航空用2E12合金熱處理工藝與疲勞行為的相關(guān)基礎(chǔ)問題研究.pdf

1、合金的熱處理工藝與其微觀組織演變規(guī)律及疲勞損傷行為有著密切的聯(lián)系，通過熱處理工藝優(yōu)化及新型處理工藝開發(fā)對(duì)合金耐損傷微結(jié)構(gòu)進(jìn)行調(diào)控具有重要價(jià)值。本文利用光學(xué)顯微鏡、掃描電鏡、透射電鏡、X射線衍射儀、背散射電子衍射技術(shù)、正電子湮沒技術(shù)、疲勞試驗(yàn)機(jī)、示差量熱儀等手段系統(tǒng)的考察了固溶處理、形變處理、電場(chǎng)時(shí)效處理及熱效應(yīng)影響后的航空用2E12鋁合金拉伸性能、疲勞性能的變化規(guī)律，分析和探討了不同熱處理狀態(tài)下合金微觀組織演變對(duì)合金耐損傷行為的影響規(guī)律

2、及其機(jī)理，得到了以下主要結(jié)論：
　　 (1)2E12鋁合金中粗大殘留相在循環(huán)應(yīng)力作用下將與基體脫粘而成為疲勞裂紋萌生位置，并在裂紋擴(kuò)展過程中起到橋接作用，從而降低合金疲勞壽命、加速疲勞裂紋擴(kuò)展速率。固溶處理可大幅提高合金疲勞性能，適當(dāng)提高固溶溫度、延長(zhǎng)保溫時(shí)間可提高合金綜合力學(xué)性能，固溶溫度應(yīng)低于Al-Al2Cu-Al2CuMg共晶轉(zhuǎn)變溫度509℃。合金固溶后經(jīng)室溫水及沸水淬火后DSC曲線存在明顯GPB區(qū)向S”轉(zhuǎn)變峰；經(jīng)油及室溫

3、水淬火后存在TypeⅠ及TypeⅡ S相兩相共存現(xiàn)象；空冷及沸水淬火后合金中存在明顯的析出相結(jié)構(gòu)，前者析出相體積更大，數(shù)量更多；導(dǎo)致合金析出相結(jié)構(gòu)各異的原因主要是淬火介質(zhì)冷卻速率及冷卻溫度不一。
　　 (2)2E12合金在180℃時(shí)效表現(xiàn)為雙階段時(shí)效硬化過程，時(shí)效前冷變形削弱了合金第一階時(shí)效段硬化趨勢(shì)。預(yù)變形加速了合金第二階段時(shí)效過程，縮短了峰值時(shí)效時(shí)間。冷變形顯著細(xì)化了合金中沉淀析出相，隨冷變形量的增加，強(qiáng)化相S相愈彌散，愈細(xì)

4、??；預(yù)變形過程引入大量位錯(cuò)組織，成為合金析出相有利形核位置。
　　 (3)軋制變形后合金的晶粒在軋制方向尺寸增加，長(zhǎng)寬比增大，產(chǎn)生由S型織構(gòu){123}<634>、黃銅型織構(gòu){011}<112>和銅型織構(gòu){112}<111>組成的形變織構(gòu)。軋制變形可提高2E12鋁合金表面殘余壓應(yīng)力，拉伸變形則使得合金表面產(chǎn)生殘余拉應(yīng)力，即使變形量很小，對(duì)合金試樣表面殘余應(yīng)力的性質(zhì)及大小產(chǎn)生的影響都要高于軋制變形。
　　 (4)合金的疲勞裂

5、紋擴(kuò)展過程受到晶界的阻礙，擴(kuò)展方式為穿晶擴(kuò)展，疲勞過程中產(chǎn)生二次裂紋，二次裂紋萌生位置為裂紋前端附近的取向差較大晶界處。主裂紋擴(kuò)展面為{111}面，裂紋擴(kuò)展發(fā)生分叉位置為裂紋前端可同時(shí)開動(dòng)兩個(gè)或兩個(gè)以上{111)<110>滑移系的晶粒處。形變處理后合金中出現(xiàn){110}<112>，{123}<634>及{112}<111>織構(gòu)，導(dǎo)致合金中{111}面傾向于偏離至循環(huán)應(yīng)力加載最大方向，一定程度上抑制了裂紋的擴(kuò)展，從而導(dǎo)致形變處理后短裂紋擴(kuò)展

