陳茂林 馮威 文鵬程 崔驛墩 朱振宇

摘 要：

采用循環(huán)拉伸變形與循環(huán)拉壓變形試驗(yàn)方法，對(duì)6061鋁合金進(jìn)行微塑性循環(huán)應(yīng)變處理，獲得該材料低周疲勞等力學(xué)性能，同時(shí)結(jié)合金相組織觀測(cè)、顯微硬度測(cè)試和超景深顯微表征等技術(shù)對(duì)強(qiáng)化前后材料組織、性能和斷裂特征進(jìn)行綜合分析.結(jié)果表明，循環(huán)應(yīng)變析出相細(xì)化顯著，循環(huán)拉伸強(qiáng)化試樣析出相平均顆粒尺寸為5.77 μm，小于循環(huán)拉壓強(qiáng)化試樣和原始試樣；拉伸強(qiáng)度測(cè)試顯示，循環(huán)拉伸變形后的鋁合金屈服強(qiáng)度提升近15%，試樣經(jīng)過循環(huán)拉伸強(qiáng)化不易軟化，應(yīng)變伸長率增長小，趨近于循環(huán)飽和狀態(tài)，塑性變形的抵抗能力增強(qiáng)；硬度分析表明，經(jīng)循環(huán)拉伸強(qiáng)化塑性變形較少，導(dǎo)致能量損耗低，試樣硬度提高；試樣斷口顯示，循環(huán)拉伸變形試樣抵抗裂紋尖端擴(kuò)展的能量損耗和循環(huán)過程中的強(qiáng)度損耗低，抗疲勞性能得到改善.

關(guān)鍵詞：6061鋁合金；循環(huán)強(qiáng)化；低周疲勞；斷口分析

中圖分類號(hào)：TG146.21

文獻(xiàn)標(biāo)志碼：A

0 引 言

6系鋁合金具備良好的塑性和強(qiáng)度，機(jī)械性能良好，抗氧化性能優(yōu)異且易于加工等優(yōu)點(diǎn)，在航空、交通、建筑等領(lǐng)域已經(jīng)被大量應(yīng)用，但其材料力學(xué)性能仍不足以滿足部分工業(yè)及建筑材料要求，因此高強(qiáng)度鋁合金的開發(fā)至關(guān)重要［1-2］.晶界、溶質(zhì)原子、相界面和彌散相的分布等因素對(duì)位錯(cuò)滑移有一定的影響，根據(jù)位錯(cuò)與滑移阻礙交互作用，鋁合金強(qiáng)化機(jī)制有固溶強(qiáng)化、時(shí)效強(qiáng)化和形變強(qiáng)化等.

針對(duì)6系鋁合金的疲勞強(qiáng)化方式，相關(guān)研究表明，通過將合金元素固溶至基體中得到過飽和固溶體，可以增加材料的強(qiáng)度和硬度，且在一定程度上降低合金的塑性韌性，增大位錯(cuò)滑移提高合金變形抗力，從而改善合金強(qiáng)度.李曉琳等［3］針對(duì)6061薄板的力學(xué)性能及斷裂斷口對(duì)固溶溫度的響應(yīng)進(jìn)行了研究.結(jié)果顯示，隨著保溫溫度升高，合金硬度和強(qiáng)度呈波峰狀，延伸率呈波谷狀，并于560 ℃達(dá)到極限.對(duì)樣品拉伸斷口進(jìn)行檢測(cè)得出，位于斷口處存在河流狀撕裂棱和許多不同尺寸韌窩，判定為顯微韌性斷裂.時(shí)效強(qiáng)化析出彌散硬質(zhì)質(zhì)點(diǎn)，對(duì)位錯(cuò)切割會(huì)產(chǎn)生阻力，致使材料強(qiáng)度提高，韌性降低.Masoud等［4］研究了時(shí)效溫度及時(shí)間對(duì)6061鋁合金組織和顯微硬度的影響.530 ℃固溶4 h后水淬，分別在145、165、185、205和225 ℃條件下經(jīng)歷不同時(shí)間時(shí)效.結(jié)果表明，在不同的時(shí)效溫度下，合金的性能有明顯差別，沉淀階段會(huì)隨著時(shí)效溫度提高而加快，并于205 ℃時(shí)效90 min獲得最大硬度137 HV.塑性變形后的合金，通常其強(qiáng)度和硬度會(huì)隨之增加，而其塑性和韌性則會(huì)降低.Wang等［5］對(duì)2219鋁合金進(jìn)行預(yù)壓變形和時(shí)效處理后的強(qiáng)化性能和微觀組織試驗(yàn)發(fā)現(xiàn)，預(yù)壓變形和時(shí)效處理均能改變2219鋁合金的微觀組織結(jié)構(gòu)，提高其強(qiáng)度和硬度，在3%的預(yù)變形下，強(qiáng)度提升最佳，其拉伸強(qiáng)度提高11.9%，屈服強(qiáng)度提高26.2%.基于此，本研究以6061鋁合金為研究對(duì)象，探究微塑性循環(huán)變形對(duì)該材料一般力學(xué)性能的影響，使用遞增式循環(huán)拉伸（C）強(qiáng)化與遞增式循環(huán)拉壓（CC）強(qiáng)化2種方案對(duì)6061鋁合金進(jìn)行循環(huán)強(qiáng)化，通過拉伸測(cè)試、疲勞測(cè)試、硬度測(cè)試與分析斷裂特征，分析經(jīng)過2種微塑性循環(huán)強(qiáng)化處理后的試樣力學(xué)行為演變規(guī)律，并觀察分析6061鋁合金的微觀組織.旨在根據(jù)研究結(jié)果提出一種微塑性循環(huán)變形方案以提高6061鋁合金的疲勞性能.

