宋謀勝, 冉茂武, 孔園園，晏登揚(yáng)

(銅仁學(xué)院 物理與電子科學(xué)系，銅仁 554300)

鑄造A356鋁合金的低周疲勞行為

宋謀勝, 冉茂武, 孔園園，晏登揚(yáng)

(銅仁學(xué)院 物理與電子科學(xué)系，銅仁 554300)

研究不同加鈦方式和鈦含量對(duì)鑄造A356鋁合金常溫低周疲勞行為的影響，分析合金疲勞斷口的形貌特征。結(jié)果表明：4種A356合金均表現(xiàn)出明顯的循環(huán)硬化行為，但Ti含量(質(zhì)量分?jǐn)?shù))為0.14%的合金比Ti含量為0.10%的合金具有更高的循環(huán)硬化率。在低應(yīng)變時(shí)，加鈦方式對(duì)合金的循環(huán)硬化影響相近；而在高應(yīng)變時(shí)，電解加鈦A356合金表現(xiàn)為類似“飽和”的準(zhǔn)穩(wěn)定形變行為，熔配加鈦合金則表現(xiàn)為持續(xù)的循環(huán)硬化特征。加鈦方式對(duì)A356合金低周疲勞壽命的影響不明顯，其疲勞壽命僅受合金中Ti含量的影響；Ti含量為0.10%的A356合金較Ti含量為0.14%的合金具有更優(yōu)異的低周疲勞壽命，這主要是由于前者具有較低的屈服強(qiáng)度。

A356合金；低周疲勞；循環(huán)硬化；疲勞壽命

A356合金因具有優(yōu)良的鑄造性能、熱處理性能、加工性能、疲勞性能以及良好的強(qiáng)度與塑性，已成為汽車和摩托車輪轂產(chǎn)業(yè)使用最為廣泛的 Al-Si系列鑄造合金[1?2]。目前人們對(duì)A356合金的研究主要集中在晶粒細(xì)化、熔體處理和組織衰退等微觀組織結(jié)構(gòu)以及硬度、強(qiáng)度、耐磨抗損、靜態(tài)或準(zhǔn)靜態(tài)等常規(guī)力學(xué)性能方面，而對(duì)其疲勞性能的研究相對(duì)有限。實(shí)際上，絕大部分工程結(jié)構(gòu)材料在實(shí)際服役期間承受的是交變載荷，疲勞破壞應(yīng)是機(jī)械零件和工程構(gòu)件破壞的最主要形式，疲勞斷裂也是影響構(gòu)件服役壽命的重要因素。因此，在研究常規(guī)力學(xué)性能的基礎(chǔ)上，對(duì) A356合金疲勞性能進(jìn)行研究具有重要的現(xiàn)實(shí)意義。

疲勞破壞多發(fā)生在構(gòu)件表面或亞表面的最薄弱部位，失效過程往往表現(xiàn)為表面微裂紋的啟裂、擴(kuò)展和聚合，最后形成宏觀主控裂紋。在循環(huán)載荷作用下，疲勞裂紋最易在氣孔、鑄造縮孔、夾雜、氧化物薄膜等缺陷處萌生進(jìn)而擴(kuò)展，尤其是冷縮孔和氣孔更易滋生裂紋[3?4]。研究表明，材料的微觀組織、合金中的微量元素、合金熔體的冷卻速度和Si顆粒形貌均能影響A356合金的疲勞壽命[5?7]；另外，熱處理?xiàng)l件如欠時(shí)效和峰時(shí)效對(duì)合金材料的循環(huán)硬化行為也有顯著的影響[8]。材料在交變載荷作用下，其應(yīng)力集中部位的循環(huán)塑性變形控制著構(gòu)件的疲勞服役性能[9]。因此，研究材料在應(yīng)變控制條件下的低周疲勞性能，將在選材設(shè)計(jì)、性能優(yōu)化、疲勞壽命估算等方面獲得更多的信息，從而最大限度地發(fā)揮材料的潛能。

