微觀組織特征對(duì)服役6N01-T6鋁合金材料力學(xué)性能的影響

田洪雷,吳廣宇,王 天,王富杰,郄默繁,何長(zhǎng)樹

(1.中車青島四方機(jī)車車輛股份有限公司技術(shù)中心,山東 青島 266111;2.東北大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院,遼寧 沈陽(yáng) 110819;3.東北大學(xué) 材料各向異性與織構(gòu)教育部重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室,遼寧 沈陽(yáng) 110819)

隨著我國(guó)高速列車制造技術(shù)的迅速發(fā)展,輕量化的鋁合金車體在列車運(yùn)行速度和降低能耗等方面具有顯著優(yōu)勢(shì)[1-2]。6N01-T6鋁合金具有較好的焊接性能和中等強(qiáng)度[3-5],廣泛應(yīng)用于鐵路車輛的鋁合金車體各承載件。鋁合金擠壓材的微觀組織特征(包括α-Al基體及第二相粒子組態(tài)特征,如尺寸、形貌及分布等)對(duì)強(qiáng)度、塑性及疲勞性能具有決定作用[6-7]。王建軍等[8]借助金相顯微鏡、透射電鏡觀察結(jié)合拉伸性能測(cè)試等方法,研究了3個(gè)批次工業(yè)化生產(chǎn)的高鐵結(jié)構(gòu)件用6N01-T6鋁合金擠壓材的顯微組織和力學(xué)性能,旨在探究晶粒尺寸和形狀、合金相粒子組態(tài)與擠壓材拉伸性能的相關(guān)性。研究結(jié)果表明,細(xì)小扁纖維狀α-Al晶粒、細(xì)小彌散分布的過剩結(jié)晶相粒子及較寬的無(wú)析出帶均有利于提高延伸率。張勁等[9]在研究鍛造組織不均勻性對(duì)6082鋁合金帶筋板類鍛件力學(xué)性能的影響時(shí)發(fā)現(xiàn),6082鋁合金帶筋板類鍛件不同部位的力學(xué)性能表現(xiàn)出明顯不均勻性,即晶粒細(xì)小的變形組織區(qū)域的拉伸性能優(yōu)于晶粒粗大的變形組織區(qū)域的拉伸性能。值得強(qiáng)調(diào)的是,對(duì)于不同廠家生產(chǎn)的同一牌號(hào)的鋁合金型材來說,雖然其力學(xué)性能滿足相關(guān)標(biāo)準(zhǔn)要求,但是由于在化學(xué)成分、熔鑄工藝、均勻化退火工藝、擠壓工藝以及后續(xù)熱處理工藝存在或大或小的差異,鋁合金型材的微觀組織特征也必然存在差異。這些微觀組織特征上的差異決定了型材在力學(xué)性能,特別是疲勞性能表現(xiàn)出一定程度上的差別。

一般而言,疲勞失效是鐵路車輛構(gòu)件的主要失效形式[10-11]。通常采用無(wú)限壽命規(guī)范來設(shè)計(jì)高速列車車體的一些關(guān)鍵部件[12-13]。值得說明的是,鋁合金材料不存在嚴(yán)格意義上的無(wú)限壽命(或疲勞極限),現(xiàn)有的疲勞極限研究大多規(guī)定循環(huán)載荷次數(shù)(如107)下的疲勞強(qiáng)度[14-15]。目前,有關(guān)高速列車鋁合金型材車體長(zhǎng)期服役后力學(xué)性能變化的研究鮮見報(bào)道。因此,在我國(guó)高速列車運(yùn)行已近20年的情況下,開展高速列車用鋁合金型材服役后材料力學(xué)性能變化的研究,對(duì)于實(shí)現(xiàn)車體型材剩余疲勞壽命評(píng)估以及鋁合金型材制造工藝優(yōu)化而言十分必要。本文在前期研究基礎(chǔ)[8]上,針對(duì)兩種服役不同里程的6N01-T6鋁合金車體側(cè)墻型材(型材A和型材B)進(jìn)行取樣,利用微觀組織表征和力學(xué)性能測(cè)試手段重點(diǎn)研究了微觀組織與疲勞性能相關(guān)性,旨在為高速列車鋁合金車體型材的剩余壽命評(píng)估與選材提供基礎(chǔ)試驗(yàn)數(shù)據(jù)。

