Al-Cu-Li 合金軋制厚板的疲勞性能及斷裂機理研究

李國愛，王儉堂，郝時嘉，陸政，2，高文理

（1.中國航發北京航空材料研究院，北京 100095；2.北京市先進鋁合金材料及應用工程技術研究中心，北京 100095；3.煙臺華新集團有限公司，山東 煙臺 265503；4.湖南大學 材料科學與工程學院，湖南 長沙 410082）

鋁鋰合金是一種具有高彈性模量、高比強度、高比剛度、耐腐蝕及焊接性好等諸多優點的輕質鋁合金，若用其替代傳統的鋁合金構件，可以在提高剛度的同時減輕構件10%～20%的重量，因此被廣泛應用于軍事和航空航天等領域[1-3].作為發展較為成熟的第三代Al-Cu-Li 合金具有較好的強度和優異的耐損傷、耐腐蝕性能，已取代2124 和7050 等傳統鋁合金用于飛機的機翼縱梁、地板橫梁、座位導軌和機身隔框等[4].這些結構件服役環境復雜（溫度變化、應力變化等），承載作用要求材料需具備優異的強度、韌性和抗疲勞性能[5].

國內外學者在鋁鋰合金疲勞性能方面做了許多研究.許羅鵬等人[6]研究了2198-T8 鋁鋰合金的高周疲勞性能及其裂紋萌生機理，發現位錯的增殖、運動和塞積是2198-T8 合金疲勞裂紋萌生的主要原因.Wu 等人[7]研究了T87 態的Al-Cu-Li 厚板的疲勞性能，發現鋁鋰合金的疲勞性能具有明顯的各向異性，主要表現為疲勞強度、裂紋擴展速率和擴展路徑的不同，與晶粒、晶界、析出相等有關.薛喜麗等人[8]研究了不同時效制度下2A97 鋁鋰合金的疲勞裂紋擴展速率，發現時效制度通過改變合金晶粒內的析出相及晶界的無沉淀析出帶從而影響合金的裂紋擴展速率.劉添樂等[9]對一種40 mm 厚度的Al-Cu-Li 厚板厚度方向組織及性能的不均勻性進行了研究，發現板材不同厚度位置處織構組分和析出相的不均勻性導致板材表層和中心層力學性能的不同.Wu等人[10]對一種90 mm 厚度的Al-Cu-Li 合金板材的疲勞裂紋擴展速率進行了研究，發現Al-Cu-Li 厚板在厚度方向上組織的不均勻性導致了厚度方向上疲勞性能的不同.

目前，關于Al-Cu-Li 合金厚板不同方向上的疲勞性能的研究并不多，而航空航天大型結構件多用厚板制成.鋁鋰合金厚板疲勞性能的各向異性限制了其在航空航天領域中的應用，因此研究Al-Cu-Li合金厚板疲勞性能的各向異性對飛機輕量化具有重要意義.本文以95 mm 厚的Al-Cu-Li 合金板材為研究對象，通過疲勞試驗、SEM、TEM 等手段了解疲勞裂紋萌生、擴展和斷裂機制，對比不同方向的疲勞斷口特性，探討Al-Cu-Li 合金厚板不同方向的疲勞斷裂機理，以期促進Al-Cu-Li 合金在更多領域、更復雜服役環境下的應用和發展.

1 試 驗

1.1 試驗材料

試驗所用材料為95 mm 厚Al-Cu-Li 合金軋制板材，熱處理方式為530 ℃下固溶處理4 h，水淬，5%的預變形，然后在160 ℃下時效處理32 h，最終得到T87 狀態的Al-Cu-Li 合金.試驗所用Al-Cu-Li 合金實測成分如表1 所示.

