放72 h后進(jìn)行雙級(jí)時(shí)效處理，即于90 ℃保溫12 h后在170 ℃下分別保溫1，4和11 h，將合金分別處理到欠時(shí)效、峰時(shí)效和過(guò)時(shí)效狀態(tài)。

表1 7020鋁合金的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù))

室溫拉伸實(shí)驗(yàn)在CRIMS拉伸機(jī)上進(jìn)行，依照GB/T 228.1—2010“金屬材料拉伸實(shí)驗(yàn)第1部分：室溫試驗(yàn)方法”進(jìn)行實(shí)驗(yàn)。試樣沿?cái)D壓方向切取，拉伸速率為2 mm/min，每種時(shí)效狀態(tài)取3個(gè)平行試樣。疲勞裂紋擴(kuò)展實(shí)驗(yàn)在MTS Landmark高頻疲勞試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行，依照GB/T 6398—2000“金屬材料疲勞裂紋擴(kuò)展速率試驗(yàn)方法”進(jìn)行實(shí)驗(yàn)。采用緊湊拉伸CT試樣，取樣方向?yàn)長(zhǎng)?T方向(其中L表示軋制方向，T表示寬度方向)，應(yīng)力比(=min/max)為0.1，正弦波加載，加載頻率為10 Hz，實(shí)驗(yàn)環(huán)境為室溫、大氣環(huán)境。

采用Tecnai G220型透射電子顯微鏡(TEM)進(jìn)行觀察，加速電壓為200 kV。試樣先采用機(jī)械減薄至100 μm以下，沖成直徑為3 mm的圓片后在雙噴電解減薄儀上制備，電解液為20%硝酸+80%甲醇(體積分?jǐn)?shù))混合溶液，電壓為20 V，實(shí)驗(yàn)溫度為?30 ℃。采用ZEISS EVO MA10型掃描電子顯微鏡(SEM)觀察疲勞斷口，加速電壓為20 kV。

2 結(jié)果與分析

2.1 力學(xué)性能

表2所示為不同時(shí)效處理后合金的維氏硬度及室溫拉伸性能，其中，0.2為屈服強(qiáng)度，b為抗拉強(qiáng)度，為伸長(zhǎng)率。從表2可見：欠時(shí)效態(tài)合金的硬度和屈服強(qiáng)度均最低，屈服強(qiáng)度只有214.2 MPa；伸長(zhǎng)率最高，達(dá)到15.6%；峰時(shí)效態(tài)的合金具有最高的維氏硬度和強(qiáng)度以及最低的伸長(zhǎng)率，屈服強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率分別為311.0 MPa和13.6%；過(guò)時(shí)效態(tài)合金的屈服強(qiáng)度為290.3 MPa，比峰時(shí)效態(tài)合金的屈服強(qiáng)度低6.7%，而伸長(zhǎng)率則較之提高10.3%，達(dá)到15.0%。

表2 不同時(shí)效狀態(tài)下合金的力學(xué)性能

2.2 顯微組織

圖1所示為不同時(shí)效態(tài)7020鋁合金的TEM明場(chǎng)像及所對(duì)應(yīng)的選區(qū)電子衍射(SAED)花樣。由圖1(a)和圖1(b)可以看出：欠時(shí)效態(tài)合金晶內(nèi)分布著大量直徑為1~2 nm的細(xì)小析出相。從其<100>Al方向的衍射花樣可以看到，在{1,(2+1)/4,0}Al處存在明顯的衍射斑點(diǎn)，表明其晶內(nèi)析出相主要為GPI區(qū)，時(shí)效初期形成的GPI區(qū)與鋁基體共格并且可以被位錯(cuò)切過(guò)。由圖1(b)可以看出：其晶界上已經(jīng)產(chǎn)生較小且較為連續(xù)的析出相，但并未觀察到明顯的晶界無(wú)析出帶(PFZ)。峰時(shí)效態(tài)合金的晶內(nèi)析出相明顯增大。從其<110>Al方向的衍射花樣可以看出：在1/3{220}Al和2/3{220}Al處存在明顯的衍射斑點(diǎn)，表明其晶內(nèi)析出相主要為彌散分布的η'相，平均直徑約7 nm；其晶界處存在明顯的無(wú)析出帶，寬度約68 nm，晶界析出相較為連續(xù)，沿晶界方向長(zhǎng)度約為22 nm。過(guò)時(shí)效態(tài)合金的晶內(nèi)析出相進(jìn)一步粗化，平均直徑達(dá)到約9 nm，且密度明顯降低，此時(shí)，其析出相之間的間距明顯大于峰時(shí)效態(tài)合金析出相的間距，結(jié)合衍射花樣可知其析出相主要為較大的η'相和η相；晶界PFZ寬度達(dá)到97 nm，晶界析出相較大且斷續(xù)分布，沿晶界方向?qū)挾燃s為50 nm。

