工程断裂力学

工程断裂力学76 (2009) 709–714

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工程断裂力学

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AA7075-T651在交变载荷下裂纹形核的显微结构形貌

H. Weiland a,*, J. Nardiello b, S. Zaefferer c, S. Cheong a, J. Papazian b, Dierk Raabe c

a 美国铝业有限公司，100技术驱动,美国铝业中心，宾夕法尼亚15069，美国

b 诺斯罗普2格鲁曼公司AEW/EW系统，925 S，.牡蛎湾路，贝思佩奇，纽约11714，美国

c普朗克铁研究所，普朗克Stra?e 1,，杜塞尔多夫D 40237，德国

文章信息摘要

文章历史: 一系列由7075-T651铝合金制作的疲劳试验样品被打断成各种寿命的部分和2007年1月9日收到一定数量脱胶，破裂的粒子和在金属基体中的破裂决定了定量是加载周期的函数2008年11月24日收到修订后的形式根据发现，只有破裂的第二相粒子，在一个基体裂纹中形核。晶体学关于一个独2008年11月26日录入立的裂纹和它的三维形状是由在扫描显微镜下一系列的切片通过应用聚焦离子束2008年12月10日网上可获得粉末与取向成像显微技术结合决定。这些极限数据显示裂纹萌生方向，受金属基体

中扩展的裂纹的晶体取向影响。。

关键字：

裂纹萌生

AA7075

3D微观结构

疲劳 @2008爱思唯尔有限公司保留所有权利。

1.介绍

优化的铝合金对航天航空应用，需要定量的理解不同控制形核的显微结构特性和裂纹在金属基体中的扩展。此外，在整体部分，裂纹在连接处的停滞不是给定的，显微结构的作用变得越来越重要。需要定量的理解，在复杂微观结构下的损伤演化。

当前对于航空航天应用铝合金的发展，基于一个良好的理解，关于微观结构下破坏的相关性质影响，例如断裂韧性和疲劳[1-5]。然而，铝合金上个世纪上半年的发展，例如AA7075，主要使用Edisonian方法。尽管存在一些研究，关于老化条件对性能的影响，详细分析显微结构属性下控制裂纹形核和单调生长区间，或者在那时候开发的铝合金没有采用交变载荷。然而，在早期理论上可知，含铁第二相在5-50微米直径范围，一般被称为夹杂相，是裂纹的起始点位置[1]。因此，此后的铝合金发展包括减少铁和硅元素提高损伤的相关性质。另一方面，如果粒子密度减少，正如当前阶段铝合金，其他显微结构下的特征，例如晶界和晶粒取向，将有助于裂纹的形核和扩展。读者可以参考文献[1-5]，详细的讨论商业铝合金微观结构的损坏的影响。它必须指出，外推法得到的知识在Al-Cu系统（2xxx系列合金）不能容易的推测Al–Zn（7xxx系列合金），因为相和强化机制不同。

在目前的研究中，一部分数量脱粘和破裂的粒子，决定了一定数量是疲劳循环的函数，来自中断的疲劳试验。此外，破裂粒子在开裂基体中形核的尺寸和相关的裂纹长度是确定的。晶体学中关于裂纹和三维形状由来自一系列的切片通过聚焦离子束制粉和取向成像显微技术的结合决定。这些数据显示一开始裂纹的生长方向，同时由粒子周围的局部应力场和基体中正在生长的裂纹的晶向决定。

如今工作的目的，确定一定数量第二相粒子在交变载荷控制裂纹形核的作用，目的是确定以微观结构为基础，预测以这些合金制成的机身零件部分寿命。后者将另行公布。

2.实验步骤

用7075-T651制作一个76.2毫米厚板（屈服强度551Mpa，极限拉伸强度557Mpa）。一系列尺寸为47.5 mm*355.6mm*5.7mm开两个孔的疲劳试样（图1a），在T/4位置加工一个肋板，大约在金属板表面以下19毫米，这个孔直径4.8毫米。样品孔的表面在测试之前抛光，有利于通过扫描电镜进行微观组织分析（SEM）。样品在276 MPa低周疲劳下测试（3 Hz, R = 0)（室温,相对湿度35%,恒幅加载）。在这些测试条件下，样品典型失效接近9000个循环，周期从10到9000的一系列中间样品被生产出来（见表1），对于每个使用期限，火柴棍状样品被减掉，这样每个孔沿中间加载方向被减掉（图1b）。结果是四个样品有各自使用期限。这个几何样品允许在每个孔的最大应力处进行微观结构观察。这是预期中破坏萌生的位置。