表1 Al-Cu-Li 合金實測成分Tab.1 Chemical composition of Al-Cu-Li alloy %

1.2 試驗方法

1.2.1 疲勞壽命測試

疲勞試驗選擇95 mm 厚板的L 向（縱向）、LT 向（橫向）和ST 向（高向），L 向和LT 向樣品的取樣位置為板的1/2 厚度處，具體的方向及取樣位置示意圖如圖1 所示.本文中所使用的疲勞試樣規格尺寸依據GB/T 3075—2008 設計，具體的試樣尺寸如圖2所示，其中ST 向上的試樣取樣將試樣兩側的夾持端減小了3 mm.L 向和ST 向在常溫下進行應力比為0.1 的疲勞試驗，LT 向在常溫和125 ℃下進行應力比為0.1 的疲勞試驗，其中125 ℃的高溫疲勞測試條件是通過疲勞試驗機上的環境箱進行控制的.疲勞測試所用設備為MTS 810 的液壓伺服疲勞試驗機，加載頻率為125 Hz，根據構件實際的工作環境和工作載荷，選取350 MPa 和230 MPa 兩種不同的載荷對試樣進行測試，每個條件下做3 次重復性試驗，載荷測量誤差不大于±5%.

圖1 軋制厚板的方向及試樣的取樣位置示意圖Fig.1 Schematic diagram of the direction of the rolled plate and the sampling position of the sample

圖2 疲勞試樣尺寸示意圖（單位：mm）Fig.2 Schematic diagram of fatigue specimen size（unit：mm）

1.2.2 拉伸性能試驗

采用MTS 858 型萬能材料試驗機對95 mm 厚Al-Cu-Li 合金板材L 向、LT 向和ST 向的試樣進行室溫拉伸力學性能測試，拉伸速率為2.0 mm/min.每個方向的取樣位置均在板材的1/2 厚度處，每個方向測試3 個試樣，取其平均值.拉伸試驗試樣規格尺寸依據GB/T 228.1—2010 設計，具體的試樣尺寸如圖3 所示.

圖3 拉伸試樣尺寸示意圖（單位：mm）Fig.3 Schematic diagram of tensile sample size（unit：mm）

1.2.3 顯微組織及斷口形貌觀察

采用金相顯微鏡對試驗所用Al-Cu-Li 合金厚板不同方向的顯微組織進行觀察分析.金相試樣經過粗磨、細磨及機械拋光后，采用Keller 試劑（2 mL HF+3 mL HCL+5 mL HNO3+90 mL H2O）對樣品進行腐蝕.腐蝕時間控制在30～35 s，腐蝕完成后立即用清水沖洗，然后用酒精清洗并用吹風機吹干表面.

取疲勞試樣斷口附近5～10 mm 高的柱狀樣品，用砂紙把底部磨平，用超聲波清洗斷口試樣，用S4800 型掃描電子顯微鏡對樣品疲勞斷口形貌進行觀察.采用JEM-3010 型高分辨透射電子顯微鏡在加速電壓200 kV 下對合金析出相的種類、形貌和分布等進行觀察.采用機械減薄和雙噴減薄制備TEM試樣，雙噴減薄采用Struers LectroPol-5 型雙噴減薄儀，電壓15 V，電解液是體積分數為30%硝酸和體積分數為70%的甲醇混合溶液，溫度控制在-20 ℃以下.

2 試驗結果與討論

2.1 不同方向的微觀組織和拉伸性能分析

表2 為T87 態的Al-Cu-Li 合金厚板L、LT 和ST 向的室溫拉伸性能.由表2 可知，同一厚度不同方向合金的拉伸性能存在明顯的各向異性.其中L 向試樣的延伸率最高，屈服強度和抗拉強度也較高；LT向屈服強度和抗拉強度最高，延伸率較L 向有所下降；ST 方向的延伸率僅3.5%，較L 向下降了68.5%.

表2 Al-Cu-Li 合金不同方向的拉伸性能Tab.2 Tensile properties of Al-Cu-Li alloy in different directions

T87 態的Al-Cu-Li 合金不同方向的金相組織如圖4 所示.對比不同方向的金相圖發現，合金晶粒沿軋制方向被拉長，為普遍流線變形組織，晶粒空間形貌為薄餅狀，晶界平行于軋向.合金在L 向和LT向的晶粒大小差別不大，均為條狀變形組織.而ST向的金相組織呈薄餅狀，且存在一定的亞晶結構，在相同的距離內，ST 向包含更多的晶界.

圖4 T87 態Al-Cu-Li 合金不同方向的金相組織Fig.4 Optical micrographs of Al-Cu-Li-T87 alloy in different directions

2.2 室溫下不同方向的疲勞壽命及疲勞斷口分析

表3 為2297-T87 Al-Cu-Li 合金厚板不同取樣方向室溫下的疲勞壽命.由表3 可知，在高載荷350 MPa 下，ST 向疲勞壽命最高，LT 向疲勞壽命與ST 向相近，而L 向的疲勞壽命最低.在低載荷230 MPa 下，LT 向的疲勞壽命最高，ST 向和L 向的疲勞壽命相近.

