鑄造A356鋁合金的低周疲勞行為

宋謀勝, 冉茂武, 孔園園，晏登揚

(銅仁學院 物理與電子科學系，銅仁 554300)

鑄造A356鋁合金的低周疲勞行為

宋謀勝, 冉茂武, 孔園園，晏登揚

(銅仁學院 物理與電子科學系，銅仁 554300)

研究不同加鈦方式和鈦含量對鑄造A356鋁合金常溫低周疲勞行為的影響，分析合金疲勞斷口的形貌特征。結果表明：4種A356合金均表現出明顯的循環硬化行為，但Ti含量(質量分數)為0.14%的合金比Ti含量為0.10%的合金具有更高的循環硬化率。在低應變時，加鈦方式對合金的循環硬化影響相近；而在高應變時，電解加鈦A356合金表現為類似“飽和”的準穩定形變行為，熔配加鈦合金則表現為持續的循環硬化特征。加鈦方式對A356合金低周疲勞壽命的影響不明顯，其疲勞壽命僅受合金中Ti含量的影響；Ti含量為0.10%的A356合金較Ti含量為0.14%的合金具有更優異的低周疲勞壽命，這主要是由于前者具有較低的屈服強度。

A356合金；低周疲勞；循環硬化；疲勞壽命

A356合金因具有優良的鑄造性能、熱處理性能、加工性能、疲勞性能以及良好的強度與塑性，已成為汽車和摩托車輪轂產業使用最為廣泛的 Al-Si系列鑄造合金[1?2]。目前人們對A356合金的研究主要集中在晶粒細化、熔體處理和組織衰退等微觀組織結構以及硬度、強度、耐磨抗損、靜態或準靜態等常規力學性能方面，而對其疲勞性能的研究相對有限。實際上，絕大部分工程結構材料在實際服役期間承受的是交變載荷，疲勞破壞應是機械零件和工程構件破壞的最主要形式，疲勞斷裂也是影響構件服役壽命的重要因素。因此，在研究常規力學性能的基礎上，對 A356合金疲勞性能進行研究具有重要的現實意義。

疲勞破壞多發生在構件表面或亞表面的最薄弱部位，失效過程往往表現為表面微裂紋的啟裂、擴展和聚合，最后形成宏觀主控裂紋。在循環載荷作用下，疲勞裂紋最易在氣孔、鑄造縮孔、夾雜、氧化物薄膜等缺陷處萌生進而擴展，尤其是冷縮孔和氣孔更易滋生裂紋[3?4]。研究表明，材料的微觀組織、合金中的微量元素、合金熔體的冷卻速度和Si顆粒形貌均能影響A356合金的疲勞壽命[5?7]；另外，熱處理條件如欠時效和峰時效對合金材料的循環硬化行為也有顯著的影響[8]。材料在交變載荷作用下，其應力集中部位的循環塑性變形控制著構件的疲勞服役性能[9]。因此，研究材料在應變控制條件下的低周疲勞性能，將在選材設計、性能優化、疲勞壽命估算等方面獲得更多的信息，從而最大限度地發揮材料的潛能。

電解加鈦是近幾年新開發的一種用電解法直接制備具有一定Ti含量的低鈦鋁合金的加鈦方式，該工藝不改變純鋁的電解工藝和生產效率，相對于傳統的熔配加鈦方式，電解加鈦具有加鈦成本低、晶粒細化效果好、抗衰退能力強以及成分易控制等優點[10]。

本文作者分別采用電解加鈦和熔配加鈦兩種方式配制兩種Ti含量(質量分數)的A356合金，并對其常溫低周疲勞性能進行測試與分析。

表1 A356合金的化學成分Table 1 Chemical compositions of A356 alloys (mass fraction, %)

表2 A356合金的參數與性能Table 2 Parameters and properties of A356 alloys

1 實驗

電解加鈦 A356合金(EA356)直接采用Ti含量為0.18%的電解低鈦鋁合金熔配而成，熔配加鈦A356合金(MA356)則采用 Al-10%Ti中間合金和純鋁熔配而成，實驗合金的化學成分采用金屬分析儀(Metalscan 2500型，Arun)進行分析，結果見表1。澆注后的試樣進行T6熱處理，然后分別機加工成d 8 mm×80 mm的拉伸試樣和d 8 mm×16 mm的標準疲勞試樣，在液壓伺服材料試驗機(MTS?810型，MTS)上進行拉伸和低周疲勞測試。拉伸性能在2 mm/min的速率下進行，其力學性能見表 2。疲勞實驗名義總應變半幅(?εt/2)分別取 5 個幅值，即 0.9×10?2、0.7×10?2、0.5×10?2、0.3×10?2和 0.25×10?2，應變比 R 為 ?1，應變頻率 f為0.28~1.0 Hz。