1 材料與方法

1.1 儀 器

MTS-Landmark 500 kN液壓伺服疲勞試驗(yàn)系統(tǒng)（美國MTS系統(tǒng)公司），XGQ-2000型電熱鼓風(fēng)干燥箱（上海雙旭電子有限公司），DK-7745型電火花線切割機(jī)、HVS-1000型數(shù)顯顯微硬度計(jì)（北京時(shí)代山峰科技有限公司），VHX-1000C型數(shù)碼顯微鏡（基恩士（中國）有限公司）

1.2 材 料

實(shí)驗(yàn)材料為6061鋁合金（硅、鐵、銅、錳、鎂、鉻、鋅、鈦和鋁各元素的含量分別為0.40%、0.50%、2.0%、0.30%、2.9%、0.28%、6.0%、0.20%和87.42%），其室溫下彈性模量為69.9 GPa，密度為2.8 g/cm3，抗拉強(qiáng)度為290 MPa，硬度為95 HV.

1.3 強(qiáng)化過程

試樣強(qiáng)化處理在液壓伺服疲勞試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行，試樣尺寸如圖1所示.將試樣退火后采用C和CC強(qiáng)化方式進(jìn)行加載，應(yīng)力加載速率為40 MPa/s，自然縱向頻率為0.04 Hz，每次強(qiáng)化循環(huán)10周次，通過多次測(cè)試探索軸力接近材料屈服強(qiáng)度.設(shè)計(jì)C強(qiáng)化軸力由0～15 kN遞增至0～16 kN，梯度增幅為0.5 kN，后采用0.2 kN梯度增幅遞增至0～16.6 kN.同理，CC強(qiáng)化方案為由0±12 kN遞增至0±15 kN，梯度增幅為1 kN，后調(diào)整增幅為0.5 kN（見表1對(duì)應(yīng)應(yīng)力參數(shù)）.圖2為軸力—圈數(shù)變化曲線，可以直觀反映2種強(qiáng)化方式的區(qū)別.圖3為應(yīng)變—圈數(shù)變化曲線，可以看出，C強(qiáng)化過程中應(yīng)變大小不斷增加，其幅度變化不大，最終形成微弱的拉內(nèi)應(yīng)力，表現(xiàn)為一種弱循環(huán)飽和狀態(tài)（見圖3（A））；而CC強(qiáng)化過程中應(yīng)變幅不斷增加，同樣形成微弱的內(nèi)壓應(yīng)力，表現(xiàn)為一種弱循環(huán)硬化狀態(tài)（見圖3（B））.

1.4 測(cè)試過程

試樣經(jīng)強(qiáng)化后，使用MTS液壓伺服試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行循環(huán)加載測(cè)試，表2為測(cè)試方案，S0表示未強(qiáng)化試樣，SC表示C強(qiáng)化后試樣，SCC表示CC強(qiáng)化后試樣.

