高强度铝合金的多级疲劳裂纹扩展的微观机理

1、高强度铝合金的多级疲劳裂纹扩展的微观机理Y. Xue a,*, H. El Kadiri a, M.F. Horstemeyer a, J.B. Jordon a, H. Weiland ba先进车载系统研究中心,密西西比州立大学,研究大街200号。斯塔克维尔女士39759,美国b美铝技术中心,100年技术驱动,美国铝业(Alcoa)中心,PA 15069,美国2006年9月8日收到, 2006年11月6日收到修订后的形式, 2006年11月8日接受；2007年1月25日发网摘要这项研究揭示了在轧制7075-T651铝合金时疲劳损伤形成和演化的关于粒子的拓扑结构和晶粒大小和方向的微观机理。系统

2、观察了断口表面的变化和破坏的微观结构,疲劳,表现为三个阶段:疲劳裂纹形成、显微结构的/物理的小的裂纹和长裂纹。疲劳裂纹最好在位于或靠近试样表面的断裂的Fe-rich金属间化合物组成的粒子处唯一形成。大的杂质,如金属氧化物,也观察到影响裂纹成核机制。存于接近成核位置处的杂质与疲劳寿命减少大约30%有关。在显微结构的和物理的的小裂纹的条件下,裂纹前缘显示一个粗略的局部脆性疲劳断裂的裂纹扩展方向，其中除了一些局部塑性疲劳断裂。裂纹大小的变化在晶界处可明显观察到。在长裂纹机制下,断裂表面变得粗糙,但总体倾向于垂直于加载方向,表明是模式1断裂。微观结构基础多级模型的研究结果的衍生研究由裂纹孵化小裂纹扩展

3、和长裂纹扩展组成，将会详细讨论。2006年学报Materialia Inc .)公布的爱思唯尔有限公司保留所有权利。关键词:疲劳显微镜观察;铝合金;各向异性的微观结构; 微观结构裂纹繁殖1.简介近期评估延长老化飞机的疲劳寿命的预测项目已经恢复研究形成,检测和预测高强度铝合金的疲劳损伤。预测潜在的裂纹/损伤尺寸和裂纹增长率,以及疲劳寿命是对于全性评价和战略决策至关重要。飞机的关键组件或结构在严重超载的运行中,一毫米下疲劳裂纹可能导致灾难性的疲劳破裂。疲劳裂纹形成的认识中,根据工作条件早期裂纹扩展和破坏，选择适当的无损检测程序和设计一个特定的修复方式阻止裂纹是非常重要的。在不同阶段的进化中，疲劳裂

4、纹由不同的机制形成和驱使。福赛斯1绘制了疲劳裂纹增长的两个阶段：I期,裂纹沿最大剪应力的面生长；II期,裂缝在平面法向生长的方向应力最大原则。以后，基于疲劳裂纹扩展的显微结构的四个阶段的裂纹扩展的描述由苏雷什2总结，并由受雇于由道尔等 3来开发的微结构为基础的多级疲劳（MSF）模型用于浇铸A356铝合金的高周疲劳。在MSF模型中，总的疲劳寿命分解为连续四个阶段：潜伏期（INC），微观结构小裂纹（MSC）的增长期，物理小裂纹（PSC）的生长期，长裂缝（LC）的生长期。Ntotal=Ninc+NMSC/PSC+NLC（1）其中，Ntotal是总疲劳寿命;Ninc是培育裂纹循环的次数，它是在包含裂纹

5、状损伤和穿过由微观划痕处的影响的区域的早期裂纹扩展成核微观划痕处；NMSC是传播一个MSC裂纹长度所需的周期数，ai < a < kDCS，在这里的DCS被定义为A356铝合金的树枝状晶胞尺寸，k是表示一个无量纲因子，在三维裂纹前遇到一个微观的不连续性的饱和极限; NPSC是传播一个PSC所需的周期数，(12)DCS < a < O(1020DCS)，从MSC状态到主导LC的过渡期间; NLC是从裂纹长度>（_10-20）DCS所需的LC繁殖周期的数目，这取决于负载的幅值和裂纹尖端前沿微塑性的程度。根据微观夹杂形态，颗粒尺寸，颗粒取向和基体晶界间角度，所述PSC机

