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

李佳航，車欣，蔣學禹，尹淑英

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

李佳航，車欣，蔣學禹，尹淑英

（沈陽工業大學 材料科學與工程學院，沈陽 110870）

研究不同時效時間對Al–7Zn–2.5Mg–2.0Cu–0.1Zr–0.2Sc合金強度的影響，以及室溫和?40 ℃這2種溫度環境對該合金疲勞行為的影響。在不同時效時間下對Al–7Zn–2.5Mg–2.0Cu–0.1Zr–0.2Sc合金進行熱處理，并采用透射電鏡觀察其顯微結構以解釋不同時效時間下強度變化的原因。在不同外加總應變幅的條件下，對T6態該合金進行低周疲勞實驗，對比研究Al–7Zn–2.5Mg–2.0Cu–0.1Zr–0.2Sc合金在不同溫度環境下的低周疲勞行為。隨著時效時間的延長，不同溫度環境下Al–7Zn–2.5Mg–2.0Cu–0.1Zr–0.2Sc合金的屈服強度和抗拉強度都先升高后降低，?40 ℃環境下的屈服強度和抗拉強度均高于室溫環境下的。在低應變幅時，合金的循環應力響應行為特征總體呈穩定趨勢，在高應變幅時，合金的循環應力響應行為先表現為循環穩定特征，后表現為循環硬化特征。同一應變幅下，?40 ℃環境下合金的循環應力幅值高于室溫環境下的，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，疲勞變形機制為平面滑移機制。當應變幅為0.4%和0.6%時，合金疲勞變形區位錯組態為位錯陣列，當應變幅為1.0%時，合金位錯組態為位錯網格。

鋁合金；溫度；強度；低周疲勞；微觀結構

Al–Zn–Mg–Cu合金由于具有高強度、輕質量、高硬度等十分優良的綜合性能，被廣泛應用于飛機、船舶的主要結構件中[1-3]。在實際工作過程中，鋁合金構件會受到交變載荷的作用產生疲勞損傷，這會大大縮短構件的使用壽命，易發生疲勞斷裂事故，因此關于鋁合金疲勞行為的研究一直深受重視[4-6]。

研究學者對鋁合金的疲勞行為進行了大量研究[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，發現當載荷應力降低時，合金的疲勞壽命延長，合金具有更好的疲勞性能，這與疲勞裂紋微觀結構有著密切關系，位錯的增殖、運動和塞積會促使裂紋的萌生，縮短疲勞壽命，反之會延長疲勞壽命。王冠一等[11]對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，結果表明，當外加總應變幅為0.4%～0.8%時，軸向平行軋制方向合金和軸向垂直軋制方向合金的循環應力響應行為均表現為循環穩定的特征，且軸向平行軋制方向合金的循環應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軟化響應行為，發現在同一溫度下，隨著應變幅的增大，合金的疲勞壽命會縮短，在加載同一應變幅的條件下，疲勞壽命隨著溫度的升高而延長，顯微組織也得到改善。Guo等[13]在高溫環境下進行了Al–9Si–Cu–Mg合金低周疲勞實驗研究，發現合金在200 ℃下的循環應力響應行為表現穩定，疲勞裂紋發生在孔洞和缺陷處，但隨著溫度的升高，在350 ℃下，合金的循環應力響應行為表現為軟化特征，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。

服役環境是影響疲勞行為的重要因素之一[14]，目前針對鋁合金低周疲勞行為的相關研究多在室溫及高溫環境下進行，對鋁合金低溫環境下低周疲勞性能的研究較少。但鋁合金構件的工作環境也包含高空、極北地區以及寒冬季節等低溫環境[15-18]，說明了解鋁合金低溫低周疲勞行為也是非常重要的。文中對T6態Al–7Zn–2.5Mg–2.0Cu–0.1Zr–0.2Sc合金進行應變控制的低周疲勞實驗，對比分析室溫環境與?40 ℃環境下鋁合金疲勞變形區微觀結構的變化規律，以期對在低溫環境下此類合金的實際工程應用提供更多可靠的數據參考。

1 實驗

實驗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端淬實驗專用加熱爐對合金進行固溶+時效處理，固溶處理工藝選擇470 ℃×2 h，水淬；時效處理溫度為120 ℃，時長為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，拉伸實驗借助WDW–200E型微機控制電子萬能實驗機在不同溫度環境（室溫、?40 ℃）下進行，應變速率為1.67×10?3s?1，標距為20 mm，在每個溫度環境下都準備3個平行試樣。

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疲勞實驗機對Al–7Zn–2.5Mg–2.0Cu–0.1Zr–0.2Sc合金進行不同溫度環境（室溫、?40 ℃）的低周疲勞實驗。名義總應變幅為0.4%、0.5%、0.6%、0.8%、1.0%，采用正弦波加載，應變比值為?1，循環頻率為1.0 Hz，?40 ℃環境借助651.06E–03環境箱和YDZ–50液氮罐實現，疲勞實驗在循環應力幅值降為峰值的80%時停止，將此時的循環周次定義為疲勞壽命。在每個應變幅下準備2個平行試樣。

