（材料学专业论文）2e12合金的热处理与微观组织及疲劳性能研究.pdf

中南大学硕士学位论文 摘要 摘要 本论文研究了热处理制度和微观组织对2 e 1 2 合金性能的影响， 然后开展了2 e 1 2 合金疲劳性能的研究。通过拉伸性能测试、金相显 微镜、透射电镜( t e m ) 、以及扫描电镜( s e m ) 观察，得到的主 要结论如下： ( 1 ) 2 e 1 2 合金经4 9 8 固溶处理，保温时间从2 0 m i n 延长到 4 0 r a i n ，使得未溶的粗大第二相进一步溶解，经自然时效9 6 h 之后， 抗拉强度和屈服强度都有所升高，但幅度不大，而延伸率升高的幅度 较大，从1 7 提高到了2 3 。 ( 2 ) 随着冷交形量的增加，位错密度相应增加，导致2 e 1 2 - t 3 合金的抗拉强度和屈服强度逐渐增加，而延伸率逐渐降低，综合考虑 合金的强度和塑性，9 的冷变形量较为适宜。 ( 3 ) 2 e 1 2 合金在1 9 0 c 人工时效处理时，在时效1 0 h 达到峰值， 同时，合金固溶4 0 m i n 后的抗拉强度比固溶2 0 m i n 后的高2 0 m p a 左 右，而屈服强度高5 0 m p a 左右，延伸率则变化不大。显微组织分析 表明，合金主要强化相为s 相，晶界上无明显的无沉淀析出带。 ( 4 ) 2 e 1 2 t 3 合金具有良好的耐损伤疲劳性能，当应力比r = 0 1 时，疲劳极限od = 1 7 2 m p a ，而当r = 0 5 时，疲劳极限od = 2 8 0 m p a ， 比r = 0 1 时的疲劳极限提高了6 0 。缺口的存在降低了疲劳极限， k t = 3 时的疲劳极限约为k t = 1 时的一半。 ( 5 ) 2 e 1 2 - t 3 合金l t 方向的疲劳裂纹扩展分三个阶段进行， r = 0 1 ，当a k 在7 m p a m l 2 以下时，为裂纹扩展第1 阶段；当a k 在 7 m p a m l 2 3 0 m p a m l 2 之间时，为裂纹扩展第1 i 阶段；当 a k 3 0 m p a m l 2 以后，为裂纹扩展的第1 i i 阶段。而应力比r 对疲劳 裂纹的稳定扩展阶段( 第1 i 阶段) 的影响不大，但使裂纹扩展更早 地进入第1 l i 阶段。 ( 6 ) 2 e 1 2 t 3 合金疲劳断口由裂纹源区、裂纹扩展区及瞬断区三 部分组成，裂纹萌生一般位于试样表面应力集中处或不同类型的缺陷 部位。裂纹扩展区有明显疲劳条带特征，瞬断区呈现静拉伸断口特征。 ( 7 ) 2 e 1 2 - t 3 合金在r = 0 1 时，t _ l 方向裂纹扩展速率比l - t 方 向略高，但在r = 0 5 时，二者相差不大。 中南大学硕士学位论文 捕要 关键字：2 e 1 2 合金，疲劳寿命，疲劳裂纹扩展速率，热处理，微观 组织 中南大学硕士学位论文 a b s t r a c t s t h ep r e s e n tw o r kd e a l sw i t hh e a tt r e a t m e n ta n dm i c r o s t r u c t u r e so n p r o p e a i e so f2 e 1 2a l l o y a d d i t i o n a l l y , f a t i g u ep r o p e r t i e si s s t u d i e d v 撕o u st e s t i n gm e t h o d sw e r eu s e d ，i n c l u d i n gt e n s i l ep r o p e r t i e s ，o p t i c a l m i c r o s c o p y ，t r a n s m i s s i o ne l e c t r o nm i c r o s c o p y ( t e m ) a n ds c a n n i n g e l e c t r o nm i c r o s c o p y ( s e m ) o b s e r v a t i o n s t h em 矗i nc o n c l u s i o n sa r ea s f o l l o w i n g ： ( 1 ) a ss o l u t i o nt i m ep r o l o n g e df r o m2 0m i nt o4 0m i n a t4 9 8 ，t h e u n d i s s o l v e dl a r g ep a r t i c l e sd i s s o l v e dg r a d u a l l y a f t e r9 6 hn a t u r a la g e i n g ， t e n s i l es t r e n g t ha n dy i e l ds t r e n g t hi n c r e a s e ds l i g h t l y m e a n w h i l et h e e l o n g a t i o no f 2 e 1 2a l l o yi n c r