6、制可以在高周疲劳（HCF）的机制下延伸到300-800微米。在方程（1）中，MSC和PSC机制组合于一个数学形式。断口分析支持的福赛斯描述的疲劳裂纹扩展的阶段，已经在恒幅载荷4-8，并在可变振幅负载9-11的7075-T6中报道。本文的目的是评价疲劳演变的微观机理中的三个主要阶段，即损伤潜伏期，MSC / PSC生长期和LC的增长期，通过飞机机身结构使用的7075-T651铝合金模型，以支持MSF模型的开发。关键是识别在发展阶段的负载和裂纹长度的观结构特征及影响因素。在施加循环载荷到一部分疲劳寿命中，中断疲劳试验，揭示了疲劳损伤的形成。应变寿命疲劳实验是沿7075-T651铝合金恒定应变幅为0

7、.2至2的轧制方向上进行的。试样断口用扫描电子显微镜（SEM）检查，并且进行系统的量化。裂纹间距被测量，并被看作是各种负载的裂纹长度。线弹性断裂力学（LEFM）的疲劳裂纹扩展理论被实施，进一步考虑应力强度因子基于裂纹扩展速率和条纹测量的范围。夹杂物粒子和各向异性晶粒形貌从上滚动孵化和MSC生长，观察得到的，所带来的后果对微观基MSF建模的影响进行了详细的讨论。夹杂物粒子和从扎制潜伏期到MSC生长期的晶粒各向异性形貌的影响被观察到，并且对微观基MSF建模的影响进行了详细的讨论。2. 材料、实验和测量2.1 材料在这项研究中所使用的7075-T651铝合金是由美国铝业在飞机结构的应用开发定制的。该

8、合金制成2英寸的厚板，其标称化学组成见表1。进行加载之前的原始组织小心使用光学显微镜和SEM进行了检查。硝酸酒精腐蚀剂被用来揭示微观结构。基于光镜下独特的灰色形态富铁金属间化合物微粒被确定。尺寸和富铁金属间化合物的分布是用数字图像分析技术来计算。因为晶粒的薄片状，晶粒大小预计通过三维段中平均线性截距来确定。2.2试样根据ASTM标准E647-99，光滑的圆柱八字疲劳试样从轧制面加工厚板1/8英寸到2英寸。疲劳试验片的尺寸示于图1。 25毫米长的径部变形为沙漏形，在中心半径减少了0.5。主径部直径为10毫米，夹持部直径为25毫米。试样是沿7075-T651的Al板的轧制方向轴线加载的。试样进行机

9、械加工，以减少在表面处的残余应力，即第一粗切削转速为0.125毫米/转，在3500转下切削深度为1.25毫米/道，和三个转速在0.075毫米/转的精轧。使用X射线衍射测定出在加工试样表面的残余径向应力约为250兆帕。表面通过沿加载方向机械打磨精轧到5英寸，降低了半径，从而减少了表面的残余应力对疲劳寿命的影响，如之前12观察到的。箭头刻试样的每个端部表面上，使得轧制平面垂直于与箭头指向的Al板的最接近的顶表面上的箭头轴向。表1化学成分和7075-T651铝合金静力性能化学组成（重量）AlZnMgFeCuSi平衡5.702.530.261.660.06力学性能杨氏模量(GPa)屈服强(MPa)极限

