冷却速度对圆形加载路径下A319铝合金多轴疲劳特性的影响

工程科学学报，第39卷，第6期：875881,2017年6月 Chinese Journal of Engineering,Vol.39,No.6:875-881,June 2017 DOI:10.13374/j.issn2095-9389.2017.06.009:http://journals.ustb.edu.cn 冷却速度对圆形加载路径下A319铝合金多轴疲劳特 性的影响 戴礼权”，何国球)四，叶赞”，吕世泉”，刘晓山”，王其桂》 1)同济大学材料科学与工程学院上海市金属功能材料开发应用重点实验室，上海201804 2)GM Global Powertrain Engineering,Pontiac MI 48340-2920 区通信作者，E-mail:gqhc@tongji.cdu.cn 摘要采用MTS809型电液伺服疲劳试验机、扫描电镜研究了不同冷却速度对A319铝合金圆形加载路径下的疲劳特性. 结果表明：当冷速为10℃·s时，材料中二次枝晶臂间距、硅颗粒及孔洞尺寸较冷速为0.1℃·s时要小.二次枝晶臂间距较 小时，滞后回线面积小，材料应力应变近乎同相，且附加强化效果明显.不同冷速条件下裂纹萌生位置不同，在冷速为10℃· 。的材料中，裂纹在大硅颗粒处萌生，随着冷速降低至0.1℃·s时，裂纹位于孔洞处萌生.对于A319铸造铝合金来说，冷 速的变化对其轴向与切向循环特性并无直接影响，轴向表现为先硬化再软化，切向表现为先硬化后稳定的趋势 关键词A319铝合金；冷却速度：圆形路径：二次枝晶臂间距 分类号TG111.8 Effects of cooling velocity on multiaxial fatigue behavior of A319 alloy under circular loading conditions DAli-quam”,HE Guo-yims,YE Yun”,L0Shi-quan”,LIU Xiao--han”,WANG Qi-gui 1)Shanghai Key Laboratory for R&D and Application of Metallic Functional Materials,School of Materials Science and Engineering,Tongji University, Shanghai 201804,China 2)GM Global Powertrain Engineering Pontiac,MI 48340-2920,USA Corresponding author,E-mail:gqhe@tongji.edu.cn ABSTRACT The effects of cooling velocity on the multiaxial fatigue properties of A319 alloy under circular loading conditions was studied by using the MTS809 servo-hydraulic testing system and scanning electron microscopy.The results indicate that the solidifica- tion cooling velocity of 10Csleads to decrease in the size of microstructures,such as second dendrite arming space,Si particle, and void compared.Hysteresis loops with smaller second dendrite arming space show that there is almost no phase angle between strain and stress along the axial direction.Furthermore,the decrease in second dendrite arming space size manifests as a more remarkable additional hardening effect compared to that of the sample with a cooling velocity of 0.I Cs.The local regions of crack initiation are completely different.The cracks in samples solidified at a cooling velocity of 10Csinitiate and propagate from large Si particu- lars,in contrast to the cracks in samples solidified at a cooling velocity of 0.1Cs,which initiate from pores.It is also found the A319 samples under the two different cooling velocities show initial cyclic hardening followed by cyclic softening in the axial direction and initial cyclic hardening followed by stable tendency in the shear direction. KEY WORDS A319 aluminum alloy;cooling velocity:circular loading:second dendrite arming space 收稿日期：2016-08-24 基金项目：美国通用汽车公司资助项目(1314)：东北大学轧制技术及连轧自动化国家重点实验室开放课题基金资助项目(2016008)