表3 Al-Cu-Li 合金不同方向室溫下的疲勞壽命Tab.3 Fatigue life of Al-Cu-Li alloy in different directions at room temperature

圖5 為T87 態Al-Cu-Li 合金L 向試樣在載荷分別為350 MPa 和230 MPa 時室溫下的疲勞斷口形貌圖.疲勞斷口分為疲勞源區、疲勞裂紋穩態擴展區和瞬斷區3 個區域[11].圖5（a）和5（b）分別為350 MPa 和230 MPa 下L 向試樣疲勞斷口的疲勞源區，350 MPa 下的裂紋源位于試樣表層夾雜物處，230 MPa 下的裂紋源位于材料內部，均呈放射狀向四周擴展.疲勞裂紋形成之后，在循環應力的持續作用下發生擴展，裂紋不斷擴展，如圖5（c）和5（d）所示.隨著疲勞裂紋不斷擴展，試樣的有效截面逐漸減小，最后快速失穩形成瞬斷區.高載下瞬斷區可以觀察到明顯的撕裂棱，分層特征較明顯，屬于沿晶分層斷裂（圖5（e））.而低載下瞬斷區分層特征較弱，如圖5（f）所示，屬于有一定塑性的斷裂.

圖5 Al-Cu-Li 合金L 向不同載荷下的疲勞斷口形貌Fig.5 Fatigue fracture morphology of Al-Cu-Li alloy under different stress along L orientation

Al-Cu-Li 合金LT 向試樣在載荷分別為350 MPa 和230 MPa 時室溫下的疲勞斷口形貌如圖6 所示.高載和低載下的疲勞源均出現在靠近試樣表面，并且低載下具有多處疲勞源（如圖6（a）和（b）所示）.在斷口上能觀察到從試樣表面的裂紋源區向內部發散的撕裂棱.裂紋擴展早期路徑曲折，出現了多個與主裂紋擴展方向呈一定角度河流狀的二次裂紋.隨即裂紋進入穩態擴展區（如圖6（c）和（d）所示），對比不同載荷下疲勞條帶的間距可以看出，應力幅值大的間距較大.因為裂紋擴展速率隨著應力水平的提高而加快[12].瞬斷區由裂紋失穩快速斷裂形成，斷口中出現了明顯的分層特征和韌性脊，且都具有方向性，在韌性脊上可以觀察到韌窩，屬于典型的以塑性斷裂為主的沿晶分層斷裂（如圖6（e）和（f）所示）.

圖6 Al-Cu-Li 合金LT 向不同載荷下的疲勞斷口形貌Fig.6 Fatigue fracture morphology of Al-Cu-Li alloy under different stress along LT orientation

圖7 為Al-Cu-Li 合金ST 方向試樣的疲勞斷口形貌.ST 向試樣在高載和低載下的裂紋萌生都在試樣內部，裂紋萌生后向四周擴展（如圖7（a）和（b）所示）.由擴展區形貌可以看出，疲勞斷口上產生的是解理性疲勞裂紋.裂紋擴展不是由于塑性變形，而主要是由于解理開裂，在裂紋擴展由一個平面轉移至另一個平面，所以斷口上有細小的晶面（如圖7（c）和（d）所示）.解理平面形成方向一般與裂紋擴展方向一致而與疲勞裂紋垂直.瞬斷區的斷口較平整，并未觀察到明顯的韌窩，屬于以脆性斷裂為主的穿晶斷裂（如圖7（e）和（f）所示）.

