不同溫度環(huán)境下Al–7Zn–2.5Mg–2.0Cu–0.1Zr– 0.2Sc合金的力學(xué)行為研究

李佳航，車欣，蔣學(xué)禹，尹淑英

不同溫度環(huán)境下Al–7Zn–2.5Mg–2.0Cu–0.1Zr– 0.2Sc合金的力學(xué)行為研究

李佳航，車欣，蔣學(xué)禹，尹淑英

（沈陽(yáng)工業(yè)大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，沈陽(yáng) 110870）

研究不同時(shí)效時(shí)間對(duì)Al–7Zn–2.5Mg–2.0Cu–0.1Zr–0.2Sc合金強(qiáng)度的影響，以及室溫和?40 ℃這2種溫度環(huán)境對(duì)該合金疲勞行為的影響。在不同時(shí)效時(shí)間下對(duì)Al–7Zn–2.5Mg–2.0Cu–0.1Zr–0.2Sc合金進(jìn)行熱處理，并采用透射電鏡觀察其顯微結(jié)構(gòu)以解釋不同時(shí)效時(shí)間下強(qiáng)度變化的原因。在不同外加總應(yīng)變幅的條件下，對(duì)T6態(tài)該合金進(jìn)行低周疲勞實(shí)驗(yàn)，對(duì)比研究Al–7Zn–2.5Mg–2.0Cu–0.1Zr–0.2Sc合金在不同溫度環(huán)境下的低周疲勞行為。隨著時(shí)效時(shí)間的延長(zhǎng)，不同溫度環(huán)境下Al–7Zn–2.5Mg–2.0Cu–0.1Zr–0.2Sc合金的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度都先升高后降低，?40 ℃環(huán)境下的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度均高于室溫環(huán)境下的。在低應(yīng)變幅時(shí)，合金的循環(huán)應(yīng)力響應(yīng)行為特征總體呈穩(wěn)定趨勢(shì)，在高應(yīng)變幅時(shí)，合金的循環(huán)應(yīng)力響應(yīng)行為先表現(xiàn)為循環(huán)穩(wěn)定特征，后表現(xiàn)為循環(huán)硬化特征。同一應(yīng)變幅下，?40 ℃環(huán)境下合金的循環(huán)應(yīng)力幅值高于室溫環(huán)境下的，而合金的低周疲勞壽命則隨著溫度的降低而下降。此外，在室溫和?40 ℃低周疲勞加載條件下，疲勞變形機(jī)制為平面滑移機(jī)制。當(dāng)應(yīng)變幅為0.4%和0.6%時(shí)，合金疲勞變形區(qū)位錯(cuò)組態(tài)為位錯(cuò)陣列，當(dāng)應(yīng)變幅為1.0%時(shí)，合金位錯(cuò)組態(tài)為位錯(cuò)網(wǎng)格。

鋁合金；溫度；強(qiáng)度；低周疲勞；微觀結(jié)構(gòu)

Al–Zn–Mg–Cu合金由于具有高強(qiáng)度、輕質(zhì)量、高硬度等十分優(yōu)良的綜合性能，被廣泛應(yīng)用于飛機(jī)、船舶的主要結(jié)構(gòu)件中[1-3]。在實(shí)際工作過(guò)程中，鋁合金構(gòu)件會(huì)受到交變載荷的作用產(chǎn)生疲勞損傷，這會(huì)大大縮短構(gòu)件的使用壽命，易發(fā)生疲勞斷裂事故，因此關(guān)于鋁合金疲勞行為的研究一直深受重視[4-6]。