6061鋁合金拉伸斷裂時(shí)工程應(yīng)力—應(yīng)變曲線如圖4所示，拉伸變形應(yīng)力加載速率為30 MPa/s.從圖中可以看出，原始樣S0-3曲線整體呈上凸形，初始加載階段曲線呈線性上升，處于彈性變形階段，應(yīng)力隨著應(yīng)變的增大而逐漸增大；在應(yīng)力達(dá)到280.31 MPa后，曲線進(jìn)入屈服階段，在達(dá)到屈服點(diǎn)時(shí)，屈服強(qiáng)度為288 MPa，隨后材料進(jìn)入塑性硬化階段；應(yīng)力增大至316.12? MPa后斜率變?yōu)?并隨應(yīng)變?cè)龃蠓聪蛟龃?，隨后試樣緊縮變形直至試樣斷裂（見圖4（A））.經(jīng)過C強(qiáng)化后的試樣SC-3拉伸斷裂初始加載階段曲線呈線性上升；應(yīng)力達(dá)到332.03? MPa后進(jìn)入屈服階段，達(dá)到屈服點(diǎn)時(shí)，屈服強(qiáng)度為327 MPa，相比于原試樣達(dá)到屈服時(shí)的屈服強(qiáng)度增加了39 MPa；同時(shí)該曲線中沒有明顯表現(xiàn)出硬化現(xiàn)象，原因可能是C強(qiáng)化已將材料硬化效果達(dá)到最大，所以在單拉應(yīng)力—應(yīng)變曲線中不再出現(xiàn)明顯應(yīng)變強(qiáng)化現(xiàn)象，即過了彈性變形階段立即開始軟化，也表明C強(qiáng)化效果顯著（見圖4（B））.經(jīng)過CC強(qiáng)化后的試樣SCC-3與初始樣類似，材料達(dá)到屈服強(qiáng)度應(yīng)力略低于SC-3，屈服強(qiáng)度為314 MPa；斜率在應(yīng)力達(dá)到318.30? MPa后開始逐漸下降（見圖4（C））.從圖中可以得知該材料強(qiáng)化后達(dá)到屈服強(qiáng)度時(shí)應(yīng)力最高可以到達(dá)332.03? MPa，屈服強(qiáng)度為327 MPa.基于此，制定測(cè)試方案為循環(huán)加載測(cè)試0? MPa±310? MPa，正向循環(huán)加載測(cè)試40? MPa±280? MPa.

2 結(jié)果與分析

2.1 應(yīng)變—圈數(shù)曲線

6061鋁合金正向循環(huán)加載測(cè)試（40 MPa±280 MPa）所得應(yīng)變—圈數(shù)曲線如圖5所示.從圖中可以看出，試樣在正向斷裂循環(huán)測(cè)試中呈軟化趨勢(shì)，循環(huán)加載過程中，試樣逐步軟化且軟化速率逐漸加快，能量損耗較為明顯.SC-2的曲線應(yīng)變率增長比S0-2（見圖5（A））變化更小，其斜率從3×10-4增長至3×10-3（見圖5（B）），而S0-2曲線應(yīng)變率則從1×10-3增長至7×10-3，SCC-2與S0-2試樣相似，曲線應(yīng)變率從1×10-3增長至7×10-3（見圖5（C））.由此可見，經(jīng)歷過C強(qiáng)化的試樣應(yīng)變累計(jì)最慢，軟化速率最小，并且強(qiáng)化效果明顯.

圖6為6061鋁合金進(jìn)行循環(huán)加載測(cè)試（0 MPa±310? MPa）所得的應(yīng)變—壽命曲線.由圖可以看出，試樣在循環(huán)斷裂測(cè)試中大致呈硬化趨勢(shì)，S0-1的循環(huán)應(yīng)變應(yīng)變率由-2.2×10-4增長至1.7×10-4（見圖6（A））.而經(jīng)過C強(qiáng)化的試樣SC-1在疲勞壽命初期便表現(xiàn)為呈循環(huán)飽和狀態(tài)，應(yīng)變累積小，試樣沒有出現(xiàn)明顯的循環(huán)軟化現(xiàn)象，其應(yīng)變率在初期增長至2×10-5后非常緩慢地增長至4×10-5，應(yīng)變率增長變化最小，強(qiáng)化效果最為明顯（見圖6（B））.而經(jīng)過CC強(qiáng)化的試樣SCC-1相對(duì)未經(jīng)強(qiáng)化的試樣S0-1，其應(yīng)變率增長變化更小，由-5×10-4增長至-5×10-5（見圖6（C））.