電解加鈦是近幾年新開發(fā)的一種用電解法直接制備具有一定Ti含量的低鈦鋁合金的加鈦方式，該工藝不改變純鋁的電解工藝和生產(chǎn)效率，相對(duì)于傳統(tǒng)的熔配加鈦方式，電解加鈦具有加鈦成本低、晶粒細(xì)化效果好、抗衰退能力強(qiáng)以及成分易控制等優(yōu)點(diǎn)[10]。

本文作者分別采用電解加鈦和熔配加鈦兩種方式配制兩種Ti含量(質(zhì)量分?jǐn)?shù))的A356合金，并對(duì)其常溫低周疲勞性能進(jìn)行測試與分析。

表1 A356合金的化學(xué)成分Table 1 Chemical compositions of A356 alloys (mass fraction, %)

表2 A356合金的參數(shù)與性能Table 2 Parameters and properties of A356 alloys

1 實(shí)驗(yàn)

電解加鈦 A356合金(EA356)直接采用Ti含量為0.18%的電解低鈦鋁合金熔配而成，熔配加鈦A356合金(MA356)則采用 Al-10%Ti中間合金和純鋁熔配而成，實(shí)驗(yàn)合金的化學(xué)成分采用金屬分析儀(Metalscan 2500型，Arun)進(jìn)行分析，結(jié)果見表1。澆注后的試樣進(jìn)行T6熱處理，然后分別機(jī)加工成d 8 mm×80 mm的拉伸試樣和d 8 mm×16 mm的標(biāo)準(zhǔn)疲勞試樣，在液壓伺服材料試驗(yàn)機(jī)(MTS?810型，MTS)上進(jìn)行拉伸和低周疲勞測試。拉伸性能在2 mm/min的速率下進(jìn)行，其力學(xué)性能見表 2。疲勞實(shí)驗(yàn)名義總應(yīng)變半幅(?εt/2)分別取 5 個(gè)幅值，即 0.9×10?2、0.7×10?2、0.5×10?2、0.3×10?2和 0.25×10?2，應(yīng)變比 R 為 ?1，應(yīng)變頻率 f為0.28~1.0 Hz。

實(shí)驗(yàn)樣品的金相組織采用金相顯微鏡(Nikon MBA21000型，Olympus)來觀察，并利用電鏡聯(lián)機(jī)及光鏡圖文管理系統(tǒng)(WD?5型，武漢大學(xué))定量分析，合金疲勞參數(shù)見表 2。疲勞斷口的組織形貌用掃描電鏡(JSM?5610LV型，Jeol)進(jìn)行觀察，TEM樣品取自斷口約1 mm處，在透射電鏡(H?800型，Hitachi)下觀察不同總應(yīng)變幅下的位錯(cuò)胞形態(tài)。

2 結(jié)果與分析

2.1 A356合金的循環(huán)硬化行為

材料的應(yīng)力—應(yīng)變(σ—ε)關(guān)系在低周循環(huán)載荷過程中已超過其彈性范圍而進(jìn)入塑性區(qū)，因此，一個(gè)完整而穩(wěn)定的載荷循環(huán)所對(duì)應(yīng)的應(yīng)力—應(yīng)變曲線必然圍成一個(gè)封閉的滯后回線。滯后回線內(nèi)的面積代表材料所吸收的塑性變形功，其中一部分以塑性變形能的形式儲(chǔ)存在材料中。實(shí)驗(yàn)表明，總應(yīng)變半幅(?εt/2)可以分解為彈性應(yīng)變半幅(?εe/2)和塑性應(yīng)變半幅(?εp/2)，即：

圖1 A356合金的循環(huán)應(yīng)力－應(yīng)變曲線Fig.1 Cyclic σ—ε plots of A356 alloys: (a) By electrolysis;(b) By melting Al-10%Ti master alloys