時(shí)效狀態(tài)：(a)欠時(shí)效，晶內(nèi)；(b) 欠時(shí)效，晶界；(c)峰時(shí)效，晶內(nèi)；(d) 峰時(shí)效，晶界；

2.3 疲勞強(qiáng)度

圖2所示為不同時(shí)效狀態(tài)下的?曲線(其中為循環(huán)次數(shù)(用來(lái)表征疲勞壽命)，為加載應(yīng)力)。的擬合公式[17]為

式中：A，B和E為擬合系數(shù)。將3種時(shí)效狀態(tài)下合金的循環(huán)次數(shù)分別按式(1)進(jìn)行擬合。

欠時(shí)效狀態(tài)：

峰時(shí)效狀態(tài)：

過(guò)時(shí)效狀態(tài)：

由圖2可以看出：在較高應(yīng)力階段(應(yīng)力＞150 MPa)，由于接近欠時(shí)效合金的屈服強(qiáng)度，較容易萌生裂紋，導(dǎo)致其疲勞壽命明顯低于峰時(shí)效態(tài)和過(guò)時(shí)效態(tài)合金的疲勞壽命，特別是在循環(huán)次數(shù)低于105次的低周疲勞階段，其裂紋萌生與擴(kuò)展方式與高周疲勞階段的有一定差異。而在低應(yīng)力的高周疲勞階段，欠時(shí)效態(tài)合金和過(guò)時(shí)效態(tài)合金的疲勞壽命顯著高于峰時(shí)效態(tài)合金的疲勞壽命。隨著循環(huán)應(yīng)力下降，?曲線逐漸接近水平，欠時(shí)效、峰時(shí)效和過(guò)時(shí)效態(tài)3種合金在循環(huán)數(shù)為107次時(shí)的疲勞強(qiáng)度極限分別為131，114和127 MPa。

2.4 疲勞裂紋擴(kuò)展

圖3所示為不同時(shí)效狀態(tài)下合金的疲勞裂紋擴(kuò)展速率曲線。其中，曲線的線性部分即疲勞裂紋擴(kuò)展的穩(wěn)定擴(kuò)展Paris區(qū)，符合下列公式：

式中：和為材料試驗(yàn)常數(shù)；Δ為應(yīng)力強(qiáng)度因子范圍；d/d為疲勞裂紋擴(kuò)展速率。

表3所示為3種時(shí)效狀態(tài)下不同Δ所對(duì)應(yīng)的疲勞裂紋擴(kuò)展速率。由表3可知：在Δ=10 MPa·m1/2時(shí)，欠時(shí)效態(tài)合金的裂紋擴(kuò)展速率最低，為6.09×10?5mm/次；峰時(shí)效態(tài)合金的裂紋擴(kuò)展速率最高，達(dá)到1.49×10?4mm/次；過(guò)時(shí)效態(tài)合金的裂紋擴(kuò)展速率為9.72×10?5mm/次，比峰時(shí)效態(tài)合金的裂紋擴(kuò)展速率降低了34.8%。隨著Δ增加，裂紋擴(kuò)展速率差距逐漸縮小，當(dāng)Δ＞20 MPa·m1/2時(shí)，二者裂紋擴(kuò)展速率已經(jīng)基本沒有差別。值得注意的是，欠時(shí)效態(tài)合金在疲勞裂紋擴(kuò)展的初始階段出現(xiàn)裂紋擴(kuò)展速率下降的現(xiàn)象，這是典型的疲勞短裂紋擴(kuò)展現(xiàn)象，即疲勞短裂紋的擴(kuò)展速率隨短裂紋長(zhǎng)度增加而降低，之后又隨裂紋長(zhǎng)度增加而增加，這種現(xiàn)象的產(chǎn)生可能與裂紋尖端與晶界的相互作用及裂紋的偏折和閉合程度有關(guān)[16]。

