DOI: 10.11817/j.ysxb.1004.0609.2021-37812
难溶结晶相对7020铝合金型材疲劳行为的影响
单朝军1, 2，叶凌英1, 2，张新明1, 2，黄青梅1, 2，唐建国1, 2，刘胜胆1, 2，邓运来1, 2
(1. 中南大学 材料科学与工程学院，长沙 410083；
2. 中南大学 有色金属材料科学与工程教育部重点实验室，长沙 410083)
摘 要：采用疲劳强度及裂纹扩展测试、扫描电镜和电子背散射衍射等方法研究难溶结晶相分布特征对7020铝合金型材疲劳行为的影响。结果表明：合金中直径小于2 μm的难溶结晶相占比较大，且数量较多；当直径大于4 μm的难溶结晶相较少时，疲劳强度可达113.3 MPa，比含较多大尺寸难溶结晶相的合金疲劳强度高16.4%。当应力强度因子△K=10 MPa·m1/2时，含较多大尺寸难溶结晶相比含密集且细小的合金裂纹扩展速率快21.0%。直径在3~17 μm的粗大难溶结晶相在疲劳循环中因自身开裂或与基体界面脱粘而易形成裂纹源，其中直径在3~7 μm之间的难溶结晶相加速疲劳裂纹扩展的频率最高。尺寸细小的难溶结晶相能均匀分散应力，增加裂纹断面粗糙度，提高合金疲劳性能。难溶结晶相也能影响合金再结晶程度和晶界特征，再结晶分数和大角度晶界降低时可以提高疲劳裂纹扩展抗力。
关键词：7020铝合金；难溶结晶相；疲劳强度；疲劳裂纹扩展
文章编号：1004-0609(2021)-05-1227-12 中图分类号：TG146.2 文献标志码：A
引文格式：单朝军, 叶凌英, 张新明, 等. 难溶结晶相对7020铝合金型材疲劳行为的影响[J]. 中国有色金属学报, 2021, 31(5): 1227-1238. DOI: 10.11817/j.ysxb.1004.0609.2021-37812
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7020铝合金属于Al-Zn-Mg系合金，因具有密度低、强度适中、优异的成型性能和良好的焊接性能而大量应用于汽车、高速列车和地铁制造中[1-4]。合金结构材料长期服役于高承载、频繁加速减速等复杂应力环境中，不仅需要良好的力学性能，也要求具有较高的疲劳寿命和抗疲劳裂纹扩展能力。近期对7020铝合金的研究主要集中于焊接性能[5-9]，但实际应用中材料结构因疲劳失效断裂占总断裂事故的大部分，因此研究改善7020铝合金材料疲劳性能非常重要。
影响铝合金疲劳性能的微观组织因素主要有残留难溶结晶相(夹杂)、晶粒取向、晶界和时效析出相等[10-13]。材料裂纹萌生阶段一般占整体寿命的5%~25%，有些材料中可能最高占据疲劳寿命90%的时间[14]。工业铝合金中影响疲劳裂纹萌生的微观组织因素主要包括基体的滑移特征、基体与缺陷的相对强度、基体与残留难溶结晶相的结合强度等[15-17]。Al-Zn-Mg系铝合金中难溶结晶相主要是含杂质元素Fe、Si的金属间化合物如αAl(Fe, Mn, Si)、Al6(Fe, Mn)、Al7Cu2Fe和Al3Fe等[18-19]。粗大难溶结晶相一般较为硬、脆，应力循环过程中基体位错在难溶结晶相处积塞引起应力集中，进一步造成难溶结晶相开裂或界面脱粘，从而形成疲劳裂纹源，严重影响合金疲劳性能[20-22]。但细小弥散的难溶结晶相在疲劳裂纹萌生时能均匀分散塑性变形的滑移，分散应力，推迟裂纹萌生时间，提高合金疲劳寿命[23]。材料微观组织对疲劳裂纹扩展Ⅰ阶段影响显著。疲劳裂纹扩展时小尺寸弥散分布的难溶结晶相由于分散裂纹尖端应力可使裂纹偏折，细小相也能提高裂纹断面粗糙度及裂纹尖端后方的加塞作用，增加裂纹尖端的闭合效应，裂纹闭合效应导致裂纹扩展的有效应力强度因子降低，从而减缓裂纹扩展速率，提高材料抗疲劳裂纹扩展能力[24-25]。前期对Al-Zn-Mg系合金疲劳性能的研究主要在疲劳裂纹扩展方面，定量研究7020铝合金中难溶结晶相分布特征对疲劳全过程影响还不清晰。本文主要研究目标是探明有良好疲劳寿命和抗疲劳裂纹扩展能力的7020铝合金型材中难溶结晶相尺寸及分布特征，并阐明难溶结晶相影响合金疲劳行为的微观机制。
1 实验