研究學(xué)者對(duì)鋁合金的疲勞行為進(jìn)行了大量研究[7-9]。許羅鵬等[10]研究了2198–T8鋁合金在室溫下的高周疲勞性能，發(fā)現(xiàn)當(dāng)載荷應(yīng)力降低時(shí)，合金的疲勞壽命延長(zhǎng)，合金具有更好的疲勞性能，這與疲勞裂紋微觀結(jié)構(gòu)有著密切關(guān)系，位錯(cuò)的增殖、運(yùn)動(dòng)和塞積會(huì)促使裂紋的萌生，縮短疲勞壽命，反之會(huì)延長(zhǎng)疲勞壽命。王冠一等[11]對(duì)比研究了不同軋制方向的Al–5.4Zn–2.6Mg–1.4Cu合金在室溫下的低周疲勞性能，結(jié)果表明，當(dāng)外加總應(yīng)變幅為0.4%～0.8%時(shí)，軸向平行軋制方向合金和軸向垂直軋制方向合金的循環(huán)應(yīng)力響應(yīng)行為均表現(xiàn)為循環(huán)穩(wěn)定的特征，且軸向平行軋制方向合金的循環(huán)應(yīng)力幅值均低于軸向垂直軋制方向合金的，不同軋制方向合金的疲勞斷裂方式均為穿晶斷裂。Liu等[12]研究了Al–12Si–Cu–Ni–Mg合金在高溫下的低周疲勞行為以及合金的循環(huán)軟化響應(yīng)行為，發(fā)現(xiàn)在同一溫度下，隨著應(yīng)變幅的增大，合金的疲勞壽命會(huì)縮短，在加載同一應(yīng)變幅的條件下，疲勞壽命隨著溫度的升高而延長(zhǎng)，顯微組織也得到改善。Guo等[13]在高溫環(huán)境下進(jìn)行了Al–9Si–Cu–Mg合金低周疲勞實(shí)驗(yàn)研究，發(fā)現(xiàn)合金在200 ℃下的循環(huán)應(yīng)力響應(yīng)行為表現(xiàn)穩(wěn)定，疲勞裂紋發(fā)生在孔洞和缺陷處，但隨著溫度的升高，在350 ℃下，合金的循環(huán)應(yīng)力響應(yīng)行為表現(xiàn)為軟化特征，合金中的孔洞和缺陷不再是裂紋源，而材料中硅顆粒破裂形成的空腔成為了裂紋起始位置。

服役環(huán)境是影響疲勞行為的重要因素之一[14]，目前針對(duì)鋁合金低周疲勞行為的相關(guān)研究多在室溫及高溫環(huán)境下進(jìn)行，對(duì)鋁合金低溫環(huán)境下低周疲勞性能的研究較少。但鋁合金構(gòu)件的工作環(huán)境也包含高空、極北地區(qū)以及寒冬季節(jié)等低溫環(huán)境[15-18]，說(shuō)明了解鋁合金低溫低周疲勞行為也是非常重要的。文中對(duì)T6態(tài)Al–7Zn–2.5Mg–2.0Cu–0.1Zr–0.2Sc合金進(jìn)行應(yīng)變控制的低周疲勞實(shí)驗(yàn)，對(duì)比分析室溫環(huán)境與?40 ℃環(huán)境下鋁合金疲勞變形區(qū)微觀結(jié)構(gòu)的變化規(guī)律，以期對(duì)在低溫環(huán)境下此類合金的實(shí)際工程應(yīng)用提供更多可靠的數(shù)據(jù)參考。

1 實(shí)驗(yàn)

實(shí)驗(yàn)材料為熱擠壓變形的Al–7Zn–2.5Mg– 2.0Cu–0.1Zr–0.2Sc合金，借助JHF–27端淬實(shí)驗(yàn)專用加熱爐對(duì)合金進(jìn)行固溶+時(shí)效處理，固溶處理工藝選擇470 ℃×2 h，水淬；時(shí)效處理溫度為120 ℃，時(shí)長(zhǎng)為10～34 h，空冷。

圖1為Al–7Zn–2.5Mg–2.0Cu–0.1Zr–0.2Sc合金拉伸試樣的形狀與尺寸，拉伸實(shí)驗(yàn)借助WDW–200E型微機(jī)控制電子萬(wàn)能實(shí)驗(yàn)機(jī)在不同溫度環(huán)境（室溫、?40 ℃）下進(jìn)行，應(yīng)變速率為1.67×10?3s?1，標(biāo)距為20 mm，在每個(gè)溫度環(huán)境下都準(zhǔn)備3個(gè)平行試樣。