10、强度(MPa)伸长率(%)70.3351555714.7图1应变-寿命试验的试样尺寸，长度为英寸。2.3实验实验是一个MTS伺服控制电动液压系统上进行的。被液压控制的夹头夹着试样的端部。测试系统安装了一个特殊的对准夹具。应变-寿命试验是在三个条件下进行：应变-控制，恒应变振幅和完全逆转振幅。应变使用连接到标距长度的1英寸轴向疲劳速率伸长计来进行被测定和控制。试验是在实验室温度为25下进行。正弦循环载荷的频率在刚开始的1000个循环中施加是0.5 Hz，其后是10Hz。50的峰值循环载荷被用来确定最终失败的样品。应变振幅范围从0.225的应变振幅疲劳极限到2应变振幅的屈服强度，其中0.225的应

11、变振幅是HCF制度的上限，2的应变振幅是LCF机制的下限。远程施加的应变率维持一个常数R = min/ max = -1。在每一加载振幅至少进行三个重复试验。在光滑的八字形试样上进行疲劳断裂实验，来观察疲劳裂纹的形成。试样尺寸为2.5*6.4*19立方毫米（分别代表厚度、宽度和长度）。在应变振幅为0.4零负载率下，试样周期性加载到总疲劳寿命在的几分之一。试样的表面然后用SEM观察。经过大体观察表面， 选中100*100 m2的区域，其中的颗粒的总数，破裂的颗粒的总数和疲劳裂纹即延伸到金属基质的总数进行计数。利用能量色散型X射线光谱（EDX）的扫描电子显微镜对破裂颗粒的化学组成进行了研究。疲劳的

12、微观结构演化进行了评估，通过使用二次电子成像或背散射电子的发射枪扫描电子显微镜成像来检查样品的断裂表面场。EDX是用于确定SEM样品中颗粒和相。疲劳裂纹潜伏期在应变振幅为0.25%,0.4%,0.5%,0.6%和0.8%时被确定。光条纹测量作为裂纹尺寸的函数从最初的可见区域最终过载区域的断裂表面在每个加载水平。在每个加载水平面上从最初的可见区域到断裂表面的最终过载区，裂纹尺寸用光条纹来测量。3.实验结果3.1微观结构7075-T651铝合金的微观结构是按轧制板的标准方向指定：轧制方向（RD），长横向方向（LT）和短横向（ST）。图2a表明，颗粒形成纵梁的平面垂直于ST方向并沿RD对齐。图2b清

13、楚地表明，这些颗粒的分布是不优先定位于晶界。EDX分析显示，大的黑色颗粒明显地富集在铝、铁、和铜或硅处。这些黑粒子可对应于Al12Fe3Si，AL6（Cu，Fe）或Al7Cu2Fe化合物，这些先前在文献13中报道。尽管富铁金属间化合物分别与RD系统性对齐，但是Mg2Si相夹杂物稀疏分布的晶粒内，没有沿轧制过程形成桁条。图2c示出没有颗粒分布在垂直于LT方向的平面上。因此，只有最大的富铁颗粒（这是不利于疲劳寿命的）将在本文介绍。这些方面将在更详细的断口分析中讨论。晶粒是扁平形的平均线性截距在RD方向是130-240英寸，在横向方向为50-90英寸和在法线方向为12-24英寸。图2 7075-T6

14、51的Al板的截面光学显微照片：（a）晶粒尺寸和颗粒的形貌，（b）晶粒边界和颗粒之间没有直接关联的暗视场像，（c）在垂直于轧制方向的平面上颗粒的形貌。3.2应变-寿命图3显示了应变幅度与来自应变-控制的循环失效数据的关系，恒应变幅和完全扭转载荷试验的关系。只有一个测试是在平均应力为350 MP的在压力控制下进行的。两个实验加载应变幅为0.2和0.225，分别在106和107次循环停止，试样观察到无损伤。尽管在107次循环与应变幅为0.225下观察到没有损伤，但是疲劳寿命大约只有在百万次循环与应变幅为0.25下的一半。因此，在107次循环的疲劳强度相当于应变幅在0.225和0.25之间的疲劳强度