2.2 金相分析

圖7（A）為原始試樣軸截面金相顯微組織，可以看出，在基體中存在大量點(diǎn)狀析出相顆粒，其析出相顆粒尺寸約為8.97 μm.圖7（B）為原始試樣橫截面金相顯微組織，不難發(fā)現(xiàn)，晶粒的變形程度低于軸截面組織，并且析出相的密集程度相比于軸截面組織更低，這與材料在沿軸向軋制的變形過程中的受力特點(diǎn)有關(guān).

圖7（C）為C強(qiáng)化試樣軸截面金相顯微組織，可以觀察到基體中分布的點(diǎn)狀析出相顆粒密度有所降低，尺寸為5.77 μm.推測(cè)在C強(qiáng)化變形過程中，顯微組織在塑性變形過程中發(fā)生位錯(cuò)密度增加，晶粒細(xì)化，以及析出相破碎等變化，這有利于改善析出相對(duì)基體的強(qiáng)化效果.圖7（D）為C強(qiáng)化試樣橫截面金相顯微組織，可以推測(cè)在橫截面組織中，析出相分布狀態(tài)同樣明顯改善，這表明在C強(qiáng)化過程中橫向和軸向組織均經(jīng)歷形變強(qiáng)化過程.并且析出相的分布狀態(tài)相對(duì)于軸向組織更均勻彌散，這是因?yàn)檩S向和橫向在C強(qiáng)化過程中受力狀態(tài)存在一定差異.析出相分布狀態(tài)的改善將對(duì)材料的性能具有改善作用.

圖7（E）為CC強(qiáng)化試樣軸截面金相顯微組織，基體中分布的點(diǎn)狀析出相顆粒密度相對(duì)于原始態(tài)組織有所改善，但相對(duì)于C強(qiáng)化試樣組織，析出相彌散分布狀態(tài)較差，且析出相尺寸粒度明顯粗化.由此可以推測(cè)，在CC強(qiáng)化變形過程中，在拉應(yīng)力和壓應(yīng)力的反復(fù)作用下，組織在不斷地變形，但由于拉壓變形的往復(fù)作用，使得組織的改善不如C強(qiáng)化狀態(tài)下的變形更為均勻彌散，析出相平均顆粒尺寸約為6.94 μm.圖7（F）是CC強(qiáng)化試樣橫截面金相顯微組織，可以看出，在橫截面顯微組織中，析出相的分布狀態(tài)對(duì)比未強(qiáng)化橫截面組織有所改善，這表明在CC強(qiáng)化過程中軸向和橫向受力狀態(tài)不同.

2.3 斷面特征分析

圖8（A）為試樣S0-3拉伸斷口（T），不難發(fā)現(xiàn)，斷口與主應(yīng)力呈45°剪切，整個(gè)斷口平行于最大切應(yīng)力，斷口部位顏色灰暗，且在斷口處存在頸縮，斷口中央存在明顯的韌窩.斷裂初始部位在斷口截面彈性變形與塑性變形交叉點(diǎn)，在試樣斷裂過程中，試樣未發(fā)現(xiàn)大范圍的45°剪切變形，這是由于在斷裂過程中應(yīng)力值并未超過屈服應(yīng)力值.缺口中心因應(yīng)力集中而產(chǎn)生塑性變形，且由于其滑移系運(yùn)動(dòng)特性，使其不能在徑向上進(jìn)行大量塑性變形，同時(shí)塑性變形區(qū)域不能延伸到樣品的邊緣，因而在塑性變形區(qū)域與塑性變形邊界處受到最大的壓力，當(dāng)最大值超過了材料的抗斷能力時(shí)，試樣受到的最大力為與主應(yīng)力呈45°切應(yīng)力，形成45°的剪切斷口，試樣心部由于應(yīng)力集中，發(fā)生正拉破壞，斷口以正拉斷裂特征的韌窩狀為主［6］.圖8（B）為試樣SC-3經(jīng)C強(qiáng)化后的拉伸斷口（C-T），斷口方向垂直于主應(yīng)力，但由于應(yīng)力集中，強(qiáng)化后的鋁合金材料在抵抗斷裂時(shí)，對(duì)斷口的截面進(jìn)行應(yīng)力分配，緩解應(yīng)力集中，導(dǎo)致形成類螺紋線狀的斷口，以抵抗拉伸斷裂的裂紋尖端擴(kuò)展，延緩擴(kuò)展時(shí)間.試樣受最大力為切應(yīng)力，裂紋源由于材料的抵抗作用造成應(yīng)力分配而偏離了試樣中心，導(dǎo)致上下裂紋不對(duì)稱，剪切唇位于斷口兩端，放射區(qū)放射花樣為放射剪切.起裂位置為試樣心部，斷口中心部位由于應(yīng)力集中，所受到的應(yīng)力實(shí)際大于試樣的屈服應(yīng)力，從而發(fā)生塑性變形，裂紋在擴(kuò)展時(shí)由于鋁合金的滑移系運(yùn)動(dòng)特征，裂紋無法在徑向擴(kuò)展，達(dá)到塑性變形區(qū)邊界時(shí)，試樣受到最大力為與主應(yīng)力呈45°的切應(yīng)力，形成45°剪切面，由于應(yīng)力的分配，裂紋源偏離試樣中心，裂紋尖端擴(kuò)展方向轉(zhuǎn)變，此時(shí)受到的最大力位于剪切面邊緣，最大主應(yīng)力呈-45°切應(yīng)力，形成與剪切面近90°剪切斷口，導(dǎo)致形成螺紋線狀斷口.試樣心部由于應(yīng)力集中，發(fā)生正拉破壞，斷口為韌窩狀.圖8（C）為試樣SCC-3經(jīng)CC強(qiáng)化后的拉伸斷口（CC-T），與斷口C-T類似，但與斷口C-T相比，其斷口深度更大，并且應(yīng)力集中程度更高，抗拉強(qiáng)度更低，導(dǎo)致形成的2個(gè)剪切面間角度更小，塑性損耗更大，最終導(dǎo)致材料的壽命更低.