1 試驗(yàn)材料及方法

本研究所采用的試驗(yàn)材料取自兩種服役時(shí)間不同的6N01-T6鋁合金已服役車體型材,型材A已服役240萬(wàn)公里,型材B已服役600萬(wàn)公里,型材A與型材B截面形狀如圖1(a)和圖1(b)所示,其化學(xué)成分與6N01鋁合金標(biāo)準(zhǔn)化學(xué)成分如表1所示。

表1 服役不同時(shí)間的6N01-T6鋁合金型材與標(biāo)準(zhǔn)化學(xué)成分對(duì)比 wt.%

采用OLYMPUS-BX53M金相顯微鏡分別沿?cái)D壓方向和垂直于擠壓方向?qū)π筒腁和型材B進(jìn)行微觀組織觀察,主要分析型材鋁基體晶粒形態(tài)特征。采用JSM-7001F掃描電子顯微鏡對(duì)型材中心層的第二相粒子特征以及疲勞試樣斷口形貌進(jìn)行觀察與分析。利用JEM-2100F型場(chǎng)發(fā)射透射電子顯微鏡觀察型材析出相粒子組態(tài)特征。在型材A和型材B的中心層切取直徑為3 mm、厚度為0.5 mm的圓片,利用砂紙進(jìn)行研磨,磨至厚度為70 μm后用甲醇清洗干凈,使用型號(hào)為TenuPol-5電解雙噴減薄儀對(duì)樣品進(jìn)行雙噴減薄。電解雙噴液選用比例為HNO3∶CH3OH=1∶3的雙噴液,在-30～-25℃、電壓為15 V的條件下制備TEM樣品。

采用MH-500型顯微維氏硬度計(jì)垂直于擠壓方向?qū)π筒倪M(jìn)行顯微硬度測(cè)試,加載載荷為100 g,保載時(shí)間為15 s。分別在型材A和型材B外板上沿型材擠壓方向切取2根平行試樣,利用SANS電子萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行拉伸性能測(cè)試,試樣尺寸如圖1(c)所示,拉伸速率為5 mm/min。疲勞試樣取自型材外板并沿型材擠壓方向,尺寸如圖1(d)所示。疲勞試驗(yàn)使用QBG-100微機(jī)控制高頻疲勞試驗(yàn)機(jī)在室溫下(25℃)進(jìn)行,加載載荷為軸向拉應(yīng)力(正弦波),應(yīng)力比R(σmin/σmax)=0,試驗(yàn)頻率在85～110 Hz之間。

圖1 拉伸試樣與疲勞試樣尺寸示意圖/mm

2 試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 已服役車體型材顯微組織

圖2為型材A和型材B的橫斷面和縱斷面陽(yáng)極覆膜金相觀察結(jié)果,型材A的晶粒呈粗大的等軸狀,平均晶粒尺寸為155 μm,表層晶粒尺寸略小于中心層晶粒尺寸。型材B極表層為細(xì)小的晶粒,亞表層晶粒呈粗大的等軸狀,而中心層晶粒呈細(xì)小纖維狀,長(zhǎng)軸平均尺寸為130 μm,短軸平均尺寸為32 μm,表面粗晶層深度范圍為551～1229 μm。