采用不同熔铸工艺进行半连续铸造得到三种实验用7020铝合金铸锭，合金成分如表1所列。铸锭经(470 ℃, 28 h)均匀化后进行挤压并在线淬火，挤压型材时效处理制度为(90 ℃, 12 h)+(170 ℃, 11 h)。
采用OLYMPUS BX51M光学显微镜对7020铝合金挤压型材样品进行光学显微组织观察，腐蚀剂为Graff Sargent浸蚀剂。难溶结晶相分析及疲劳裂纹萌生、扩展和疲劳断口观察在FEI-Sirion 200型场发射扫描电子显微镜(SEM)上进行，加速电压为20 kV。对结晶相化学成分检测时采用OXFORD能谱分析仪(EDS)。在ZEISS EVO MA10扫描电子显微镜(SEM)上，利用OXFORD背散射电子探头对挤压型材组织再结晶和晶界特征及疲劳裂纹扩展路径进行背散射衍射(EBSD)分析，电压为20 kV。EBSD分析试样在精磨、机械抛光后进行电解抛光，电解抛光液为10%高氯酸+90%乙醇混合溶液，实验电压20 V。
按国标GB/T 228.1在MTS Landmark拉伸机上进行室温拉伸性能测试，试样平行区标距长40 mm，拉伸速率2 mm/min，不同合金分别取3个平行试样。疲劳S-N曲线测试采用SDS100型电液伺服疲劳试验机，按照国标GB/T 3075进行，沿挤压方向取样，试样厚度10 mm，测试时应力比R(Kmin/Kmax)为-1、应力集中系数Kt为1。疲劳裂纹扩展实验在MTS Landmark疲劳试验机上，依照国标GB/T 6398进行，采用紧凑拉伸CT试样，试样尺寸为62.5 mm×60 mm×10 mm(L×W×B)，疲劳循环应力加载方向与挤压方向一致，应力比R为0.1，正弦波加载，加载频率10Hz，实验环境为室温大气环境。
2 实验结果
2.1 难溶结晶相分布特征
合金型材沿挤压方向纵截面金相组织如图1所示。从图1中可观察到不同合金型材纵截面上大部分为长条状挤压纤维组织，纤维组织中间分布着一些等轴状细小晶粒，1号合金晶粒尺寸比其他合金稍大。型材纵截面和与挤压法线垂直的平面SEM观察如图2所示。从纵截面中可以看到，三种合金沿挤压方向，呈条状分布着微米级的第二相颗粒。1、2号合金的第二相颗粒数量比3号合金少，且1号合金第二相倾向于集中在局部区域。不同合金中，第二相EDS能谱元素质量分数分析结果如表2中所列，从表2中可知第二相是含有Fe、Si、Mn等元素的αAl(Fe, Mn, Si)相，Fe元素在第二相中含量较高。合金熔铸时生成的αAl(Fe, Mn, Si)相熔点高，经挤压后破碎，大部分沿晶界分布，铸锭均匀化挤压时效均不能将其消除，因此也称为难溶结晶相。不同合金型材中难溶结晶相成分相似。
表1 实验用7020铝合金化学成分
Table 1 Chemical composition of 7020 aluminum alloy
图1 7020合金纵截面金相组织
Fig. 1 Optical micrographs of longitudinal section of 7020 aluminum alloys
图2 合金纵截面和与挤压法线垂直平面SEM像
Fig. 2 SEM images of longitudinal section and plane perpendicular to extrusion normal direction of 7020 aluminum alloys
表2 不同合金中第二相能谱分析
Table 2 EDS analyses of second phases of different alloys
对与合金挤压法线垂直的平面中难溶结晶相粒子直径进行统计，多幅图中统计得出粒子分布结果如图3所示。1、2、3号型材中粒子所占面积分数分别为0.45%、0.40%、0.80%，总粒子数比值约为1.09:1:3.60。直径小于2 μm的难溶结晶相分别占各自总粒子数的66.6%、58.9%和84.4%，直径大于4 μm的粒子分别占8.2%、4.9%和0.6%。3号合金中细小难溶结晶相分布较密集且数量众多。
图3 不同合金难溶结晶相尺寸统计
Fig. 3 Size statistics of intermetallic particles of different alloys
2.2 再结晶及晶界特征