圖9（A）為試樣S0-2未強(qiáng)化的疲勞斷口圖（40 MPa±280? MPa），從圖中可以看出，斷口附近有明顯宏觀變形，形成頸縮，并且由于循環(huán)斷裂時(shí)平均應(yīng)力為正向的，其斷口與拉伸斷裂相似，但正向循環(huán)斷裂的斷口裂紋擴(kuò)展區(qū)面積更小，斷口位置更接近試樣中部.圖9（B）為試樣SC-2經(jīng)C強(qiáng)化后正向循環(huán)疲勞斷口圖（40 MPa±280? MPa），對(duì)比S0-2，斷口附近同樣存在著明顯的宏觀變形與頸縮現(xiàn)象，斷口部位顏色灰暗.裂紋在擴(kuò)展至塑性變形區(qū)邊緣時(shí)能夠保證近乎水平的穩(wěn)定裂紋擴(kuò)展，并且區(qū)域達(dá)到了整個(gè)斷口的近2/3，在最大切應(yīng)力大于材料抵抗力時(shí)形成45°的剪切斷口，并且過度較為緩慢.與未經(jīng)強(qiáng)化的斷口相比，斷口更接近試樣中間，裂紋擴(kuò)展區(qū)不再是呈45°均勻位于試樣兩段，而是近1∶3的比例.圖9（C）為試樣SCC-2經(jīng)CC強(qiáng)化后正向循環(huán)疲勞斷口圖（40 MPa±280? MPa），斷口形貌與強(qiáng)化后的拉伸斷口相似但并非螺旋線狀，其裂紋尖端擴(kuò)展徑向方向未向平行于斷面方向，在達(dá)到塑性變形邊緣區(qū)時(shí)發(fā)生垂直于斷面方向的方向轉(zhuǎn)變，說明材料屈服強(qiáng)度臨界于抗拉強(qiáng)度，但低于抗拉強(qiáng)度，斷面展現(xiàn)更多是一種疲勞斷裂的特征.與C強(qiáng)化后試樣SC-2疲勞斷口圖（40 MPa±280? MPa）相比，其裂紋擴(kuò)展面面積更大，對(duì)材料的強(qiáng)度損耗更大，其壽命更低.

