微塑性循環變形對6061鋁合金力學性能的影響

陳茂林 馮威 文鵬程 崔驛墩 朱振宇

摘 要：

采用循環拉伸變形與循環拉壓變形試驗方法，對6061鋁合金進行微塑性循環應變處理，獲得該材料低周疲勞等力學性能，同時結合金相組織觀測、顯微硬度測試和超景深顯微表征等技術對強化前后材料組織、性能和斷裂特征進行綜合分析.結果表明，循環應變析出相細化顯著，循環拉伸強化試樣析出相平均顆粒尺寸為5.77 μm，小于循環拉壓強化試樣和原始試樣；拉伸強度測試顯示，循環拉伸變形后的鋁合金屈服強度提升近15%，試樣經過循環拉伸強化不易軟化，應變伸長率增長小，趨近于循環飽和狀態，塑性變形的抵抗能力增強；硬度分析表明，經循環拉伸強化塑性變形較少，導致能量損耗低，試樣硬度提高；試樣斷口顯示，循環拉伸變形試樣抵抗裂紋尖端擴展的能量損耗和循環過程中的強度損耗低，抗疲勞性能得到改善.

關鍵詞：6061鋁合金；循環強化；低周疲勞；斷口分析

中圖分類號：TG146.21

文獻標志碼：A

0 引 言

6系鋁合金具備良好的塑性和強度，機械性能良好，抗氧化性能優異且易于加工等優點，在航空、交通、建筑等領域已經被大量應用，但其材料力學性能仍不足以滿足部分工業及建筑材料要求，因此高強度鋁合金的開發至關重要［1-2］.晶界、溶質原子、相界面和彌散相的分布等因素對位錯滑移有一定的影響，根據位錯與滑移阻礙交互作用，鋁合金強化機制有固溶強化、時效強化和形變強化等.

針對6系鋁合金的疲勞強化方式，相關研究表明，通過將合金元素固溶至基體中得到過飽和固溶體，可以增加材料的強度和硬度，且在一定程度上降低合金的塑性韌性，增大位錯滑移提高合金變形抗力，從而改善合金強度.李曉琳等［3］針對6061薄板的力學性能及斷裂斷口對固溶溫度的響應進行了研究.結果顯示，隨著保溫溫度升高，合金硬度和強度呈波峰狀，延伸率呈波谷狀，并于560 ℃達到極限.對樣品拉伸斷口進行檢測得出，位于斷口處存在河流狀撕裂棱和許多不同尺寸韌窩，判定為顯微韌性斷裂.時效強化析出彌散硬質質點，對位錯切割會產生阻力，致使材料強度提高，韌性降低.Masoud等［4］研究了時效溫度及時間對6061鋁合金組織和顯微硬度的影響.530 ℃固溶4 h后水淬，分別在145、165、185、205和225 ℃條件下經歷不同時間時效.結果表明，在不同的時效溫度下，合金的性能有明顯差別，沉淀階段會隨著時效溫度提高而加快，并于205 ℃時效90 min獲得最大硬度137 HV.塑性變形后的合金，通常其強度和硬度會隨之增加，而其塑性和韌性則會降低.Wang等［5］對2219鋁合金進行預壓變形和時效處理后的強化性能和微觀組織試驗發現，預壓變形和時效處理均能改變2219鋁合金的微觀組織結構，提高其強度和硬度，在3%的預變形下，強度提升最佳，其拉伸強度提高11.9%，屈服強度提高26.2%.基于此，本研究以6061鋁合金為研究對象，探究微塑性循環變形對該材料一般力學性能的影響，使用遞增式循環拉伸（C）強化與遞增式循環拉壓（CC）強化2種方案對6061鋁合金進行循環強化，通過拉伸測試、疲勞測試、硬度測試與分析斷裂特征，分析經過2種微塑性循環強化處理后的試樣力學行為演變規律，并觀察分析6061鋁合金的微觀組織.旨在根據研究結果提出一種微塑性循環變形方案以提高6061鋁合金的疲勞性能.

1 材料與方法

1.1 儀 器

MTS-Landmark 500 kN液壓伺服疲勞試驗系統（美國MTS系統公司），XGQ-2000型電熱鼓風干燥箱（上海雙旭電子有限公司），DK-7745型電火花線切割機、HVS-1000型數顯顯微硬度計（北京時代山峰科技有限公司），VHX-1000C型數碼顯微鏡（基恩士（中國）有限公司）

1.2 材 料

實驗材料為6061鋁合金（硅、鐵、銅、錳、鎂、鉻、鋅、鈦和鋁各元素的含量分別為0.40%、0.50%、2.0%、0.30%、2.9%、0.28%、6.0%、0.20%和87.42%），其室溫下彈性模量為69.9 GPa，密度為2.8 g/cm3，抗拉強度為290 MPa，硬度為95 HV.