15、。此实验观察提供了被用于发展在MSF模型14中的疲劳损伤潜伏期建模的外加应变振幅门槛的证据。在指定应变幅的疲劳寿命数据的分散大约是两倍。加载的幅度范围从0.25到0.8的六个有代表性的试样用来断口分析，即样品S1（0.25，Nf =425·103），S2（0.4，Nf =56.6·103），S3（0.5，Nf =12.7·103），S4（0.6，Nf =5.4·103）和S5（0.8，Nf =923）。样品S6（0.3，Nf =104和m= 350 MPa）被选择以评估对裂纹萌生和MSC生长的平均应力的影响，并根据350 MPa的恒定平均应力的负荷控制进

16、行了测试。疲劳寿命的分散性小于2倍。选择较低或较高的疲劳寿命的试样去检查微观结构，造成了特殊的寿命，如样品S3中显示出应变幅为0.5测试的五个样品的平均寿命减少了30。图3 在应变-控制、恒幅度和完全扭转载荷下，新研制7075-T651铝合金的应变-寿命曲线。只有试样S6是在平均压力350MPa和应力幅210MPa的压力-控制下测试的。图4 在周期为总寿命的10，a=0.4，R = 0下进行的测试的样品的表面的SEM显微照片。在裂缝的大颗粒处形成最初的循环破损。右边的图显示了破裂颗粒和保持完整的基体之间的边界。3.3疲劳裂纹的形成中断的循环的实验最清楚的证明疲劳裂纹的初始形成位置。在相关区域1

17、00*100m2中，尺寸大于0.2 m2的颗粒数介于2800至3000。在约1的总疲劳寿命，约10个颗粒是破碎的，但是裂化颗粒并未在金属的这一点上形成疲劳裂纹。疲劳寿命约10时，17个颗粒是破碎的，裂缝在3个颗粒处延伸到了基体中。在铝基体中有疲劳裂纹的颗粒在较大的线性尺寸范围是6到10微米，如图 4所示。EDX分析显示，破裂颗粒都是富铁金属间化合物颗粒。疲劳失效生成点或其附近的应变-寿命试样断口形貌示于图5。图5a和b是样品S6的断口，表示疲劳裂纹在颗粒尺寸大约为7.5*11.5m2处形成，并且距离样品自由表面20m。通过EDX测定知这种颗粒也是富铁金属间化合物。在大多数情况下，引起疲劳裂纹的

18、粒子可以在断口处观察到，如图5。然而，缺少颗粒留下的空隙表明诱发的初步形成的疲劳损伤的颗粒是4-8*8-12m。因此，我们的结论是7075-T651铝合金中疲劳损伤最初是由富Fe金属间化合物颗粒形成，颗粒尺寸为4-8m*8-12m。这个结论是用在疲劳孕育模型中，对于7075-T651铝合金14微缺口根部循环的塑性微观力学模拟。作为裂纹进一步传播，断裂面显示许多微观岩石纹，以有序的方式排列在平行于裂缝传播方向，这也是7075-T651铝合金的ST方向。这一特性在文献中通常被称为“河流和范围”。图5 疲劳裂纹起始位点对于样本（a）S6，（b）S6中在颗粒，（c）S 2和（d）S4 SEM图像。破碎

19、的颗粒发起疲劳损伤在（b）中观察到。和破裂颗粒留在试样的断裂面空位是（c）和（d）。最大线性颗粒的大小是10-12微米和颗粒的最小线性尺寸是3-8微米。3.4疲劳裂纹扩展和断裂在或接近试样自由表面的夹杂物粒子的裂隙处，疲劳损伤孕育形态是传播到基质并朝向标本中央，如图6。图6所示的断口取自与断裂面垂直的单轴加载方向的HCF试样，这也是7075-T651铝合金的轧制方向。在这个区域，没有观察到裂纹。裂纹在微峭壁处可见。在高倍率下，微峭壁处有晶粒内部形成的台阶状的图案，这似乎表明在裂纹尖端的疲劳裂纹扩展是侧向滑动。在最后的PSC机制和早期的LC生长机制，在文献中被称为“'羽毛状特征'