e a s e sg r e a t l y ，a c h i e v i n gf r o m1 7 t o2 3 ( 2 ) w i t ht h ei n c r e a s eo fs t r e t c h ，t h ed e n s i t yo fd i s l o c a t i o ni sa l s o i n c r e a s e d t h et e n s i l es t r e n g t ha n dy i e l ds t r e n g t ho f2 e 1 2 一t 3i n c r e a s e d g r a d u a l l y b u tt h ee l o n g a t i o nr e d u c e dg r a d u a l l y t h i m a b o u tb o t h s t r e n g t ha n dp l a s t i cp r o p e r t y 9 o f s t r e t c hi ss u i t a b l e ( 3 ) w h e n t l l e2 e 1 2a l l o yd e a l tw i t ha r t i f i c i a lt r e a t m e n ta t1 9 0 ，p e a k a g e i n gc o n d i t i o ni sa tt h et i m eo f1 0h o u r s a tt h es a m et i m e w h e nt h e a l l o ys o l u t i o na f t e r4 0 m i n , t h et e n s i l es t r e n g t hi n c r e a s e da b o u t2 0 m p a a n dy i e l ds t r e n g t hi n c r e a s e da b o u t5 0 m p a t h ea n a l y s i so fm i c r o s t r u c t u r e s h o w st h em a i np h a s eo fp r e c i p i t a t i o ns t r e n g t hi s s p h a s e t h ep f zi s n o to b v i o u st os e ea tt h eg r a i nb o u n d a r y ( 4 ) i tw a ss h o w nt h a tt h ee x c e l l e n tf a t i g u ed a m a g et o l e r a n c ew o u l d b ee x h i b i t e di n2 e 1 2 一t 3a l l o y o nt h ec o n d i t i o no fr = 0 1 t h ef a t i g u e l i m i ti s1 7 2 s p a o nt h ec o n d i t i o no fr = 0 5 t h ef a t i g u el i m i ti s2 8 0 s p a a n dt h ev a l u ew o u l db ei n c r e a s e db v6 0 o nt h ec o n d i t i o no f r = 0 5 t h e s ee x i s t i n gn o t c h e sr e s u l t e di nr e d u c t i o no f f a t i g u el i m i to f t h i s a l l o y w h e nl ( t = 3 , t h ef a t i g u el i m i ti sh a l f t h ek t = 1 ( 5 ) t h ef a t i g u ec r a c kg r o w t ho f2 e12 一t 3a l l o yc o n t a i n st h r e es t a g e i nl td i r e c t i o n o nt h ec o n d i t i o no fr = 0 1 ，a k 3 0 m p a m l 2 ，i ti sa tt h et h i r ds t a g e ，s t r e s sr a d i o c a n n o ta f f e c tt h es e c o n ds t a g eo f t h e f a t i g u ec r a c kg r o v , 吨ha p p a r e n t l y ( 6 ) t h ef r a c t u r ea p p e a r a n c eo f2 e 1 2 1 3a l l o yc o n s i s to ff a t i g u e i l l 中南大学硕士学位论文a b g n “l ( ! r s c r a c ki n i t i a t i o nz o n e 、f a t i g u ec r a c kz o n