工程科学学报，第 39 卷，第 6 期: 875--881，2017 年 6 月 Chinese Journal of Engineering，Vol． 39，No． 6: 875--881，June 2017 DOI: 10． 13374 /j． issn2095--9389． 2017． 06． 009; http: / /journals． ustb． edu． cn 冷却速度对圆形加载路径下 A319 铝合金多轴疲劳特 性的影响 戴礼权1) ，何国球1) ，叶 赟1) ，吕世泉1) ，刘晓山1) ，王其桂2) 1) 同济大学材料科学与工程学院上海市金属功能材料开发应用重点实验室，上海 201804 2) GM Global Powertrain Engineering，Pontiac MI 48340--2920 通信作者，E-mail: gqhe@ tongji． edu． cn 摘 要 采用 MTS809 型电液伺服疲劳试验机、扫描电镜研究了不同冷却速度对 A319 铝合金圆形加载路径下的疲劳特性． 结果表明: 当冷速为 10 ℃·s － 1时，材料中二次枝晶臂间距、硅颗粒及孔洞尺寸较冷速为 0. 1 ℃·s － 1时要小． 二次枝晶臂间距较 小时，滞后回线面积小，材料应力应变近乎同相，且附加强化效果明显． 不同冷速条件下裂纹萌生位置不同，在冷速为 10 ℃· s － 1的材料中，裂纹在大硅颗粒处萌生，随着冷速降低至 0. 1 ℃·s － 1时，裂纹位于孔洞处萌生． 对于 A319 铸造铝合金来说，冷 速的变化对其轴向与切向循环特性并无直接影响，轴向表现为先硬化再软化，切向表现为先硬化后稳定的趋势． 关键词 A319 铝合金; 冷却速度; 圆形路径; 二次枝晶臂间距 分类号 TG111. 8 Effects of cooling velocity on multiaxial fatigue behavior of A319 alloy under circular loading conditions DAI Li-quan1) ，HE Guo-qiu1)  ，YE Yun1) ，L Shi-quan1) ，LIU Xiao-shan1) ，WANG Qi-gui2) 1) Shanghai Key Laboratory for Ｒ＆D and Application of Metallic Functional Materials，School of Materials Science and Engineering，Tongji University， Shanghai 201804，China 2) GM Global Powertrain Engineering Pontiac，MI 48340--2920，USA Corresponding author，E-mail: gqhe@ tongji． edu． cn ABSTＲACT The effects of cooling velocity on the multiaxial fatigue properties of A319 alloy under circular loading conditions was studied by using the MTS809 servo-hydraulic testing system and scanning electron microscopy． The results indicate that the solidifica￾tion cooling velocity of 10 ℃·s － 1 leads to decrease in the size of microstructures，such as second dendrite arming space，Si particle， and void compared． Hysteresis loops with smaller second dendrite arming space show that there is almost no phase angle between strain and stress along the axial direction． Furthermore，the decrease in second dendrite arming space size manifests as a more remarkable additional hardening effect compared to that of the sample with a cooling velocity of 0. 