原子團簇尺寸對Al-Cu-Mg合金疲勞過程中滑移帶形成及裂紋擴展行為的影響

劉夢， 秦夢黎， 柏松， 劉志義

（1. 萍鄉(xiāng)學院材料與化學工程學院，江西 萍鄉(xiāng)337055； 2. 中南大學材料科學與工程學院， 長沙 410083）

Al-Cu-Mg 系鋁合金具有密度低、強度高、加工性能好及焊接性能良好等綜合性能，長期以來被廣泛用于航空航天和軍事工業(yè)領域，主要用以制造導彈、大型運輸機以及戰(zhàn)斗機等的內(nèi)部結構件以及蒙皮材料[1-3]。隨著航空航天領域的不斷發(fā)展，在保證鋁合金材料高強高韌的前提下，對其抗疲勞損傷性能提出了更高的要求。因此，通過優(yōu)化合金成分設計、加工工藝以及熱處理工藝等方法提高鋁合金的抗疲勞損傷性能，是目前鋁合金發(fā)展的重要方向[4-8]。

作為一種可熱處理強化合金，Al-Cu-Mg 系鋁合金的時效析出相對其抗疲勞損傷性能有重大影響。大量研究表明欠時效態(tài)Al-Cu-Mg 合金的主要析出物是原子團簇[9-14]，RINGER 等[11]研究了位于α + S 相區(qū)的 Al-Cu-Mg 合金在人工時效過程中的團簇硬化效應，并提出時效初期合金硬度增加可能與小尺寸溶質原子團簇的形成有關。STARINK 等[13-14]研究表明，模量強化是原子團簇硬化效應的重要途徑之一。但是溶質原子團簇大小和體積分數(shù)對疲勞性能的影響在RINGER[11]和STARINK 等[13-14]的研究中尚未得到證實。BRAY 等[15]在對Al-Cu-Mg 系鋁合金的研究中發(fā)現(xiàn)，短時人工時效處理可以獲得比T351 狀態(tài)更優(yōu)異的抗疲勞損傷性能，這種優(yōu)異的抗疲勞損傷性能主要與經(jīng)過人工欠時效處理后合金中較大尺寸的共格原子團簇有關。原子團簇的存在可以增加裂紋擴展的阻力，使其路徑更為曲折，消耗更多的能量，并且由于原子團簇能夠被位錯反復切割，裂紋尖端位錯可逆運動以及裂紋閉合效應等原因，使其具有更低的疲勞裂紋擴展速率[16-19]。但不同尺寸溶質原子團簇對疲勞裂紋擴展行為的影響并不清楚。因此，本文研究了4 種不同狀態(tài)Al-Cu-Mg 合金的微觀組織與疲勞長短裂紋的擴展行為，這對揭示Al-Cu-Mg 合金中原子團簇尺寸和數(shù)量密度對疲勞過程中的滑移帶形成以及裂紋擴展行為的影響，以及降低合金的疲勞裂紋擴展速率具有重要意義。

1 實驗部分

實驗所用2 mm厚2524合金板材化學成分見表1。將合金試樣在495 ℃固溶1 h 后水淬，經(jīng)3%預拉伸后自然時效至T351 態(tài)；相應人工欠時效態(tài)是固溶后在170 ℃下時效不同時間（0.5 h、 1 h、 8 h）。將T351、170 ℃/0.5 h、170 ℃/1 h 和170 ℃/8 h 態(tài)合金板材制備成C（T）緊湊拉伸疲勞試樣，C（T）疲勞試樣沿板材L-T向取樣（B×L×W=2 mm×47.5 mm×45.6 mm）。各狀態(tài)疲勞試樣表面拋光后，進行疲勞裂紋擴展（FCP）速率試驗（f=10 Hz,R=0.1）。采用Quanta-200掃描電鏡觀察疲勞試樣在近門檻區(qū)（ΔK=15 MPa·m0.5）和疲勞裂紋穩(wěn)態(tài)擴展區(qū)（ΔK=25 MPa·m0.5）的滑移帶形成和裂紋擴展路徑形貌。針對T351、170 ℃/0.5 h、170 ℃/1 h 和170 ℃/8 h 態(tài)試樣，采用透射電鏡（TEM）和三維原子探針（3DAP），對比分析原子團簇、S′相與FCP 行為的內(nèi)在聯(lián)系。TEM 實驗在Tecnai G220 透射電鏡上進行。3DAP 試樣在LEAP 3000HR 分析機上進行實驗，數(shù)據(jù)經(jīng)IVAS 軟件進行可視化處理、定量計算并輸出最終結果。