ea n df i n a lf r a c t u r ez o n e j 砀e l o c a t i o n so fi n i t i a lf a t i g u ec r a c k sg e n e r a l l yw e r eo nt h es u r f a c es t r e s s c o n c e n t r a t e do ro nt h ed i f f e r e n td e f e c t si nt h i sa l l o y i t so b v i o t i st os e e f a t i g u es t r i p e i n f a t i g u ec r a c kg r o w t hz o n ea n di t sj u s tl i k et e n s i l e f r a c t u r ea p p e a r a n c ei nt h ef i n a lf r a c t u r ez o n e ( 7 ) o nt h ec o n d i t i o no fr = 0 1 ，t h ef a t i g u e c r a c kg r o w t hr a t eo f 2 e1 2 一t 3a l l o yi nt - ld i r e c t i o ni sh i g h e rt h a nl td i r e c t i o n b u to nt h e c o n d i t i o no f r = 0 5 ，l td i r e c t i o ni sa sm u c ha st - ld i r e c t i o n k e y w o r d ：2 e 1 2a l l o y ，f a t i g u el i f e ，f a t i g u ec r a c kg r o w t hr a t e ，h e a t t r e a t m e n t ，m i c r o s t r u c t u r e 原创性声明 本人声明，所呈交的学位论文是本人在导师指导下进行的研究 工作及取得的研究成果。尽我所知，除了论文中特别加以标注和致谢 的地方外，论文中不包含其他人已经发表或撰写过的研究成果，也不 包含为获得中南大学或其他单位的学位或证书而使用过的材料。与我 共同工作的同志对本研究所作的贡献均己在在论文中作了明确的说 明。 作者签名：堇l 囱日期：翌z 年上月2 z 日 关于学位论文使用授权说明 本人了解中南大学有关保留、使用学位论文的规定，即：学校 有权保留学位论文，允许学位论文被查阅和借阅：学校可以公布学位 论文的全部或部分内容，可以采用复印、缩印或其它手段保存学位论 文；学校可根据国家或湖南省有关部门规定送交学位论文。 作者签名：监导师签名垒墼堑堕日期：丑年三月2 l 日 中膏大学硕士学位论文 第一章综述 1 12 x x x 系a l 吨u 嘲g 合金的发展、研究现状 2 0 世纪6 0 年代以前，飞机设计的主导思想是追求材料有高的静强度。随 着飞机使用经验的积累和对飞机越来越高的要求，深刻认识到飞机用铝合金还必 须具有良好的抗应力腐蚀性能，足够的耐疲劳性能和高的断裂韧性。7 0 年代通 过合金化、纯净化、热处理等途径，研制应用了一系列高纯度、高韧性、高耐蚀 性的新型铝合金及其热处理状态，甚至一度出现了牺牲部分强度来换取韧性和应 力腐蚀性能改善的趋判。到8 0 年代，现代飞机发展对铝合金提出了更高的要 求，要求比强度更高，同时韧性、抗疲劳性、抗蚀性良好，即要在不降低飞机损 伤容限和抗腐蚀性的条件下，研制具有更高比强度的新一代铝合金及其热处理状 态。 自从1 9 0 6 年德国的a l f r e d w i l m 首次发现a i c u - m g 合金的时效硬化现象以 来【”，2 x x x 系铝合金就与航空工业紧密地联系在一起。典型的a i c u - m g 硬铝合 金的特点是：4 9 0 - 5 2 5 c 固溶淬火( 取决于合金成分) 和室温( 自然) 或高温( 人工) 时 效热处理后，强化效果明显，比其它合金系渊一m g 系，舢- m g s i 系，a i - z n - m g - c 系) 的耐热性高。在1 0 0 以下，硬铝型合金的强度低于a l - z n - m g c u 系合金， 但在高温下，特别是长期使用时，则超过他们【8 以3 1 。a l f r e dw i i m 的研究促进了硬 铝( a l 3 5 c u - o 5 m g 0 5 m n ) 的发展，并使之成为齐伯林飞船和一些早期 航空器的结构件【7 1 。它是后来强度更高的a 1 c u m g 合金，如2 0 1 4 合金 ( a 1 4 4 c u - 0 5 m g - 0 。9 s i 0 8 m a ) ，2 0 2 4 合金( a i 4 3 c w l 5 m g - 0 6 m n ) 的合金雏形，这些合金的抗拉强度殷在3 5 0 - 4 8 0 m p a 之间，并且现在仍然广泛 使用。2 0 2 4 合金给飞机结构和性能带来巨大变化，同时也为2 x x x 系铝合金的发 展奠定了基础1 1 4 , 1 s 。 