1.3 強化過程

試樣強化處理在液壓伺服疲勞試驗機上進行，試樣尺寸如圖1所示.將試樣退火后采用C和CC強化方式進行加載，應力加載速率為40 MPa/s，自然縱向頻率為0.04 Hz，每次強化循環10周次，通過多次測試探索軸力接近材料屈服強度.設計C強化軸力由0～15 kN遞增至0～16 kN，梯度增幅為0.5 kN，后采用0.2 kN梯度增幅遞增至0～16.6 kN.同理，CC強化方案為由0±12 kN遞增至0±15 kN，梯度增幅為1 kN，后調整增幅為0.5 kN（見表1對應應力參數）.圖2為軸力—圈數變化曲線，可以直觀反映2種強化方式的區別.圖3為應變—圈數變化曲線，可以看出，C強化過程中應變大小不斷增加，其幅度變化不大，最終形成微弱的拉內應力，表現為一種弱循環飽和狀態（見圖3（A））；而CC強化過程中應變幅不斷增加，同樣形成微弱的內壓應力，表現為一種弱循環硬化狀態（見圖3（B））.

1.4 測試過程

試樣經強化后，使用MTS液壓伺服試驗機進行循環加載測試，表2為測試方案，S0表示未強化試樣，SC表示C強化后試樣，SCC表示CC強化后試樣.

6061鋁合金拉伸斷裂時工程應力—應變曲線如圖4所示，拉伸變形應力加載速率為30 MPa/s.從圖中可以看出，原始樣S0-3曲線整體呈上凸形，初始加載階段曲線呈線性上升，處于彈性變形階段，應力隨著應變的增大而逐漸增大；在應力達到280.31 MPa后，曲線進入屈服階段，在達到屈服點時，屈服強度為288 MPa，隨后材料進入塑性硬化階段；應力增大至316.12? MPa后斜率變為0并隨應變增大反向增大，隨后試樣緊縮變形直至試樣斷裂（見圖4（A））.經過C強化后的試樣SC-3拉伸斷裂初始加載階段曲線呈線性上升；應力達到332.03? MPa后進入屈服階段，達到屈服點時，屈服強度為327 MPa，相比于原試樣達到屈服時的屈服強度增加了39 MPa；同時該曲線中沒有明顯表現出硬化現象，原因可能是C強化已將材料硬化效果達到最大，所以在單拉應力—應變曲線中不再出現明顯應變強化現象，即過了彈性變形階段立即開始軟化，也表明C強化效果顯著（見圖4（B））.經過CC強化后的試樣SCC-3與初始樣類似，材料達到屈服強度應力略低于SC-3，屈服強度為314 MPa；斜率在應力達到318.30? MPa后開始逐漸下降（見圖4（C））.從圖中可以得知該材料強化后達到屈服強度時應力最高可以到達332.03? MPa，屈服強度為327 MPa.基于此，制定測試方案為循環加載測試0? MPa±310? MPa，正向循環加載測試40? MPa±280? MPa.

2 結果與分析

2.1 應變—圈數曲線

6061鋁合金正向循環加載測試（40 MPa±280 MPa）所得應變—圈數曲線如圖5所示.從圖中可以看出，試樣在正向斷裂循環測試中呈軟化趨勢，循環加載過程中，試樣逐步軟化且軟化速率逐漸加快，能量損耗較為明顯.SC-2的曲線應變率增長比S0-2（見圖5（A））變化更小，其斜率從3×10-4增長至3×10-3（見圖5（B）），而S0-2曲線應變率則從1×10-3增長至7×10-3，SCC-2與S0-2試樣相似，曲線應變率從1×10-3增長至7×10-3（見圖5（C））.由此可見，經歷過C強化的試樣應變累計最慢，軟化速率最小，并且強化效果明顯.

圖6為6061鋁合金進行循環加載測試（0 MPa±310? MPa）所得的應變—壽命曲線.由圖可以看出，試樣在循環斷裂測試中大致呈硬化趨勢，S0-1的循環應變應變率由-2.2×10-4增長至1.7×10-4（見圖6（A））.而經過C強化的試樣SC-1在疲勞壽命初期便表現為呈循環飽和狀態，應變累積小，試樣沒有出現明顯的循環軟化現象，其應變率在初期增長至2×10-5后非常緩慢地增長至4×10-5，應變率增長變化最小，強化效果最為明顯（見圖6（B））.而經過CC強化的試樣SCC-1相對未經強化的試樣S0-1，其應變率增長變化更小，由-5×10-4增長至-5×10-5（見圖6（C））.