圖2 型材A和型材B橫截面陽(yáng)極覆膜金相觀察結(jié)果

圖3(a)和圖3(b)分別為型材A與型材B橫斷面中心層結(jié)晶相粒子觀察結(jié)果,從中可見型材A與型材B基體中均存在較多尺寸約為5～10 μm的粒狀或棒狀的結(jié)晶相粒子,型材B基體中的棒狀第二相粒子尺寸較大。根據(jù)相關(guān)文獻(xiàn)可知[16],這些粒狀或棒狀的結(jié)晶相粒子為AlFeMnSi過剩結(jié)晶相。圖3(c)和圖3(d)分別為型材A和型材B彌散相粒子觀察結(jié)果。由圖3可知,型材A中存在尺寸約為250～500 nm的球狀和棒狀彌散相粒子;型材B中棒狀彌散相粒子平均長(zhǎng)度為193 nm,球狀彌散相粒子平均尺寸為136 nm。根據(jù)文獻(xiàn)可知[8],這些彌散相粒子主要為Al(Cr,Mn)彌散相。

圖3 型材A和型材B結(jié)晶相與彌散相粒子觀察結(jié)果

圖4為型材A和型材B晶界析出相、晶界無(wú)析出帶(PFZ)以及晶內(nèi)析出相觀察結(jié)果。結(jié)果發(fā)現(xiàn),型材A和型材B的晶界上均未觀察到明顯的析出相粒子,型材A的PFZ寬度(300 nm)比型材B的(329 nm)略窄。同時(shí),在型材A和型材B的晶粒內(nèi)部觀察到大量針狀析出相粒子,其中,型材A基體中針狀析出相粒子尺寸較大,平均針長(zhǎng)約為54 nm;型材B基體中析出相粒子尺寸較小(平均針長(zhǎng)為35 nm)、密度較高。根據(jù)文獻(xiàn)[17],這些針狀析出相粒子為β″。

圖4 型材A和型材B析出相粒子觀察結(jié)果

化學(xué)成分、擠壓工藝和最終熱處理工藝是決定鋁合金擠壓材微觀組織的主要因素。Mn、Cr和Ti在6N01鋁合金中主要以彌散相粒子形式存在,與型材B相比,型材A中Mn、Cr和Ti的質(zhì)量分?jǐn)?shù)均較低,因此擠壓型材基體中彌散相粒子數(shù)量相對(duì)較少。一般而言,彌散相粒子能夠抑制鋁基體再結(jié)晶行為[18],當(dāng)鋁基體中彌散相粒子數(shù)量相對(duì)較少時(shí),即便是較低的擠壓溫度也會(huì)獲得再結(jié)晶較充分的微觀組織結(jié)構(gòu),這是型材A再結(jié)晶完全且具有粗大等軸晶組織特征的主要原因。而型材B中Mn和Cr元素含量較高,鋁基體中彌散相粒子數(shù)量較多,這些數(shù)量較多的彌散相粒子是抑制擠壓材發(fā)生再結(jié)晶的主要原因,因此型材B中心層晶粒呈不完全再結(jié)晶的纖維狀特征。型材B表面存在一定厚度的粗晶層,這是鋁合金擠壓材經(jīng)常出現(xiàn)的現(xiàn)象,其主要是由于擠壓材表面與擠壓?？紫嗷プ饔冒l(fā)生強(qiáng)烈剪切變形,最終導(dǎo)致表層基體發(fā)生二次再結(jié)晶。