圖1 拉伸試樣形狀與尺寸（mm）

圖2為Al–7Zn–2.5Mg–2.0Cu–0.1Zr–0.2Sc合金疲勞試樣的形狀與尺寸。利用MTSLandmark 370.10疲勞實(shí)驗(yàn)機(jī)對(duì)Al–7Zn–2.5Mg–2.0Cu–0.1Zr–0.2Sc合金進(jìn)行不同溫度環(huán)境（室溫、?40 ℃）的低周疲勞實(shí)驗(yàn)。名義總應(yīng)變幅為0.4%、0.5%、0.6%、0.8%、1.0%，采用正弦波加載，應(yīng)變比值為?1，循環(huán)頻率為1.0 Hz，?40 ℃環(huán)境借助651.06E–03環(huán)境箱和YDZ–50液氮罐實(shí)現(xiàn)，疲勞實(shí)驗(yàn)在循環(huán)應(yīng)力幅值降為峰值的80%時(shí)停止，將此時(shí)的循環(huán)周次定義為疲勞壽命。在每個(gè)應(yīng)變幅下準(zhǔn)備2個(gè)平行試樣。

圖2 疲勞試樣形狀與尺寸（mm）

2 結(jié)果與分析

2.1 拉伸性能

表1為不同時(shí)效時(shí)間下Al–7Zn–2.5Mg–2.0Cu– 0.1Zr–0.2Sc合金通過(guò)軸向拉伸實(shí)驗(yàn)得到的數(shù)據(jù)，圖3為其力學(xué)性能對(duì)比曲線。結(jié)果表明，隨著時(shí)效時(shí)間的增加，不同溫度環(huán)境下合金的強(qiáng)度曲線都表現(xiàn)為先上升后下降的趨勢(shì)。當(dāng)時(shí)效時(shí)間相同時(shí)，?40 ℃環(huán)境下合金的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度更大。同時(shí)，從圖3可以明顯看出，在時(shí)效時(shí)間為22 h時(shí)，不同溫度環(huán)境下合金的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度均達(dá)到最高點(diǎn)，合金的斷裂伸長(zhǎng)率及斷面收縮率整體呈下降趨勢(shì)。

表1 不同時(shí)效時(shí)間下Al–7Zn–2.5Mg–2.0Cu–0.1Zr–0.2Sc合金的拉伸數(shù)據(jù)

Tab.1 Tensile data of Al-7Zn-2.5Mg-2.0Cu-0.1Zr-0.2Sc alloy with different aging time

圖3 不同時(shí)效時(shí)間Al–7Zn–2.5Mg–2.0Cu–0.1Zr–0.2Sc合金的力學(xué)性能曲線

2.2 顯微組織觀察

圖4為T6態(tài)Al–7Zn–2.5Mg–2.0Cu–0.1Zr–0.2Sc合金在不同時(shí)效時(shí)間下的透射圖片和相應(yīng)的電子衍射花樣（借助JEM–2100型透射電子顯微鏡完成）。電子衍射花樣標(biāo)定方法借鑒Hou等[19]的相關(guān)研究。從透射圖片中可以看出，不同時(shí)效時(shí)間處理的合金晶內(nèi)都彌散分布著大量析出相，時(shí)效早期主要有2種析出相：納米級(jí)圓形的析出相和納米級(jí)桿狀的析出相。隨著時(shí)效時(shí)間的增加，2種析出相的尺寸逐漸粗大，而析出物的密度逐漸降低。從對(duì)應(yīng)的衍射花樣可以看出，當(dāng)時(shí)效時(shí)間為10 h時(shí)，<100>Al取向的電子衍射花樣除基體Al的衍射斑點(diǎn)外，只在1/4{430}Al處存在GP區(qū)衍射斑點(diǎn)，說(shuō)明此時(shí)晶內(nèi)析出相只有GP區(qū)，隨著時(shí)效時(shí)間的延長(zhǎng)，在2/3{220}Al位置處可以觀察到微弱的η'相衍射斑點(diǎn)，說(shuō)明合金內(nèi)GP區(qū)已經(jīng)部分轉(zhuǎn)化為η'相，GP區(qū)衍射斑點(diǎn)逐漸消失，η'相衍射斑點(diǎn)開(kāi)始顯現(xiàn)。直到34 h時(shí)，可以在1/3{220}Al和2/3{220}Al位置清楚地觀察到衍射斑點(diǎn)，說(shuō)明此時(shí)晶內(nèi)析出相主要是η'相。