2 x x x 系合金由于存在f e 、s i 杂质，可能生成( f e , m n ) a i 6 、( f e , m n ) 3 s i a l l 2 、 m 盘s i 、c u m g s i 4 a h 、( f e ，m n ) a c u 2 a 1 2 0 、( f e ，m n ) a c t l a l l 2 、c u 2 f e a l 7 等脆性杂质相 粗大粒子和未溶的c u a l 2 粒子，如果成分控制不当将严重影响合金的断裂韧性和 厚板的短横向性能【婚1 9 l 。为了解决这一问题，美国在2 0 2 4 合金的基础上，通过 降低f e 、s i 杂质含量和调整合金化元素含量，开发了一系列高强高韧性a 1 c u ，m g 系合金，如2 1 2 4 、2 2 2 4 、2 3 2 4 、2 4 2 4 、2 5 2 4 及2 0 4 8 铝合金。 7 0 年代以来，美国和原苏联开发的高强高韧性a 1 c u m g 系合金的成分列于 表1 1 1 1 1 】。 中膏大学磺士学位论文 表卜1 美国和原苏联开发的高强高韧性 l - c u - m g 系合金的成分 国 其地 家 牌号 s i c u m g iz rc r z n ma 1 备注 个总 3 卫 1 2 0 3 其 1 9 7 0 2 1 2 i蚴0 3 0o 1 0d 2 5o 1 50 j 0 5 n 1 5年注 4 91 80 9 余 册 2 嚣1 2 n 2 其 1 9 7 2 粼o 1 5蚴喽o 1 0氆0 5o 1 5 年注 3 ，s1 80 6 余 册 5 8 0 2 0 m 其 1 9 7 2 2 1 1 9o _ 1 5o 1 8毗n l o0 1 0 5 o 1 5年注 6 80 40 i o 余 v n n 5 册 美n 1 5 1 9 7 8 国麟o 1 2o 好 3 鼻1 2 0 3 矾1 0 - - - o 1 0n 2 5n 1 5 n 0 5“5 其 年注 4 4 1 3 0 9 余 0 2 5 册 3 名1 2 0 3 其 1 9 7 8 2 3 。10 - l o n 1 2 n l o0 2 5n 1 5咄n l s 年注 4 41 80 9 余 册 3 s 1 2 0 3 其 1 9 9 4 蜊0 1 0o 1 2n 2 d n 1 0嘶o 1 5 年注 4 41 60 6 余 册 3 名1 2 0 3 其 搠n 0 6嘶蝴毗 4 41 6嘶 余 1 6 唧仉如 3 名1 2 0 3 0 2 0 o d 5 o 1 5 其 1 9 7 9 年始 q 4 91 80 9 余 用 苏 其 1 9 8 4 联 1 1 6 10 0 50 1 53 五1 60 6o 10 1 0 年始 余 用 3 卫1 2 0 3 其 i 鲒7 l 懈鼢o 1 5n 1 0啷o 1 5 年籀 4 41 6昭 余 用 美国铝业公司( a l c o a ) 开发的此系列的高强高韧性a l - c u - m g 系合金，得到了 广泛的应用。如1 9 7 0 年研制成功出2 1 2 4 铝合金，主要用来生产1 3 5 1 和t 8 5 1 状 态的3 8 1 5 2 m m 厚板，制造飞机结构件：1 9 7 2 年研制成功2 0 4 8 和2 4 1 9 铝合金， 分别用来生产航空工业用厚板、薄板和制造高温结构件和高强度焊接件；1 9 7 8 年研制成功的2 2 2 4 铝合金，主要用来生产t 3 5 1 1 状态的挤压件，并已用于制造 波音7 6 7 等飞机的部分结构件；研制成功2 3 2 4 铝合金，用来制造t 3 9 状态的厚 板和薄板，已用于制造波音7 6 7 飞机的部分结构件；近年又开发出综合性能更好 的2 4 2 4 铝合金：而新开发的2 5 2 4 铝合金在波音7 7 7 飞机已经开始应用。它取代 了波音公司之前使用的2 0 2 4 - t 3 和2 3 2 4 - t 3 9 合金，成为新一代的航空用材1 2 0 - 7 2 1 。 同时也用于制造欧洲空中客车公司的a 3 4 0 6 0 0 型客机。空中客车公司成员戴姆 勒- 克莱斯勒汽车公司( d a i m l e rc h r y s l e r ) 已决定选用2 5 2 4 合金作为a 3 4 0 6 0 0 型飞 机的机身结构材料，同时空中客车公( a i r b u s ) 在最近己试飞并即将投入商业飞 行的超大型a 3 8 0 型飞机的机身结构也用2 5 2 4 合金制造【2 3 2 6 1 。美国铝业公司技 术中心对这种合金的成分作了精心的筛选，对热处理制度作了严格的控制。例如 中_ l 大学硕士学位论文 在2 5 2 4 1 3 态下它的疲劳寿命要比2 0 2 4 t 3 高2 7 - - 4 5 ，在包含裂纹的开孔处 比2 0 2 4 - t 3 高出9 1 0 5 的残余应力。 表l - 2 显示了在获得同样的拉伸强度时，2 5 2 4 - t 3 态比2 0 2 4 - t 3 态有更高的 断裂韧性和疲劳裂纹扩展性能。