圖7 Al-Cu-Li 合金ST 向不同載荷下的疲勞斷口形貌Fig.7 Fatigue fracture morphology of Al-Cu-Li alloy under different stress along ST orientation

L 向、LT 向和ST 向的疲勞裂紋源均出現在試樣表面或近表面處，這是由于試樣在加工處理過程中表面會出現粗糙度不均勻、缺口等缺陷，當加載外力時出現應力集中，裂紋優先在材料表面處萌生.在近表面處若存在夾雜的脆性相，在循環載荷下易形成微裂紋，對于自身不易開裂的析出相，位錯以繞過機制為主.位錯運動過程中，塞積在這些粒子周圍，位錯沖擊界面導致界面開裂.在高應力水平下，運動的位錯數量更多，使表面晶粒的位向關系反復變化，另外一部分位錯運動到晶界處受到晶界的阻礙作用，產生位錯纏結，對晶界造成滑移沖擊，滑移沖擊造成塑性不兼容和應力集中導致晶界裂紋萌生[13].裂紋進入穩態擴展階段后，在L 向和LT 向的試樣斷口中均出現了明顯的晶體學特征和二次裂紋.Zhai 等人[14]指出，沿著具有最小晶界阻力的滑移面出現裂紋，即有利滑移面擴展.當裂紋從一個晶粒的有利滑移面進入另一個晶粒的有利滑移面，這兩個晶粒的有利滑移面存在位向差時，裂紋擴展路徑發生偏折，偏折角度等于兩個滑移面的夾角.

由文獻[15]可知，T1 相是本試驗合金的主要強化相，強化機制以位錯繞過機制為主.在疲勞試驗過程中，當位錯運動到T1 相時，必須繞過T1 相，導致大量位錯纏結在此處，形成利于疲勞裂紋萌生和擴展的應力集中區域.L 向晶粒內的T1 相數量多于ST向，且95 mm 厚熱軋板材的晶粒沿軋制方向被拉長，空間呈薄餅狀，在疲勞裂紋擴展過程中，ST 向遇到的晶界數量多于L 向，裂紋更容易發生偏轉，裂紋擴展路徑更長[14]，這就導致L 向的拉伸力學性能雖優于ST 向，但疲勞性能不如ST 向.本試驗合金中的另一種強化相θ′相與基體存在共格與不共格兩種關系，當位錯運動到與基體共格的θ′相時，θ′相可被位錯反復切割，形成駐留滑移帶[16]，這時裂紋優先沿駐留滑移帶擴展，造成晶內擴展路徑曲折化.因此，擴展區斷口在宏觀上變為具有河流狀花紋和結晶學小平面.相較于L 方向，LT 方向裂紋擴展路徑更加曲折，這與兩個方向的晶粒形態有關.L 方向晶粒沿軋制方向被拉長，裂紋在被拉長的晶粒內擴展時，晶界對裂紋的阻礙作用較小，更多的是來自駐留滑移帶的影響.在LT 方向，裂紋擴展時會受到更多晶界的阻礙作用，沿晶界形成二次裂紋，與主裂紋呈一定角度，形成解理臺階和更曲折的裂紋擴展路徑.

2.3 125 ℃下LT 向的疲勞性能和疲勞斷口分析

圖8 為Al-Cu-Li 合金LT 方向在125 ℃下的疲勞斷口形貌.高載荷下疲勞源出現在試樣表面，且試樣表面存在多裂紋源，裂紋擴展方向近乎垂直，當相互垂直的裂紋交匯時，形成了大量二次裂紋和韌性凸起（圖8（a））.低載荷下，裂紋擴展路徑較為平直（圖8（b））.之后裂紋進入穩態擴展階段，疲勞裂紋是雙滑移引起裂紋尖端發生了塑性鈍化的結果，并伴有明顯的二次裂紋（圖8（c））.低載下的擴展區并未觀察到明顯的疲勞條帶（圖8（d））.隨著疲勞裂紋的繼續擴展，試樣橫截面逐漸減小，裂紋失穩，試樣快速斷裂，該區域與靜態拉伸斷口特征一致，在高、低載荷下的瞬斷區都具有明顯的分層特征（圖8（e）和（f））.

圖8 Al-Cu-Li 合金LT 向在125 ℃下的疲勞斷口形貌Fig.8 Fatigue fracture morphology of Al-Cu-Li alloy along LT orientation at 125 ℃

由表4 可知，在載荷為350 MPa 的疲勞試驗中，125 ℃下的循環周次相較于室溫下降并不明顯，而在載荷為230 MPa 時，其循環周次下降較為明顯；在相同的試驗溫度下，室溫時高載疲勞循環周次比低載降低99.1%，125 ℃時下降93.6%，下降幅度減小.這說明，在高載荷時，疲勞性能對溫度的敏感性較低；而在低載荷時，溫度對疲勞性能的影響大大增強.

