趙 玲，劉光磊，張思源，李茂軍，劉簡寧，李明輝

(江蘇大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，江蘇 鎮(zhèn)江 212013)

鋁青銅具有優(yōu)異的綜合力學(xué)性能、良好的鑄造性能，且制造成本相對低廉，可以作為某些昂貴金屬材料和有毒材料的替代品，被廣泛應(yīng)用與航天航空、海洋、石油石化工業(yè)等工程機(jī)械中，是現(xiàn)代工業(yè)中不可缺少的材料[1-3]。隨著現(xiàn)代工業(yè)的發(fā)展，鋁青銅制件在重載、腐蝕介質(zhì)以及較高循環(huán)應(yīng)力等工況條件下穩(wěn)態(tài)運(yùn)行、起動停機(jī)或工況突變時極易出現(xiàn)熱疲勞損傷。熱疲勞是一個復(fù)雜的力學(xué)損傷和組織蛻變過程，它包含在交變溫度和交變熱應(yīng)力同時作用下的機(jī)械損傷、組織蛻變和氧化腐蝕作用，一般不發(fā)生明顯的塑性變形，所以很難檢測和預(yù)防，其潛在危險性極大，一旦發(fā)生事故往往是災(zāi)難性的。

當(dāng)前，研究人員主要通過材料化學(xué)成分設(shè)計、熔煉工藝控制、凝固組織控制、熱處理工藝設(shè)計等手段來提高材料的力學(xué)性能和熱疲勞性能。Lin等[4]研究發(fā)現(xiàn)離心鑄造(CC)的鋁青銅合金的綜合力學(xué)性能優(yōu)于重力鑄造(GC)制備的鋁青銅。將CC合金進(jìn)行固溶時效熱處理后，合金的強(qiáng)度硬度耐磨性提高，伸長率降低。Xu等[5]研究發(fā)現(xiàn)通過適當(dāng)?shù)臒崽幚韥砜刂频诙囝愋?、分布和百分比，能夠有效提高鎳鋁青銅抗疲勞性能。目前，企業(yè)大都通過T6處理提高材料性能。林高用等[6-7]研究發(fā)現(xiàn)T6處理后，鋁青銅合金組織變細(xì)、基體組織高度球化、析出物細(xì)小而彌散分布、熱疲勞抗力增強(qiáng)。近年來，學(xué)者研究發(fā)現(xiàn)深冷處理能夠細(xì)化合金組織，提高合金的硬度強(qiáng)度。深冷處理成本低且操作方便，易于推廣使用。Jain等[8-10]研究發(fā)現(xiàn)0.5h深冷處理后使QAl9-4鋁青銅合金晶粒細(xì)化、空位密度降低，位錯密度增強(qiáng)，硬度提高。綜上所述，單純地采取上述方法在改善材料性能尤其是熱疲勞性能上已很難有較大的突破，但是在復(fù)合使用上述方法方面的研究還處于初始階段，還有很多工作有待研究。

基于此，本工作研究了固溶+時效+深冷復(fù)合處理對ZCuAl10Fe3Mn2合金微觀組織和熱疲勞性能的影響。通過對比分析鑄態(tài)、T6熱處理態(tài)、深冷處理態(tài)以及固溶+時效+深冷復(fù)合處理態(tài)4種不同工藝制得的合金試樣的力學(xué)性能、微觀組織及其對熱疲勞裂紋生長的影響，揭示了裂紋萌生與擴(kuò)展機(jī)理，為鑄造銅合金熱疲勞性能的復(fù)合處理強(qiáng)化方法提供理論依據(jù)，為企業(yè)實(shí)際生產(chǎn)提供指導(dǎo)基礎(chǔ)。

1 實(shí)驗(yàn)材料與方法

實(shí)驗(yàn)材料為市售的ZCuAl10Fe3Mn2合金，通過線切割加工成如圖1所示的熱疲勞試樣并進(jìn)行熱處理，其熱處理工藝方法與試樣編號如表1所示。