而这些特性使得2 5 2 4 t 3 态比2 0 2 4 - t 3 态有更商 的疲劳寿命和残余应力伫7 1 表1 - 22 5 2 4 - t 3 和2 0 2 4 1 3 态铝合金典型的力学性能的对比 合金 厚度( i n m ) ob ( m p a )o0 2 ( i v i p a ) 6 ( ) k ，d a d n a k = 3 3 。 1 6 0 3 2 6 4 4 l3 1 02 1 - 2 0 2 4 - 1 3o 8 1 1 5 94 2 7 2 9 61 8 1 4 16 9 x 1 0 4 1 ：塑= 三：垄竺! ! ! ! !： 表卜3 为美国和原苏联开发的高强高韧性a l c u - m g 系合金的主要特点和 应用情况： 表1 - 3 高强高韧铝合金的主要特点和应用情况 台盒e幢产品翱燧角t 拟 笳建斑警艨髓蛐性较毛乜 o ，售i i 辩 。疆踯蝣? - b l l 挤压囊错 0 ，l ”，h h ! lj 簟加工棒材 0 棚翟砖抽工蛾树 科钉戗车i j ? 弭锻伟 o b 瑚囊? r 恐? l 札嘲碱材 o - 珊瑚棚删i l l t o b 粒件f 簖置翟焉嚣。船街1 埔 ：溢激粼镶臻麟孙 筠t 嗍蓐艇 熬漂糕瑟舞凉黢滚 与配件 飞机培籀 0 2 ，s i 0 6 m g 时，m g 全部生成m 9 2 s i 相。我国现行的a i c u - m g 系硬铝合金中， c u 含量为2 2 - 5 ，一般含4 左右。m g 含量范围较大，从0 1 5 - 一2 6 ，合 金中相组成主要取决于m g 的含量。2 a 1 0 、2 a 0 1 、2 a 1 3 、2 8 1 1 和2 a i l 合金含 m g 量小于o 8 ，m g 除溶入口( a d # b ，剩余的m g 优先与硅生成m 9 2 s i 相，很 少有过剩m g 生成s 相。因此这些合金中，主要是a ( a i ) + 0 两相共晶体，即使出 现s 相，数量也较少。中等含m g 量的2 8 1 2 和2 a 1 2 合金( 1 2 一1 8 m g ) 组织为 口( a 1 ) + 占+ s 三相共晶体，并且随含m g 量增加，共晶体中的s 相增多。高含m g 量的2 a 0 6 、2 a 0 4 和2 a 0 2 合金( 1 7 2 6 m g ) ，由于合金成分己处在相图的 t 2 ( a 1 ) + s 两相区内，故这些合金的铸态组织中口相已不存在，只有口+ s 两相共 晶体。该系列的合金的最主要强化相为口( c u a l 2 ) 和s ( a 1 2 c u m g ) 相。硬铝中以s 5 中- ，大学硕士掌位论文 相的过渡相强化效果最好，口相的过渡相强化效果稍次。一般说来。若按质量计 算，c u ：m g 2 6 ，形成“日相或秽相 1 2 2 微量元素及其作用1 3 3 璐l ( 1 ) 锰 2 x x x 系合金通常都含有少量的m n ，在m n 和m g 的含量都增加时，合金 的强度增加，但伸长率却有所下降。a i c u - m g 合金中加m n ，主要是为了消除 f c 的有害影响和提高耐蚀性。m n 能稍许提高合金的室温温度，但使塑性有所降 低。m n 能阻止铝合金的再结晶过程，提高再结晶温度，并能显著细化再结晶晶 粒。再结晶晶粒的细化主要是m n a l 6 化合物弥散质点对再结晶晶粒长大起阻碍 作用，m r 龇的另一作用是能溶解杂质f c ，形成( f e m n ) a 1 6 ，减小f e 的有害 影响。m n 还能延迟和减弱a l 。c u - m g 合金的人工时效过程，提高合金的耐热强 度。m n 也是使a 1 c u - m g 合金具有挤压效应的主要因素之一。但m n 含量不能 太高( l ) ，否则形成粗大的脆性化合物，将降低合金的塑性。 ( 2 ) 铁 啊是铝合金中常用的添加元素，主要作用是细化铸造组织和焊缝组织，减小 开裂倾向，提高材料力学性能。t i 加入铝中形成a 1 3 t i ，与熔体产生包晶反应而 成为非自发核心，起细化作用。a l _ t i 系产生包晶反应时t i 的临界含量约为 0 1 5 。t i 由于加量较少，一般见不到含t i 相。 在a 1 - - c u - m g 系合金中，加入m n ，t i ，z r ，c r 等微量合金元素后，经过适当 的加工处理，凡能够起到细化晶粒作用和提高再结晶温度的作用，均能够不同程 度的提高该合金的力学性自2 和其他有关性能。 1 2 3 杂质元素及其影响 a 1 u m g 系合金中，f e 、s i 是主要的有害杂质元素。f e 和s i 主要是存在 于原铝中，在熔炼时带进合金中的，f e 和s i 分别和主要合金元素形成m g ：s i 和 f e a l 。相，其影响分别如下： s i 的影响：m g 含量低于1 0 的a 1 c u m g 系合金，s i 含量超过0 5 ，能提高人 工时效的速度和强度，而不影响自然时效能力。因为s i 和m g 形成了m g ：s i 相， 有利于人工时效效果。但m g 含量提高到1 5 时，经淬火自然时效或人工时效处 理后，合金的强度和耐热性能随s i 含量的增加而下降。因而，s i 含量应尽可能 缝降低。