表1 2524鋁合金主要化學成分Table 1 Main chemical composition of the 2524 alloy單位：%（質量分數(shù)）

2 結果與討論

2.1 合金的顯微組織

圖1所示為2524合金T351、170 ℃/0.5 h、170 ℃/1 h 和170 ℃/8 h 態(tài)試樣的明場像及衍射花樣。從圖1（a）中可以觀察到T351 態(tài)合金的微觀組織主要是由位錯環(huán)和螺旋位錯線組成的，并有少量的含Mn相，相應的選區(qū)電子衍射斑點中也沒有出現(xiàn)明顯的衍射斑點和散射芒線，說明T351 態(tài)合金中并不具有明顯結構的析出相。在圖1（b）的明場像中只能觀察到粗大的含Mn相，但是從其對應的選區(qū)衍射花樣中可以看到，在基體斑1/2{220}α位置附近沿＜001＞α方向有衍射芒線出現(xiàn)，說明合金在170 ℃時效0.5 h后，基體中開始出現(xiàn)GPB 區(qū)。圖1（c）與圖1（b）顯示的明場像及衍射花樣都沒有很大差別，仍然只能觀察到代表GPB區(qū)的衍射芒線。圖1（d）中的明場像中可以觀察到在富錳相周圍出現(xiàn)了極少的針狀析出相，相應的衍射花樣中代表GPB 區(qū)的衍射芒線更為明顯，說明合金在170 ℃時效8 h 后，基體中存在大量的GPB區(qū)，且開始析出S′相。

圖1 不同時效態(tài)2524合金微觀組織結構的TEM明場像及對應的選區(qū)電子衍射花樣，入射電子束接近<100>α晶帶軸：（a） T351；（b） 170 ℃/0.5 h；（c） 170 ℃/1 h；（d） 170 ℃/8 hFig.1 TEM bright field（ BF） images and corresponding selected area electron diffraction（ SAED）patterns of the 2524 alloy in various aging conditions， the electron beam close to <100>α：（a） T351；（b） 170 ℃/0.5 h；（c） 170 ℃/1 h；（d） 170 ℃/8 h

圖2 所示為T351、170 ℃/0.5 h、170 ℃/1 h 和170 ℃/8 h 態(tài)試樣中原子團簇的3DAP 分布圖，藍色和黃色小點分別代表Mg原子和Cu原子，4張圖片中均能觀察到原子團簇的存在。各狀態(tài)合金微觀組織中分析區(qū)內(nèi)不同尺寸原子團簇的數(shù)量密度統(tǒng)計結果如圖3所示，由于Cu-Mg原子團簇一般被認為是GPB區(qū)的先驅體[10]，故而本文并未將Cu-Mg 原子團簇和GPB 區(qū)特意區(qū)分開來。本文中，含有大于100 個原子的GPB 區(qū)被認為是大尺寸的Cu-Mg 原子團簇。由圖3（a）可見，T351 態(tài)試樣中的小尺寸原子團簇較多，隨著時效時間延長，大尺寸原子團簇增多。其中，170 ℃/1 h 和170 ℃/8 h 態(tài)試樣中的50～200 個原子的團簇最多，T351態(tài)試樣中的小于100個原子的團簇最多。各狀態(tài)試樣中原子團簇的原子百分比的分布規(guī)律與其數(shù)量密度分布相似，如圖3（b）所示。