圖1 熱疲勞試樣尺寸Fig.1 Size of thermal fatigue specimen

表1 4種試樣編號及不同處理工藝Table 1 Different treatment processes and specimen number of four samples

熱疲勞試樣底部預(yù)制V型缺口以便觀察裂紋生長行為。熱疲勞實(shí)驗(yàn)前先將試樣機(jī)械拋光，通過光學(xué)顯微鏡觀察選用V型缺口處無缺陷的試樣進(jìn)行熱疲勞實(shí)驗(yàn)。熱疲勞實(shí)驗(yàn)在LRS1200型熱疲勞試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行。加熱過程采用設(shè)時控制，熱電偶測量并控制溫度。循環(huán)次數(shù)采用計數(shù)器自動計數(shù)，每完成一次加熱、冷卻即完成一次循環(huán)。每次循環(huán)加熱溫度為450℃，時長120s，入水冷卻溫度為室溫(20±5)℃，時長10s。實(shí)驗(yàn)過程中，每循環(huán)一定次數(shù)便取出試樣，通過光鏡和掃描電鏡觀察V型缺口處裂紋萌生與擴(kuò)展情況并測量裂紋長度。

采用DDL100電子萬能試驗(yàn)機(jī)測試合金的抗拉強(qiáng)度和伸長率，拉伸速率為2×10-3m/min。采用KB30S-FA型全自動顯微硬度計測量合金的維氏硬度值，加載載荷2.8N，加載時間15s，每個試樣隨機(jī)測量5個點(diǎn)，每個點(diǎn)測量3次，最后取其平均值。

2 結(jié)果與分析

2.1 力學(xué)性能和顯微組織

實(shí)驗(yàn)所用試樣的力學(xué)性能如圖2所示。對比分析可以發(fā)現(xiàn)，固溶時效深冷復(fù)合處理后，合金的綜合力學(xué)性能得到了顯著提升。在伸長率僅下降了16%的前提下，最大程度地提升了強(qiáng)度和硬度，達(dá)到了707MPa，264.16HV，分別提高了16.86%，57.35%。而單獨(dú)進(jìn)行T6處理和深冷處理后，合金的強(qiáng)度、硬度雖有一定程度地提升，但都是以犧牲伸長率為代價。其中，T6處理后，伸長率下降了32%，而強(qiáng)度、硬度僅提高了8.93%，34.54%；深冷處理后，伸長率下降了68%，強(qiáng)度、硬度分別提高了4.88%，18.22%。

圖2 不同處理狀態(tài)下ZCuAl10Fe3Mn2合金的力學(xué)性能Fig.2 Mechanical properties of the ZCuAl10Fe3Mn2alloy with different treatment

圖3為4種不同工藝狀態(tài)的XRD譜圖。由圖3可知，鋁青銅合金的主要組織相為α，β，γ2,κ相。對比4種X射線衍射圖譜可知，與鑄態(tài)鋁青銅相比，T6、深冷、T6+深冷處理后波峰數(shù)量和位置未發(fā)生明顯變化，但衍射峰的強(qiáng)度和寬度強(qiáng)度均有所改變。T6+深冷處理后，α+β相和β相的X射線衍射峰寬度、半高寬增大，同時α+γ2相的衍射峰強(qiáng)度減弱，表明合金晶粒細(xì)化，且硬度提高的同時保持塑性不被破壞。