2.2 金相分析

圖7（A）為原始試樣軸截面金相顯微組織，可以看出，在基體中存在大量點狀析出相顆粒，其析出相顆粒尺寸約為8.97 μm.圖7（B）為原始試樣橫截面金相顯微組織，不難發現，晶粒的變形程度低于軸截面組織，并且析出相的密集程度相比于軸截面組織更低，這與材料在沿軸向軋制的變形過程中的受力特點有關.

圖7（C）為C強化試樣軸截面金相顯微組織，可以觀察到基體中分布的點狀析出相顆粒密度有所降低，尺寸為5.77 μm.推測在C強化變形過程中，顯微組織在塑性變形過程中發生位錯密度增加，晶粒細化，以及析出相破碎等變化，這有利于改善析出相對基體的強化效果.圖7（D）為C強化試樣橫截面金相顯微組織，可以推測在橫截面組織中，析出相分布狀態同樣明顯改善，這表明在C強化過程中橫向和軸向組織均經歷形變強化過程.并且析出相的分布狀態相對于軸向組織更均勻彌散，這是因為軸向和橫向在C強化過程中受力狀態存在一定差異.析出相分布狀態的改善將對材料的性能具有改善作用.

圖7（E）為CC強化試樣軸截面金相顯微組織，基體中分布的點狀析出相顆粒密度相對于原始態組織有所改善，但相對于C強化試樣組織，析出相彌散分布狀態較差，且析出相尺寸粒度明顯粗化.由此可以推測，在CC強化變形過程中，在拉應力和壓應力的反復作用下，組織在不斷地變形，但由于拉壓變形的往復作用，使得組織的改善不如C強化狀態下的變形更為均勻彌散，析出相平均顆粒尺寸約為6.94 μm.圖7（F）是CC強化試樣橫截面金相顯微組織，可以看出，在橫截面顯微組織中，析出相的分布狀態對比未強化橫截面組織有所改善，這表明在CC強化過程中軸向和橫向受力狀態不同.

2.3 斷面特征分析

圖8（A）為試樣S0-3拉伸斷口（T），不難發現，斷口與主應力呈45°剪切，整個斷口平行于最大切應力，斷口部位顏色灰暗，且在斷口處存在頸縮，斷口中央存在明顯的韌窩.斷裂初始部位在斷口截面彈性變形與塑性變形交叉點，在試樣斷裂過程中，試樣未發現大范圍的45°剪切變形，這是由于在斷裂過程中應力值并未超過屈服應力值.缺口中心因應力集中而產生塑性變形，且由于其滑移系運動特性，使其不能在徑向上進行大量塑性變形，同時塑性變形區域不能延伸到樣品的邊緣，因而在塑性變形區域與塑性變形邊界處受到最大的壓力，當最大值超過了材料的抗斷能力時，試樣受到的最大力為與主應力呈45°切應力，形成45°的剪切斷口，試樣心部由于應力集中，發生正拉破壞，斷口以正拉斷裂特征的韌窩狀為主［6］.圖8（B）為試樣SC-3經C強化后的拉伸斷口（C-T），斷口方向垂直于主應力，但由于應力集中，強化后的鋁合金材料在抵抗斷裂時，對斷口的截面進行應力分配，緩解應力集中，導致形成類螺紋線狀的斷口，以抵抗拉伸斷裂的裂紋尖端擴展，延緩擴展時間.試樣受最大力為切應力，裂紋源由于材料的抵抗作用造成應力分配而偏離了試樣中心，導致上下裂紋不對稱，剪切唇位于斷口兩端，放射區放射花樣為放射剪切.起裂位置為試樣心部，斷口中心部位由于應力集中，所受到的應力實際大于試樣的屈服應力，從而發生塑性變形，裂紋在擴展時由于鋁合金的滑移系運動特征，裂紋無法在徑向擴展，達到塑性變形區邊界時，試樣受到最大力為與主應力呈45°的切應力，形成45°剪切面，由于應力的分配，裂紋源偏離試樣中心，裂紋尖端擴展方向轉變，此時受到的最大力位于剪切面邊緣，最大主應力呈-45°切應力，形成與剪切面近90°剪切斷口，導致形成螺紋線狀斷口.試樣心部由于應力集中，發生正拉破壞，斷口為韌窩狀.圖8（C）為試樣SCC-3經CC強化后的拉伸斷口（CC-T），與斷口C-T類似，但與斷口C-T相比，其斷口深度更大，并且應力集中程度更高，抗拉強度更低，導致形成的2個剪切面間角度更小，塑性損耗更大，最終導致材料的壽命更低.