圖3 不同時(shí)效狀態(tài)下合金的疲勞裂紋擴(kuò)展速率曲線

表3 3種時(shí)效狀態(tài)下不同ΔK所對(duì)應(yīng)的疲勞裂紋擴(kuò)展速率

圖4所示為不同時(shí)效狀態(tài)下合金的疲勞裂紋擴(kuò)展路徑。由圖4可以看出：欠時(shí)效合金的裂紋擴(kuò)展路徑最曲折，而峰時(shí)效態(tài)合金和過(guò)時(shí)效態(tài)合金的裂紋擴(kuò)展路徑較平直。這種差異主要是由時(shí)效引起的顯微組織不同造成的，而裂紋擴(kuò)展路徑的曲折程度對(duì)疲勞裂紋擴(kuò)展速率有很大影響。

時(shí)效狀態(tài)：(a) 欠時(shí)效，裂紋中部；(b) 欠時(shí)效，裂紋尖端；(c) 峰時(shí)效；(d) 過(guò)時(shí)效

2.5 疲勞斷口

圖5所示為不同時(shí)效狀態(tài)下的疲勞裂紋擴(kuò)展Paris區(qū)(Δ=15 MPa·m1/2)的斷口形貌。由圖5可以看出：疲勞裂紋以穿晶模式擴(kuò)展，存在由撕裂棱分隔的疲勞斷片，欠時(shí)效態(tài)合金的斷口較粗糙且斷片尺寸最小，表明其裂紋偏折較明顯，峰時(shí)效和過(guò)時(shí)效態(tài)合金中還出現(xiàn)了微孔洞。在高倍鏡下可以清晰地觀測(cè)到平行排布的疲勞輝紋，Laird塑性鈍化模型很好地解釋了疲勞條帶形成的原因，在該模型中每條帶可以視作1次應(yīng)力循環(huán)的擴(kuò)展痕跡，裂紋的擴(kuò)展方向與條帶垂直[18]。經(jīng)測(cè)量，欠時(shí)效態(tài)合金疲勞輝紋的平均寬度為0.18 μm，峰時(shí)效態(tài)合金疲勞輝紋平均寬度為0.43 μm，過(guò)時(shí)效態(tài)合金疲勞輝紋平均寬度為0.34 μm。測(cè)量結(jié)果與表3所示結(jié)果吻合，再次驗(yàn)證了欠時(shí)效態(tài)合金的裂紋擴(kuò)展速率最低，過(guò)時(shí)效態(tài)次之，峰時(shí)效態(tài)裂紋擴(kuò)展速率 最高。

時(shí)效狀態(tài)：(a) 欠時(shí)效，放大200倍；(b) 欠時(shí)效，放大10 000倍；(c) 峰時(shí)效，放大200倍；(d) 峰時(shí)效，放大10 000倍；(e) 過(guò)時(shí)效，放大200倍；(f) 過(guò)時(shí)效，放大10 000倍

圖6所示為不同時(shí)效狀態(tài)下合金疲勞瞬斷區(qū)的形貌。3種時(shí)效狀態(tài)下合金的斷口形貌都以韌窩狀的塑性斷口為主，接近于合金的拉伸斷口形貌。欠時(shí)效態(tài)合金的塑性最好，其斷口上存在大量細(xì)小的韌窩；相比于峰時(shí)效合金，過(guò)時(shí)效合金的韌窩變得大而深，這主要是因?yàn)闀r(shí)效程度加深使得合金塑性提高。

時(shí)效狀態(tài)：(a) 欠時(shí)效；(b) 峰時(shí)效；(c) 過(guò)時(shí)效

3 討論

材料的疲勞總壽命是指光滑試樣的疲勞裂紋萌生的循環(huán)數(shù)與疲勞裂紋擴(kuò)展到失效斷裂的循環(huán)數(shù)之和，而疲勞裂紋擴(kuò)展又分為低擴(kuò)展速率的近門檻值區(qū)、穩(wěn)定擴(kuò)展的Paris區(qū)和高擴(kuò)展速率的瞬斷區(qū)。由于瞬斷區(qū)存在的時(shí)間極短，故本文主要討論疲勞裂紋萌生和較低Δ下的裂紋擴(kuò)展。對(duì)合金疲勞性能有顯著影響的晶粒尺寸、初生相形貌和再結(jié)晶程度等微觀組織結(jié)構(gòu)特征在時(shí)效階段不會(huì)發(fā)生改變，因此，不同時(shí)效狀態(tài)對(duì)于合金疲勞性能的影響主要是由晶內(nèi)和晶界時(shí)效析出相以及晶界無(wú)析出帶的差異造成的。