圖4為不同工藝處理后合金的掃描電鏡顯微組織圖，合金中各組成相的能譜分析如圖5所示。圖4(a)為鑄態(tài)試樣，結(jié)合X射線衍射和EDS圖譜分析，圖中粗長條狀的灰色基體相為α(銅基固溶體)相，分布在晶界的灰白色基體相為β(Cu3Al)相固溶體、彌散分布于基體組織中的白亮粒子為α+γ2(Cu9Al4)共析體，彌散分布的細(xì)小球狀或者梅花狀顆粒為富鐵κ(Al-Fe)相。組織中硬度低塑性好的α相占主要部分，但其晶粒粗大且分布不均勻。圖4(b)為T6處理試樣，雖然α相獲得一定程度上的細(xì)化且灰白色β相增多，但整體來說各相分布雜亂使得組織的均勻性不理想。固溶處理后，α相、γ2相和金屬間化合物κ相溶解生成β′相，β′為共析轉(zhuǎn)變受阻而形成的過冷β相，具有較高強(qiáng)度硬度，塑性較差[11-12]。隨后，350℃時效處理消除了固溶處理產(chǎn)生的殘余應(yīng)力，基本仍保留原來β′相的形態(tài)，但隨原子的擴(kuò)散有少量細(xì)片狀的α相在晶內(nèi)析出，改善固溶后材料的硬度與塑性。與鑄態(tài)組織相比，深冷處理后α+γ2共析體和κ相明顯增多，如圖4(c)所示。深冷處理能夠促使γ2相從β相和晶界中析出，γ2為硬脆相，大量γ2析出形成網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)，脆化晶界降低韌性；有研究表明當(dāng)超過固溶度上限時，在β相、α相中析出細(xì)小的富鐵κ相，κ相硬度高，析出產(chǎn)生沉淀強(qiáng)化[13-14]；同時合金顯微組織細(xì)化，也阻礙了位錯運(yùn)動，因此深冷處理后合金強(qiáng)度、硬度提高，塑性下降。

圖4 ZCuAl10Fe3Mn2合金的顯微組織 (a)鑄態(tài)；(b)T6態(tài)；(c)深冷；(d)T6+深冷Fig.4 Microstructures of the ZCuAl10Fe3Mn2 alloy (a)as-cast;(b)T6;(c)cryogenic;(d)T6+cryogenic

圖5 ZCuAl10Fe3Mn2合金中各組成相的EDS分析(a)α相；(b)β相；(c)α+γ2相；(d)κ相Fig.5 EDS analysis of compositional phases in ZCuAl10Fe3Mn2 alloy(a)α phase;(b)β phase;(c)α+γ2 phase;(d)κ phase

圖4(d)為T6+深冷2h處理的合金顯微組織。有研究指出深冷處理時合金在液氮中急速冷卻，材料內(nèi)部空位無法及時消除或延展而處于過飽和狀態(tài)，同時，溫度的急劇變化也導(dǎo)致材料發(fā)生微塑性變形體積收縮而產(chǎn)生壓應(yīng)力，位錯密度增加，組織更加致密[15]，材料的硬度強(qiáng)度增強(qiáng)。與T6態(tài)組織相比，T6后深冷處理使α相進(jìn)一步細(xì)化，呈長條狀均勻分布，使合金的塑性保持在較高的水平。

2.2 熱疲勞性能

圖6為不同工藝處理后合金的熱疲勞壽命曲線。從圖6可以發(fā)現(xiàn)：T6+深冷處理的合金熱疲勞性能最好，相同循環(huán)次數(shù)使裂紋長度最短且裂紋生長速率最慢，其次為T6處理。而深冷處理后，合金熱疲勞裂紋最先萌生，但其裂紋生長速率較鑄態(tài)合金慢?？傊?，結(jié)合4種不同工藝處理獲得合金的力學(xué)性能情況，只有合金具有優(yōu)良的綜合力學(xué)性能才有利于提高其熱疲勞性能。另外，4種合金的熱疲勞裂紋生長速率均是先增大后減小呈非規(guī)范“S”形，可大致分為圖中標(biāo)識的Ⅰ，Ⅱ，Ⅲ 3個階段。Ⅰ階段為裂紋孕育期，Ⅱ階段為裂紋擴(kuò)展期，Ⅲ階段裂紋發(fā)展期。

圖6 不同工藝處理后合金的熱疲勞壽命曲線Fig.6 Thermal fatigue life curves of alloys treated by different technologies

