|
摘要 众所周知，高强度铝合金在飞机、火车、卡车和汽车的使用中抗疲劳性能表现很差，工程师们在设计铝合金制造轻量化运输结构时往往受此影响。本文提出了一个新的概念：微观结构设计提高疲劳强度。微结构的设计是为了利用在初始疲劳循环中传递的机械能，以动态修复微观结构中固有的弱点，使高强度铝合金的疲劳寿命提高了25倍，疲劳强度提高到拉伸强度的1/2左右（与钢相当），该方法包含了静态和动态载荷之间的差异，并代表了一种疲劳微观结构设计的概念变化。 引言 铝合金是如今工程中使用量第二大合金材料，其密度仅为钢的1/3，重量较轻，无磁性，且具有优异的耐腐蚀性。沉淀强化型铝合金由于其特定的机械性能（性能/密度），制成的部件在轻量化的应用中显示出巨大的竞争优势，例如在飞机、火车、卡车和汽车等交通行业。正由于运输业强调轻量化以减少燃料排放，导致铝合金在这些重要应用中的使用不断增加[1、2、3]。 运输构件受交变应力的影响，因此材料必须承受的应力在本质上是循环的,这种载荷便导致疲劳[4,5,6,7,8,9]和材料抗疲劳失效的能力在这些应用中至关重要,据统计，80%的工程合金失效是由于疲劳[5,8]。一种合金能承受较长时间（约107次循环）而不发生破坏的循环应力称为疲劳强度，它总是低于单一载荷下导致失效的拉应力。在钢材中，疲劳强度（动态特性）和抗拉强度（静态特性）密切相关：疲劳强度/抗拉强度≈1/2（如图1）[10]，这便强调了当需要提高疲劳强度时所采取的一种方式——选择具有较高拉伸强度的材料。 然而，高强度铝合金的疲劳性能相对较差，这是铝合金的致命弱点之一。图1显示了三种最常见的沉淀强化铝合金的疲劳和抗拉强度相关性：AA2024（Al-Cu-Mg）、AA6061（Al-Mg-Si）和AA7050（Al-Zn-Mg-（Cu））。铝合金的疲劳强度约为其抗拉强度的1/3。在在疲劳是必须要求性能的应用中，使用高强度铝合金时，工程师被迫围绕疲劳性能进行设计。尽管材料科学家努力改变铝合金的微观结构以使其强度更高，但相应的疲劳强度改善远远低于钢。 疲劳失效是分阶段发生的：循环荷载会导致微塑性和局部塑性变形的不可逆损伤累积（通常与缺陷相关），局部塑性变形催化疲劳裂纹的萌生，疲劳裂纹扩展后导致最终断裂[5,16]。所有阶段都很重要，但对整个疲劳寿命影响作用最大的是外部载荷条件。在高周疲劳（HCF）中，循环应力显著低于静屈服强度，其大部分寿命消耗在局部塑性变形和临界尺寸疲劳裂纹的萌生过程[6、17、18]。在许多（但不是所有）运输应用中，循环交变应力都落在HCF区域，因此HCF的性能是值得关注的。一个重要的例外是飞机，低周疲劳（LCF）性能是特别重要的。 本文介绍了一种可选择的概念性方法来显著改善沉淀强化铝合金的HCF性能。我们证明，疲劳寿命可增加了一个数量级或更多，并且疲劳强度增加到拉伸强度的1/2，与钢基本一致。该方法包含静态和动态载荷之间的差异，并利用与疲劳初始循环相关的机械能来设计微观结构，以抵抗塑性局部化，同时显著增加疲劳裂纹的萌生时间。它是一种自愈或训练的形式，代表了沉淀强化材料微观结构设计的一种概念性变化。 结果 沉淀强化铝合金的高周疲劳响应 沉淀强化铝合金在高温加工过程中，通过形核和长大过程形成纳米颗粒，从而获得高强度。通过对沉淀过程进行了深入研究，并设计处理方法，以获得最高强度状态（即峰时效PA）。此项工作使用市场上AA2024、AA6061和AA7050合金，采用标准方法（方法章节和表S1）处理，并在峰时效状态（PA）和欠效状态（UA）下制备。与PA态相比，UA态的析出物更小，体积分数减小。UA热处理的时间控制，使硬化增量约为PA期间观察到的总硬化增量的一半。三种合金的UA和PA态的析出组织以及室温静拉伸行为如图补充图2、3所示。表1总结了屈服强度（σy）、极限抗拉强度（UTS）和均匀伸长率（εu）结果。每种合金的UA态的屈服强度和抗拉强度都低于PA态。 这些合金的HCF寿命，使用采用光滑样品，通过完全反向（R = −1）疲劳载荷进行测量，结果如图2a-c所示。当样品运行到107个循环（例如PA AA7050）时，该应力水平作为疲劳强度。对于AA2024和AA6061合金，将S-N曲线外推至107个循环，以获得疲劳强度的估计值。PA样品实验测量的疲劳强度已添加到图1中，与文献中报告的值一致。图2a–c中的关键观察结果是，在所有研究的应力水平下，较弱的UA状态始终比较强的PA状态具有更好的HCF性能。这些观察结果与基于钢的疲劳强度和抗拉强度之间相关性的传统观点相反（补充图1）。 UA和PA状态之间疲劳性能差异，可解释为开始疲劳裂纹所需时间的不同，或者是疲劳裂纹扩展（FCG）行为的差异。在UA和PA状态下，对每种合金的FCG进行了平行和垂直于轧制方向（RD）的测量，如补充图4所示。在相同的FCG取向下，UA态和PA态的FCG行为没有显著差异，与光滑样品的HCF试验通常的情况一样，寿命的差异主要取决于临界尺寸疲劳裂纹开始的时间差异。 无沉淀区局部塑性变形 析出强化铝合金的一个重要特征是晶界附近存在无析出区（PFZ）。