實驗樣品的金相組織采用金相顯微鏡(Nikon MBA21000型，Olympus)來觀察，并利用電鏡聯機及光鏡圖文管理系統(WD?5型，武漢大學)定量分析，合金疲勞參數見表 2。疲勞斷口的組織形貌用掃描電鏡(JSM?5610LV型，Jeol)進行觀察，TEM樣品取自斷口約1 mm處，在透射電鏡(H?800型，Hitachi)下觀察不同總應變幅下的位錯胞形態。

2 結果與分析

2.1 A356合金的循環硬化行為

材料的應力—應變(σ—ε)關系在低周循環載荷過程中已超過其彈性范圍而進入塑性區，因此，一個完整而穩定的載荷循環所對應的應力—應變曲線必然圍成一個封閉的滯后回線。滯后回線內的面積代表材料所吸收的塑性變形功，其中一部分以塑性變形能的形式儲存在材料中。實驗表明，總應變半幅(?εt/2)可以分解為彈性應變半幅(?εe/2)和塑性應變半幅(?εp/2)，即：

圖1 A356合金的循環應力－應變曲線Fig.1 Cyclic σ—ε plots of A356 alloys: (a) By electrolysis;(b) By melting Al-10%Ti master alloys

圖1所示為4種A356合金(E10、E14、M10和M14)的循環σ—ε曲線及其相應的單調拉伸σ—ε關系。由圖1可見，4種合金的應力—應變關系均表現為明顯的循環硬化行為。無論何種加鈦方式，較高Ti含量的E14和M14合金具有較強的循環硬化能力。這是由于它具有較好的晶粒細化效果，從而具有較高的屈服強度和抗拉強度，而相同加鈦方式的合金具有相同的循環硬化趨勢。然而，在較高的循環總應變半幅下，EA356合金的循環硬化行為趨于一種被稱為“飽和”的準穩定形變狀態，而 MA356合金則表現為持續的循環硬化過程，無準穩態“飽和”現象。

材料的循環σ—ε關系可用Hollomon公式來定量描述：

式中： Δt2為循環穩定時的總應力半幅；E為材料的彈性模量；K為循環強度系數，K大則材料的強度高；n為循環應變硬化指數，可用來表征材料循環硬化的快慢程度和抵抗塑性變形的抗力，n大則材料的循環硬化速率越快，其塑性變形的抗力大，塑性較差。通過對實驗結果和圖1中應變—應力數據進行一元線性回歸分析，可以模擬出本實驗4種A356合金σ—ε關系的K和n參數值(見表2)。由表2可見，除E10外，其余3種合金的n值均在0.14~0.15之間，與大多數金屬的試驗結果一致(n=0.1~0.2)，也與LANDGRAF[11]的研究結果一致。通常金屬材料在低周疲勞中的循環硬(軟)化行為與其靜拉伸行為有關，金屬或合金在循環硬化指數n＜0.1時發生循環軟化，在n=0.1時循環穩定，在n＞0.1時循環硬化[11]。

表2中，E10與M10、E14與M14的K值相當，表明二者的強度相當，而E10的n值遠小于其余三者的，這是由于E10合金具有較高的塑性。n值較小表明其循環硬化速率較慢，塑性較好，抗疲勞循環硬化的性能好。一般來說，在恒應變幅循環下，若材料是循環硬化型的，則材料所受應力幅將越來越高，可能引起受載構件的早期斷裂。

圖2所示為Ti 含量為14%的電解A356合金在不同總應變幅下的位錯胞形態。在交變載荷作用下，即使在很低的應變幅下，材料中也能觀察到明顯的位錯胞，這是位錯在循環載荷下滑移、堆積及相互纏結的結果。胞狀結構是高層錯能金屬(Al、Cu、Ni) 在循環應變幅(應力幅)下的變形特點。由圖 2可見，隨著循環周次的增加，位錯密度逐漸增加，位錯糾纏進一步加強，這必然會增強對后續位錯運動的阻礙作用，從而導致合金更明顯的循環硬化行為。另外，合金的凝固組織對其循環硬化行為的影響主要歸因于位錯與Si顆粒、晶界或枝晶邊界的交互作用[12]。材料在交變載荷下發生循環變形時，位錯不斷地交割滑移，位錯滑移的阻力來自于 Si顆粒和晶界/枝晶邊界，細小的晶粒組織必然會造成位錯滑移的平均自由程更短，材料表現為較高的循環硬化行為。由于EA356合金的晶粒細化效果、晶粒分布及Si顆粒的形貌均優于MA356合金的，使得位錯在較低應變幅下更易塞積、糾纏并達到“飽和”，從而出現準穩態現象。