圖2 不同時效態(tài)2524合金試樣微觀組織中典型粒子的3DAP分布：（a） T351；（b） 170 ℃/0.5 h；（c） 170 ℃/1 h；（d） 170 ℃/8 hFig.2 3DAP analysis of selected particles in the 2524 alloy microstructure at various aging conditions ：（a） T351；（b） 170 ℃/0.5 h；（c） 170 ℃/1 h；（d） 170 ℃/8 h

圖3 不同時效態(tài)2524合金中不同尺寸原子團簇的數(shù)量密度（a）及其所占百分比（b）的分布示意Fig.3 Number density （a） and the percentage plots （b） of atomic clusters in the 2524 alloy at various aging conditions

2.2 FCP速率試驗

圖4所示為不同狀態(tài)合金L-T 向的疲勞裂紋擴展（FCP）速率曲線。在ΔK=15 MPa·m0.5下的近門檻區(qū)，170 ℃/8 h 態(tài)合金的FCP 速率較高，T351 態(tài)的FCP 處于中間值，而170 ℃/0.5 h 和170 ℃/1 h 態(tài)的FCP 速率較低。在穩(wěn)態(tài)擴展區(qū)（15 MPa·m0.5＜ΔK＜25 MPa·m0.5）和瞬斷區(qū)（ΔK＞25 MPa·m0.5），T351態(tài)的FCP 速率高于人工時效態(tài)，而170 ℃/1 h 態(tài)的FCP 速率要低于其他兩種人工時效態(tài)合金。綜合來看，170 ℃/1 h態(tài)合金體現(xiàn)出較好的FCP抗力。

圖4 不同時效態(tài)2524合金的疲勞裂紋擴展速率曲線Fig.4 Fatigue crack propagation rates of the 2524 alloy in various aging conditions

早期VASUDEVAN 等[20]研究提出，在疲勞擴展Paris 區(qū)階段，疲勞裂紋擴展速率與應力強度因子有關，且提出了以下的表達式：da/dN≈β（ΔK）2/σE。其中E為平面應變中的彈性模量，σ為循環(huán)屈服強度，β是與屈服強度及循環(huán)應變硬化指數(shù)有關的函數(shù)，從這個表達式中可以看出，應力強度因子ΔK值一定時，合金的疲勞裂紋擴展速率與循環(huán)屈服強度成反比。但是，這里提到的循環(huán)屈服強度并不能簡單的用合金的屈服強度來代替，這是因為疲勞過程中裂紋尖端的塑性變形區(qū)內(nèi)強烈的循環(huán)塑性變形導致微觀組織結構發(fā)生演變。BAI 等[21]比較了疲勞裂紋尖端區(qū)域和原始組織的硬度變化，發(fā)現(xiàn)疲勞過程中產(chǎn)生的高密度位錯以及位錯與原子團簇之間的交互作用引起疲勞裂紋尖端塑性變形區(qū)內(nèi)的循環(huán)硬化現(xiàn)象，并且存在Cu-Mg 原子團簇溶解導致的循環(huán)軟化效應。原子團簇的尺寸在被位錯切割時會逐漸減小，當其尺寸小于其形核的臨界值時會完全回溶到基體中[20]，較大尺寸的原子團簇更難完全回溶。因此合金內(nèi)含有更大尺寸的原子團簇的時效狀態(tài)具有更高的循環(huán)硬化效應和較低的疲勞裂紋擴展速率。另外，在Al-Cu-Mg 合金中，Cu-Mg 原子團簇會在經(jīng)歷循環(huán)塑性變形時被位錯反復切割從而逐漸發(fā)生回溶，一般認為這種原子團簇的回溶過程是一個擴散控制的過程[22]。溶質原子擴散的激活能包括溶質原子運動的激活能以及額外的空位能[23]，在同樣的空位環(huán)境下，很明顯大尺寸原子團簇回溶所需的擴散激活能高于小尺寸原子團簇，所以，大尺寸原子團簇更加難以發(fā)生回溶。因此，含有更大尺寸的Cu-Mg 原子團簇的試樣具有更高的抗疲勞裂紋擴展性能。由圖3 可知，170 ℃/1 h 態(tài)和170 ℃/8 h 態(tài)合金中較大尺寸原子團簇（含大于50 個原子）的數(shù)量密度高于170 ℃/0.5 h態(tài)，所以，在疲勞裂紋擴展Paris 區(qū)，170 ℃/1 h 態(tài)和170 ℃/8 h 態(tài)合金具有比170 ℃/0.5 h 態(tài)合金更高的抗疲勞裂紋擴展性能。另外，由于S'相是一種與基體半共格的且不可被位錯切過的粒子，所以可動位錯一般會繞過而不是切過S'相繼續(xù)往前運動。這種位錯繞過運動一般不可逆，位錯平面可逆滑移的減少無疑會降低合金的疲勞裂紋擴展抗力。盡管170 ℃/1 h 態(tài)和170 ℃/8 h 態(tài)合金中Cu-Mg 原子團簇的尺寸和數(shù)量密度都沒有很大的差別，但是由TEM明場像可以觀察到，170 ℃/8 h態(tài)合金中存在S'相，因此，170 ℃/8 h態(tài)合金的疲勞裂紋擴展抗力低于170 ℃/1 h態(tài)合金。