圖9（A）為試樣S0-2未強化的疲勞斷口圖（40 MPa±280? MPa），從圖中可以看出，斷口附近有明顯宏觀變形，形成頸縮，并且由于循環斷裂時平均應力為正向的，其斷口與拉伸斷裂相似，但正向循環斷裂的斷口裂紋擴展區面積更小，斷口位置更接近試樣中部.圖9（B）為試樣SC-2經C強化后正向循環疲勞斷口圖（40 MPa±280? MPa），對比S0-2，斷口附近同樣存在著明顯的宏觀變形與頸縮現象，斷口部位顏色灰暗.裂紋在擴展至塑性變形區邊緣時能夠保證近乎水平的穩定裂紋擴展，并且區域達到了整個斷口的近2/3，在最大切應力大于材料抵抗力時形成45°的剪切斷口，并且過度較為緩慢.與未經強化的斷口相比，斷口更接近試樣中間，裂紋擴展區不再是呈45°均勻位于試樣兩段，而是近1∶3的比例.圖9（C）為試樣SCC-2經CC強化后正向循環疲勞斷口圖（40 MPa±280? MPa），斷口形貌與強化后的拉伸斷口相似但并非螺旋線狀，其裂紋尖端擴展徑向方向未向平行于斷面方向，在達到塑性變形邊緣區時發生垂直于斷面方向的方向轉變，說明材料屈服強度臨界于抗拉強度，但低于抗拉強度，斷面展現更多是一種疲勞斷裂的特征.與C強化后試樣SC-2疲勞斷口圖（40 MPa±280? MPa）相比，其裂紋擴展面面積更大，對材料的強度損耗更大，其壽命更低.

圖10（A）為試樣S0-1未強化的疲勞斷口圖（0 MPa±310? MPa），斷口附近無明顯的塑性變形，且整體平齊光滑，疲勞源區明顯.不難發現，疲勞源區位于試樣表面，也說明疲勞裂紋起源于試樣表面，進而逐步擴展.裂紋萌生處有小平臺出現，這是由于在疲勞周期內，試件的邊緣組織沿最大切應力方向滑移，而在疲勞作用下，試件的滑移面產生擠壓、滲透，從而產生應力集中，產生微小的裂紋，因此在疲勞擴展區域形成海灘紋［7］.圖10（B）為試樣SC-1經C強化后循環疲勞斷口圖（0 MPa±310? MPa），與未強化的循環斷裂斷口圖（0 MPa±310? MPa）相似，但比未強化試樣更光滑，且其瞬斷區面積更小，裂紋擴展區面積更大，斷口高度差更小，表明C強化后的試樣抵抗強度更高.圖10（C）為試樣SCC-1經CC強化后循環疲勞斷口圖（0 MPa±310? MPa），斷口附近沒有明顯的塑性變形，斷口部位顏色光亮，疲勞源區呈鋸齒狀.這是由于有多個疲勞源導致的剪切擴展效果，而整個斷口呈雙峰狀，說明斷口并沒有作為一個整體來抵抗疲勞裂紋的擴展，而是多個面抵抗切應力的剪切破壞，其抵抗面積相對于正常試樣更小，最終材料在其局部失效.

在此基礎上可以發現，當試樣裂紋尖端受到阻礙時，試樣抵抗裂紋的過程會消耗更多的能量，試樣更容易發生斷裂.而當路徑相對平緩時，試樣在抵抗裂紋的過程中消耗的能量較少，相應的殘留下來的能量就更多，使試樣壽命更長.有意地增加疲勞裂紋擴展區面積，降低裂紋快速擴展區斷口高度梯度，減小瞬斷區面積，會顯著增加材料抗疲勞斷裂性能.對于不同的強化方案，可觀察到CC強化會使試樣抵擋裂紋的能力得到增強，而C強化會使試樣具有更長的壽命.

2.4 硬度分析

不同斷裂材料硬度差異性的測試結果如圖11所示.