圖1所示為4種A356合金(E10、E14、M10和M14)的循環(huán)σ—ε曲線及其相應(yīng)的單調(diào)拉伸σ—ε關(guān)系。由圖1可見，4種合金的應(yīng)力—應(yīng)變關(guān)系均表現(xiàn)為明顯的循環(huán)硬化行為。無論何種加鈦方式，較高Ti含量的E14和M14合金具有較強(qiáng)的循環(huán)硬化能力。這是由于它具有較好的晶粒細(xì)化效果，從而具有較高的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度，而相同加鈦方式的合金具有相同的循環(huán)硬化趨勢(shì)。然而，在較高的循環(huán)總應(yīng)變半幅下，EA356合金的循環(huán)硬化行為趨于一種被稱為“飽和”的準(zhǔn)穩(wěn)定形變狀態(tài)，而 MA356合金則表現(xiàn)為持續(xù)的循環(huán)硬化過程，無準(zhǔn)穩(wěn)態(tài)“飽和”現(xiàn)象。

材料的循環(huán)σ—ε關(guān)系可用Hollomon公式來定量描述：

式中： Δt2為循環(huán)穩(wěn)定時(shí)的總應(yīng)力半幅；E為材料的彈性模量；K為循環(huán)強(qiáng)度系數(shù)，K大則材料的強(qiáng)度高；n為循環(huán)應(yīng)變硬化指數(shù)，可用來表征材料循環(huán)硬化的快慢程度和抵抗塑性變形的抗力，n大則材料的循環(huán)硬化速率越快，其塑性變形的抗力大，塑性較差。通過對(duì)實(shí)驗(yàn)結(jié)果和圖1中應(yīng)變—應(yīng)力數(shù)據(jù)進(jìn)行一元線性回歸分析，可以模擬出本實(shí)驗(yàn)4種A356合金σ—ε關(guān)系的K和n參數(shù)值(見表2)。由表2可見，除E10外，其余3種合金的n值均在0.14~0.15之間，與大多數(shù)金屬的試驗(yàn)結(jié)果一致(n=0.1~0.2)，也與LANDGRAF[11]的研究結(jié)果一致。通常金屬材料在低周疲勞中的循環(huán)硬(軟)化行為與其靜拉伸行為有關(guān)，金屬或合金在循環(huán)硬化指數(shù)n＜0.1時(shí)發(fā)生循環(huán)軟化，在n=0.1時(shí)循環(huán)穩(wěn)定，在n＞0.1時(shí)循環(huán)硬化[11]。

表2中，E10與M10、E14與M14的K值相當(dāng)，表明二者的強(qiáng)度相當(dāng)，而E10的n值遠(yuǎn)小于其余三者的，這是由于E10合金具有較高的塑性。n值較小表明其循環(huán)硬化速率較慢，塑性較好，抗疲勞循環(huán)硬化的性能好。一般來說，在恒應(yīng)變幅循環(huán)下，若材料是循環(huán)硬化型的，則材料所受應(yīng)力幅將越來越高，可能引起受載構(gòu)件的早期斷裂。

圖2所示為Ti 含量為14%的電解A356合金在不同總應(yīng)變幅下的位錯(cuò)胞形態(tài)。在交變載荷作用下，即使在很低的應(yīng)變幅下，材料中也能觀察到明顯的位錯(cuò)胞，這是位錯(cuò)在循環(huán)載荷下滑移、堆積及相互纏結(jié)的結(jié)果。胞狀結(jié)構(gòu)是高層錯(cuò)能金屬(Al、Cu、Ni) 在循環(huán)應(yīng)變幅(應(yīng)力幅)下的變形特點(diǎn)。由圖 2可見，隨著循環(huán)周次的增加，位錯(cuò)密度逐漸增加，位錯(cuò)糾纏進(jìn)一步加強(qiáng)，這必然會(huì)增強(qiáng)對(duì)后續(xù)位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的阻礙作用，從而導(dǎo)致合金更明顯的循環(huán)硬化行為。另外，合金的凝固組織對(duì)其循環(huán)硬化行為的影響主要?dú)w因于位錯(cuò)與Si顆粒、晶界或枝晶邊界的交互作用[12]。材料在交變載荷下發(fā)生循環(huán)變形時(shí)，位錯(cuò)不斷地交割滑移，位錯(cuò)滑移的阻力來自于 Si顆粒和晶界/枝晶邊界，細(xì)小的晶粒組織必然會(huì)造成位錯(cuò)滑移的平均自由程更短，材料表現(xiàn)為較高的循環(huán)硬化行為。由于EA356合金的晶粒細(xì)化效果、晶粒分布及Si顆粒的形貌均優(yōu)于MA356合金的，使得位錯(cuò)在較低應(yīng)變幅下更易塞積、糾纏并達(dá)到“飽和”，從而出現(xiàn)準(zhǔn)穩(wěn)態(tài)現(xiàn)象。