2.3 疲勞裂紋擴展形貌

圖5—圖8 顯示了不同狀態(tài)疲勞試樣在ΔK=15 MPa·m0.5下（圖4 箭頭a 所示）的近門檻區(qū)的裂紋擴展形貌。T351 態(tài)試樣的疲勞裂紋絕大部分沿滑移帶擴展，如圖5（a）、圖5（b）所示，也有少部分裂紋在滑移帶的誘導下發(fā)生了偏轉，如圖5（c）、圖5（d）所示。3DAP 結果顯示，T351 態(tài)試樣中主要是小尺寸的原子團簇。盡管不會完全阻礙位錯滑移形成位錯塞積，但之前的研究表明，小尺寸原子團簇的模量強化及有序強化效應都較小，對位錯往復滑移的阻礙較小[24]，由此大部分裂紋段沿滑移帶擴展（如圖5 所示），表現(xiàn)出較大的裂紋擴展速率（見圖4）。

圖5 T351態(tài)合金在ΔK=15 MPa·m0.5的近門檻區(qū)疲勞裂紋擴展的SEM形貌，主裂紋擴展方向從上到下Fig.5 SEM micrographs characterizing the fatigue crack propagation behavior of T351 tempered sample in near-threshold regime at the ΔK of 15 MPa·m0.5， the fatigue crack propagated from top to bottom

圖6 和圖7 顯示，170 ℃/0.5 h 和170 ℃/1 h 狀態(tài)試樣的裂紋，在近門檻區(qū)并未嚴格沿滑移帶擴展。即使在某些區(qū)域中的裂紋大致與滑移帶平行，其斷口也是粗糙不平，如圖6（c）、圖7（c）所示。這種粗糙不平的斷裂面顯然可以誘導疲勞裂紋的閉合，降低疲勞裂紋擴展速率[25-26]，表現(xiàn)出類似于高ΔK狀態(tài)下的長裂紋擴展行為，這導致了最低的裂紋擴展速率。比較圖5—圖7 可以看出，隨時效時間延長，滑移帶明顯減少。相對于T351 狀態(tài)，在170 ℃/0.5 h、170 ℃/1 h 狀態(tài)的試樣中，形成的原子團簇尺寸較大，其可以被位錯切割，不會引起位錯塞積和應力集中，但需要消耗較大的外力和能量。而且其裂紋沒有嚴格沿滑移帶擴展，其斷裂面也非常粗糙，顯示出裂紋穩(wěn)態(tài)擴展狀態(tài)下才具有的粗糙度誘導的裂紋閉合效應。最終表現(xiàn)出較低的裂紋擴展速率。