Al–7Zn–2.5Mg–2.0Cu–0.1Zr–0.2Sc合金的抗拉強(qiáng)度隨時(shí)效時(shí)間的變化而發(fā)生變化，這可以從時(shí)效處理后晶內(nèi)析出相類型、尺寸及密度等方面來(lái)解釋。研究學(xué)者普遍認(rèn)為Al–Zn–Mg–Cu系合金的時(shí)效析出序列為：過(guò)飽和固溶體→GP區(qū)→亞穩(wěn)相η'→平衡相η，不同時(shí)效時(shí)間的沉淀析出相不同，析出相的密度、尺寸等也不同，這些都會(huì)影響合金的力學(xué)性能[20-21]。當(dāng)時(shí)效時(shí)間為10 h時(shí)，如圖4a所示，合金的晶內(nèi)析出相細(xì)小彌散，其析出相尺寸約為2 nm，此時(shí)Mg、Cu原子比例相似，構(gòu)成了鋁基體中的早期析出相GP區(qū)，GP區(qū)在<110>Al取向呈近圓形，其晶體結(jié)構(gòu)為面心立方晶體結(jié)構(gòu)，與鋁基體共格，在拉伸實(shí)驗(yàn)過(guò)程中，不會(huì)對(duì)位錯(cuò)的運(yùn)動(dòng)造成阻礙，可以很容易地被位錯(cuò)切割，所以時(shí)效10 h時(shí)，Al–7Zn–2.5Mg–2.0Cu– 0.1Zr–0.2Sc合金的強(qiáng)度較低。當(dāng)時(shí)效時(shí)間為22 h時(shí)，析出相尺寸逐漸增大，約為3 nm，此時(shí)晶內(nèi)析出相主要由可變形粒子GP區(qū)和η'相組成，相較于早期時(shí)效，析出相密度有所降低，但尺寸明顯增大，由于強(qiáng)度與析出相的體積分?jǐn)?shù)和半徑尺寸成正比[22]，可知此時(shí)Al–7Zn–2.5Mg–2.0Cu–0.1Zr–0.2Sc合金的強(qiáng)度也有所提高，同時(shí)由于部分GP區(qū)長(zhǎng)大轉(zhuǎn)變形成了亞穩(wěn)相η'相，晶體結(jié)構(gòu)也發(fā)生了變化，由原與基體共格的面心立方晶體結(jié)構(gòu)轉(zhuǎn)變?yōu)榱浇Y(jié)構(gòu)，與基體形成半共格結(jié)構(gòu)，對(duì)位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)有一定的阻礙作用，所以時(shí)效22 h的合金強(qiáng)度升高。當(dāng)時(shí)效時(shí)間為34 h時(shí)，析出相η'沿著直徑與厚度方向交替生長(zhǎng)，如圖4e所示，析出相尺寸明顯增大，尺寸可達(dá)10 nm，當(dāng)粗大的η'相最終長(zhǎng)成穩(wěn)定的η相后，由于η相不利于鋁合金性能，此時(shí)會(huì)導(dǎo)致Al–7Zn–2.5Mg–2.0Cu– 0.1Zr–0.2Sc合金的強(qiáng)度明顯下降。此外，在不同的時(shí)效時(shí)間下都可以清晰地觀察到另一種第二相粒子Al3(Zr, Sc)，但不同的時(shí)效時(shí)間對(duì)它的影響較小。

圖4 Al–7Zn–2.5Mg–2.0Cu–0.1Zr–0.2Sc合金在不同時(shí)效時(shí)間晶內(nèi)析出相的TEM圖像及其電子衍射花樣

2.3 循環(huán)應(yīng)力響應(yīng)行為

圖5為T6態(tài)Al–7Zn–2.5Mg–2.0Cu–0.1Zr–0.2Sc合金在不同溫度環(huán)境（室溫、?40 ℃）下的循環(huán)應(yīng)力響應(yīng)圖?？梢钥闯觯谙嗤瑧?yīng)變幅時(shí)，合金在?40 ℃下的循環(huán)應(yīng)力幅值高于室溫下的，說(shuō)明低溫會(huì)提高合金的循環(huán)變形抗力，與上文低溫會(huì)提高合金強(qiáng)度的結(jié)論相一致。在較低應(yīng)變幅下，合金的循環(huán)應(yīng)力響應(yīng)行為總體呈穩(wěn)定趨勢(shì)，在較高應(yīng)變幅時(shí)，合金的循環(huán)應(yīng)力響應(yīng)曲線先表現(xiàn)為循環(huán)穩(wěn)定特征，后表現(xiàn)為循環(huán)硬化特征。為進(jìn)一步研究合金在不同溫度下的循環(huán)硬化能力，計(jì)算了合金的循環(huán)硬化率，如式（1）所示。