圖7為循環(huán)4000次后4種試樣的熱疲勞裂紋形貌圖。受循環(huán)應(yīng)力作用，在V型缺口處發(fā)生明顯的塑性變形，使V型缺口邊緣凹凸不平出現(xiàn)微小的凹坑，隨冷熱循環(huán)次數(shù)的增加，凹坑的尺寸不斷增大成為裂紋源。隨著循環(huán)次數(shù)增加，V型缺口附近應(yīng)力增大，循環(huán)熱應(yīng)力通過裂紋的擴(kuò)展釋放，裂紋生長速率增大，裂紋生長由Ⅰ階段向Ⅱ階段轉(zhuǎn)變。此時，擴(kuò)展速率近似于常數(shù)，裂紋亞穩(wěn)擴(kuò)展速率da/dN與裂紋尖端熱應(yīng)力場強(qiáng)度因子幅ΔK滿足Paris公式[16]：

(1)

式中：Δσ為熱應(yīng)力；C，Y，N為常數(shù)。隨著Δσ的增大，da/dN增大；同時，局部約束比減小，熱應(yīng)力松弛，da/dN減小，一定范圍內(nèi)兩者相反效果抵消，表現(xiàn)為da/dN近似等于常數(shù)。

對于鑄態(tài)合金，如圖7(a)所示，其組織疏松晶粒粗大且強(qiáng)度低，在熱應(yīng)力作用下氧向合金內(nèi)部擴(kuò)散并富集于V型缺口處，使得原子間結(jié)合力降低，擴(kuò)展所需驅(qū)動力減小，裂紋迅速擴(kuò)展。T6處理和深冷處理后，如圖7(b)，(c)所示，與鑄態(tài)試樣比較，一方面綜合力學(xué)性能提高，氧的擴(kuò)散困難，缺口處氧化腐蝕減少；另一方面細(xì)晶強(qiáng)化、固溶強(qiáng)化等作用使得裂紋擴(kuò)展的阻力增大，裂紋生長行徑變得曲折，擴(kuò)展速率降低[17]。但由于深冷處理合金的各項(xiàng)力學(xué)性能低于T6態(tài)合金，故試樣裂紋長度和生長速率高于T6處理試樣。經(jīng)過T6+深冷復(fù)合處理后，合金的綜合力學(xué)性能得到進(jìn)一步提高，組織致密且均勻性較好，V型缺口邊緣平整且無明顯氧化腐蝕區(qū)域，裂紋生長最為緩慢，如圖7(d)所示。

圖7 4000次循環(huán)合金的裂紋萌生情況(a)鑄態(tài)；(b)T6態(tài)；(c)深冷；(d)T6+深冷Fig.7 Situation of crack initiation of alloys under cycle number of 4000(a)as-cast;(b)T6;(c)cryogenic;(d)T6+cryogenic

圖8為10000次后4種試樣的熱疲勞裂紋形貌圖。從圖8中可以看出：進(jìn)入裂紋發(fā)展期，一是裂紋變得更粗，受氧化腐蝕作用更嚴(yán)重，組織變得松散；二是主裂紋周圍萌生出許多微裂紋，這些微裂紋的出現(xiàn)消耗了主裂紋生長所需的循環(huán)驅(qū)動力，故主裂紋生長速率反而變緩?？傊琓6+深冷處理試樣仍然具有優(yōu)良的熱疲勞性能，其熱疲勞裂紋最短，裂紋生長速率最慢，組織抗氧化腐蝕的能力也最強(qiáng)。

2.3 熱疲勞裂紋生長機(jī)理

2.3.1 高溫氧化

圖9為熱疲勞裂紋周邊氧化區(qū)的分析。高溫氧化對熱疲勞裂紋的生長有非常重要的影響。裂紋生長的孕育期間，受氧化作用影響，空氣中的氧在熱應(yīng)力誘導(dǎo)下進(jìn)入試樣，當(dāng)氧的濃度超過其在合金中的固溶度時便發(fā)生氧化腐蝕，形成氧化薄膜或者氧化帶，如圖9(a)所示。圖9(b)為氧化區(qū)域的EDS能譜，分析表明氧化區(qū)域富含大量的O。眾所周知，氧化物組織疏松塑性差，各相之間因熱膨脹系數(shù)不同存在較大應(yīng)力，在循環(huán)熱應(yīng)力的作用下，當(dāng)應(yīng)力超過各相間的結(jié)合力時，便會產(chǎn)生凹坑和龜裂。隨著冷熱循環(huán)地進(jìn)行，缺口處的氧化現(xiàn)象越嚴(yán)重，凹坑和龜裂也隨之增多，微裂紋便在此萌生并在后續(xù)熱疲勞過程中得以生長，并向擴(kuò)展期轉(zhuǎn)變[18-19]。