圖2 EA356合金低周疲勞的位錯(cuò)胞形態(tài)Fig.2 Morphologies of dislocation cell of LCF in EA356 alloys: (a) ?εt/2=0.7%; (b) ?εt/2=0.5%; (c) ?εt/2=0.3%

圖3 A356合金的循環(huán)應(yīng)變—壽命曲線Fig.3 Cyclic ?ε/2—2Nf plots of A356 alloys: (a) By electrolysis; (b) By melting Al-10%Ti master alloys

2.2 A356合金的低周疲勞壽命

材料的循環(huán)應(yīng)變—疲勞壽命關(guān)系是衡量和評(píng)估材料疲勞性能的重要方面，也是優(yōu)化材料疲勞服役性能、進(jìn)行疲勞壽命估算的重要參量。低周疲勞應(yīng)變—壽命曲線(?ε—Nf)通常采用總應(yīng)變半幅和循環(huán)反向次數(shù)2Nf在雙對(duì)數(shù)坐標(biāo)上表示，即?εt/2—2Nf關(guān)系。根據(jù)式(1)，?εe/2—2Nf和?εp/2—2Nf也可在雙對(duì)數(shù)坐標(biāo)上表示出來。

圖3所示為Ti含量分別為0.1 %和0.14%的A356合金在電解加鈦和熔配加鈦兩種方式下的循環(huán)?εt/2—2Nf、?εe/2—2Nf和?εp/2—2Nf關(guān)系曲線。無論是電解加鈦還是熔配加鈦，Ti含量為0.10 % 的A356合金的低周疲勞壽命要優(yōu)于Ti含量為0.14% 的A356合金的低周疲勞壽命，表明前者具有更好的抗低周疲勞性能。此外，彈性應(yīng)變對(duì) A356合金的低周疲勞壽命的影響不明顯，而塑性應(yīng)變的影響則較為明顯。因此，材料的低周疲勞壽命主要取決于材料的塑性應(yīng)變，而在Ti含量相同時(shí)，加鈦方式對(duì)合金的低周疲勞壽命的影響則不明顯。

圖3中的另一個(gè)參量Nt為過渡疲勞壽命，即曲線?εe/2—2Nf與?εp/2—2Nf交點(diǎn)處的疲勞壽命。此時(shí)，?εe=?εp，彈性應(yīng)變對(duì)材料所造成的損傷(或?qū)ζ诘呢暙I(xiàn))與塑性應(yīng)變對(duì)材料所造成的損傷(或?qū)ζ诘呢暙I(xiàn))相等。過度疲勞壽命Nt是評(píng)價(jià)材料疲勞行為的一項(xiàng)重要性能指標(biāo)。當(dāng)疲勞壽命Nf< Nt時(shí)，?εp=?εe，塑性應(yīng)變?cè)诮蛔冚d荷過程中起主導(dǎo)作用，疲勞抗力主要取決于材料的塑性；當(dāng)Nf> Nt時(shí)，?εp＜?εe，彈性應(yīng)變?cè)诮蛔冚d荷過程中起主導(dǎo)作用，疲勞抗力則主要取決于材料的強(qiáng)度。在兩種加鈦方式下，0.10%Ti合金的彈性疲勞壽命與0.14%Ti合金的幾乎相當(dāng)，但是前者的過度疲勞壽命Nt明顯優(yōu)于后者的。這表明二者強(qiáng)度相當(dāng)，但前者具有較好的延展性。