式中：max為最大循環(huán)應(yīng)力幅值；first是第1周的循環(huán)應(yīng)力幅值。

圖6為T6態(tài)Al–7Zn–2.5Mg–2.0Cu–0.1Zr–0.2Sc合金在2種溫度環(huán)境下的循環(huán)硬化率。可見(jiàn)，不同溫度環(huán)境下的循環(huán)硬化率都隨著應(yīng)變幅的增加而增加。

2.4 低周疲勞壽命行為

圖7為不同溫度環(huán)境（室溫、?40 ℃）下T6態(tài)Al–7Zn–2.5Mg–2.0Cu–0.1Zr–0.2Sc合金的低周疲勞壽命曲線。可以看出，即使在應(yīng)變幅為0.4%時(shí)，室溫環(huán)境下合金疲勞壽命也高于?40 ℃環(huán)境下合金的約20%，說(shuō)明室溫環(huán)境下合金的疲勞壽命明顯高于?40 ℃環(huán)境下合金的疲勞壽命，低溫環(huán)境會(huì)縮短合金的疲勞壽命，使合金抵抗疲勞失效的能力變差，對(duì)疲勞性能易產(chǎn)生損傷。

圖8為T6態(tài)Al–7Zn–2.5Mg–2.0Cu–0.1Zr–0.2Sc合金在不同溫度環(huán)境（室溫、?40 ℃）下的應(yīng)變幅–載荷反向周次（2f）曲線。可以看出，不同溫度環(huán)境下，合金的彈性與塑性應(yīng)變幅均與載荷反向周次呈線性相關(guān)。在低周疲勞變形過(guò)程中，合金的彈性應(yīng)變幅（e/2）與疲勞壽命符合Coffin–Manson公式，塑性應(yīng)變幅（p/2）與疲勞壽命符合Basquin公式，具體關(guān)系如式（2）—（3）所示。

圖5 不同溫度環(huán)境Al–7Zn–2.5Mg–2.0Cu–0.1Zr–0.2Sc合金的循環(huán)應(yīng)力響應(yīng)對(duì)比曲線

圖7 不同溫度環(huán)境下Al–7Zn–2.5Mg–2.0Cu–0.1Zr–0.2Sc合金的低周疲勞壽命曲線

式中：f為疲勞延性系數(shù)；為疲勞延性指數(shù)；f為疲勞強(qiáng)度系數(shù)；為彈性模量；為疲勞強(qiáng)度指數(shù)。

2.5 循環(huán)應(yīng)力?應(yīng)變行為

圖9為T6態(tài)Al–7Zn–2.5Mg–2.0Cu–0.1Zr–0.2Sc合金在不同溫度環(huán)境下的循環(huán)應(yīng)力–應(yīng)變曲線。

循環(huán)應(yīng)力–應(yīng)變行為反映的是材料在循環(huán)變形過(guò)程中塑性應(yīng)變與循環(huán)應(yīng)力的關(guān)系，而塑性應(yīng)變與循環(huán)應(yīng)力的關(guān)系通常用式（4）來(lái)表示。

式中：?σ/2為最大應(yīng)力幅；K'為循環(huán)強(qiáng)度系數(shù)；n'為循環(huán)應(yīng)變硬化指數(shù)。

圖9 不同溫度環(huán)境下Al–7Zn–2.5Mg–2.0Cu–0.1Zr–0.2Sc合金循環(huán)應(yīng)力–應(yīng)變曲線

不同溫度環(huán)境（室溫、?40 ℃）下相關(guān)的應(yīng)變疲勞參數(shù)可以利用線性回歸方法計(jì)算，如表2所示?？梢钥闯?，室溫環(huán)境下合金的疲勞延性系數(shù)f與疲勞強(qiáng)度系數(shù)f均大于?40 ℃環(huán)境下合金的，而室溫環(huán)境下合金的疲勞延性指數(shù)和疲勞強(qiáng)度指數(shù)小于?40 ℃環(huán)境下合金的，但差異較小。?40 ℃環(huán)境下合金的循環(huán)強(qiáng)度系數(shù)小于室溫環(huán)境下的，這與上文低溫會(huì)提高合金的循環(huán)變形抗力、提高合金強(qiáng)度的結(jié)論相符，而?40 ℃環(huán)境下合金的循環(huán)應(yīng)變硬化指數(shù)也小于室溫環(huán)境下合金的。