除此之外，s i 含量增加将使2 a 1 2 、2 a 0 6 等合金铸造形成裂纹倾向性增 加，铆接时塑性下降。 6 中南大学磺士学位论文 综述 f e 的影响：f e 所形成的f e a l 。化合物实际上不溶于固态铝中，并以粗大的相组 成物析出。f e 还与合金中的其他元素( c u 、s i ) 形成不溶性化合物。这些 粗大化合物使合金的塑性降低，并使半成品在变形时发生开裂。 当存在s i 时，少量f e ( o 2 - 0 2 5 ) 对合金的力学性能没有不利影响，还可以大 大减少铸造和焊接时的裂纹倾向。为了消除s i 在铸造和焊接时的有害影响，应 使合金中的f e 含量为s i 的1 卜1 5 倍。f e 含量更高时，由于f e 与c u 形成不 溶相c u 2 f e a l ，或者( c u f e ) a 1 7 ( 当合金中无时) ，或a 1 f e s i g n 、a l c u f e s i b l n 相( 当合金含m n 时) ，使参加热处理强化的c u 含量减少，从而使合金的室温性 能降低。同时，由于不溶相数量的增加而使塑性降低。另外，f e l 。有细化再结 晶晶粒的作用，但对抗蚀性能影响较大。当有m n 存在时，f e 可溶入a l a n 中形 成a 1 。( f e l n ) ，使a 1 3 i e 与铝基体之间的电位差减小到可以忽略不计的程度。 因此，在铝合金中加入少量，减少f e 的有害作用是其目的之一。 可见，为使铸造和变形a 1 - c u 枷g 系铝合金获得较高的塑性，提高材料的断裂 韧性和疲劳性能，应尽可能降低f e 和s i 的含量。 1 2 4 沉淀顾序及沉淀相 砧c u m g 系合金是在砧c u 系合金的基础上发展起来的，它的时效沉淀顺 序，沉淀相的微观结构以及性能之间的关系等方面的研究，都是以a i c u 系合金 的研究结果为基础进行的，与a i - c u 系合金相比，a i - c u - m g 系合金脱溶机制及 各脱溶产物的细节研究得不够充分。关于a l - c u - m g 合金时效沉淀顺序有着不同 的看法，其中b a g a r y a t s k y 提出了以下的沉淀顺序 3 9 , 4 0 1 ； s s s 寸g p e 区_ s 。g p e 2 _ s _ s ( a l z c u m g ) s s s 代表过饱和固溶体，对于s 相提出了几种不同的模型，其中被广泛接受 的结构是p e r l i t z 和w e s t g r e n 提出来的，被称为p w 模型。相与s 相具有相似 的结构，只是它们的晶格常数有微小的差别，而现在一般认为s 相与s 相之问 是没有区别的。关于相或g p e ，的存在还有争议，对于它的晶体结构也有各种 不同的说法。c h a r a ie ta l 和k o v a r i ke ta l 用高分辨率的电子显微方法( h r e m ) 证明了中间相s 。相或g b ：的存在。提出了s 。g p b ：的一种新的结构，其化学式 为a l s ( c u m g ) 3 并为斜方晶体结构，其晶格常数为a = 0 4 0 5 n m 、b = 1 6 2 r i m 与 e = 0 4 0 5 r i m 。这和h r e m 图像以及t e m 的弱的衍射花样是一致的。 g p e 区存在的证据最初是用x 射线所产生的微弱的衍射现象来解释的。然 而，最近评论指出这种g p b 区存在的证据是不完整的。自从5 0 年代以来，还没 有一种关于含有c u 、m g 的g p n 区的模型被证实是独立完整的。取而代之的是， 最近利用三维原子探针( 3 d a p ) 的方法研究表面在沉淀初期出现的g p b 区实际 7 中育大学硬士学位论文 上是c u - m g 原子的聚集区。在硬化过程的第一阶段通过传统的1 e m 不能观察到 明显的沉淀，但是d s c 实验可以清晰的显示出形成的亚稳态沉淀析出相。 也有文献指出 4 1 】，a 1 c u - m g 系合金中g p 区的形成过程与之不同，分为两 个阶段，在自然时效状态下，a i - c u - m g 系合金中没有任何新相析出，但x 射线 研究证实，该情形下淬火后过饱和固溶体晶格内部形成了小的短程有序区域( 如 图1 - 2 所示) ，其原子分布为三元化合物。s 相中最邻近的原子排布有序化，这 种排列方式只能产生很小的晶格畸变，因此，自然时效状态下s 相的g p 区在电 镜下很难观察到。 灞? k a i 白 i l l o o s 围1 - 2 i _ c u m g 系合金短程有序区域示意图 s 相与基体的取向关系为：a o o k s 2 1 0 。 。，当我们在 方向观察对即可看到s 相在 2 l o 晶面上析出，可计算出s 褶间的夹角呈2 6 3 0 ， 6 3 3 0 和9 0 角。o ( c u d l ，】相也是a i - c u - m g 合金的强化相之一，0 相与基体的取 向关系为 l o o 口 p l o o 。 。方向，当s 相与口相同时析出时，两者 的取向差为1 3 1 5 ( 7 6 4 5 】。 