圖6 170 ℃/0.5 h態(tài)合金在ΔK=15 MPa·m0.5的近門檻區(qū)疲勞裂紋擴展的SEM形貌，主裂紋擴展方向從上到下Fig.6 SEM micrographs characterizing the fatigue crack propagation behavior of 170 ℃/0.5 h tempered sample in nearthreshold regime at the ΔK of 15 MPa·m0.5， the fatigue crack propagated from top to bottom

圖7 170 ℃/1 h態(tài)合金在ΔK=15 MPa·m0.5的近門檻區(qū)疲勞裂紋擴展的SEM形貌，主裂紋擴展方向從上到下Fig.7 SEM micrographs characterizing the fatigue crack propagation behavior of 170 ℃/1 h tempered sample in nearthreshold regime at the ΔK of 15 MPa·m0.5， the fatigue crack propagated from top to bottom

而170 ℃/8 h 狀態(tài)試樣的疲勞裂紋，除個別處外（如圖8（b）），都嚴格沿滑移帶擴展，如圖8（c）、圖8（d）所示。其中，圖8（d）的滑移帶與裂紋擴展面夾角接近{111}晶面夾角（70.5°），圖8（c）的裂紋擴展面（滑移帶）與裂紋連接面也處于相近的夾角。根據(jù)位錯塞積模型[27-28]，170 ℃/8 h 狀態(tài)試樣中析出的S′阻礙位錯滑移，導致塞積位錯群的形成。由此，在與之相交的{111}面上產(chǎn)生大的張應力，引起{111}面上的裂紋形核和快速擴展。這種嚴格沿滑移帶的裂紋擴展，具有高速率的特點，對應于圖4 中最大的疲勞裂紋擴展速率。

圖8 170 ℃/8 h態(tài)合金在ΔK=15 MPa·m0.5的近門檻區(qū)疲勞裂紋擴展的SEM形貌，主裂紋擴展方向從上到下Fig.8 SEM micrographs characterizing the fatigue crack propagation behavior of 170 ℃/8 h tempered sample in near-threshold regime at the ΔK of 15 MPa·m0.5， the fatigue crack propagated from top to bottom

圖9—圖12 顯示出不同狀態(tài)疲勞試樣在ΔK=25 MPa·m0.5下（圖4 箭頭b 所示）的裂紋穩(wěn)態(tài)擴展形貌。T351態(tài)試樣的疲勞裂紋擴展沿途形成了較多的滑移帶（見圖9（b）），而且這些滑移帶對裂紋偏轉具有誘導作用，如圖9（c）、圖9（d）所示。170 ℃/0.5 h狀態(tài)試樣的疲勞擴展沿途也同樣形成了較多的滑移帶（見圖10（b）），甚至在疲勞裂紋尖端部分可以發(fā)現(xiàn)，裂紋沿2個相交的滑移系交替擴展，如圖10（c）所示。相比T351 態(tài)和170 ℃/0.5 h狀態(tài)，170 ℃/1 h 狀態(tài)試樣的疲勞裂紋擴展沿途形成的滑移帶明顯減少，如圖11（b）、圖11（c）所示。其中，只有一小部分裂紋是沿滑移帶交替擴展形成的（見圖11（d）），在裂紋尖端也可以看到少量滑移帶的形成，如圖11（e）所示。而170 ℃/8 h 狀態(tài)試樣的疲勞裂紋沿途的滑移帶進一步減少，并且沒有出現(xiàn)裂紋沿相交滑移帶交替擴展的現(xiàn)象，如圖12（b）、圖12（c）所示。比較各狀態(tài)試樣在穩(wěn)態(tài)裂紋擴展區(qū)的裂紋擴展速率可以看出，裂紋沿途形成較多滑移帶的試樣的疲勞裂紋擴展速率較高，而滑移帶較少的試樣的裂紋擴展速率較低，如圖4 所示。