2.6 疲勞變形區(qū)的微觀結(jié)構(gòu)

圖10為T6態(tài)Al–7Zn–2.5Mg–2.0Cu–0.1Zr–0.2Sc合金在不同溫度環(huán)境以及不同應(yīng)變幅下疲勞斷口變形區(qū)的位錯(cuò)組態(tài)。

圖10 不同溫度環(huán)境Al–7Zn–2.5Mg–2.0Cu–0.1Zr–0.2Sc合金的位錯(cuò)組態(tài)

表2 不同溫度環(huán)境下Al–7Zn–2.5Mg–2.0Cu–0.1Zr–0.2Sc合金的疲勞參數(shù)

Tab.2 Fatigue parameters of Al-7Zn-2.5Mg-2.0Cu-0.1Zr-0.2Sc alloy at different temperature

由圖10a和10b可以看出，不同溫度環(huán)境下疲勞斷口變形區(qū)的位錯(cuò)組態(tài)均為位錯(cuò)陣列，說(shuō)明在疲勞變形過(guò)程中位錯(cuò)具有更大的滑移空間，更易發(fā)生滑移，合金低周疲勞變形機(jī)制為平面滑移機(jī)制，在室溫環(huán)境下，在晶界附近分布著許多短而小的位錯(cuò)，隨著溫度的降低，位錯(cuò)數(shù)量明顯增加，位錯(cuò)陣列寬度相對(duì)增大，這導(dǎo)致位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)會(huì)遇到更大的阻礙。由圖10c和10d可以看出，相較于低應(yīng)變幅（0.4%），應(yīng)變幅為0.6%時(shí)的位錯(cuò)尺寸和數(shù)量都有所增加，且室溫環(huán)境和?40 ℃環(huán)境下合金的位錯(cuò)組態(tài)有所不同，在室溫下位錯(cuò)陣列形成了較長(zhǎng)的位錯(cuò)墻，同時(shí)少量位錯(cuò)發(fā)生了位錯(cuò)纏結(jié)，在?40 ℃溫度條件下，位錯(cuò)陣列的寬度有所增加，在不同位置增殖產(chǎn)生了新的位錯(cuò)，且不同方向的位錯(cuò)陣列在運(yùn)動(dòng)中相遇，有少部區(qū)域形成位錯(cuò)網(wǎng)格，但相較于位錯(cuò)陣列，位錯(cuò)網(wǎng)格只占了極少的一部分，在合金的疲勞變形過(guò)程中不起決定性作用，所以在0.6%應(yīng)變幅的加載條件下，合金仍表現(xiàn)為循環(huán)穩(wěn)定特征，該合金的疲勞變形機(jī)制還是平面滑移機(jī)制。由圖10e和10f可以明顯看出，位錯(cuò)組態(tài)發(fā)生了顯著變化，在疲勞變形過(guò)程中，不同方向的位錯(cuò)陣列通過(guò)平面滑移機(jī)制運(yùn)動(dòng)，相遇后形成了位錯(cuò)網(wǎng)格，位錯(cuò)網(wǎng)格對(duì)位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)產(chǎn)生了極大的阻礙作用，從而使合金的變形抗力增加，即硬度增加，這就是合金在循環(huán)后期表現(xiàn)出硬化特征這一現(xiàn)象的原因。在室溫條件下，位錯(cuò)網(wǎng)格密度較低，是一片尺寸較小的不規(guī)則網(wǎng)格，隨著溫度降低到?40 ℃，可以觀察到位錯(cuò)只存在于晶界一側(cè)，說(shuō)明位錯(cuò)難以越過(guò)晶界，這會(huì)使合金疲勞變形抗力增加，且晶界處位錯(cuò)網(wǎng)格的數(shù)量密度明顯增加，形成了大面積牢固的網(wǎng)格，嚴(yán)重阻礙了位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)，導(dǎo)致合金表現(xiàn)出循環(huán)硬化特征。