圖10（A）為試樣S0-1未強(qiáng)化的疲勞斷口圖（0 MPa±310? MPa），斷口附近無明顯的塑性變形，且整體平齊光滑，疲勞源區(qū)明顯.不難發(fā)現(xiàn)，疲勞源區(qū)位于試樣表面，也說明疲勞裂紋起源于試樣表面，進(jìn)而逐步擴(kuò)展.裂紋萌生處有小平臺(tái)出現(xiàn)，這是由于在疲勞周期內(nèi)，試件的邊緣組織沿最大切應(yīng)力方向滑移，而在疲勞作用下，試件的滑移面產(chǎn)生擠壓、滲透，從而產(chǎn)生應(yīng)力集中，產(chǎn)生微小的裂紋，因此在疲勞擴(kuò)展區(qū)域形成海灘紋［7］.圖10（B）為試樣SC-1經(jīng)C強(qiáng)化后循環(huán)疲勞斷口圖（0 MPa±310? MPa），與未強(qiáng)化的循環(huán)斷裂斷口圖（0 MPa±310? MPa）相似，但比未強(qiáng)化試樣更光滑，且其瞬斷區(qū)面積更小，裂紋擴(kuò)展區(qū)面積更大，斷口高度差更小，表明C強(qiáng)化后的試樣抵抗強(qiáng)度更高.圖10（C）為試樣SCC-1經(jīng)CC強(qiáng)化后循環(huán)疲勞斷口圖（0 MPa±310? MPa），斷口附近沒有明顯的塑性變形，斷口部位顏色光亮，疲勞源區(qū)呈鋸齒狀.這是由于有多個(gè)疲勞源導(dǎo)致的剪切擴(kuò)展效果，而整個(gè)斷口呈雙峰狀，說明斷口并沒有作為一個(gè)整體來抵抗疲勞裂紋的擴(kuò)展，而是多個(gè)面抵抗切應(yīng)力的剪切破壞，其抵抗面積相對(duì)于正常試樣更小，最終材料在其局部失效.

在此基礎(chǔ)上可以發(fā)現(xiàn)，當(dāng)試樣裂紋尖端受到阻礙時(shí)，試樣抵抗裂紋的過程會(huì)消耗更多的能量，試樣更容易發(fā)生斷裂.而當(dāng)路徑相對(duì)平緩時(shí)，試樣在抵抗裂紋的過程中消耗的能量較少，相應(yīng)的殘留下來的能量就更多，使試樣壽命更長.有意地增加疲勞裂紋擴(kuò)展區(qū)面積，降低裂紋快速擴(kuò)展區(qū)斷口高度梯度，減小瞬斷區(qū)面積，會(huì)顯著增加材料抗疲勞斷裂性能.對(duì)于不同的強(qiáng)化方案，可觀察到CC強(qiáng)化會(huì)使試樣抵擋裂紋的能力得到增強(qiáng)，而C強(qiáng)化會(huì)使試樣具有更長的壽命.

2.4 硬度分析

不同斷裂材料硬度差異性的測(cè)試結(jié)果如圖11所示.

由圖11可知，對(duì)比原始樣S0，C和CC硬度測(cè)試結(jié)果中，CC試樣硬度最高，表明CC試樣的拉—壓近彈性循環(huán)強(qiáng)化的同時(shí)，加載后的拉伸殘余變形較小，在強(qiáng)化過程中并未損失過多拉伸塑性，硬化效果明顯.C試樣強(qiáng)度高于原始樣S0，是由于C強(qiáng)化只經(jīng)歷了單向的強(qiáng)化，并未經(jīng)歷反向強(qiáng)化，所以拉伸應(yīng)變的塑性變形更多，因此硬度低于CC強(qiáng)化試樣.對(duì)比SCC-1、SCC-2和SCC-3，由之前的斷面圖可以得知，試樣SCC-2的測(cè)試方案最大應(yīng)力達(dá)到318.10? MPa，接近試樣的屈服強(qiáng)度，循環(huán)變形的塑性損耗大，試樣的斷裂方式接近于拉伸斷裂，因此接近于試樣SCC-3的強(qiáng)度.而試樣SCC-1的測(cè)試應(yīng)力為0 MPa±310? MPa，并未接近試樣的屈服強(qiáng)度，塑性損耗較小，對(duì)機(jī)體軟化效果小，硬化效果明顯.對(duì)比試樣SC-1、SC-2和SC-3，可以明顯觀察到試樣SC-3硬度值最高，這是由于拉伸起到應(yīng)變硬化的效果，直接拉伸比疲勞測(cè)試的塑性變形更大，應(yīng)變硬化的效果更加明顯.試樣SC-2由于測(cè)試方案是40 MPa±280? MPa，其最大應(yīng)力318? MPa接近試樣的屈服強(qiáng)度，塑性損耗更大，因此硬度低于試樣SC-1.觀察應(yīng)變—圈數(shù)曲線（見圖3）可以看出，試樣SC-1與SC-2在循環(huán)過程中有軟化效果，因此循環(huán)斷裂試樣SC-1和SC-2硬度值低于直接拉伸斷裂試樣SC-3.試樣S0-1、S0-2和S0-3，與試樣SC組相同，直接拉伸斷裂的試樣S0-3硬度最高，試樣S0-2最大應(yīng)力接近屈服強(qiáng)度，達(dá)到318 MPa，并且硬度最低.