由圖11可知，對比原始樣S0，C和CC硬度測試結果中，CC試樣硬度最高，表明CC試樣的拉—壓近彈性循環強化的同時，加載后的拉伸殘余變形較小，在強化過程中并未損失過多拉伸塑性，硬化效果明顯.C試樣強度高于原始樣S0，是由于C強化只經歷了單向的強化，并未經歷反向強化，所以拉伸應變的塑性變形更多，因此硬度低于CC強化試樣.對比SCC-1、SCC-2和SCC-3，由之前的斷面圖可以得知，試樣SCC-2的測試方案最大應力達到318.10? MPa，接近試樣的屈服強度，循環變形的塑性損耗大，試樣的斷裂方式接近于拉伸斷裂，因此接近于試樣SCC-3的強度.而試樣SCC-1的測試應力為0 MPa±310? MPa，并未接近試樣的屈服強度，塑性損耗較小，對機體軟化效果小，硬化效果明顯.對比試樣SC-1、SC-2和SC-3，可以明顯觀察到試樣SC-3硬度值最高，這是由于拉伸起到應變硬化的效果，直接拉伸比疲勞測試的塑性變形更大，應變硬化的效果更加明顯.試樣SC-2由于測試方案是40 MPa±280? MPa，其最大應力318? MPa接近試樣的屈服強度，塑性損耗更大，因此硬度低于試樣SC-1.觀察應變—圈數曲線（見圖3）可以看出，試樣SC-1與SC-2在循環過程中有軟化效果，因此循環斷裂試樣SC-1和SC-2硬度值低于直接拉伸斷裂試樣SC-3.試樣S0-1、S0-2和S0-3，與試樣SC組相同，直接拉伸斷裂的試樣S0-3硬度最高，試樣S0-2最大應力接近屈服強度，達到318 MPa，并且硬度最低.

綜上，整體分析未強化試樣、C強化試樣與CC強化試樣，可以看出，試樣經C強化后硬度整體高于未強化試樣，而試樣經CC強化后硬度整體低于未強化試樣.原因在于CC強化過程中，反向應力變化易在試樣內部形成空穴，這些空穴能對試樣的軟化起促進作用，并且循環過程中能量損耗明顯，導致其硬度值偏低.而C強化效果顯著，結合應變—圈數曲線（見圖3）可以看出，C強化后的試樣硬化效果明顯高于CC強化的試樣.

3 結 論

本研究通過C和CC強化方案對6061鋁合金進行強化，得到以下結論：

1）6061鋁合金經C強化后，在疲勞測試中更加穩定，不易軟化，循環應變率增長最慢，應變累計小，趨于循環飽和狀態，塑性變形抵抗能力強，壽命更長.分析試樣金相發現，C強化過程中橫向和軸向組織均經歷形變強化過程，析出相平均顆粒尺寸降低至5.77 μm，這有利于改善析出相對基體的強化效果.在疲勞斷裂過程中，裂紋擴展面面積小，試樣抵抗裂紋尖端擴展的能量損耗更低，抵抗強度也得到了提升；循環過程中的塑性變形較少，能量損耗較少，硬度略有提高.

2）6061鋁合金經CC強化后，壽命和抵抗強度均低于C強化后的試樣.分析其金相組織可以得知，CC強化由于拉壓變形的往復作用，使得組織的改善不如C強化狀態下變形均勻彌散，CC強化產生空穴能促使試樣軟化，導致試樣硬度下降.

3）針對6061鋁合金的C和CC強化方案，提出C強化方案作為該材料更優方案.

參考文獻：

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［7］張棟，鐘培道，陶春虎，等.失效分析［M］.北京：國防工業出版社，2004.

（實習編輯：姚運秀）

Abstract：

In this study，6061 alloy aluminum was subjected to cyclic strain treatment by means of cyclic tensile deformation and cyclic tensile compression deformation test，and the mechanical properties such as low cycle fatigue of the material were obtained.At the same time，microstructure，properties and fracture?characteristics of the material before and after strengthening were comprehensively analyzed by means of metallographic observation，microhardness test and ultra-depth of field microscopic characterization.The results show that the precipitation phase of cyclic strain is refined obviously，and the average particle size of the precipitation phase of cyclic tensile strengthened specimen is 5.77μm，less than that of the cyclic tensile and compression strengthened specimen and original specimen.The tensile strength test shows that the yield strength of the aluminum alloy after cyclic tensile deformation is enhanced by nearly 15%.After cyclic tensile strengthening，the specimen is not easy to soften，its tensile strain rate increases slowly，approaching to an approximate cyclic saturation state，and its resistance to plastic deformation also increases.The hardness analysis shows that the cyclic tensile strengthening suffers less plastic deformation，which leads to lower energy loss and higher hardness.The fracture surface of the specimen shows that the energy loss of the cyclic tensile deformation specimen against crack tip propagation and the strength loss during cycling is less，and fatigue resistance improves.

Key words：

6061 aluminum alloy;cycle strengthening;low cycle fatigue;fracture analysis