2.2 顯微硬度與拉伸性能測(cè)試結(jié)果

圖5為沿型材A和型材B厚度方向顯微硬度測(cè)試結(jié)果。由結(jié)果可知,型材A和型材B的顯微硬度差別不明顯,均在110～120 HV范圍內(nèi)波動(dòng)。圖6為型材A和型材B拉伸性能測(cè)試結(jié)果。由結(jié)果可知,型材A拉伸試樣的平均屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度和延伸率分別為254 MPa、277 MPa和7.8%;型材B拉伸試樣的平均屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度和延伸率分別為247 MPa、282 MPa和11.2%。對(duì)比分析型材A與型材B拉伸性能測(cè)試結(jié)果,發(fā)現(xiàn)型材A和型材B的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度相差不大,但型材B的斷裂延伸率高于型材A的斷裂延伸率。通常,晶粒形態(tài)、過剩結(jié)晶相粒子的尺寸及形貌、晶界無(wú)析出帶寬度等對(duì)鋁合金擠壓材的延伸率起決定作用。型材A的晶粒為粗大等軸晶,且其晶界無(wú)析出帶寬度較窄,這是導(dǎo)致型材A延伸率較低的主要原因。型材B的晶粒呈纖維狀,這種組織有利于材料塑性的發(fā)揮。因此,型材B具有較高的延伸率。

圖5 顯微硬度變化曲線

圖6 型材A和型材B拉伸實(shí)驗(yàn)結(jié)果

2.3 疲勞性能測(cè)試結(jié)果

采用R=0的應(yīng)力比對(duì)型材A和型材B進(jìn)行疲勞性能測(cè)試,并按照標(biāo)準(zhǔn)GB/T24716-2009《金屬材料疲勞試驗(yàn)數(shù)據(jù)統(tǒng)計(jì)方案與分析方法》中的升降法測(cè)定疲勞試樣的疲勞極限,定義循環(huán)次數(shù)達(dá)不到1×107為失效,循環(huán)次數(shù)達(dá)到1×107為非失效。根據(jù)文獻(xiàn)[19-20],對(duì)疲勞測(cè)試數(shù)據(jù)進(jìn)行處理,繪制出P-S-N曲線,結(jié)果如圖7所示。圖7(a)為型材A的S-N曲線,其中a是可靠度為50%、置信度為50%條件下的型材A的中值S-N曲線,該條件下的平均疲勞強(qiáng)度為115.0 MPa;為了確定型材的安全壽命,繪制了P-S-N曲線(如圖7(a)中曲線c所示),并計(jì)算了在可靠度為97.5%、置信度為95%條件下的極限疲勞強(qiáng)度為81.6 MPa。圖7(b)為型材B的S-N曲線,其中a是可靠度為50%、置信度為50%條件下的型材B的中值S-N曲線,平均疲勞強(qiáng)度為141.7 MPa;為了確定型材的安全壽命,繪制了P-S-N曲線(如圖7(b)中曲線c所示),并計(jì)算在可靠度為97.5%、置信度為95%條件下的極限疲勞強(qiáng)度為101.7 MPa。

圖7 型材A與型材B的S-N曲線

圖8為型材A與型材B疲勞試樣斷口形貌SEM觀察結(jié)果,由圖8可以看出,型材A疲勞斷口宏觀形貌呈冰糖狀特征,為明顯的沿晶斷裂;型材B疲勞斷口宏觀形貌為明顯的穿晶斷裂特征,型材A和型材B疲勞裂紋均萌生于試樣表面,并向試樣中心擴(kuò)展。