圖9 T351態(tài)合金在ΔK=25 MPa·m0.5穩(wěn)態(tài)擴展區(qū)疲勞裂紋擴展的SEM形貌，主裂紋擴展方向從左至右Fig.9 SEM micrographs characterizing the fatigue crack propagation behavior of T351 tempered sample in paris region at the ΔK of 25 MPa·m0.5， the fatigue crack propagated from left to right

圖10 170 ℃/0.5 h態(tài)合金在ΔK=25 MPa·m0.5穩(wěn)態(tài)擴展區(qū)疲勞裂紋擴展的SEM形貌，主裂紋擴展方向從左至右Fig.10 SEM micrographs characterizing the fatigue crack propagation behavior of 170 ℃/0.5 h tempered sample in paris region at the ΔK of 25 MPa·m0.5， the fatigue crack propagated from left to right

圖11 170 ℃/1 h態(tài)合金在ΔK=25 MPa·m0.5穩(wěn)態(tài)擴展區(qū)疲勞裂紋擴展的SEM形貌，主裂紋擴展方向從左至右Fig.11 SEM micrographs characterizing the fatigue crack propagation behavior of 170 ℃/1 h tempered sample in paris region at the ΔK of 25 MPa·m0.5， the fatigue crack propagated from left to right

圖12 170 ℃/8 h態(tài)合金在ΔK=25 MPa·m0.5穩(wěn)態(tài)擴展區(qū)疲勞裂紋擴展的SEM形貌，主裂紋擴展方向從左至右Fig.12 SEM micrographs characterizing the fatigue crack propagation behavior of 170 ℃/8 h tempered sample in paris region at the ΔK of 25 MPa·m0.5， the fatigue crack propagated from left to right

在T351 態(tài)和170 ℃/0.5 h 態(tài)試樣的裂紋擴展中，出現(xiàn)了較多的裂紋沿滑移帶擴展，或者沿滑移帶交替擴展的現(xiàn)象。這種沿滑移帶發(fā)生的裂紋擴展，其速率是相對較高的。這是由于在高ΔK的應力狀態(tài)下，即使經(jīng)過170 ℃/0.5 h時效的試樣中，原子團簇尺寸有所長大，強化效應也有所增強，但還不足以阻止滑移帶的形成。而且，研究表明，較小尺寸的溶質原子團簇在疲勞交變應力作用下，容易發(fā)生溶解，引起裂紋的快速擴展[16]。而對于170 ℃/1 h 和170 ℃/8 h狀態(tài)試樣，原子團簇尺寸明顯增大，甚至析出了少量S′相，團簇尺寸的增大延緩了其在疲勞過程中的溶解，也明顯減少了裂紋前端滑移帶的形成，以及裂紋沿滑移帶擴展的現(xiàn)象。

3 結 論

1）自然時效態(tài)試樣只含有小尺寸原子團簇（＜100個原子），而170 ℃人工時效態(tài)試樣出現(xiàn)大尺寸原子團簇（＞100個原子），且隨著時效時間延長，大尺寸原子團簇逐漸增多，并在170 ℃/8 h 態(tài)開始析出少量S′相。

2）小尺寸原子團簇對位錯滑移的阻礙較小，形成了較多的滑移帶，裂紋沿滑移帶擴展，表現(xiàn)出較高的裂紋擴展速率；而原子團簇尺寸的增大延緩了其在疲勞過程中的溶解和強化效應的衰減，限制了裂紋前端滑移帶的形成，顯著降低了裂紋擴展速率。S′相的析出阻止了位錯往復滑移，促使裂紋沿滑移帶快速擴展。

3）170 ℃/1 h 態(tài)合金中大尺寸原子團簇數(shù)量密度較高，且沒有析出S'相，因此具有最優(yōu)的抗疲勞裂紋擴展性能。