欠時(shí)效合金具有最強(qiáng)的疲勞裂紋擴(kuò)展抗力和較大的高周疲勞強(qiáng)度，這主要是由于欠時(shí)效合金的時(shí)效析出相與基體共格并且可以被位錯(cuò)切過(guò)。位錯(cuò)在裂紋尖端塑性區(qū)內(nèi)的運(yùn)動(dòng)具有可逆性：當(dāng)應(yīng)力加載時(shí)，位錯(cuò)滑移直到它們遇到障礙，形成位錯(cuò)堆積并產(chǎn)生一定的應(yīng)力；當(dāng)應(yīng)力卸載時(shí)，向后的應(yīng)力促使位錯(cuò)反向運(yùn)動(dòng)。欠時(shí)效合金中由于滑移面上的可切過(guò)析出相已被破壞，當(dāng)應(yīng)力卸載時(shí)大量位錯(cuò)在滑移面上反向運(yùn)動(dòng)，降低了裂紋尖端的局部應(yīng)力集中以及塑性累積水平，從而降低了疲勞裂紋擴(kuò)展速率。相反，不可切過(guò)的析出相會(huì)阻礙位錯(cuò)的可逆運(yùn)動(dòng)，導(dǎo)致裂紋擴(kuò)展速率較高。此外，可切過(guò)的析出相造成不均勻的滑移分布和晶體學(xué)的裂紋擴(kuò)展。與峰時(shí)效和過(guò)時(shí)效合金相比，欠時(shí)效合金的裂紋是高度鋸齒狀和晶體學(xué)方式擴(kuò)展的穿晶裂紋(見圖4)，其裂紋擴(kuò)展路徑最曲折。蘇雷什等[16, 19]的研究表明，即使裂紋路徑存在很小偏折(與裂紋長(zhǎng)度相比)，也可能使裂紋擴(kuò)展速率降低幾個(gè)數(shù)量級(jí)，特別是在疲勞的近門檻區(qū)，這主要是由于裂紋偏折導(dǎo)致應(yīng)力卸載時(shí)2個(gè)相對(duì)的疲勞斷裂面提前接觸，產(chǎn)生顯著的粗糙誘發(fā)裂紋閉合效應(yīng)，從而降低了疲勞裂紋擴(kuò)展速率。

峰時(shí)效合金的析出相尺寸顯著增大，主要為η'相，細(xì)小而彌散的η'析出相會(huì)阻礙位錯(cuò)的運(yùn)動(dòng)而使其具有較高的強(qiáng)度。析出相尺寸改變會(huì)使位錯(cuò)通過(guò)析出相時(shí)的機(jī)制產(chǎn)生變化。KOVáCS等[13]對(duì)切過(guò)和繞過(guò)2種機(jī)制進(jìn)行了分析，得到如下關(guān)系式：

隨著時(shí)效程度增加，過(guò)時(shí)效態(tài)合金的析出相變?yōu)檩^粗大的η'相和η相，不能被位錯(cuò)切過(guò)，其疲勞強(qiáng)度增加而裂紋擴(kuò)展速率下降。這主要是由于粗大的晶內(nèi)析出相可以使變形更加均勻[22?23]，同時(shí)，基體強(qiáng)度下降導(dǎo)致其與晶界PFZ之間的強(qiáng)度差變小，反而提高了晶界的變形抗力，從而導(dǎo)致在較低應(yīng)力水平下合金疲勞裂紋萌生困難。而且在低Δ的近門檻區(qū)，裂紋尖端的塑性區(qū)很小，位錯(cuò)滑移距離很短而過(guò)時(shí)效合金的析出相間距較大，這降低了位錯(cuò)與析出相之間相互作用的概率并有利于位錯(cuò)的可逆滑移及裂紋閉合，從而使低Δ時(shí)的裂紋擴(kuò)展速率降低。隨著Δ增加，裂紋尖端的塑性區(qū)增大，位錯(cuò)滑移距離也增加，位錯(cuò)繞過(guò)較大的析出相并形成位錯(cuò)環(huán)，阻礙了可逆滑移，導(dǎo)致Δ較高時(shí)裂紋擴(kuò)展速率較快。此外，蘇雷什等[16, 24]的研究表明，在大氣環(huán)境下進(jìn)行疲勞試驗(yàn)時(shí)，會(huì)發(fā)生顯著的氧化物誘發(fā)裂紋閉合現(xiàn)象，低應(yīng)力比、低Δ水平及高循環(huán)頻率等因素由于對(duì)斷裂面的凹凸不平處發(fā)生微動(dòng)磨損和摩擦有利，從而促進(jìn)了這個(gè)過(guò)程。時(shí)效處理引入的析出相變化對(duì)于鋁合金的斷裂面在疲勞過(guò)程中的氧化具有決定性影響，過(guò)時(shí)效態(tài)合金在疲勞過(guò)程中所形成的氧化層厚度要遠(yuǎn)大于欠時(shí)效態(tài)和峰時(shí)效態(tài)合金的氧化層厚度，在應(yīng)力卸載時(shí)會(huì)導(dǎo)致裂紋提前閉合，從而降低了疲勞裂紋擴(kuò)展速率。