20、的现象被观察到，伴随晶界挤压如图 7C。高倍率的这些羽毛状的特征表明许多凹坑具有位于中心的沉淀颗粒，标志着在微观可塑性下的孔隙发展。在大多数情况下，微观延性断裂区域扩展到多个晶粒。在晶界处的一些次级裂纹明显接近最终超负荷的制度。最终的疲劳失效几乎完全由单一裂缝的生长引起。在HCF机制下装载试样，疲劳裂纹生长在MSC/ PSC和LC增长区域加以区分，三疲劳裂纹演化阶段在LCF机制上不明显。在另一方面，孕育和MSC的观察和早期PSC裂纹扩展显示了类似于那些在第一阶段的疲劳特征，正如福赛斯讨论的1。条痕的演化表现在PSC和LC机制如试样S6，这是EA=0.3的应变幅度和R =0.24的负载率下的疲劳

21、。负载率大于1，样品经历较少的可塑性诱导裂纹尖端封闭件（如兰克福特等人说明和观察15），使得条痕可以更早在MSC/ PSC裂纹扩展识别。图7a示出了在断裂表面与起始于从裂缝形成图6.断口裂纹孕育和MSC和PSC增长机制：（a）S 1以EA=0.25，NF =4.25·105和（b）S 2以EA=0.4，NF =5.66·104.生长裂纹在夹杂裂缝颗粒，裂纹推进最初生长在a非平面的方式，并没有条痕被观察到。部位大约1.2mm处的过载区的总裂纹生长区。该条痕第一次看见是在从裂缝形成部位30微米半径处。图7b-d显示了条痕表示疲劳裂纹扩展在裂缝生成点的各种距离处，图7a显示了它的

22、位置 。条纹距离为裂缝半径的函数，如果一个半圈是用来模仿裂纹，如图8中所示 。半圆形裂纹的中心被看见是在裂纹形成部位。最初，随着裂纹尺寸增大条痕的距离保持不变。当出现裂纹长度，a，大于170微米时，条痕的距离随着裂纹长度的增加而均匀的增加。条痕的距离的不断增加表明该稳态区域裂纹扩展。同样地，条痕的距离被测量为裂纹尺寸的函数如样品S2S6中所示，其结果也示于图8 。在所有的情况下，从该裂缝形成部位到条痕测量的距离为大约是半圆形裂纹的半径，因为所有的疲劳裂纹的形成在或靠近试样的自由边界。图9显示了当裂纹推进跨越晶界时条痕图案的变化。图8.条痕距离是裂纹长度的函数，a，测量试样S2-S6的受到0.4

23、,0.5，0.6和0.8%的应变振幅时的断口，完全逆转装载和应变振幅的0.3与0.24的装载比率。图7. 试样S6中（a）所示断口处总体疲劳裂纹扩展与其中所述疲劳裂痕的位置如箭头区域，（b）从形成部位测得77微米，（c）在520微米和（d）测的条痕为1毫米。中的箭头（b） -（d）中箭头表示裂纹扩展方向。图9试样6.的断口展示了当裂纹横穿晶界时裂痕的形态：（a）条纹的距离从110到62 nm，以及变化了的曲率中心; （b）条纹间距从130减少到88nm，但曲率中心仍然是相同的。致谢感谢DARPA和诺斯罗普·格鲁门公司和高级车载系统中心在图11中的的支持。氧化膜位于试样S5距疲劳裂纹形

24、成处1毫米处的断裂面。该表显示了在0.5的应变振幅测试五个试样的疲劳寿命。氧化膜导致寿命降低了30。引自 Y. Xue et al. /材料学报55（2007）1975-19841983年密西西比州立大学。我们要感谢Stephen Horstemeyer和Douglas Ansel在密西西比州州立大学进行SEM观察和疲劳条痕测量。参考文献1 Forsyth PJE. In: Proceedings of crack propagation symposium, vol. 1. The College of Aeronautics, Cranfield; 1961. p. 7694.2 Suresh S. F