1 ℃·s － 1 ． The local regions of crack initiation are completely different． The cracks in samples solidified at a cooling velocity of 10 ℃·s － 1 initiate and propagate from large Si particu￾lars，in contrast to the cracks in samples solidified at a cooling velocity of 0. 1 ℃·s － 1，which initiate from pores． It is also found the A319 samples under the two different cooling velocities show initial cyclic hardening followed by cyclic softening in the axial direction and initial cyclic hardening followed by stable tendency in the shear direction． KEY WOＲDS A319 aluminum alloy; cooling velocity; circular loading; second dendrite arming space 收稿日期: 2016--08--24 基金项目: 美国通用汽车公司资助项目( 1314) ; 东北大学轧制技术及连轧自动化国家重点实验室开放课题基金资助项目( 2016008)

·876· 工程科学学报，第39卷，第6期 铸造铝合金A319具有优异的可铸造性、良好的 以及富铁相与材料力学性能之间的关系.Zhang等n国 抗腐蚀能力、高的比强度等优点，通过合适的热处理工 研究了冷却速度对A356.2-T6铝合金疲劳裂纹萌生 艺可以进一步提高其综合性能”，因此被广泛应用于 阶段的影响，表明对于A356.2-T6铝合金来说，孔洞 航天航空以及汽车制造领域.相关研究表明，有80% 的大小存在一个阀值a(80~100μm),仅当孔洞尺寸 ~95%的结构失效源于疲劳失效四.在工程应用中， 大于a时，裂纹优先于孔洞处萌生.目前大多数研究 其长期受到低应力载荷的作用，常以多轴非比例加载 都是基于A356铝合金，对A319铝合金凝固冷却速 状态的形式出现.多轴与单轴相比，一方面多轴条件 度对其疲劳行为以及微结构参数影响的研究甚少 更加贴合实际工况，另一方面多轴疲劳试验周期长、耗 本文研究了不同冷却速度下二次枝晶臂间距、硅颗 资较多，循环特性复杂，使得铝合金在多轴非比例条件 粒形貌率、气孔尺寸的变化趋势以及它们对A319铝 下缺少系统的研究.由于铝铸件缺陷多，成因复 合金低周多轴疲劳特性的影响，旨在为进一步研究 杂，不易通过改善工艺来消除缺陷-.因此对A319 提供基础 铸造铝合金疲劳特性的研究显得至关重要. 1 二次枝晶臂间距的大小影响合金成分的微观偏 试验材料与方法 析圆、第二相和显微缩孔的分布回，进而影响其疲劳性 试验所使用的A319铸造铝合金成分如表1所示. 能@.莫德锋等研究了A319中孔洞、硅颗粒尺寸对 图1为铸造时所选用的模具，在浇铸之前将冷却水通 其拉伸性能和疲劳特性的影响u.Wag☒研究了 入模具底端，在浇铸时，模具上端面与下端面的冷却速 A357/A357微结构对其抗拉性能和断裂行为的影响， 度分别为0.1℃s和10℃·s,试样编号分别记为 详细分析了二次枝晶臂间距、Mg含量、Si颗粒的形状 Sa和So 表1A319铸造铝合金化学成分（质量分数） Table 1 Chemical composition of A319 casting alloy 硅 铁 铜 锰 镁 孕 梨 其他 铝 5.5~6.5 1.0 1.04.0 ≤0.50 ≤0.10 ≤0.35 ≤1.0 ≤0.25 ≤0.50 余量 ELAPSED TIME=709.16522 特性R及试验频率分别为-1和1Hz,应变幅值分别 Maximum Pore Length(micron） 为0.15%、0.18%、0.2%，为了尽可能减小实验误差， 840 780 故设计平行试样个数为3 720 660 600 2 结果与分析 540 480 2.1疲劳寿命 420 360 表2是冷却速度分别为10℃·s和0.1℃·s的 300 Copper chill 试样在不同应变幅下的疲劳寿命，从表中可以看出在 120 相同等效应变幅下，冷却速度较大的试样S。比冷却速 60 度较小的试样S。,的寿命要长.随着等效应变幅值的 增加，从0.15%应变下的1倍到0.2应变下的近乎10 图1A319铝合金浇铸时采用的模具 Fig.1 Casting mold with hydrocooling for A319 倍之多.在0.1℃·s冷速下，随着应变幅的增加，疲 劳寿命降低，且疲劳寿命降低的速率也随应变幅值的 在试验之前，需要对试样坯体进行T6热处理，其 增加而减缓.但是当冷速为10℃·s时，疲劳寿命的 具体工艺为：首先将铸件放入预热的电阻炉中，在480 降低速率与应变幅值无明显关系.当应变为0.15%和 ℃下进行固溶处理，保温时间为7.5h,之后放入60℃ 0.18%时，S。的疲劳寿命相差1.6倍，但是S。,的疲劳 的温水冷却.待冷却至室温，将铸件放入240℃电阻 寿命相差为10.7倍. 炉中进行回火处理，时间为1h,最后取出，空冷至 表2不同应变幅下的疲劳寿命 室温. Table 2 Fatigue properties under different equivalent strain amplitudes 对热处理过后的铸件上下瑞面进行取样，并加工 等效应变幅/% 成疲劳试验标准试样，最后在MTS809型电液伺服疲 S10 S0.1 0.15 82313 劳试验机上进行实验. 107035 多轴疲劳试验时，轴向为应变控制模式，切向为扭 0.18 68886 7659 角控制模式，加载波型为正弦波，相位差为90°，循环 0.20 33732 3111