圖2 EA356合金低周疲勞的位錯胞形態Fig.2 Morphologies of dislocation cell of LCF in EA356 alloys: (a) ?εt/2=0.7%; (b) ?εt/2=0.5%; (c) ?εt/2=0.3%

圖3 A356合金的循環應變—壽命曲線Fig.3 Cyclic ?ε/2—2Nf plots of A356 alloys: (a) By electrolysis; (b) By melting Al-10%Ti master alloys

2.2 A356合金的低周疲勞壽命

材料的循環應變—疲勞壽命關系是衡量和評估材料疲勞性能的重要方面，也是優化材料疲勞服役性能、進行疲勞壽命估算的重要參量。低周疲勞應變—壽命曲線(?ε—Nf)通常采用總應變半幅和循環反向次數2Nf在雙對數坐標上表示，即?εt/2—2Nf關系。根據式(1)，?εe/2—2Nf和?εp/2—2Nf也可在雙對數坐標上表示出來。

圖3所示為Ti含量分別為0.1 %和0.14%的A356合金在電解加鈦和熔配加鈦兩種方式下的循環?εt/2—2Nf、?εe/2—2Nf和?εp/2—2Nf關系曲線。無論是電解加鈦還是熔配加鈦，Ti含量為0.10 % 的A356合金的低周疲勞壽命要優于Ti含量為0.14% 的A356合金的低周疲勞壽命，表明前者具有更好的抗低周疲勞性能。此外，彈性應變對 A356合金的低周疲勞壽命的影響不明顯，而塑性應變的影響則較為明顯。因此，材料的低周疲勞壽命主要取決于材料的塑性應變，而在Ti含量相同時，加鈦方式對合金的低周疲勞壽命的影響則不明顯。

圖3中的另一個參量Nt為過渡疲勞壽命，即曲線?εe/2—2Nf與?εp/2—2Nf交點處的疲勞壽命。此時，?εe=?εp，彈性應變對材料所造成的損傷(或對疲勞的貢獻)與塑性應變對材料所造成的損傷(或對疲勞的貢獻)相等。過度疲勞壽命Nt是評價材料疲勞行為的一項重要性能指標。當疲勞壽命Nf< Nt時，?εp=?εe，塑性應變在交變載荷過程中起主導作用，疲勞抗力主要取決于材料的塑性；當Nf> Nt時，?εp＜?εe，彈性應變在交變載荷過程中起主導作用，疲勞抗力則主要取決于材料的強度。在兩種加鈦方式下，0.10%Ti合金的彈性疲勞壽命與0.14%Ti合金的幾乎相當，但是前者的過度疲勞壽命Nt明顯優于后者的。這表明二者強度相當，但前者具有較好的延展性。

通常低周疲勞壽命分為裂紋萌生壽命和裂紋擴展壽命，疲勞微裂紋源的萌生有表面滑移帶開裂、內部夾雜物與基體相界面分離或夾雜物本身斷裂，以及晶界或亞晶界開裂等基本方式。對于鑄造鋁合金光滑低周疲勞試樣，裂紋最易在試樣表面的機加工缺陷處，如劃痕、拐角，或試樣內部的鑄造缺陷處，如氣孔、夾雜或未熔的硬脆相Si粒子周圍等處萌生[13?14]。圖4所示為在循環載荷作用下的疲勞裂紋源萌生情況，即試樣亞表面的Si顆粒開裂處(見圖4(a))、氣孔群(見圖4(b))、氧化膜(見圖 4(c)) 或夾雜處(見圖 4(d))。因為在這些地方容易造成局部顯微區域的應力和應變集中，從而在循環載荷作用下萌生微觀裂紋并不斷地生長和擴展，最終與基體相分離而使材料失效斷裂。

圖4 A356合金疲勞失效的裂紋源Fig.4 Crack initiators of fatigue failure for A356 alloys: (a) Si particles cracking; (b) Pores; (c) Oxides; (d) Inclusions