圖2 疲勞試樣形狀與尺寸（mm）

2 結果與分析

2.1 拉伸性能

表1為不同時效時間下Al–7Zn–2.5Mg–2.0Cu– 0.1Zr–0.2Sc合金通過軸向拉伸實驗得到的數據，圖3為其力學性能對比曲線。結果表明，隨著時效時間的增加，不同溫度環境下合金的強度曲線都表現為先上升后下降的趨勢。當時效時間相同時，?40 ℃環境下合金的屈服強度和抗拉強度更大。同時，從圖3可以明顯看出，在時效時間為22 h時，不同溫度環境下合金的屈服強度和抗拉強度均達到最高點，合金的斷裂伸長率及斷面收縮率整體呈下降趨勢。

表1 不同時效時間下Al–7Zn–2.5Mg–2.0Cu–0.1Zr–0.2Sc合金的拉伸數據

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

圖3 不同時效時間Al–7Zn–2.5Mg–2.0Cu–0.1Zr–0.2Sc合金的力學性能曲線

2.2 顯微組織觀察

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

Al–7Zn–2.5Mg–2.0Cu–0.1Zr–0.2Sc合金的抗拉強度隨時效時間的變化而發生變化，這可以從時效處理后晶內析出相類型、尺寸及密度等方面來解釋。研究學者普遍認為Al–Zn–Mg–Cu系合金的時效析出序列為：過飽和固溶體→GP區→亞穩相η'→平衡相η，不同時效時間的沉淀析出相不同，析出相的密度、尺寸等也不同，這些都會影響合金的力學性能[20-21]。當時效時間為10 h時，如圖4a所示，合金的晶內析出相細小彌散，其析出相尺寸約為2 nm，此時Mg、Cu原子比例相似，構成了鋁基體中的早期析出相GP區，GP區在<110>Al取向呈近圓形，其晶體結構為面心立方晶體結構，與鋁基體共格，在拉伸實驗過程中，不會對位錯的運動造成阻礙，可以很容易地被位錯切割，所以時效10 h時，Al–7Zn–2.5Mg–2.0Cu– 0.1Zr–0.2Sc合金的強度較低。當時效時間為22 h時，析出相尺寸逐漸增大，約為3 nm，此時晶內析出相主要由可變形粒子GP區和η'相組成，相較于早期時效，析出相密度有所降低，但尺寸明顯增大，由于強度與析出相的體積分數和半徑尺寸成正比[22]，可知此時Al–7Zn–2.5Mg–2.0Cu–0.1Zr–0.2Sc合金的強度也有所提高，同時由于部分GP區長大轉變形成了亞穩相η'相，晶體結構也發生了變化，由原與基體共格的面心立方晶體結構轉變為六方結構，與基體形成半共格結構，對位錯運動有一定的阻礙作用，所以時效22 h的合金強度升高。當時效時間為34 h時，析出相η'沿著直徑與厚度方向交替生長，如圖4e所示，析出相尺寸明顯增大，尺寸可達10 nm，當粗大的η'相最終長成穩定的η相后，由于η相不利于鋁合金性能，此時會導致Al–7Zn–2.5Mg–2.0Cu– 0.1Zr–0.2Sc合金的強度明顯下降。此外，在不同的時效時間下都可以清晰地觀察到另一種第二相粒子Al3(Zr, Sc)，但不同的時效時間對它的影響較小。

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

2.3 循環應力響應行為

圖5為T6態Al–7Zn–2.5Mg–2.0Cu–0.1Zr–0.2Sc合金在不同溫度環境（室溫、?40 ℃）下的循環應力響應圖。可以看出，在相同應變幅時，合金在?40 ℃下的循環應力幅值高于室溫下的，說明低溫會提高合金的循環變形抗力，與上文低溫會提高合金強度的結論相一致。在較低應變幅下，合金的循環應力響應行為總體呈穩定趨勢，在較高應變幅時，合金的循環應力響應曲線先表現為循環穩定特征，后表現為循環硬化特征。為進一步研究合金在不同溫度下的循環硬化能力，計算了合金的循環硬化率，如式（1）所示。

式中：max為最大循環應力幅值；first是第1周的循環應力幅值。

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

2.4 低周疲勞壽命行為

圖7為不同溫度環境（室溫、?40 ℃）下T6態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，即使在應變幅為0.4%時，室溫環境下合金疲勞壽命也高于?40 ℃環境下合金的約20%，說明室溫環境下合金的疲勞壽命明顯高于?40 ℃環境下合金的疲勞壽命，低溫環境會縮短合金的疲勞壽命，使合金抵抗疲勞失效的能力變差，對疲勞性能易產生損傷。

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

圖5 不同溫度環境Al–7Zn–2.5Mg–2.0Cu–0.1Zr–0.2Sc合金的循環應力響應對比曲線

圖7 不同溫度環境下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；為疲勞延性指數；f為疲勞強度系數；為彈性模量；為疲勞強度指數。