失败的样品不仅分析孔中裂纹萌生位置还有孔中次生裂纹。火柴棍样品定量分析了脱层的数量密度和破裂的粒子，还有随着破裂粒子的基体破裂。所有扫面电子显微镜分析的执行，用SIRION扫面电子显微镜优化了背散射电子(BSE)成像。在放大倍率2000倍下，每个实验条件，收集20个背散射电子图像。单独的图像区域22,008 μm2，导致分析总面积0.44mm2，一个30平方像素的限制，排除任何粒子不到0.08μm2。发现所有粒子立体特性，识别出脱胶和破裂粒子，并且关于基体开裂中的破裂粒子形核，由半自动图像处理完成，通过蔡司透镜，用KS400图像分析软件。连续切片的三维微观组织分析用一个蔡司横梁连接1540聚焦离子束-扫面电子显微镜，用能谱仪/三维逻辑电子背向散射衍射系统，配备数码摄像头。20μm*30μm切片被剪成和相对样品表面15度并且垂直线间距离0.5μm。每个切片具有反散射电子和取向成像显微特征。关于这个三维微观组织分析技术的更多细节能在[6]中找到。

Fig. 1a. 带有加载方向指示的疲劳试验试样示意图

Fig. 1b. 由测试试样切成的火柴棍样品几何图。灰色阴影区域分析。

表1

3.结果与讨论

3.1断裂产生处

所有起始位置关于基本的裂纹和独立的组成粒子联系在一起(Fig. 2a and b)，直径尺寸比5μm更大。在这个材料没有观察到萌生来自晶界处局部滑移。在孔表面，基本裂纹下，大量次生裂纹被观察到(Fig. 2b and c)。这些次生裂纹和组成粒子纵梁有联系。由粒子纵梁的几何图形，它可以推论，观察到的基本裂纹起始位置，组成纵梁成分的一端。断裂面显示，穿晶断裂是这些合金破坏的典型特征，以曲折的断裂表面和缺乏晶粒间晶面为特征。

Fig. 2. (a) 和 (b) 是起始点例子，(b) 观察裂纹和孔表面， (c)孔表面。

Fig. 3. 组成粒子脱粘。.

3.2 损坏进展

一系列增加循环寿命的样品提供机会去研究微观结构损坏的发生和发展。组成粒子密度被确定为2637粒子/mm2。100次循环以后，微观结构下的第一次损坏以脱粘的形式能被观察到(Fig. 3)和组成粒子破裂（Fig. 4）。所有粒子中不到百分之1破裂，然后大约三倍显示脱粘迹象（表1）。脱粘粒子尺寸比粒子评价尺寸略小，这时候的样品中，没有裂纹出现在铝基体中，1000次循环以后，粒子的损坏显著增加。在这个阶段，所有组成粒子中，3.6%发生破裂，8%发生脱粘。基体中出现一些破裂，全部和粒子破裂有联系，没有脱粘

的粒子。这个观察到基体开裂仅仅和破裂联系，没有脱粘粒子可以理解为应力强度因子。一个弯曲的脱粘界面，比如图3，导致应力强度因子重要性不如破裂粒子影响铝合金基体。破裂源自最高的应力强度因子微观组织，这是破裂粒子和创立微观结构中，疲劳寿命中占大约10%。

随着循环周期增加，脱粘粒子数量增加；然而，破裂的组成粒子数量增加，好像达到饱和。此外，基体中的破裂，放射总是来自一个粒子内的破裂，数量同样达到饱和。随着大约20%和基体裂纹相关的组成粒子破裂，考虑到裂纹在基体中高循环周期增长的相对数量，全部循环寿命由低周期最初的低周期循环决定。

3.3最初裂纹位置的三维分析

组织分析报告以孔的表面为特点，裂纹形成地方。然而，它很有可能潜在的微观结构有助于观察裂纹的形成和生长。因此，连续切片使用聚焦离子束-扫描电子显微镜。装载1000次循环周期的样品被选出。两个位置进行分析，只有一个裂纹分析将在此详细讨论。一个产生基体裂纹的粒子被选中。十个切片被切成一个50纳米的部分。每一层通过取向成像显微技术观察特征。决定每个独立晶粒的晶粒形态和晶体取向。被选定的粒子，P1，大约8μm长（Fig. 4），并且完全随着基体破裂来自破裂粒子，破裂基体的生长大约在长轴45度方向，后者与疲劳轴向加载一致。在两个切削到材料表面之后，有一个但是比表面组成粒子大，P2，开始显示（Fig. 5），这个表面下的粒子部分开裂（Fig. 5黑涩箭头），并且和基体裂纹没有联系。粒子P1，在表面显示的那个粒子，有一个次生基体裂纹在第一个裂纹对面。它可以看做来自关于每个基体裂纹相对位置分析断裂面裂纹，延伸到大约到正常样品表面的晶粒基体中，裂纹没有显示斜的迹象。