工程科学学报，第 39 卷，第 6 期 铸造铝合金 A319 具有优异的可铸造性、良好的 抗腐蚀能力、高的比强度等优点，通过合适的热处理工 艺可以进一步提高其综合性能［1］，因此被广泛应用于 航天航空以及汽车制造领域． 相关研究表明，有 80% ～ 95% 的结构失效源于疲劳失效［2］． 在工程应用中， 其长期受到低应力载荷的作用，常以多轴非比例加载 状态的形式出现． 多轴与单轴相比，一方面多轴条件 更加贴合实际工况，另一方面多轴疲劳试验周期长、耗 资较多，循环特性复杂，使得铝合金在多轴非比例条件 下缺少系统的研究［3--5］． 由于铝铸件缺陷多，成因复 杂，不易通过改善工艺来消除缺陷［6--7］． 因此对 A319 铸造铝合金疲劳特性的研究显得至关重要． 二次枝晶臂间距的大小影响合金成分的微观偏 析［8］、第二相和显微缩孔的分布［9］，进而影响其疲劳性 能［10］． 莫德锋等研究了 A319 中孔洞、硅颗粒尺寸对 其拉伸性能和疲劳特性的影响［11］． Wang［12］ 研究 了 A357 /A357 微结构对其抗拉性能和断裂行为的影响， 详细分析了二次枝晶臂间距、Mg 含量、Si 颗粒的形状 以及富铁相与材料力学性能之间的关系． Zhang 等［13］ 研究了冷却速度对 A356. 2--T6 铝合金疲劳裂纹萌生 阶段的影响，表明对于 A356. 2--T6 铝合金来说，孔洞 的大小存在一个阀值 ath ( 80 ～ 100 μm) ，仅当孔洞尺寸 大于 ath时，裂纹优先于孔洞处萌生． 目前大多数研究 都是基于 A356 铝合金，对 A319 铝合金凝固冷却速 度对其疲劳行为以及微结构参数影响的研究甚少． 本文研究了不同冷却速度下二次枝晶臂间距、硅颗 粒形貌率、气孔尺寸的变化趋势以及它们对 A319 铝 合金低周多轴疲劳特性的影响，旨在为进一步研究 提供基础． 1 试验材料与方法 试验所使用的 A319 铸造铝合金成分如表 1 所示． 图 1 为铸造时所选用的模具，在浇铸之前将冷却水通 入模具底端，在浇铸时，模具上端面与下端面的冷却速 度分别为 0. 1 ℃·s － 1和 10 ℃·s － 1，试样编号分别记为 S0. 1和 S10 ． 表 1 A319 铸造铝合金化学成分( 质量分数) Table 1 Chemical composition of A319 casting alloy % 硅 铁 铜 锰 镁 镍 锌 锡 其他 铝 5. 5 ～ 6. 5 1. 0 1. 0 ～ 4. 0 ≤0. 50 ≤0. 10 ≤0. 35 ≤1. 0 ≤0. 25 ≤0. 50 余量 图 1 A319 铝合金浇铸时采用的模具 Fig． 1 Casting mold with hydrocooling for A319 在试验之前，需要对试样坯体进行 T6 热处理，其 具体工艺为: 首先将铸件放入预热的电阻炉中，在 480 ℃下进行固溶处理，保温时间为 7. 5 h，之后放入 60 ℃ 的温水冷却． 待冷却至室温，将铸件放入 240 ℃ 电阻 炉中进 行 回 火 处 理，时 间 为 1 h，最 后 取 出，空 冷 至 室温． 对热处理过后的铸件上下端面进行取样，并加工 成疲劳试验标准试样，最后在 MTS809 型电液伺服疲 劳试验机上进行实验． 多轴疲劳试验时，轴向为应变控制模式，切向为扭 角控制模式，加载波型为正弦波，相位差为 90°，循环 特性 Ｒ 及试验频率分别为 － 1 和 1 Hz，应变幅值分别 为 0. 15% 、0. 18% 、0. 2% ，为了尽可能减小实验误差， 故设计平行试样个数为 3． 2 结果与分析 2. 1 疲劳寿命 表 2 是冷却速度分别为 10 ℃·s － 1和 0. 1 ℃·s － 1的 试样在不同应变幅下的疲劳寿命，从表中可以看出在 相同等效应变幅下，冷却速度较大的试样 S10比冷却速 度较小的试样 S0. 1的寿命要长． 随着等效应变幅值的 增加，从 0. 15% 应变下的 1 倍到 0. 2 应变下的近乎 10 倍之多． 在 0. 1 ℃·s － 1冷速下，随着应变幅的增加，疲 劳寿命降低，且疲劳寿命降低的速率也随应变幅值的 增加而减缓． 但是当冷速为 10 ℃·s － 1时，疲劳寿命的 降低速率与应变幅值无明显关系． 当应变为 0. 15% 和 0. 18% 时，S10的疲劳寿命相差 1. 6 倍，但是 S0. 1的疲劳 寿命相差为 10. 7 倍． 表 2 不同应变幅下的疲劳寿命 Table 2 Fatigue properties under different equivalent strain amplitudes 等效应变幅/% S10 S0. 1 0. 15 107035 82313 0. 18 68886 7659 0. 20 33732 3111 · 678 ·