4 結(jié)論

1) 欠時(shí)效態(tài)7020鋁合金晶內(nèi)分布著大量細(xì)小且可切過(guò)的GPI區(qū)，峰時(shí)效和過(guò)時(shí)效態(tài)合金晶內(nèi)的η'相和η相不可切過(guò)；晶界PFZ寬度和析出相尺寸隨著時(shí)效程度加深不斷增大。

2) 欠時(shí)效和過(guò)時(shí)效態(tài)合金的疲勞強(qiáng)度較高，峰時(shí)效合金的疲勞強(qiáng)度最低，欠時(shí)效、峰時(shí)效和過(guò)時(shí)效態(tài)3種合金在循環(huán)數(shù)為107次時(shí)的條件疲勞極限分別為131，114和127 MPa。

3) 欠時(shí)效態(tài)合金的疲勞裂紋擴(kuò)展速率最低，過(guò)時(shí)效態(tài)合金次之，峰時(shí)效態(tài)合金最高；欠時(shí)效合金中可切過(guò)的GP區(qū)增加了滑移的可逆性并促進(jìn)了裂紋的偏折，峰時(shí)效合金中不可切過(guò)的η'相阻礙了位錯(cuò)的可逆滑移；過(guò)時(shí)效合金析出相間距增加及相關(guān)的閉合機(jī)制使其疲勞性能得到改善。

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(編輯 伍錦花)

Effect of aging conditions on fatigue behavior of 7020 aluminum alloy

WANG Yong1, TANG Jianguo1, 2, DENG Yunlai1, 2, LIN Huaqiang3, SHAN Zhaojun2, ZHANG Yong2, LIU Shengdan2, YE Lingying2

(1. Light Alloy Research Institute, Central South University, Changsha 410083, China; 2. School of Materials Science and Engineering, Central South University, Changsha 410083, China; 3. China Railway Rolling Stock Corporation Qingdao Sifang Co., Ltd., Qingdao 266000, China)

The fatigue strength and fatigue crack growth behavior of 7020 aluminum alloy under different aging conditions were investigated. The microstructures and fractographies of the alloy were examined by transmission electron microscopy(TEM) and scanning electron microscopy(SEM). The results show that when cycle number is 107, the fatigue strength of 7020 aluminum alloy in under-aged, peak-aged and over-aged conditions are 131, 114 and 127 MPa, respectively. The fatigue crack growth rate of under-aged alloy is the least and that of peak aged alloy is the highest. With the increase of aging degree, the fatigue crack growth property of over aged alloy is improved. The shearable GP zones in under-aged alloy enhance the reversibility of dislocation slip and induce the deflection of fatigue crack. In contrast, the non-shearable η' is dominant in peak aged alloy. Together with the large strength differential between grain interior and precipitation free zone(PFZ) of grain boundary, the non-shearable η' makes the fatigue crack easy to initiate and propagate. The reduction of strength differential and related crack closure mechanisms improve fatigue behavior of over aged alloy.

7020 aluminum alloy; aging; fatigue strength; fatigue crack growth

10.11817/j.issn.1672-7207.2018.11.007

TG146.2

A

1672?7207(2018)11?2684?08

2017?11?06；

2018?01?06

國(guó)家重點(diǎn)研發(fā)計(jì)劃項(xiàng)目(2016YFB0300901)；國(guó)家自然科學(xué)基金資助項(xiàng)目(51474240)；中山市科技局重大專項(xiàng)(2016A1001) (Project(2016YFB0300901) supported by the National Key Research and Development Program of China; Project(51474240) supported by the National Natural Science Foundation of China; Project(2016A1001) supported by the Key Research and Development Program of Zhongshan City)

唐建國(guó)，博士，副教授，從事鋁合金材料加工制備研究；E-mail: jgtang@csu.edu.cn