1 3a i - c u - m g 系合金的热处理制度 1 3 1 固溶处理 大部分合金元素在铝中的极限固溶度低，铝合金的组织为固溶体基体上分布 着不同尺度的颓粒。其中有尺度在微米以上的粗大结晶相颗粒，高温沉淀的尺度 在微米以下的弥散相颗粒和时效析出的尺度在0 1 a n 以下的析出相微粒。合金 元素和杂质元素含量超过其在铝中的极限固溶度即导致粗大的结晶相颗粒。粗大 的结晶相颗粒是应力集中和裂纹萌生之处。对a 1 合金的断裂韧性、疲劳性能和 应力腐蚀开裂均有显著影响。减少粗大结晶相颗粒是发展商性能铝合金首先需要 解决的问题 4 2 , 4 3 。事实上，粗大化合物结晶相的形成还与凝固过程有关。通常合 中南大学硕士学位论文 金凝固呈现非平衡特征，即使在平衡状态下处于单相区的固溶体合金，也因非平 衡凝固在最终凝固区域( 即晶界处) 出现粗大的化合物结晶相。这类粗大结晶相原 则上可通过热处理固溶进入基体。显然，将这类非平衡凝固形成的多相组织尽可 能彻底转变为固溶体组织，充分发挥合金元素的有益作用，无疑是提高合金力学 性能的有效途径】。 1 3 2 形变热处理 淬火后的冷变形对g p 区的形核和长大，早期有促进作用，后期有抑制作用。 冷变形量的增加，加速了固溶体的分解，在室温下g p 区的非自发形核率加大， g p 区密度增加。 对于a 1 弋u 嘲g 合金，时效前通过冷变形引入位错，有助于s ( a 1 u m g ) 相 的形核，加速时效硬化速率，提高合金的抗拉强度和屈服强度h 5 - 矩1 。 塑性交形增加了金属中的缺陷( 主要是位错) 密度并改变了各种晶体缺陷的 分布。若在变形期间或变形之后合金发生相变，那么变形时缺陷组态及缺陷密度 的变化对新相形核动力学及新相的分布影响很大。反之，新相的形成往往又对位 错等缺陷的运动起钉扎、阻滞作用，使金属中的缺陷稳定。由此可见，形变热处 理强化不能简单视为形变强化及相变强化的叠加，也不是任何变形与热处理的组 合，而是变形与相变既相互影响又相互促进的一种工艺。合理的形变热处理工艺 有利于发挥材料潜力，是金属材料强韧化的一种重要方法。 变形时导入的位错，为降低能量往往通过滑移、攀移等运动组合成二维或三 维的位错网络。因此，与常规热处理相比，形变热处理后金属的主要组织特征是 具有高的位错密度以及由位错网络形成的亚结构( 亚晶) 。形变热处理所带来的 形变强化实质就是这种亚结构强化1 4 5 舯】。 1 3 3 时效及硬化机理 时效就是将固溶态的合金在一定温度下保持适当时间，使固溶得到的过饱和 固溶体发生分解，从而大大提高合金强度的过程。 时效的基本参数是加热温度和保温时间，加热速度和冷却速度影响较小，一 般不予考虑。大部分热处理可强化的铝合金淬火后都有自然时效效应。自然时效 强化是g p 区造成的，不产生过时效。人工时效对合金性能影响比较大，对时效 参数的选择尤为重要。时效温度是影响合金时效沉淀速率的主要因素，同时合金 的沉淀序列也与它有关。由于沉淀掘的尺寸随着时效时间的延长而增大，所以时 效时间不宜过长，以防止过时效的发生 4 7 - 5 1 。 9 中南大学项士学位论文 早期对时效硬化合金硬化机理的解释由于缺乏实验资料而受到了限制，但当 时就提出了两个重要概念，其中一个认为硬化( 或合金形变阻力增加) 是由于质 点沉淀在晶体学平面上阻碍滑移而引起的。从本质上来说，现代的沉淀硬化概念 就是用位错理论来考虑。因为时效硬化合金的强度是受运动位错和沉淀物的相互 作用控制。因此，时效硬化机理可按位错与析出相交互方式的不同，分为以下三 类： ( 1 ) 内应变强化 一般认为，由于析出相的点阵结构及点阵参数均与母相不同，在析出相周围 将产生不均匀畸变区，即形成不均匀应力场。处于不同应力场的位错具有不同的 能量。为了降低系统能量，位错均力图处于低能位置，即能谷位置。 在固溶处理状态下，溶质以原子状态存在于溶剂之中，在每一个溶质原子周 围均形成一定的应力场。由于溶质原子数量多，相应溶质原子间距很小。例如， 溶质浓度为1 ( 原子比) 时，每隔4 5 个溶剂原子就有一个溶质原子。由于位 错曲率半径愈小，则使位错弯曲所需的力就愈大，所以要使位错绕过每个溶质 原予而使位错的每一段都处于能谷位置是不可能的。可能的情况是，部分位错段 处于能峰这一侧，而部分位错段则处于能峰另一侧。当该位错线在外力作用下移 动时。对于部分位错段来说，则是从低能位置移向高能位置，考虑受到一阻力作 用。而对于另一部分位错段来说，则是从高能位置移向低能位置，故受到一推力 作用阻力和推力大致相当，故固溶状态下的溶质原子所形成的应力场不能阻止 位错运动，此时的圃溶体处于较软状态。 当形成析出相时，新相颗粒间距远远大于固溶状态下的溶质原子间距，当析 出相间距增大到位错线能够绕过每一个析出相颗粒而成为弯曲位错时，整根位错 有可能全部处于能谷位置。此时位错在外力作用下移动时，位错线的任何部分都 将从能谷移向能峰位置，因此整根位错线将受到阻力作用而使硬度和强度得到提 高。由此而引起的强化称为内应变强化，内应变强化随析出相的增多而增强嘟1 。 ( 2 ) 切过析出相颗粒强化 若析出相颗粒位于位错线的滑移面上，且析出相不太硬时，位错线可以切过 析出相颗粒而强行通过。