戴礼权等：冷却速度对圆形加载路径下A319铝合金多轴疲劳特性的影响 877 2.2显微图像 左右，孔洞尺寸显著减小，从41897m2变为21584 图2为不同冷速试样的微观组织，在相同的放大 μm,相比ASP的变化虽不明显，但是也有一定程度 倍数下，S。二次枝晶要更加细小，硅颗粒分散更加均 的变化.不同的冷速直接影响了A319铸造铝合金的 匀，位向分散性较高.在S。,中，二次枝径粗大，轴向保 二次枝晶臂间距以及孔洞尺寸的大小.对于铸造铝合 持平行：硅颗粒呈一定的偏聚，具有针状外形，并且硅 金，冷却速率越大其形核温度越高，结晶的过冷度越 颗粒间位向大多垂直.表3为两种试样的二次枝晶臂 大，枝晶的形核率越高，且冷却速率越大，二次枝晶没 间距、硅颗粒形貌率ASP(长轴/短轴)以及孔洞尺寸 有足够的时间长大和聚集，导致二次枝晶臂间距 的大小.从表中可以看到，当冷却速度从0.1℃·s上 越小4-均 升到10℃s,其二次枝晶臂间距增大至原来的3倍 (a) ” 图2两种试样的显微结构.(a)So:(b)Sa.1 Fig.2 Microstructures of samples:(a)Sto:(b)So 表3不同冷速试样的二次枝品臂间距及ASP 图3(b)为S。和S。,循环第3周到第5周滞后回 Table 3 Second dendrite arming space (SDAS)and ASPs of So and 线的对比，可以看出，S。的滞后回线很窄，应力一应变 So.1 samples 几乎同步发生变化，因此$。在循环过程中发生塑性不 试样 二次枝品臂间距/μm ASPs 孔洞尺寸/m2 可逆变形小.Morrow提出塑性功的累积是产生材料 S10 24.4265 2.5711 21584 不可逆损伤而导致疲劳破坏的主要原因，S。相比于 So.1 79.0719 3.2225 41897 S。,的滞后回线要狭窄，意味着S。塑性变形小，则其造 2.3循环带后回线与应力响应曲线 成的疲劳损伤小.图3(c)和3(d)为两种材料在单轴 图3为两种材料在等效应变幅为0.2%下的滞后 加载条件下不同周次的滞后回线.通过对比图3(a) 回线，从图3(a)中可以看出，随着循环周次的增加，滞 和3()可以发现虽然在不同加载条件下，试件都会出 后环也在收缩.滞后环面积是表征材料在循环载荷作 现明显的滞后回线.但与图3(a)不同的是，图3(c)中 用下吸收的塑性功，其中一部分以塑性变形储存在材 滞后回线的面积随着循环周次的增加几乎恒定.在单 料中，另一部分以热的形式与周围环境进行交换.滞 轴疲劳试验中由于不存在剪切应力，对于位相平行与 后回线产生的主要原因为材料内部损耗和外部摩 轴向的裂纹而言不会出现上下面相互摩擦的情况，因 擦，即： 此便造成滞后回线的减小.而稳定的塑性变形与内耗 △We=△Wn+△W (1) 使得滞后回线的变化很小.图3(d)与3(b)类似并没 式中，△W。为循环过程中总消耗能即为滞后环的大 有出现明显的滞后环，原因与多轴情况类似，试件没有 小，△W为内部损耗能主要包括位错的生成与裂纹面 发生明显的不可逆塑性变形，处于弹性变形阶段.较 之间的摩擦所消耗的能量，△W为外部摩擦消耗能. 大的冷却速度能够有效降低材料在循环加载过程中受 在多轴循环初期，位错的萌生及扩展都会消耗能量，而 到的疲劳损伤，因此材料的疲劳寿命更长（见表2）. 且在切应力的作下，裂纹上下端面会产生摩擦.当循 不同的冷却速度使材料二次枝晶臂间距发生显著变 环周次较低时，这些内在疲劳行为剧烈，因此会消耗较 化，从表3中可以看出随着冷速的提高，二次枝晶臂间 多的能量导致△W较大.随着循环周次的增加，内部 距减小至原值的1/3，根据Hall-Petch理论可得，在一 位错组态的稳定以及裂纹上下端面的相互摩擦较小使 定范围内随着晶粒尺寸的减小，材料的屈服强度越高， 得△W降低.故滞后回线会随着循环周次的增加而 因此材料抵抗塑性变形的能力越强.S。的二次枝晶尺 减小. 寸较小，因此其更难发生塑性变形，造成应力应变几乎

戴礼权等: 冷却速度对圆形加载路径下 A319 铝合金多轴疲劳特性的影响 2. 2 显微图像 图 2 为不同冷速试样的微观组织，在相同的放大 倍数下，S10二次枝晶要更加细小，硅颗粒分散更加均 匀，位向分散性较高． 在 S0. 1中，二次枝径粗大，轴向保 持平行; 硅颗粒呈一定的偏聚，具有针状外形，并且硅 颗粒间位向大多垂直． 表 3 为两种试样的二次枝晶臂 间距、硅颗粒形貌率 ASPSi ( 长轴/短轴) 以及孔洞尺寸 的大小． 从表中可以看到，当冷却速度从 0. 1 ℃·s － 1上 升到 10 ℃·s － 1，其二次枝晶臂间距增大至原来的 3 倍 左右，孔 洞 尺 寸 显 著 减 小，从 41897 μm2 变为 21584 μm2 ，相比 ASPSi的变化虽不明显，但是也有一定程度 的变化． 不同的冷速直接影响了 A319 铸造铝合金的 二次枝晶臂间距以及孔洞尺寸的大小． 对于铸造铝合 金，冷却速率越大其形核温度越高，结晶的过冷度越 大，枝晶的形核率越高，且冷却速率越大，二次枝晶没 有足够 的 时 间 长 大 和 聚 集，导 致 二 次 枝 晶 臂 间 距 越小［14--15］． 图 2 两种试样的显微结构． ( a) S10 ; ( b) S0. 1 Fig． 2 Microstructures of samples: ( a) S10 ; ( b) S0. 