沉淀物的形核和生长由空位扩散介导，因此对空位[19,20]的浓度很敏感。在热处理过程中，多余的空位在晶界处消失，留下空位耗尽的区域，溶质在这一地区的流动性较小，阻碍沉淀物形成。随着高温下的进一步时效，由于晶界的非均匀沉淀，这些区域的溶质也会缺失[19、20、21]。结果是在晶界附近形成了一层无沉淀的材料，与沉淀强化的晶粒内部相比相对柔软。图2d-f中的低角环形暗场（LAADF）扫描透射电子显微镜（STEM）图像显示了本研究中检查的合金的PFZ。 在疲劳加载过程中，塑性在这些软PFZ中变得局部化，不可逆的循环位错运动导致损伤累积，为疲劳裂纹萌生提供了条件。在HCF过程中，裂纹几乎总是在材料表面萌生，光滑试样在循环加载过程中的演变显示出导致裂纹萌生的局部塑性变形特征。图3a、c、e展示了PA AA2024、AA6061和AA7050材料在105次加载循环后外表面的光学轮廓图像，PFZ区域局部塑性变形可以通过晶界附近（高度为100–150 nm）的挤压和侵入的产生清楚地看到。这种局部塑性变形在循环过程中增长，并在补充图5中对大量晶粒进行了量化。这就是塑性裂纹萌生的原因。相比之下，在相同应力水平下经受相同循环次数的UA状态的光学轮廓图像（图3b、d、f）显示局部塑性变形程度要小得多。相反，塑性在整个晶粒中分布更均匀，表面粗糙度的不可逆变化高度仅为~20-40 nm。在循环过程中，它们的演化速度也比PA态晶界的局部化慢得多（补充图5）。与PA状态相比，UA样品的塑性更均匀，延迟了临界尺寸疲劳裂纹的萌生，并导致UA状态的疲劳寿命更长，尽管UA材料的屈服强度和拉伸强度低于PA状态（表1）。 参考文献 1. Sachdev, A., Mishra, R., Mahato, A. & Alpas, A. Vehicle lightweighting: challenges and opportunities in ICAA13 Pittsburgh (eds Weiland, H., Rollett, A., & Cassada, w.) 609–622 (Springer, New York, 2012). 2. Hirsch, J. Aluminium in innivative light–weight car design. Mater. Trans. 52, 818–824 (2011). 3. Das, S. et al. Vehicle lightweighting energy use impacts in U.S. light-duty vehicle flfleet. Sustain. Mater. Technol. 8, 5–13 (2016). 4. Orowan, E. Theory of the fatigue of metals. Proc. R. Soc. Lond. A 171, 79–106 (1939). 5. Suresh, S. Fatigue of Materials 2nd edn (Cambridge University Press, 1998). 6. Schijve, J. Fatigue of Structures and Materials 2nd edn (Springer, New York, 2009). 7. Campbell, F. C. in Elements of Metallurgy and Engineering Alloys 243–265 (ASM International, 2008). 8. Lampman, S. R. et al. in ASM Handbook, Volume 19: Fatigue and Fracture (ASM International, 1996). 9. Pan, Q., Zhou, H., Lu, Q., Gao, H. & Lu, L. History-independent cyclic response of nanotwinned metals. Nature 551, 214–217 (2017). 10. Cambridge Engineering Selector (CES). Edupack (Granta Design Ltd, Cambridge, 2019) . 11. Kaufman, J. Properties of Aluminum Alloys – Fatigue Data and the Effects of Temperature, Product Form, and Processing (ASM International, 2008). 12. Jack, W. in ASM Handbook, Volume 2: Properties and Selection: Nonferrous Alloys and Special-Purpose Materials 177–483 (ASM International, 1990). 