通常低周疲勞壽命分為裂紋萌生壽命和裂紋擴(kuò)展壽命，疲勞微裂紋源的萌生有表面滑移帶開裂、內(nèi)部夾雜物與基體相界面分離或夾雜物本身斷裂，以及晶界或亞晶界開裂等基本方式。對(duì)于鑄造鋁合金光滑低周疲勞試樣，裂紋最易在試樣表面的機(jī)加工缺陷處，如劃痕、拐角，或試樣內(nèi)部的鑄造缺陷處，如氣孔、夾雜或未熔的硬脆相Si粒子周圍等處萌生[13?14]。圖4所示為在循環(huán)載荷作用下的疲勞裂紋源萌生情況，即試樣亞表面的Si顆粒開裂處(見圖4(a))、氣孔群(見圖4(b))、氧化膜(見圖 4(c)) 或夾雜處(見圖 4(d))。因?yàn)樵谶@些地方容易造成局部顯微區(qū)域的應(yīng)力和應(yīng)變集中，從而在循環(huán)載荷作用下萌生微觀裂紋并不斷地生長和擴(kuò)展，最終與基體相分離而使材料失效斷裂。

圖4 A356合金疲勞失效的裂紋源Fig.4 Crack initiators of fatigue failure for A356 alloys: (a) Si particles cracking; (b) Pores; (c) Oxides; (d) Inclusions

圖5 所示為EA356合金在不同恒總應(yīng)變半幅下疲勞失效后的斷口組織形貌。由圖5可以看出，在較高的恒總應(yīng)變半幅時(shí)，斷口由韌窩和撕裂棱組成，基本上類似于靜拉伸斷口，這是材料經(jīng)較少周次的循環(huán)之后即失效斷裂所致(見圖5(a))。而在較低的恒總應(yīng)變半幅下，斷口形貌呈現(xiàn)出眾多的斷裂平臺(tái)(見圖 5(b))，在這些斷裂平臺(tái)上又有許多疲勞條紋(見圖5(c))，每一個(gè)疲勞條紋對(duì)應(yīng)于材料在循環(huán)載荷下疲勞裂紋擴(kuò)展的一個(gè)周期。在疲勞條紋中存在大量的、排列規(guī)則的、與其呈45?角的滑移帶(見圖5(d))。這表明材料在較低總應(yīng)變半幅的交變載荷下，在疲勞裂紋自萌生而后擴(kuò)展過程中，裂紋尖端組織中的α(Al)基體承受了較大的塑性變形。A356合金中的基體α(Al)為面心立方(FCC)結(jié)構(gòu)，具有較高層錯(cuò)能，可以開動(dòng)的滑移系{111}?110?數(shù)量多，且臨界分切應(yīng)力小，在循環(huán)載荷作用下，即使承受較低的塑性應(yīng)變，位錯(cuò)也很容易開動(dòng)而發(fā)生交滑移，從而造成材料的不均勻變形和眾多的疲勞臺(tái)階與條紋。

圖5 EA356合金疲勞失效后的斷口組織形貌Fig.5 Fractographs of EA356 alloys after fatigue failure: (a) Fracto-dimples; ?εt/2=0.7%; (b) Fracto-flats, ?εt/2=0.3%; (c) Fatigue striations, ?εt/2=0.3%; (d) Fatigue slipbands, ?εt/2=0.3%