圖8 疬勞試樣斷口形貌SEM觀察曲線

根據(jù)疲勞裂紋產(chǎn)生至斷裂的微觀特征,通常將整個(gè)疲勞斷裂過程分為以下三個(gè)階段:裂紋萌生、裂紋擴(kuò)展和瞬時(shí)斷裂。疲勞裂紋通常在工件表面晶界或亞晶界、夾雜物、氣孔、劃痕等缺陷以及第二相質(zhì)點(diǎn)處萌生。由圖8(b)和圖8(e) SEM觀察結(jié)果可知,型材A和型材B疲勞裂紋均起源于樣品表面,形成機(jī)制可能與晶界或粗大結(jié)晶相粒子有關(guān)。而疲勞裂紋擴(kuò)展則直接影響疲勞壽命,材料的微觀組織包括晶粒尺寸與晶界特征[21-22]、第二相粒子組態(tài)特征[23-24]等可對(duì)其產(chǎn)生重要影響。對(duì)比本研究中型材A和型材B的第二相粒子(結(jié)晶相,彌散相及析出相)特征,發(fā)現(xiàn)差別并不十分明顯。因此,在外在實(shí)驗(yàn)條件相同的情況下,認(rèn)為晶粒形態(tài)及尺寸的差異是導(dǎo)致型材A和型材B疲勞強(qiáng)度差異的關(guān)鍵因素。根據(jù)型材A和型材B微觀組織觀察結(jié)果(圖2)以及疲勞試樣斷口特征(圖8),繪制了型材A和型材B疲勞裂紋擴(kuò)展示意圖,分別如圖9(a)和圖9(b)所示。型材A具有粗大的等軸晶組織特征,且晶界上未觀察到明顯的阻礙裂紋擴(kuò)展的第二相粒子,晶界無(wú)析出帶寬度較寬,這樣的組織特征容易使裂紋沿著平直的晶界快速擴(kuò)展,從而降低了疲勞強(qiáng)度。而型材B中心層則為細(xì)小的纖維狀組織特征,疲勞裂紋擴(kuò)展方向與應(yīng)力加載方向垂直,沿著裂紋擴(kuò)展方向,晶界對(duì)疲勞裂紋擴(kuò)展起到阻礙作用,這與文獻(xiàn)[25-26]報(bào)道的結(jié)果一致。

圖9 疲勞裂紋擴(kuò)展示意圖

此外,已服役的型材A(服役240萬(wàn)公里)和型材B(服役600萬(wàn)公里)在可靠度為97.5%、置信度為95%條件下的疲勞強(qiáng)度分別為81.6 MPa和101.7 MPa,均低于未服役母材疲勞強(qiáng)度的最低值(110 MPa)[27]。由此可推斷,型材A和型材B在服役過程中均發(fā)生一定程度損傷,但損傷程度存在差異。組織為粗大等軸晶的型材A的平均疲勞強(qiáng)度低于纖維狀組織特征的型材B的平均疲勞強(qiáng)度。因此,有理由推斷晶粒形態(tài)是影響型材在服役過程中發(fā)生不同程度損傷的主要原因。型材在服役過程中,基體中的空位、位錯(cuò)等缺陷密度增加,位錯(cuò)逐漸向晶界塞積,當(dāng)應(yīng)力達(dá)到一定程度容易發(fā)生沿晶開裂,這種特征在粗大等軸晶的組織中可能更為明顯。因此型材服役后,組織為粗大等軸晶的型材延伸率下降,疲勞強(qiáng)度降低。型材A已服役公里數(shù)雖然少于型材B已服役公里數(shù),但疲勞強(qiáng)度卻比型材B的疲勞強(qiáng)度低24.6%。

3 結(jié) 論

(1)型材A的顯微組織為粗大的等軸晶,再結(jié)晶程度比較完全,平均屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度和延伸率分別為254 MPa、277 MPa和7.8%,在可靠度為97.5%、置信度為95%條件下,疲勞極限為81.6 MPa;

(2)型材B的顯微組織呈“三明治”結(jié)構(gòu),內(nèi)外表層為粗大的晶粒,而中心層由于再結(jié)晶不完全,晶粒呈細(xì)小纖維狀,平均屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度和延伸率分別為247 MPa、282 MPa和11.2%,在可靠度為97.5%、置信度為95%條件下,疲勞極限為101.7 MPa;

(3)二者疲勞裂紋起源均位于試樣表層的等軸晶區(qū),但是細(xì)小纖維狀晶粒在裂紋擴(kuò)展過程中能夠降低裂紋的擴(kuò)展速率,抗疲勞損傷能力更強(qiáng),因此型材A已服役公里數(shù)雖然少于型材B已服役公里數(shù),但在同一可靠度下,型材B的疲勞極限比型材A的疲勞極限高24.6%。