13. Henry S. D. et al. Fatigue Data Book: Light Structural Alloys (ASM International, 1995). 14. Davis, J. ASM Specialty Handbook: Aluminum and Aluminum Alloys 2nd edn (ASM International, 1993) 15. Leary, M. in Fundamentals of Aluminium Metallurgy: Production, Processing and Applications, (ed Lumley, R.) 784–827 (Woodhead Publishing, 2011). 16. Ritchie, R. O. Mechanisms of fatigue-crack propagation in ductile and brittle solids. Int. J. Fract. 100, 55–83 (1999). 17. Mughrabi, H. Cyclic slip irreversibility and fatigue life: a microstructure–based analysis. Acta Mater. 61, 1197–1203 (2013). 18. Mughrabi, H. Cyclic slip irreversibilities and the evolution of fatigue damage. Metall. Mater. Trans. B 40, 431–453 (2009). 19. Polmear, I. J., St John, D. T., Nie, J. F., Ma, Q. Light Alloys: Metallurgy Of The Light Metals 5th edn (Butterworth-Heinemann, 2017). 20. Unwin, P. N., Lorimer, G. W. & Nicholson, R. B. The origin of the grain boundary precipitate free zone. Acta Metall. 17, 1363–1377 (1969). 21. Zhao, H. et al. Segregation assisted grain boundary precipitation in a model Al-Zn-Mg-Cu alloy. Acta Mater. 156, 318–329 (2018). 22. Sun, S. et al. Precipitation strengthening of aluminum alloys by roomtemperature cyclic plasticity. Science 363, 972–975 (2019). 23. Hutchinson, C. R., De Geuser, F., Chen, Y. & Deschamps, A. Quantitative measurements of dynamic precipitation during fatigue of an Al-Zn-Mg-(Cu) alloy using small–angle X–ray scattering. Acta Mater. 74, 96–109 (2014). 24. Han, W. Z., Chen, Y., Vinogradov, A. & Hutchinson, C. R. Dynamic precipitation during cyclic deformation of an underaged Al-Cu alloy. Mater. Sci. Eng. A 528, 7410–7416 (2011). 25. Nandy, S., Sekhar, A. P., Kar, T., Ray, K. K. & Das, D. Inflfluence of ageing on the low cycle fatigue behaviour of an Al-Mg-Si alloy. Philos. Mag. 97, 1978–2003 (2017). 26. ASTM International. E466-15 Standard Practice for Conducting Force Controlled Constant Amplitude Axial Fatigue Tests of Metallic Materials (ASTM International, 2015). 27. ASTM International. E647-15e1 Standard Test Method for Measurement of Fatigue Crack Growth Rates (ASTM International, 2015).
瑟肯防渗碳/防渗氮/防氧化涂料 |
|
|