圖8 10000次循環(huán)后合金的裂紋萌生情況(a)鑄態(tài)；(b)T6態(tài)；(c)深冷；(d)T6+深冷Fig.8 Situation of crack initiation of alloys under cycle number of 10000(a)as-cast;(b)T6;(c)cryogenic;(d)T6+cryogenic

圖9 氧化區(qū)SEM形貌(a)及EDS成分分析(b)Fig.9 SEM image(a) and EDS analysis(b) of oxidation zone

圖10 裂紋擴(kuò)展行徑示意圖(a)凹坑；(b)沿晶擴(kuò)展；(c)沿晶、穿晶混合擴(kuò)展Fig.10 Schematic diagram of fatigue crack expansion way(a)pit;(b)intergranular expansion;(c)mixed propagation of intergranular and transgranular

2.3.2生長行徑

圖10為裂紋生長行徑示意圖。由圖10可見，裂紋生長從孕育期的沿晶生長轉(zhuǎn)變?yōu)閿U(kuò)展期、發(fā)展期的沿晶、穿晶混合生長。熱循環(huán)初期，O原子在熱應(yīng)力的誘導(dǎo)下擴(kuò)散進(jìn)入試樣，形成微觀氧化層。隨著熱循環(huán)次數(shù)增加，熱應(yīng)力和氧化作用累積加劇，氧化層內(nèi)部邊緣出現(xiàn)凹坑，最后裂紋在灰色基體相和灰白色固溶體之間萌生，如圖10(a)所示。由于材料心部和表層受熱差異，形成拉壓應(yīng)力，在應(yīng)力作用下，裂紋以鈍化-尖銳化的方式擴(kuò)展[20]。V型缺口以及裂紋周圍的深灰色區(qū)域?yàn)檠趸g區(qū)域，該區(qū)域組織疏松再加上晶界處存在較多的硬而脆的析出相，在熱應(yīng)力和氧化的反復(fù)作用下，其抵抗裂紋生長的能力較弱，導(dǎo)致裂紋發(fā)生沿晶生長，如圖10(b)所示。隨著循環(huán)次數(shù)的增加，在高交應(yīng)變下，由于基體塑性變形的累積，尖端附近晶粒的強(qiáng)度減弱，裂紋便開始進(jìn)行沿晶和穿晶的混合擴(kuò)展方式生長，如圖10(c)所示。

3 結(jié)論

(1)固溶+時效+深冷復(fù)合處理能夠顯著提高ZCuAl10Fe3Mn2合金的綜合力學(xué)性能，抗拉強(qiáng)度、硬度和伸長率分別達(dá)到707MPa,264.16HV和21%。

(2)T6+深冷處理后，合金中α相得到細(xì)化且分布更加均勻，位錯密度增加，使得合金整體的組織均勻性、致密性更好，同時合金綜合性能的增強(qiáng)使得熱疲勞性能得到顯著提高。

(3)ZCuAl10Fe3Mn2合金熱疲勞裂紋生長速率是先增大后減小，呈非規(guī)范“S”形規(guī)律，依據(jù)生長速率變化可分為孕育期、擴(kuò)展期和發(fā)展期3個階段。

(4)熱疲勞過程中，合金主要承受冷熱循環(huán)產(chǎn)生的交變應(yīng)力和氧化腐蝕作用。裂紋生長孕育期主要是沿晶生長，擴(kuò)展期、發(fā)展期變?yōu)檠鼐?、穿晶混合生長。