通常在循環(huán)應(yīng)力加載中，材料所形成的眾多微裂紋可以分為兩個(gè)演化階段，即多裂紋相互作用階段和局域主裂紋階段。在循環(huán)前期所形成的大量微裂紋非常分散而呈雜亂無序狀，隨著循環(huán)周次的增加，微裂紋與材料的微結(jié)構(gòu)相互作用以及裂紋之間的相互作用，使得微裂紋間互相連結(jié)，逐漸匯集成少數(shù)幾條局域主裂紋，從而使得裂紋間的相互作用也逐漸表現(xiàn)為有序狀態(tài)，斷裂也最終由這少數(shù)幾條局域主裂紋來控制[15?16]。在高應(yīng)變時(shí)，裂紋主要形核于晶界并沿晶界或 Al-Si共晶相界擴(kuò)展。此處的局部變形不協(xié)調(diào)較為突出，對(duì)裂紋傳播的阻力較小，裂紋一旦形成，就快速擴(kuò)展，具有單疲勞源特征。合金的低周疲勞壽命較低，疲勞斷口類似于拉伸斷口，難于觀察到疲勞條紋。而在低應(yīng)變水平下，裂紋既可在表面的夾雜、氣孔、刀痕及較大的不規(guī)則Si顆粒等位置產(chǎn)生，也可通過晶粒的不均勻變形產(chǎn)生，疲勞斷裂是一種典型的多元疲勞綜合過程；裂紋一旦萌生，在交變載荷的高次循環(huán)作用下，疲勞裂紋以鈍化?復(fù)銳方式穿過α(Al)基體擴(kuò)展。裂紋的每一次鈍化?復(fù)銳過程均在裂紋尖端塑性區(qū)內(nèi)部發(fā)生位錯(cuò)的滑移、塞積、糾纏，因此，在疲勞斷口上很容易觀察到明顯的斷裂平臺(tái)和疲勞條紋，甚至疲勞滑移帶。

不同加鈦方式和Ti含量對(duì)A356合金疲勞壽命的影響可以從組織和力學(xué)性能兩個(gè)角度分析。從組織角度分析，細(xì)化組織應(yīng)該有利于疲勞壽命的提高。材料在交變載荷下發(fā)生循環(huán)變形時(shí)，位錯(cuò)不斷地交割滑移。位錯(cuò)滑移的阻力來自于 Si顆粒和晶界/枝晶邊界，細(xì)小的晶粒組織必然會(huì)造成位錯(cuò)滑移的平均自由程更短，從而導(dǎo)致疲勞裂紋萌生和擴(kuò)展需要較高的能量，因此有利于疲勞壽命的提高。但本研究的實(shí)驗(yàn)結(jié)果表明，A356合金的低周疲勞壽命對(duì)合金的微觀組織不敏感，盡管EA356合金的晶粒較MA356合金的細(xì)小，0.14%Ti合金的晶粒細(xì)化效果也優(yōu)于0.10%Ti合金的，但加鈦方式對(duì) A356合金的疲勞壽命幾乎沒有影響，降低Ti含量卻能使合金的疲勞壽命有所提高。

本研究中4種合金采用了相同的熔煉工藝，所不同的是加鈦方式和Ti含量。相對(duì)而言，EA356合金和0.14%Ti的 A356合金的晶粒分別較 MA356合金和0.10%Ti的A356合金的晶粒細(xì)小，但這種細(xì)小的晶粒組織主要是針對(duì)一次枝晶大小而言。對(duì)材料疲勞壽命影響最為顯著的是二次枝晶臂間距(SDAS)[5]，而加鈦方式和Ti含量對(duì)SDAS的影響較小，這4種合金的SDAS基本保持在24 μm左右。此外，低周疲勞實(shí)驗(yàn)時(shí)的循環(huán)載荷較大、交變頻率較高，加之 A356合金的凝固組織非常復(fù)雜，如組織中的各種缺陷、不均勻性、不規(guī)則Si顆粒、氣孔和夾雜物等，疲勞裂紋很容易從這些缺陷或夾雜物處萌生，然后在較高的循環(huán)載荷作用下快速擴(kuò)展，導(dǎo)致合金的低周疲勞壽命對(duì)合金的凝固組織不敏感。其他 Al-Si合金的低周疲勞實(shí)驗(yàn)也證實(shí)了這一結(jié)論，如 HAN和KATSUMATA[8]發(fā)現(xiàn)A356合金熔體處理的凝固組織和時(shí)效條件對(duì)其疲勞壽命影響很小，ZHANG和 CHEN[6]也發(fā)現(xiàn)當(dāng) SDAS小于30 μm時(shí)，SDAS的變化對(duì)A356合金低周疲勞壽命的影響較小。