表4 Al-Cu-Li 合金LT 向分別在室溫和125 ℃下的疲勞試驗結果Tab.4 Fatigue test results of Al-Cu-Li alloy along LT orientation at room temperature and 125 ℃

2.4 LT 向疲勞試樣在室溫和125 ℃下的顯微組織

圖9 為Al-Cu-Li 合金LT 向350 MPa 載荷下室溫和125 ℃的TEM 顯微組織.由圖9 可見，沿＜100＞方向主要以短棒狀θ′相（Al2Cu）為主，沿＜112＞方向析出相主要以板條狀的T1相（Al2CuLi）為主[17-18]，125 ℃下疲勞斷裂后組織中的析出相仍以T1相和θ′相為主，但析出相數量減少，且發生了一定程度的粗化.

圖9 Al-Cu-Li 合金LT 向在不同溫度下疲勞斷裂后的TEM 顯微組織（350 MPa）Fig.9 TEM microstructure of Al-Cu-Li alloy after fatigue fracture at different temperatures along LT direction

疲勞斷裂是在周期載荷的作用下，材料從發生局部應變到造成局部損傷，最終局部開裂的過程.由于高溫時位錯運動能力的增強和可開動滑移系數量的增多，使得這一過程更容易發生，即更有利于裂紋的萌生.裂紋在晶內擴展時沿有利滑移面進行，若與相鄰晶粒的有利滑移面位向差較小，則裂紋擴展到相鄰晶粒的阻力就較小；若與相鄰晶粒的有利滑移面位相差較大，則裂紋擴展到相鄰晶粒會發生較大程度的偏折，裂紋擴展阻力也較大，裂紋會轉而沿著晶界擴展或終止在晶界處.溫度升高，材料的變形能力增強，晶界的可動性增強，能夠有效松弛晶界處因位錯塞積導致的應力集中[12]，降低裂紋沿晶界擴展傾向.

本試驗中合金的主要強化相為T1相和θ′相，T1相的強化機制為位錯繞過機制，θ′相為位錯切割機制.但位錯運動到與基體不共格的T1附近時，受到釘扎作用而塞積在該處，引起應力集中，加速裂紋擴展；T1相可以抑制共面滑移，循環加載過程中的滑移可逆性降低，裂紋尖端的應力集中程度提高，加速裂紋擴展.循環加載過程中，位錯反復切割θ′相，誘發θ′相的無序化，消除了有序強化效果[19]，出現局部循環軟化和局部應力集中，加速裂紋擴展.當溫度升高時，會促進T1相和θ′相對裂紋擴展的加速作用，使裂紋擴展速率更快，擴展路徑更短，材料疲勞性能降低.

3 結論

本文研究了95 mm 厚Al-Cu-Li 合金板材室溫時L 向、LT 向和ST 向的疲勞性能以及125 ℃時LT向的高溫疲勞性能.對比分析了不同方向之間裂紋萌生、擴展區和瞬斷區的區別與聯系，得出以下結論：

1）95 mm 厚Al-Cu-Li 合金板材的疲勞性能和力學性能都存在各向異性.力學性能的規律為：LT方向強度最高，L 方向次之，ST 方向強度最低；疲勞性能規律為：LT 向最好，ST 向次之，L 向最低.

2）Al-Cu-Li 合金厚板的疲勞裂紋源主要出現在試樣表面、近表面的夾雜物和晶界處；裂紋擴展過程中，LT 向裂紋擴展路徑較L 向更曲折，ST 向具有典型的解理特征；瞬斷區形貌與靜態拉伸斷口相似，L 向、LT 向屬于以塑性沿晶斷裂為主，ST 向以脆性斷裂為主.

3）Al-Cu-Li 合金的疲勞性能受到力學性能、晶粒尺寸、晶界和析出相的影響.晶界越多，裂紋擴展阻力越大，且LT 向和ST 向未溶第二相能夠有效阻礙裂紋擴展，導致其疲勞性能優于L 向；與基體非共格的T1 相能夠抑制共面滑移和引起應力集中，促進裂紋擴展.

4）隨著應力水平提高，Al-Cu-Li 合金的疲勞循環周次顯著降低；溫度升高也會使循環周次顯著降低.相同溫度、相同載荷強度時，其疲勞性能隨方向具有明顯差異，LT 向疲勞性能最好，ST 向次之，L 向最差.