綜上，整體分析未強(qiáng)化試樣、C強(qiáng)化試樣與CC強(qiáng)化試樣，可以看出，試樣經(jīng)C強(qiáng)化后硬度整體高于未強(qiáng)化試樣，而試樣經(jīng)CC強(qiáng)化后硬度整體低于未強(qiáng)化試樣.原因在于CC強(qiáng)化過程中，反向應(yīng)力變化易在試樣內(nèi)部形成空穴，這些空穴能對(duì)試樣的軟化起促進(jìn)作用，并且循環(huán)過程中能量損耗明顯，導(dǎo)致其硬度值偏低.而C強(qiáng)化效果顯著，結(jié)合應(yīng)變—圈數(shù)曲線（見圖3）可以看出，C強(qiáng)化后的試樣硬化效果明顯高于CC強(qiáng)化的試樣.

3 結(jié) 論

本研究通過C和CC強(qiáng)化方案對(duì)6061鋁合金進(jìn)行強(qiáng)化，得到以下結(jié)論：

1）6061鋁合金經(jīng)C強(qiáng)化后，在疲勞測(cè)試中更加穩(wěn)定，不易軟化，循環(huán)應(yīng)變率增長最慢，應(yīng)變累計(jì)小，趨于循環(huán)飽和狀態(tài)，塑性變形抵抗能力強(qiáng)，壽命更長.分析試樣金相發(fā)現(xiàn)，C強(qiáng)化過程中橫向和軸向組織均經(jīng)歷形變強(qiáng)化過程，析出相平均顆粒尺寸降低至5.77 μm，這有利于改善析出相對(duì)基體的強(qiáng)化效果.在疲勞斷裂過程中，裂紋擴(kuò)展面面積小，試樣抵抗裂紋尖端擴(kuò)展的能量損耗更低，抵抗強(qiáng)度也得到了提升；循環(huán)過程中的塑性變形較少，能量損耗較少，硬度略有提高.

2）6061鋁合金經(jīng)CC強(qiáng)化后，壽命和抵抗強(qiáng)度均低于C強(qiáng)化后的試樣.分析其金相組織可以得知，CC強(qiáng)化由于拉壓變形的往復(fù)作用，使得組織的改善不如C強(qiáng)化狀態(tài)下變形均勻彌散，CC強(qiáng)化產(chǎn)生空穴能促使試樣軟化，導(dǎo)致試樣硬度下降.

3）針對(duì)6061鋁合金的C和CC強(qiáng)化方案，提出C強(qiáng)化方案作為該材料更優(yōu)方案.

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（實(shí)習(xí)編輯：姚運(yùn)秀）

Abstract：

In this study，6061 alloy aluminum was subjected to cyclic strain treatment by means of cyclic tensile deformation and cyclic tensile compression deformation test，and the mechanical properties such as low cycle fatigue of the material were obtained.At the same time，microstructure，properties and fracture?characteristics of the material before and after strengthening were comprehensively analyzed by means of metallographic observation，microhardness test and ultra-depth of field microscopic characterization.The results show that the precipitation phase of cyclic strain is refined obviously，and the average particle size of the precipitation phase of cyclic tensile strengthened specimen is 5.77μm，less than that of the cyclic tensile and compression strengthened specimen and original specimen.The tensile strength test shows that the yield strength of the aluminum alloy after cyclic tensile deformation is enhanced by nearly 15%.After cyclic tensile strengthening，the specimen is not easy to soften，its tensile strain rate increases slowly，approaching to an approximate cyclic saturation state，and its resistance to plastic deformation also increases.The hardness analysis shows that the cyclic tensile strengthening suffers less plastic deformation，which leads to lower energy loss and higher hardness.The fracture surface of the specimen shows that the energy loss of the cyclic tensile deformation specimen against crack tip propagation and the strength loss during cycling is less，and fatigue resistance improves.

Key words：

6061 aluminum alloy;cycle strengthening;low cycle fatigue;fracture analysis