1 表 3 不同冷速试样的二次枝晶臂间距及 ASPSi Table 3 Second dendrite arming space ( SDAS) and ASPSi of S10 and S0. 1 samples 试样 二次枝晶臂间距/μm ASPSi 孔洞尺寸/μm2 S10 24. 4265 2. 5711 21584 S0. 1 79. 0719 3. 2225 41897 2. 3 循环滞后回线与应力响应曲线 图 3 为两种材料在等效应变幅为 0. 2% 下的滞后 回线，从图 3( a) 中可以看出，随着循环周次的增加，滞 后环也在收缩． 滞后环面积是表征材料在循环载荷作 用下吸收的塑性功，其中一部分以塑性变形储存在材 料中，另一部分以热的形式与周围环境进行交换． 滞 后回线产生的主要原因为材料内部损耗和外部摩 擦，即: ΔWC = ΔWIn + ΔWEx ． ( 1) 式中，ΔWC 为循环过程中总消耗能即为滞后环的大 小，ΔWIn为内部损耗能主要包括位错的生成与裂纹面 之间的摩擦所消耗的能量，ΔWEx为外部摩擦消耗能． 在多轴循环初期，位错的萌生及扩展都会消耗能量，而 且在切应力的作下，裂纹上下端面会产生摩擦． 当循 环周次较低时，这些内在疲劳行为剧烈，因此会消耗较 多的能量导致 ΔWIn较大． 随着循环周次的增加，内部 位错组态的稳定以及裂纹上下端面的相互摩擦较小使 得 ΔWIn降低． 故滞后回线会随着循环周次的增加而 减小． 图 3( b) 为 S10和 S0. 1循环第 3 周到第 5 周滞后回 线的对比，可以看出，S10 的滞后回线很窄，应力--应变 几乎同步发生变化，因此 S10在循环过程中发生塑性不 可逆变形小． Morrow［16］提出塑性功的累积是产生材料 不可逆损伤而导致疲劳破坏的主要原因，S10 相比于 S0. 1的滞后回线要狭窄，意味着 S10塑性变形小，则其造 成的疲劳损伤小． 图 3( c) 和 3( d) 为两种材料在单轴 加载条件下不同周次的滞后回线． 通过对比图 3( a) 和 3( c) 可以发现虽然在不同加载条件下，试件都会出 现明显的滞后回线． 但与图 3( a) 不同的是，图 3( c) 中 滞后回线的面积随着循环周次的增加几乎恒定． 在单 轴疲劳试验中由于不存在剪切应力，对于位相平行与 轴向的裂纹而言不会出现上下面相互摩擦的情况，因 此便造成滞后回线的减小． 而稳定的塑性变形与内耗 使得滞后回线的变化很小． 图 3( d) 与 3( b) 类似并没 有出现明显的滞后环，原因与多轴情况类似，试件没有 发生明显的不可逆塑性变形，处于弹性变形阶段． 较 大的冷却速度能够有效降低材料在循环加载过程中受 到的疲劳损伤，因此材料的疲劳寿命更长( 见表 2) ． 不同的冷却速度使材料二次枝晶臂间距发生显著变 化，从表 3 中可以看出随着冷速的提高，二次枝晶臂间 距减小至原值的 1 /3，根据 Hall--Petch 理论可得，在一 定范围内随着晶粒尺寸的减小，材料的屈服强度越高， 因此材料抵抗塑性变形的能力越强． S10的二次枝晶尺 寸较小，因此其更难发生塑性变形，造成应力应变几乎 · 778 ·

·878· 工程科学学报，第39卷，第6期 200(a 200 b·S。一第3周 ·5一第3周 于4 150 ·S一第4周 150 第5周 10 100 ·一第5周 -3 第4周 50 -第5周 0 0 -50 50 -100 -100 -150 -150 -200 -200 -0.2 -0.1 0 0.1 0.2 -0.2 -0.1 0 0.1 0.2 应变% 应变% 200 150 150 100 50 04 0 50 ·S,一第3周 0 ·S。一第3周 S一第4周 第4周 100 -100 ·S一第5周 -150 -150 -2093-0.2 -200 -0.100.1 0.2 0.3 -0.2 -0.1 0 0.1 0.2 应变% 应变% 图3不同加载条件下的试样循环滞后回线.(a)So1,多轴：(b)S。1和So,多轴：(c)S。.1,单轴：(d)S。,单轴 Fig.3 Hysteresis loops of both samples under different fatigue test conditions:(a)S multi-axial fatigue:(b)Sa and So multi-axial fatigue: (c)So,uniaxial fatigue:(d)So uniaxial fatigue 同步发生变化 界的形成，这种低能量的亚晶界的形成会导致位错密 图4分别对比了两种试样轴向和扭向的循环特 度的降低，这也是A319铝合金发生循环软化最直接 性，从图4(a)中可以看出，随着循环周次的变化，S。和 的原因..除此之外，如图4所示，S。与S。,轴向与 S。,轴向循环特性都呈现出先硬化再软化的特征.不 扭向应力响应曲线变化趋势一致，说明冷速与A319 同的是S。发生循环软化的时间较S.,要提前.通过对 合金硬化软化行为并无直接关系 比两种试样的扭向应力响应曲线可以发现，随着循环 周次的增加，两者都出现开始逐步硬化随后稳定的趋 Von-Mses等效应力幅值4g可被定义为 势.Srivatsan和Li等-图指出在铝合金的低周疲劳循 (2) 环过程中，除了位错间应力场相互作用导致的循环硬 △0=√△a+3A7 2 化之外，位错与第二相颗粒之间的缠结作用也是铝合 式中，△σ和△r分别为轴向应力幅和切应力幅 金发生硬化显现的原因.A319铝合晶中含有大量的 图5为两种材料在不同加载状态下的等效应力应 共晶硅颗粒以及富铁相等氧化物相，在位错运动过程 变曲线.