圖5 所示為EA356合金在不同恒總應變半幅下疲勞失效后的斷口組織形貌。由圖5可以看出，在較高的恒總應變半幅時，斷口由韌窩和撕裂棱組成，基本上類似于靜拉伸斷口，這是材料經較少周次的循環之后即失效斷裂所致(見圖5(a))。而在較低的恒總應變半幅下，斷口形貌呈現出眾多的斷裂平臺(見圖 5(b))，在這些斷裂平臺上又有許多疲勞條紋(見圖5(c))，每一個疲勞條紋對應于材料在循環載荷下疲勞裂紋擴展的一個周期。在疲勞條紋中存在大量的、排列規則的、與其呈45?角的滑移帶(見圖5(d))。這表明材料在較低總應變半幅的交變載荷下，在疲勞裂紋自萌生而后擴展過程中，裂紋尖端組織中的α(Al)基體承受了較大的塑性變形。A356合金中的基體α(Al)為面心立方(FCC)結構，具有較高層錯能，可以開動的滑移系{111}?110?數量多，且臨界分切應力小，在循環載荷作用下，即使承受較低的塑性應變，位錯也很容易開動而發生交滑移，從而造成材料的不均勻變形和眾多的疲勞臺階與條紋。

圖5 EA356合金疲勞失效后的斷口組織形貌Fig.5 Fractographs of EA356 alloys after fatigue failure: (a) Fracto-dimples; ?εt/2=0.7%; (b) Fracto-flats, ?εt/2=0.3%; (c) Fatigue striations, ?εt/2=0.3%; (d) Fatigue slipbands, ?εt/2=0.3%

通常在循環應力加載中，材料所形成的眾多微裂紋可以分為兩個演化階段，即多裂紋相互作用階段和局域主裂紋階段。在循環前期所形成的大量微裂紋非常分散而呈雜亂無序狀，隨著循環周次的增加，微裂紋與材料的微結構相互作用以及裂紋之間的相互作用，使得微裂紋間互相連結，逐漸匯集成少數幾條局域主裂紋，從而使得裂紋間的相互作用也逐漸表現為有序狀態，斷裂也最終由這少數幾條局域主裂紋來控制[15?16]。在高應變時，裂紋主要形核于晶界并沿晶界或 Al-Si共晶相界擴展。此處的局部變形不協調較為突出，對裂紋傳播的阻力較小，裂紋一旦形成，就快速擴展，具有單疲勞源特征。合金的低周疲勞壽命較低，疲勞斷口類似于拉伸斷口，難于觀察到疲勞條紋。而在低應變水平下，裂紋既可在表面的夾雜、氣孔、刀痕及較大的不規則Si顆粒等位置產生，也可通過晶粒的不均勻變形產生，疲勞斷裂是一種典型的多元疲勞綜合過程；裂紋一旦萌生，在交變載荷的高次循環作用下，疲勞裂紋以鈍化?復銳方式穿過α(Al)基體擴展。裂紋的每一次鈍化?復銳過程均在裂紋尖端塑性區內部發生位錯的滑移、塞積、糾纏，因此，在疲勞斷口上很容易觀察到明顯的斷裂平臺和疲勞條紋，甚至疲勞滑移帶。

不同加鈦方式和Ti含量對A356合金疲勞壽命的影響可以從組織和力學性能兩個角度分析。從組織角度分析，細化組織應該有利于疲勞壽命的提高。材料在交變載荷下發生循環變形時，位錯不斷地交割滑移。位錯滑移的阻力來自于 Si顆粒和晶界/枝晶邊界，細小的晶粒組織必然會造成位錯滑移的平均自由程更短，從而導致疲勞裂紋萌生和擴展需要較高的能量，因此有利于疲勞壽命的提高。但本研究的實驗結果表明，A356合金的低周疲勞壽命對合金的微觀組織不敏感，盡管EA356合金的晶粒較MA356合金的細小，0.14%Ti合金的晶粒細化效果也優于0.10%Ti合金的，但加鈦方式對 A356合金的疲勞壽命幾乎沒有影響，降低Ti含量卻能使合金的疲勞壽命有所提高。