位错线切过析出相颗粒时，不仅需要克服析出相颗粒所 造成的应力场，还由于析出相颗粒被切成两部分而增加了表面能以及改变了析出 相内部原予之闯的邻近关系，因而使能量升高，引起强化i j o l 。 ( 3 ) 绕过析出相强化 如果沉淀物质点较大。而且间距也较大，则运动位错容易绕过它们，按照奥 罗万( o r o w a n ) 首次提出的机理，运动位错绕过后在质点周围留下了位错环。绕 过析出相颗粒的位错线在外力作用下将继续前进所需切应力f 为： 1 0 中南大学硕士学位论文 f = 2 g 6 ，工 当时效进行到一定程度后，随着析出楣颗粒的聚集长大，颗粒问距l 增大， 切应力f 随之减小，即硬度和强度下降，这就是所谓过时效的本质。典型的时效 硬化曲线为一条开口向下的抛物线，与位错切过沉淀物转变到绕过沉淀物相联 系，强度随时效时间先增大后减小。 p a r t i c l es i z e 图i - 3 铝合金沉淀强化示意图 图卜3 为k e l l y 和n i c h o l s o n 对沉淀强化理论的表述1 5 3 , 5 4 1 。理论上，两曲线 的交点决定了可能达到的最高强度。在这个理论中，位错切割沉淀相机制 ( s h e a r i n g ) 和位错绕过沉淀相机制( b y - p a s s i n g ) 相竞争，消耗能量较少的机 制开动。 1 4 材料的疲劳及断裂机理 1 4 1 材料疲劳性能的表征疲劳寿命曲线 虽然1 9 世纪中叶，德国工程师w o h l e r 在对火车车轴的疲劳破坏进行的系统 研究中就提出了应力- 寿命( s - n ) 图和疲劳极限的概念，直至今时，材料在循环载 荷条件下的疲劳破坏行为仍是基于测定s - n 曲线 加以研究的。图l - 4 是在控制应力幅条件下 得到的典型的s - n 曲线。 传统疲劳理论认为，应变时效硬化材料 膏 的s - n 曲线通常在超过大约1 0 8 疲劳循环数 甚 的位置上出现一个平台( 如图卜d 中的实 毯 线) ，应力幅等于低于平台值时，认为试样 可无限循环而不发生疲劳断裂，即有无限的 蛾劳破坏循王l = 罔次m 圈1 - 4 典型疲劳寿命s - n 曲线 毫_【雪 中南大学硕士学位论文 疲劳寿命。此应力幅值定义为材料的疲劳极限。不存在应变时效硬化的材料( 如 铝合金) 在s - n 曲线上并不表现出很明显的疲劳极限( 如图1 - 4 中虚线) ，随着应 力幅连续降低，材料疲劳破坏循环数逐渐增加，在这种情况下，以一定破坏循环 数( 常为1 0 7 次) 对应的最大应力作为条件疲劳极限。 b a s q u i n 呻1 在1 9 1 0 年提出了如下表达式来描述在恒应力幅疲劳试验中，应 力幅与发生破坏的载荷循环周次之间的关系，即著名的b a s q u i n 方程式： o - a = o f 谗n f y ( i - 1 ) 式中盯。是疲劳载荷应力幅。，是该应力幅下发生疲劳破坏时的载荷循环周次， b 是疲劳强度指数或b a s q u i n 指数，o - ，是疲劳强度系数( 对大多数金属，它非常 接近于经过颈缩修正的单向拉伸真断裂强度仃，) 。b a s q u i n 关系式适用于低应力 幅长疲劳寿命，即高周疲劳( h c f ) 条件下的s - s ( 应力一寿命) 曲线的描述，并严格 限于光滑试样承受完全反复的拉压载萄的疲劳破坏。 对在疲劳过程中存在较大塑性变形的低周疲劳，采用基于应力的方法来确 定总疲劳寿命显得不太理想。c o f f i n 呻1 和m a n s o r l l 5 ”在独立研究热疲劳问题的过 程中分别提出了一种以塑性应变幅为参量的疲劳寿命描述方法，即 c o f f i n m a n s o n 关系： 等= 等( 2 n k 竹( 2 n zr ( i - 2 ) 式中的矿是疲劳延性系数，c 是疲劳延性指数，a 2 为总应交幅，e 为 弹性模量。式( 1 2 ) 等号右边第一项和第二项分别是总应变的弹性分量和塑性分 量。对具有较大塑性变形的低周疲劳，这种基于循环应变的表征方法被广泛地用 于估计疲劳寿命。 1 4 2 疲劳裂纹扩展的一般规律 材料的疲劳是材料在交变载荷作用下所发生的形变和断裂现象，它是材料在 承载过程中损伤逐渐累积、萌生裂纹以及裂纹扩展直至最后断裂的过程【5 羽。疲 劳断裂一般是在载荷远低于构件静态载荷能力的条件下突然发生的，因此往往会 造成重大事故。五十年代初英国彗星号喷气客机的几次失事都是由材料的疲劳损 伤造成的例。 材料的基本断裂模式分三种，图卜5 。i 型是拉伸张开型，裂纹面沿垂直于 裂纹面的方向分开：i i 型是平面滑开型，裂纹面沿垂直于裂纹前沿的方向相互剪 切：i l l 型是撕开型或反平面剪切型，裂纹面沿平行于裂纹前沿的方向剪切。其 它任何形式的裂纹都可以看作是这三种基本类型的组合1 5 8 】 中南大学硕士学位论文 ( a )( b )( c ) 图1 - 5 三种基本型裂纹：c a ) 平面张开型；c b ) 平面滑开型：【c ) 反平面剪切型 疲劳裂纹扩展的一般性规律，是对裂纹扩展行为或现象所进行的一种综合性 描述；而疲劳裂纹扩展的宏观力学模型，则是