晶粒的晶体方向包括裂纹萌生，由取向成像显微技术决定（Fig. 6）。在孔表面的可见裂纹(在P1 in Figs. 4 and 5上)，在晶粒内部形核取向靠近（110）[110]，基体包含表面下裂纹在fig.5中由P1指向P2，在一个晶粒内存在靠近（001）[110]取向。这个晶粒取向已经在文献中频繁的提出，作为与合金有联系的裂纹[2]。在每个切片中比较裂纹面和有效滑移系统，显示在孔表面明显的基体裂纹，贯穿在分析大量滑移系统其中之一（Fig. 6顶部）。裂纹和有效的滑移面对齐，没有暗示是解理型断裂。表面下的断裂，没有和任何滑移系统对齐，没有有效的对称的滑移系统，±45°的结构关于破裂面，例如模型1开裂。

由关于主要裂纹随滑移系统和角度裂纹来自加载方向的准则，假设这个裂缝在模式2条件的剪切应力下形成。次生裂纹很可能也是

Fig. 4.挑选出5000次循环周期下的3D微观结构。箭头指向基体裂纹。

Fig.5.在孔表面3毫米下的6号切片。P1：表面粒子；P2：表面下的粒子。白色箭头指向基体裂纹。黑色箭头指向表面下的粒子部分破裂。P2中垂直的白色线是人工成像线。

Fig.6. (a) 关于图5的取向成像显微分析图。通过晶向正常的铝板进行颜色标号。单位晶胞基本滑移面和滑移方向被划分出来，晶粒产生基体裂纹。双箭头表明加载方向。（b）颜色代码适用（a）。（这个图例中，对于涉及到的颜色的显示，读者参考这篇文章网络版本）

模型2号裂纹。但是由于系统有效的滑移面没有传播远的限制，这个未解决问题是关于表面下粒子作用。由于它更大的体积和较小的瘦长形状，在疲劳寿命阶段，没有完全断裂。可以很明显观察到，裂纹在基体中的形核靠近第二相粒子，第二相粒子需要完全断裂，建立适合粒子断裂条件需要更深一步的研究，然而，三维特性很明显，就是延伸率，相对尺寸和几何结构至关重要。

3.4 总结

关于在高强度、包含大的组成粒子密度的铝合金的损伤演变的系统性研究中，展示出对于疲劳裂纹的形核，局部微观组织有影响。特别的，还观察到粒子-基体脱粘交界处，对铝基体裂纹的形成没有贡献。因此，高密度的脱粘，没有导致裂纹深入基体。铝基体中裂纹总是和组成粒子破裂有关。在样品暴露出疲劳，达到饱和值之前期间，粒子没有在接受基中破裂和经历形核事件。虽然不是所有粒子破裂，还有一些发展成完全的穿晶断裂，仅仅一些小的碎片开始像铝基体中破裂。一个裂纹的三维分析表明，这种情况，裂纹在铝基体中形核，受基体中有效的滑移系统影响，靠近相邻粒子控制的最大应力下的方向。这反过来，由破裂粒子尺寸和几何形状决定，同样，相邻粒子对第一个也有相同作用。

文献

[1] Staley JT. How microstructure affects fatigue and fracture of aluminum alloys. In: Peronne N, editor. Tenth symposium on naval structural mechanics,

Washington DC, 1978. University Press; 1978, ISBN 0-8139-0802-7. p. 671–84.

[2] Starke Jr EA, Lutjering G. Cyclic plastic deformation and microstructure. In: Fatigue and microstructure. Metals Park: ASM; 1979. p. 226–9.

[3] Magnusen PE, Bucci RJ, Hinkle AJ, Brockenbrough JR, Konish HJ. Analysis and prediction of microstructural effects on long-term fatigue performance of

an aluminum aerospace alloy. Int J Fatigue 1997;19(Suppl. 1):S275–83.

[4] Patton G et al. Study of fatigue damage in 7010 aluminum alloy. Mat Sci and Engng 1998;A254:207–18.

[5] Oswald LW. Effects of microstructure on high-cycle fatigue of an Al–Zn–Mg–Cu alloy (Al-7055). Master thesis, University of Pittsburgh; 2003.

[6] Konrad J, Zaefferer S, Raabe D. Investigation of orientation gradients around a hard Laves particle in a warm-rolled Fe3 Al-based alloy using a 3D EBSD–

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