本研究中4種合金采用了相同的熔煉工藝，所不同的是加鈦方式和Ti含量。相對而言，EA356合金和0.14%Ti的 A356合金的晶粒分別較 MA356合金和0.10%Ti的A356合金的晶粒細小，但這種細小的晶粒組織主要是針對一次枝晶大小而言。對材料疲勞壽命影響最為顯著的是二次枝晶臂間距(SDAS)[5]，而加鈦方式和Ti含量對SDAS的影響較小，這4種合金的SDAS基本保持在24 μm左右。此外，低周疲勞實驗時的循環載荷較大、交變頻率較高，加之 A356合金的凝固組織非常復雜，如組織中的各種缺陷、不均勻性、不規則Si顆粒、氣孔和夾雜物等，疲勞裂紋很容易從這些缺陷或夾雜物處萌生，然后在較高的循環載荷作用下快速擴展，導致合金的低周疲勞壽命對合金的凝固組織不敏感。其他 Al-Si合金的低周疲勞實驗也證實了這一結論，如 HAN和KATSUMATA[8]發現A356合金熔體處理的凝固組織和時效條件對其疲勞壽命影響很小，ZHANG和 CHEN[6]也發現當 SDAS小于30 μm時，SDAS的變化對A356合金低周疲勞壽命的影響較小。

材料的疲勞壽命還與其屈服強度有關。如果材料具有較低的屈服強度，那么材料內不均勻區域產生的應力集中很容易通過該部位的塑性變形而松弛，從而延緩疲勞裂紋的萌生。HAN和KATSUMATA[8]的研究表明，裂紋尖端附近的循環塑性區尺寸與材料屈服強度的平方成反比。另外，根據GALL和YANG[7]對A356合金循環應變疲勞行為的研究結果，A356合金疲勞裂紋尖端的循環塑性區尺寸與屈服強度的關系：

式中：rc為循環塑性區尺寸；為最大應力強度因子；s為屈服應力。可見，較小的屈服強度能夠增大局域塑性變形區的尺寸，從而促進更高的塑性誘發閉合，增加裂紋擴展阻力。同時，裂紋尖端區域較大的塑性變形區還能增大晶胞內基體對位錯的阻力，使位錯不能移動到晶胞或晶界處與共晶粒子相互作用，從而降低了裂紋的擴展速率，提高了合金的疲勞性能。由表2可知，Ti含量相同時合金的屈服應力s相近，但Ti含量較低時合金(E10、M10)的s則小于Ti含量較高時合金(E14、M14)的s。因此，根據式(3)可知，E10和 M10合金裂紋尖端區域的循環塑性區尺寸比E14和M14合金的大，其塑性誘發的裂紋閉合程度要高于E14和M14合金，使得疲勞裂紋的擴展阻力增大，傳播速率減慢，從而具有較優異的抗疲勞裂紋擴展能力和低周疲勞性能。

3 結論

1) 電解A356合金和熔配A356合金均具有明顯的循環硬化行為，但高Ti含量的合金表現出更高的循環硬化率。

2) A356合金的低周疲勞壽命對加鈦方式不敏感，其疲勞壽命主要受合金中 Ti含量的影響。Ti含量為0.10%的A356合金與Ti含量為0.14%的A356合金相比，前者表現出更長的低周疲勞壽命。

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Low cycle fatigue behavior of cast A356 aluminum alloys

SONG Mou-sheng, RAN Mao-wu, KONG Yuan-yuan, YAN Deng-yang
(Department of Physics and Electronics Science, Tongren University, Tongren 554300, China)

Effects of the method of Ti-alloying and Ti contents on the low cycle fatigue (LCF) behavior of cast A356 alloys at room temperature were investigated, and the morphologies of fracture surfaces were analysed. The results show that four kinds of A356 alloys exhibit the evident cyclic hardening behavior, and the A356 alloys with 0.14%Ti(mass fraction) exhibit higher cyclic hardening rate than the alloys with 0.1%Ti. The cyclic hardening behavior influenced by method of Ti-alloying has similar trend when tested at low strain amplitude; while the A356 alloys by electrolysis (EA356)tested at high strain amplitude, reveal the quasi-stable deformation resembled “saturation” state, and for the A356 alloys by melting Al-10%Ti master alloys (MA356), the cyclic hardening continuously proceeds. There is no obvious difference between the LCF lives of A356 alloys fabricated by two methods of Ti-alloying, and the LCF life is only influenced by Ti contents in the alloys. The A356 alloy with 0.10 %Ti has a lower yield strength, which exhibits a longer LCF life than the alloys with 0.14%Ti.

A356 alloys; low cycle fatigue; cyclic hardening; fatigue life

TG146.2

A

1004-0609(2011)03-0538-08

貴州省科學技術基金資助項目(J20102016)；銅仁學院科研基金資助項目(TR084)

2010-03-18；

2010-06-11

宋謀勝，博士；電話：0856-5230914；E-mail: sms071201@163.com

(編輯 何學鋒)