材料的疲勞壽命還與其屈服強(qiáng)度有關(guān)。如果材料具有較低的屈服強(qiáng)度，那么材料內(nèi)不均勻區(qū)域產(chǎn)生的應(yīng)力集中很容易通過該部位的塑性變形而松弛，從而延緩疲勞裂紋的萌生。HAN和KATSUMATA[8]的研究表明，裂紋尖端附近的循環(huán)塑性區(qū)尺寸與材料屈服強(qiáng)度的平方成反比。另外，根據(jù)GALL和YANG[7]對(duì)A356合金循環(huán)應(yīng)變疲勞行為的研究結(jié)果，A356合金疲勞裂紋尖端的循環(huán)塑性區(qū)尺寸與屈服強(qiáng)度的關(guān)系：

式中：rc為循環(huán)塑性區(qū)尺寸；為最大應(yīng)力強(qiáng)度因子；s為屈服應(yīng)力?？梢?，較小的屈服強(qiáng)度能夠增大局域塑性變形區(qū)的尺寸，從而促進(jìn)更高的塑性誘發(fā)閉合，增加裂紋擴(kuò)展阻力。同時(shí)，裂紋尖端區(qū)域較大的塑性變形區(qū)還能增大晶胞內(nèi)基體對(duì)位錯(cuò)的阻力，使位錯(cuò)不能移動(dòng)到晶胞或晶界處與共晶粒子相互作用，從而降低了裂紋的擴(kuò)展速率，提高了合金的疲勞性能。由表2可知，Ti含量相同時(shí)合金的屈服應(yīng)力s相近，但Ti含量較低時(shí)合金(E10、M10)的s則小于Ti含量較高時(shí)合金(E14、M14)的s。因此，根據(jù)式(3)可知，E10和 M10合金裂紋尖端區(qū)域的循環(huán)塑性區(qū)尺寸比E14和M14合金的大，其塑性誘發(fā)的裂紋閉合程度要高于E14和M14合金，使得疲勞裂紋的擴(kuò)展阻力增大，傳播速率減慢，從而具有較優(yōu)異的抗疲勞裂紋擴(kuò)展能力和低周疲勞性能。

3 結(jié)論

1) 電解A356合金和熔配A356合金均具有明顯的循環(huán)硬化行為，但高Ti含量的合金表現(xiàn)出更高的循環(huán)硬化率。

2) A356合金的低周疲勞壽命對(duì)加鈦方式不敏感，其疲勞壽命主要受合金中 Ti含量的影響。Ti含量為0.10%的A356合金與Ti含量為0.14%的A356合金相比，前者表現(xiàn)出更長的低周疲勞壽命。

REFERENCES

[1] EMAMI A R, BEGUM S, CHEN D L. Cyclic deformation behavior of a cast aluminum alloy[J]. Materials Science and Engineering A, 2009, 516: 31?41.

[2] 宋謀勝, 劉忠俠, 李繼文, 宋天福, 王明星, 謝敬佩, 翁永剛.加鈦方式與鈦含量對(duì) A356合金組織和性能的影響[J]. 中國有色金屬學(xué)報(bào), 2004, 14(10): 1729?1735.SONG Mou-sheng, LIU Zhong-xia, LI Ji-wen, SONG Tian-fu,WANG Ming-xing, XIE Jin-pei, WENG Yong-gang. Effect of the titanium alloying manner and the titanium content on the microstructure and mechanical properties of A356 alloys[J]. The Chinese Journal of Nonferrous Metals, 2004, 14(10):1729?1735.

[3] AVALLE M, BELINGARDI G. Casting defects and fatigue strength of a die cast aluminium alloy: A comparison between standard specimens and production components[J]. International Journal of Fatigue, 2002, 24: 1?9.

[4] MO D F, HE G Q, HU Z F. Crack initiation and propagation of cast A356 aluminum alloy under multi-axial cyclic loadings[J].International Journal of Fatigue, 2008, 30: 1843?1850.

[5] HAN S W, SHINJI K S. Fatigue crack growth behavior in semi-liquid die-cast Al-7%Si-0.4%Mg alloys with fine effective grain structure[J]. Materials Science and Engineering A, 2001,308: 225?232.