如图所示，随着应变幅的增加试样S。和S。1 中这些第二相粒子会阻碍位错的滑移.当位错密度超 的非比例附加强化程度越来越大.在非比例加载下， 过一定阀值后，位错的运动会导致位错泯灭以及亚晶 由于应变主轴的不断旋转，引起多滑移系的开动，从而 150 (a) 1306 140 Von Mises 125 等效应变辐0.2% 120 105 100 Von Mises 95 等效应变幅：0.2% 90 I00 85 109 10 10103 10 10P 10 102103 10 周期数 周期数 图4轴向(a)与扭向(b)应力幅值随循环周期变化曲线 Fig.4 Relationship between stress amplitudes and testing cycles:(a)axial direction:(b)shear direction

工程科学学报，第 39 卷，第 6 期 图 3 不同加载条件下的试样循环滞后回线 . ( a) S0. 1，多轴; ( b) S0. 1和 S10，多轴; ( c) S0. 1，单轴; ( d) S10，单轴 Fig． 3 Hysteresis loops of both samples under different fatigue test conditions: ( a) S0. 1，multi-axial fatigue; ( b) S0. 1 and S10，multi-axial fatigue; ( c) S0. 1，uniaxial fatigue; ( d) S10，uniaxial fatigue 同步发生变化． 图 4 分别对比了两种试样轴向和扭向的循环特 图 4 轴向( a) 与扭向( b) 应力幅值随循环周期变化曲线 Fig． 4 Ｒelationship between stress amplitudes and testing cycles: ( a) axial direction; ( b) shear direction 性，从图 4( a) 中可以看出，随着循环周次的变化，S10和 S0. 1轴向循环特性都呈现出先硬化再软化的特征． 不 同的是 S10发生循环软化的时间较 S0. 1要提前． 通过对 比两种试样的扭向应力响应曲线可以发现，随着循环 周次的增加，两者都出现开始逐步硬化随后稳定的趋 势． Srivatsan 和 Li 等［17--18］指出在铝合金的低周疲劳循 环过程中，除了位错间应力场相互作用导致的循环硬 化之外，位错与第二相颗粒之间的缠结作用也是铝合 金发生硬化显现的原因． A319 铝合晶中含有大量的 共晶硅颗粒以及富铁相等氧化物相，在位错运动过程 中这些第二相粒子会阻碍位错的滑移． 当位错密度超 过一定阀值后，位错的运动会导致位错泯灭以及亚晶 界的形成，这种低能量的亚晶界的形成会导致位错密 度的降低，这也是 A319 铝合金发生循环软化最直接 的原因［17，19］． 除此之外，如图 4 所示，S10与 S0. 1轴向与 扭向应力响应曲线变化趋势一致，说明冷速与 A319 合金硬化软化行为并无直接关系． Von--Mises 等效应力幅值Δσeff 2 可被定义为 Δσeff 2 = Δσ2 槡 + 3Δτ 2 ． ( 2) 式中，Δσ 和 Δτ 分别为轴向应力幅和切应力幅． 图 5 为两种材料在不同加载状态下的等效应力应 变曲线． 如图所示，随着应变幅的增加试样 S10和 S0. 1 的非比例附加强化程度越来越大． 在非比例加载下， 由于应变主轴的不断旋转，引起多滑移系的开动，从而 · 878 ·

戴礼权等：冷却速度对圆形加载路径下A319铝合金多轴疲劳特性的影响 879 形成了变形阻力很大的位错胞等位错亚结构.由于胞 附加的滑移.A319铝合金在多轴加载条件下，最大剪 状亚结构在位错亚结构中抵抗变形的阻力最大，造成 应变平面的不断转动，使得多滑移系遇到晶界时发生 了位错运动困难，最终表现为在非比例条件下出现明 大量位错的堆积，位错密度的大幅度提高是材料发生 显的附加强化现象.彭艳和李浩然还指出发生 非比例强化最主要的原因.此外，A319铝合金中第二 最大疲劳损伤的最大剪应变面位向在循环过程中呈周 相颗粒与多个位错应力场发生相互作用进一步阻碍了 期性转动，使得晶体中择优滑移系发生变化，从而产生 位错的运动，因此造成材料的刚度上升，更不易发生变形 300(a 300b) ,250 250 多轴 200 多轴 单轴 200 单轴 150 100 100 0.150.200.250.30 5810 0.15 0.200.250.30 等效应变% 等效应变/% 图5多轴非比例附件强化曲线.(a)So:(b)Sa1 Fig.5 Non-proportional additional hardening effect in both materials:(a)So:(b)So 在不同冷速条件下，A319铝合金发生的附加强化 79m时，裂纹从孔洞处萌生，如图6(b).裂纹萌生 大小不同.以应变幅为0.2%为例，S。的等效应力幅 于硅颗粒而非常述的孔洞是因为：一方面随着二次 值提高约70MPa,而S。,提高约60MPa.两者之间由于 枝晶臂间距的减小，其断裂面的孔洞最大尺寸也减 冷速不同导致微结构的不同是S。