2.5 循環應力?應變行為

圖9為T6態Al–7Zn–2.5Mg–2.0Cu–0.1Zr–0.2Sc合金在不同溫度環境下的循環應力–應變曲線。

循環應力–應變行為反映的是材料在循環變形過程中塑性應變與循環應力的關系，而塑性應變與循環應力的關系通常用式（4）來表示。

式中：?σ/2為最大應力幅；K'為循環強度系數；n'為循環應變硬化指數。

圖9 不同溫度環境下Al–7Zn–2.5Mg–2.0Cu–0.1Zr–0.2Sc合金循環應力–應變曲線

不同溫度環境（室溫、?40 ℃）下相關的應變疲勞參數可以利用線性回歸方法計算，如表2所示。可以看出，室溫環境下合金的疲勞延性系數f與疲勞強度系數f均大于?40 ℃環境下合金的，而室溫環境下合金的疲勞延性指數和疲勞強度指數小于?40 ℃環境下合金的，但差異較小。?40 ℃環境下合金的循環強度系數小于室溫環境下的，這與上文低溫會提高合金的循環變形抗力、提高合金強度的結論相符，而?40 ℃環境下合金的循環應變硬化指數也小于室溫環境下合金的。

2.6 疲勞變形區的微觀結構

圖10為T6態Al–7Zn–2.5Mg–2.0Cu–0.1Zr–0.2Sc合金在不同溫度環境以及不同應變幅下疲勞斷口變形區的位錯組態。

圖10 不同溫度環境Al–7Zn–2.5Mg–2.0Cu–0.1Zr–0.2Sc合金的位錯組態

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

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，不同溫度環境下疲勞斷口變形區的位錯組態均為位錯陣列，說明在疲勞變形過程中位錯具有更大的滑移空間，更易發生滑移，合金低周疲勞變形機制為平面滑移機制，在室溫環境下，在晶界附近分布著許多短而小的位錯，隨著溫度的降低，位錯數量明顯增加，位錯陣列寬度相對增大，這導致位錯運動會遇到更大的阻礙。由圖10c和10d可以看出，相較于低應變幅（0.4%），應變幅為0.6%時的位錯尺寸和數量都有所增加，且室溫環境和?40 ℃環境下合金的位錯組態有所不同，在室溫下位錯陣列形成了較長的位錯墻，同時少量位錯發生了位錯纏結，在?40 ℃溫度條件下，位錯陣列的寬度有所增加，在不同位置增殖產生了新的位錯，且不同方向的位錯陣列在運動中相遇，有少部區域形成位錯網格，但相較于位錯陣列，位錯網格只占了極少的一部分，在合金的疲勞變形過程中不起決定性作用，所以在0.6%應變幅的加載條件下，合金仍表現為循環穩定特征，該合金的疲勞變形機制還是平面滑移機制。由圖10e和10f可以明顯看出，位錯組態發生了顯著變化，在疲勞變形過程中，不同方向的位錯陣列通過平面滑移機制運動，相遇后形成了位錯網格，位錯網格對位錯運動產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，這就是合金在循環后期表現出硬化特征這一現象的原因。在室溫條件下，位錯網格密度較低，是一片尺寸較小的不規則網格，隨著溫度降低到?40 ℃，可以觀察到位錯只存在于晶界一側，說明位錯難以越過晶界，這會使合金疲勞變形抗力增加，且晶界處位錯網格的數量密度明顯增加，形成了大面積牢固的網格，嚴重阻礙了位錯運動，導致合金表現出循環硬化特征。

3 結論

1）隨著時效時間的增加，不同溫度環境下Al–7Zn–2.5Mg–2.0Cu–0.1Zr–0.2Sc合金的屈服強度和抗拉強度都呈現出先上升后下降的趨勢，當時效時間為22 h時，兩者達到最高點。在?40 ℃環境下，該合金的屈服強度和抗拉強度高于室溫環境下的。

2）在2種溫度環境下，當應變幅為0.4%～0.6%時，Al–7Zn–2.5Mg–2.0Cu–0.1Zr–0.2Sc合金的循環應力響應曲線均表現為循環穩定特征，當應變幅為0.8%和1.0%時，合金的循環應力響應曲線先表現循環穩定特征，后表現為循環硬化特征。?40 ℃環境下合金的循環應力幅值高于室溫環境下的，但?40 ℃環境下合金的疲勞壽命低于室溫環境下的。

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制為平面滑移機制。當應變幅為0.4%和0.6%時，合金疲勞變形區的位錯組態為位錯陣列，當應變幅為1.0%時，合金疲勞變形區的位錯組態為位錯網格。

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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

遼寧省教育廳科學技術研究服務地方項目（201724141）

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

車欣（1981—），男，博士，副教授，主要研究方向為金屬材料及應用。

責任編輯：蔣紅晨