6、階段擴(kuò)展速率降低。合金裂紋擴(kuò)展速率與表面殘余應(yīng)力、裂紋尖端晶粒取向、裂紋尖端塑性區(qū)尺寸及塑性區(qū)吸收形變能的能力等因素有關(guān)。在短裂紋擴(kuò)展階段，裂紋尖端塑性區(qū)尺寸儀為單個(gè)晶粒大小時(shí)，表面殘余壓應(yīng)力及形變引起的織構(gòu)可抑制裂紋擴(kuò)展。在裂紋穩(wěn)態(tài)擴(kuò)展區(qū)，加工硬化引取的裂紋尖端塑性區(qū)吸收形變儲(chǔ)能的能力降低成為加速裂紋擴(kuò)展的主要因素。
　　 (5)190℃時(shí)效過程中施加9kV/cm電場(chǎng)導(dǎo)致合金時(shí)效硬化曲線硬度峰值提前。施加9kV/cm強(qiáng)度電場(chǎng)時(shí)

7、效合金試樣電導(dǎo)率隨時(shí)間的變化與不加電場(chǎng)時(shí)效的合金試樣具有相同的變化規(guī)律，但其電導(dǎo)率值在時(shí)效各個(gè)階段均較后者有所提高。電場(chǎng)時(shí)效可明顯降低2E12鋁合金中S相的形成激活能，Kissinger方法和普適積分法計(jì)算結(jié)果施加電場(chǎng)后合金S相形成激活能分別降低了7.9 kJ/mol～12.7 kJ/mol和6.8kJ/mol～22.6 kJ/mol。電場(chǎng)可促進(jìn)2E12鋁合金中TypeⅠS相向TypeⅡ S相轉(zhuǎn)變，未施加電場(chǎng)時(shí)效的合金樣品具有更高的過飽

8、和度，其析出體積百分?jǐn)?shù)及析出速率均高于施加電場(chǎng)的樣品。
　　 合金經(jīng)190℃強(qiáng)靜電場(chǎng)時(shí)效，析出相數(shù)量明顯增加，且分布更為彌散。這是由于淬火時(shí)產(chǎn)生的過飽和窄位在電場(chǎng)作用下跳動(dòng)幾率增加，從而促進(jìn)了溶質(zhì)原子脫溶，增加第二相形核位置。時(shí)效不同時(shí)間后合金拉伸流變應(yīng)力由高到低依次為10h、24h、5h。電場(chǎng)時(shí)效后合金中更為細(xì)小彌散的第二相增加了合金的屈服強(qiáng)度，對(duì)于時(shí)效過程中施加9kV/cm強(qiáng)度電場(chǎng)的試樣，相同時(shí)效時(shí)間的試樣均表現(xiàn)出較未施加電

9、場(chǎng)更高的變形流變應(yīng)力。經(jīng)190℃/10h電場(chǎng)時(shí)效后合金疲勞壽命較未施加電場(chǎng)時(shí)效試樣提高了約20％，且前者疲勞裂紋擴(kuò)展速率在裂紋擴(kuò)展各階段均低于后者。
　　 (6)合金在150℃下進(jìn)行熱暴露，隨暴露時(shí)間的增加，合金中第二相經(jīng)歷GPB長(zhǎng)大→S”相形成→S’相形成的過程，析出第二相數(shù)量不斷增加，導(dǎo)致硬度值呈線性增加。隨熱暴露時(shí)間的增加，合金的疲勞壽命呈現(xiàn)先增后降的趨勢(shì)，暴露10h后合金具有最高疲勞壽命，當(dāng)暴露1000h后合金疲勞壽命急

10、劇降低。暴露100h及1000h合金中形成的S”相及S’相由于共格程度較GPB區(qū)低，使得疲勞過程可逆滑移位錯(cuò)數(shù)量減少，加之晶界處析出的第二相易成為疲勞微裂紋源，兩者疲勞壽命不同程度地降低。合金的疲勞裂紋擴(kuò)展速率隨熱循環(huán)時(shí)間的延長(zhǎng)而加快；合金中GPB區(qū)結(jié)構(gòu)尺寸受到疲勞過程中的位錯(cuò)切割作用和溫度影響導(dǎo)致長(zhǎng)大兩方面因素影響，溫度影響效果更為顯著；高溫影響下，當(dāng)疲勞裂紋形成后，裂紋表面暴露在高溫有氧的環(huán)境下，氧氣較容易擴(kuò)散進(jìn)入裂紋尖端，促使裂尖