3 結(jié)論

1）隨著時(shí)效時(shí)間的增加，不同溫度環(huán)境下Al–7Zn–2.5Mg–2.0Cu–0.1Zr–0.2Sc合金的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度都呈現(xiàn)出先上升后下降的趨勢(shì)，當(dāng)時(shí)效時(shí)間為22 h時(shí)，兩者達(dá)到最高點(diǎn)。在?40 ℃環(huán)境下，該合金的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度高于室溫環(huán)境下的。

2）在2種溫度環(huán)境下，當(dāng)應(yīng)變幅為0.4%～0.6%時(shí)，Al–7Zn–2.5Mg–2.0Cu–0.1Zr–0.2Sc合金的循環(huán)應(yīng)力響應(yīng)曲線均表現(xiàn)為循環(huán)穩(wěn)定特征，當(dāng)應(yīng)變幅為0.8%和1.0%時(shí)，合金的循環(huán)應(yīng)力響應(yīng)曲線先表現(xiàn)循環(huán)穩(wěn)定特征，后表現(xiàn)為循環(huán)硬化特征。?40 ℃環(huán)境下合金的循環(huán)應(yīng)力幅值高于室溫環(huán)境下的，但?40 ℃環(huán)境下合金的疲勞壽命低于室溫環(huán)境下的。

3）在室溫和?40 ℃的低周疲勞加載條件下，Al–7Zn–2.5Mg–2.0Cu–0.1Zr–0.2Sc合金低周疲勞變形機(jī)制為平面滑移機(jī)制。當(dāng)應(yīng)變幅為0.4%和0.6%時(shí)，合金疲勞變形區(qū)的位錯(cuò)組態(tài)為位錯(cuò)陣列，當(dāng)應(yīng)變幅為1.0%時(shí)，合金疲勞變形區(qū)的位錯(cuò)組態(tài)為位錯(cuò)網(wǎng)格。

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Mechanical Behavior of Al-7Zn-2.5Mg-2.0Cu-0.1Zr-0.2Sc Alloy at Different Temperature

LI Jia-hang, CHE Xin, JIANG Xue-yu, YIN Shu-ying

(School of Materials Science and Engineering, Shenyang University of Technology, Shenyang 110870, China)

The work aims to study the effects of different aging time on the strength of Al-7Zn-2.5Mg-2.0Cu-0.1Zr-0.2Sc alloy, as well as the effects of room temperature and ?40 ℃ on the fatigue behavior of the alloy. The Al-7Zn-2.5Mg- 2.0Cu-0.1Zr-0.2Sc alloy was subject to heat treatment with different aging time, and transmission electron microscope was adopted to observe its microstructure to explain the reason for the strength change of different aging time. For the T6 alloy under different applied total strain amplitudes, low-cycle fatigue experiments were carried out, and the comparative study on low-cycle fatigue behavior of Al-7Zn-2.5Mg-2.0Cu-0.1Zr-0.2Sc alloy in different temperature environments was conducted. The experimental results showed that at different temperature, the yield strength and tensile strength of alloy first increased and then decreased with the increase of aging time. The yield strength and tensile strength at ?40 ℃ were both higher than those at room temperature. At low strain amplitude, the alloy exhibited stable cyclic stress response behavior. But it showed cyclic stability first and then cyclic hardening at high strain amplitude. At the same strain amplitude, the cyclic stress amplitude of the alloy at ?40 ℃ was higher than that at room temperature, while the low cycle fatigue life of the alloy decreased with the decrease of temperature. In addition, the fatigue deformation mechanism was plane slip mechanism at room temperature and ?40 ℃ low cycle fatigue loading. When the strain amplitude was 0.4% and 0.6%, the dislocation configuration in the fatigue deformation zone of the alloy was dislocation array, and when the strain amplitude was 1.0%, the dislocation configuration of the alloy was dislocation grid.

aluminium alloy; temperature; strength; low-cycle fatigue; microstructure

10.3969/j.issn.1674-6457.2022.08.020

TG146.2+1

A

1674-6457(2022)08-0140-08

2021–10–13

遼寧省教育廳科學(xué)技術(shù)研究服務(wù)地方項(xiàng)目（201724141）

李佳航（1996—），女，碩士生，主要研究方向?yàn)锳l–7Zn–2.5Mg–2.0Cu–0.1Zr–0.2Sc合金的力學(xué)性能。

車欣（1981—），男，博士，副教授，主要研究方向?yàn)榻饘俨牧霞皯?yīng)用。

責(zé)任編輯：蔣紅晨