[6] ZHANG B, CHEN W. Effect of solidification cooling rate on the fatigue life of A356.2-T6 cast aluminium alloy[J]. Fatigue and Fracture of Engineering Materials and Structures, 2000, 23:417?423.

[7] GALL K, YANG N. The influence of modified intermetallics and Si particles on fatigue crack paths in a cast A356 Al alloy[J].Fatigue and Fracture of Engineering Materials and Structures,2000, 23: 159?172.

[8] HAN S W, KATSUMATA K. Effects of solidification structure and aging condition on cyclic stress-strain response in Al-7%Si-0.4%Mg cast alloys[J]. Materials Science and Engineering A, 2002, 337: 170?178.

[9] GANESH S, RAMAN S. On cyclic stress-strain behaviour and low cycle fatigue life[J]. Materials and Design, 2002, 23(3):249?254.

[10] LIU Z X, WANG M X, SONG T F. The production and the mechanical properties of in-situ titanium alloying A356 alloys[J].Materials Science Forum, 2005, 475/479: 321?324.

[11] LANDGRAF R W. Achievement of high fatigue resistance in metals and alloys[J]. ASTM STP, 1970, 3: 467?470.

[12] WANG Q G, CACERES C H. On the strain hardening behaviour of Al-Si-Mg casting alloys[J]. Materials Science and Engineering A, 1997, 234/236: 106?109.

[13] DE P S, MISHRA R S, SMITH C B. Effect of microstructure on fatigue life and fracture morphology in an aluminum alloy[J].Scripta Materialia, 2009, 60: 500?503.

[14] JANA S, MISHRA R S, BAUMANN J B. Effect of friction stir processing on fatigue behavior of an investment cast Al-7Si-0.6Mg alloy[J]. Acta Materialia, 2010, 58: 989?1003.

[15] CHAN K S, JONES P. Fatigue crack growth and fracture paths in sand cast B319 and A356 aluminum alloys[J]. Materials Science and Engineering A, 2003, 341: 18?34.

[16] XUE Y, KADIRI EL H, HORSTEMEYER M F.Micromechanisms of multistage fatigue crack growth in a high-strength aluminum alloy[J]. Acta Materialia, 2007, 55:1975?1984.

Low cycle fatigue behavior of cast A356 aluminum alloys

SONG Mou-sheng, RAN Mao-wu, KONG Yuan-yuan, YAN Deng-yang
(Department of Physics and Electronics Science, Tongren University, Tongren 554300, China)

Effects of the method of Ti-alloying and Ti contents on the low cycle fatigue (LCF) behavior of cast A356 alloys at room temperature were investigated, and the morphologies of fracture surfaces were analysed. The results show that four kinds of A356 alloys exhibit the evident cyclic hardening behavior, and the A356 alloys with 0.14%Ti(mass fraction) exhibit higher cyclic hardening rate than the alloys with 0.1%Ti. The cyclic hardening behavior influenced by method of Ti-alloying has similar trend when tested at low strain amplitude; while the A356 alloys by electrolysis (EA356)tested at high strain amplitude, reveal the quasi-stable deformation resembled “saturation” state, and for the A356 alloys by melting Al-10%Ti master alloys (MA356), the cyclic hardening continuously proceeds. There is no obvious difference between the LCF lives of A356 alloys fabricated by two methods of Ti-alloying, and the LCF life is only influenced by Ti contents in the alloys. The A356 alloy with 0.10 %Ti has a lower yield strength, which exhibits a longer LCF life than the alloys with 0.14%Ti.

A356 alloys; low cycle fatigue; cyclic hardening; fatigue life

TG146.2

A

1004-0609(2011)03-0538-08

貴州省科學(xué)技術(shù)基金資助項(xiàng)目(J20102016)；銅仁學(xué)院科研基金資助項(xiàng)目(TR084)

2010-03-18；

2010-06-11

宋謀勝，博士；電話：0856-5230914；E-mail: sms071201@163.com

(編輯 何學(xué)鋒)