,附加强化的减弱的 小（表3），即二次枝晶臂间距较小时，其内部的孔洞 主要原因.S的二次枝晶臂间距大小约仅为Sa:的1/ 尺寸较小，孔洞尖端应力强度因子范围△Ka小于硅 3(表3)，因此S10中枝晶界的密度更高，枝晶界密度 颗粒处△K·随着外界载荷不断增大，硅颗粒处△K 的提高直接提高了位错在运动过程所需要的能量，因 大于裂纹萌生扩展所需要的应力强度因子范围阀值 此在相同应变幅的条件下，位错运动阻力的增大使S。 △K:另一方面，硅颗粒形貌率在不同冷速条件下变 附加强化程度更高 化不明显而保持着较大的形貌率，故硅颗粒显得狭 2.4疲劳断口分析 而长，应力集中较为显著，裂纹优先在此萌生.因此 图6分别为So和S。,裂纹萌生处局部电镜扫描 缺陷处的应力强度因子范围控制着裂纹的萌生、扩 图像，当二次枝晶臂间距约为24.5μm时，裂纹从硅 展的机制，这也是So和S。!裂纹萌生位置不同的最 颗粒处萌生，如图6(a)所示.当二次枝晶臂间距为 本质的原因. b 深田日 图6疲劳裂纹萌生处扫描电镜图像.(a)So:(b)So.1 Fig.6 Positions of crack initiation in SEM images of both samples:(a)S:(b)So 图7为试样的疲劳断口扫描图片，在疲劳裂纹的 存在切向应力，这种平行于断面方向的切应力会使整 扩展过程中可以根据扩展速率分为扩展初期区域、稳 个疲劳断口表现出明显的摩擦痕迹.在疲劳萌生源附 定扩展区以及瞬断区.如图7(a)所示，试样S。的扩展 近，断面呈现出典型的放射状花纹，从扩展初期区域延 初期区域距离疲劳萌生源的距离大概为0.5mm,稳定 伸至稳定扩展区域，当裂纹扩展至最后的瞬断区阶段 扩展区则为1.5mm.在多轴非比例加载条件下，由于 时，主裂纹前端的应力扩展因子范围△K产生的应力

戴礼权等: 冷却速度对圆形加载路径下 A319 铝合金多轴疲劳特性的影响 形成了变形阻力很大的位错胞等位错亚结构． 由于胞 状亚结构在位错亚结构中抵抗变形的阻力最大，造成 了位错运动困难，最终表现为在非比例条件下出现明 显的附加强化现象［20］． 彭艳和李浩然［21］还指出发生 最大疲劳损伤的最大剪应变面位向在循环过程中呈周 期性转动，使得晶体中择优滑移系发生变化，从而产生 附加的滑移． A319 铝合金在多轴加载条件下，最大剪 应变平面的不断转动，使得多滑移系遇到晶界时发生 大量位错的堆积，位错密度的大幅度提高是材料发生 非比例强化最主要的原因． 此外，A319 铝合金中第二 相颗粒与多个位错应力场发生相互作用进一步阻碍了 位错的运动，因此造成材料的刚度上升，更不易发生变形． 图 5 多轴非比例附件强化曲线． ( a) S10 ; ( b) S0. 1 Fig． 5 Non-proportional additional hardening effect in both materials: ( a) S10 ; ( b) S0. 1 在不同冷速条件下，A319 铝合金发生的附加强化 大小不同． 以应变幅为 0. 2% 为例，S10 的等效应力幅 值提高约 70 MPa，而 S0. 1提高约 60 MPa． 两者之间由于 冷速不同导致微结构的不同是 S0. 1附加强化的减弱的 主要原因． S10的二次枝晶臂间距大小约仅为 S0. 1的 1 / 3( 表 3) ，因此 S10 中枝晶界的密度更高，枝晶界密度 的提高直接提高了位错在运动过程所需要的能量，因 此在相同应变幅的条件下，位错运动阻力的增大使 S10 附加强化程度更高． 2. 4 疲劳断口分析 图 6 分别为 S10和 S0. 1裂纹萌生处局部电镜扫描 图像，当二次枝晶臂间距约为 24. 5 μm 时，裂纹从硅 颗粒处萌生，如图 6 ( a) 所示． 当二次枝晶臂间距为 79 μm 时，裂纹从孔洞处萌生，如图 6( b) ． 裂纹萌生 于硅颗粒而非常述的孔洞是因为: 一方面随着二次 枝晶臂间距的减小，其断裂面的孔洞最大尺寸也减 小( 表 3) ，即二次枝晶臂间距较小时，其内部的孔洞 尺寸较小，孔洞尖端应力强度因子范围 ΔKvoid小于硅 颗粒处 ΔKSi ． 随着外界载荷不断增大，硅颗粒处 ΔKSi 大于裂纹萌生扩展所需要的应力强度因子范围阀值 ΔKth ; 另一方面，硅颗粒形貌率在不同冷速条件下变 化不明显而保持着较大的形貌率，故硅颗粒显得狭 而长，应力集中较为显著，裂纹优先在此萌生． 因此 缺陷处的应力强度因子范围控制着裂纹的萌生、扩 展的机制，这也是 S10 和 S0. 1 裂纹萌生位置不同的最 本质的原因． 图 6 疲劳裂纹萌生处扫描电镜图像 . ( a) S10 ; ( b) S0. 1 Fig． 6 Positions of crack initiation in SEM images of both samples: ( a) S10 ; ( b) S0. 1 图 7 为试样的疲劳断口扫描图片，在疲劳裂纹的 扩展过程中可以根据扩展速率分为扩展初期区域、稳 定扩展区以及瞬断区． 如图 7( a) 所示，试样 S10的扩展 初期区域距离疲劳萌生源的距离大概为 0. 5 mm，稳定 扩展区则为 1. 5 mm． 在多轴非比例加载条件下，由于 存在切向应力，这种平行于断面方向的切应力会使整 个疲劳断口表现出明显的摩擦痕迹． 在疲劳萌生源附 近，断面呈现出典型的放射状花纹，从扩展初期区域延 伸至稳定扩展区域，当裂纹扩展至最后的瞬断区阶段 时，主裂纹前端的应力扩展因子范围 ΔK 产生的应力 · 978 ·