3种合金型材EBSD再结晶和晶界特征分析结果如图4所示。图中蓝色代表型材再结晶组织，未再结晶组织中黄色代表亚结构、红色代表变形组织。1、2和3号合金再结晶程度分别为33.0%、22.3%、29.5%。一般认为取向差小于15°两晶粒间晶界为小角度晶界，大于15°为大角度晶界。1、2和3号合金大于15°的大角度晶界分别41.7%、33.2%、40.2%。3号合金中难溶结晶相数量较多诱发型材再结晶程度较高。虽然1号型材难溶结晶相数量相对较少，但大于4 μm的大尺寸相绝对数量较多，如图3所示，再结晶程度最高，表明大尺寸难溶结晶相更易诱发再结晶。
2.3 室温拉伸性能
表3中所列为不同合金挤压型材经(90 ℃, 12 h)+(170 ℃, 11 h)时效工艺处理后室温拉伸性能。1号合金的强度最低，2号强度最高，相比1号合金，2号合金的屈服强度提高4.3%。1号合金伸长率最高，2号合金伸长率比1号合金低0.5%。3号合金强度和伸长率均处于中间位置。三种型材室温拉伸性能差异不显著。
图4 合金EBSD再结晶和晶粒取向差分析
Fig. 4 EBSD recrystallization and intergranular angle analyses of different alloys
表3 不同合金室温力学性能
Table 3 Tensile properties for different alloys at room temperature
2.4 疲劳强度
图5所示为不同合金挤压型材疲劳S-N曲线，S为加载应力，N为疲劳循环次数。疲劳循环数据拟合时采用式(1)[26]进行：
(1)
式中：A、B、E为待定常数。将3种不同合金疲劳循环数据按式(1)进行拟合，可得如下公式：
1号合金，
, R2=0.97 (2)
2号合金，
, R2=0.94 (3)
3号合金，
, R2=0.95 (4)
当材料疲劳极限寿命取N=1×107周次时，根据拟合公式(2)到(4)可以计算出，1号、2号、3号合金对应的疲劳强度分别为97.3、110.7、113.3MPa。含有数量众多且尺寸细小难溶结晶相的3号合金比有较多大尺寸难溶结晶相的1号合金疲劳强度高16.4%。大小尺寸难溶结晶相数量都相对稀少的2号合金疲劳强度比1号合金高13.8%，但比3号合金疲劳强度略小，因此单纯提高材料纯度，减少杂质元素含量并不是提高材料疲劳强度的唯一途径。
图5 不同合金S-N曲线
Fig. 5 S-N curves of different alloys
2.5 疲劳裂纹扩展速率
3种合金挤压型材疲劳裂纹扩展曲线如图6所示。疲劳裂纹稳定扩展区
之间符合Paris公式，Paris公式如式(5)[27]：
(5)
式中：da/dN为材料疲劳裂纹扩展速率；C、m为材料常数；△K为疲劳裂纹尖端应力强度因子。表4中数据是按式(5)拟合疲劳裂纹稳定扩展曲线中数值后在特定△K下的da/dN值。疲劳裂纹稳定扩展初期，△K=10 MPa·m1/2时，有较多大尺寸难溶结晶相的1号合金裂纹扩展速率是1.96×10-4 mm/cycle，含有数量众多且尺寸细小难溶结晶相的3号合金裂纹扩展速率是1.62×10-4 mm/cycle，1号合金扩展速率比3号合金高21.0%。大小尺寸难溶结晶相粒子数量都少的2号合金裂纹扩展速率比3号合金扩展速率快11.1%。随着裂纹尖端应力强度因子△K增加，扩展速率差距不断缩小。△K=20 MPa·m1/2时，1号合金扩展速率比3号合金仅快5.9%。裂纹稳定扩展后期，三种合金疲劳裂纹扩展速率相近。
图6 不同合金疲劳裂纹扩展曲线
Fig. 6 Fatigue crack growth rate curves of different alloys
疲劳裂纹稳定扩展期△K=15 MPa·m1/2时，1号、2号和3号挤压型材裂纹扩展试样断口形貌如图7所示。从低倍图中可以看出疲劳裂纹在不同合金中都以穿晶扩展模式为主，裂纹扩展棱曲折且断续。2号合金因再结晶程度相对较低，保留的挤压纤维组织较多，而在裂纹扩展断口中扩展棱被大纤维晶粒分割而呈现大块疲劳断片。高倍图中可以看到1号合金疲劳裂纹扩展棱断续处有大尺寸难溶结晶相遗留坑，3号合金裂纹扩展棱断续处粒子脱落坑尺寸较小，这与合金中难溶结晶相分布特征相对应。2号合金中难溶结晶相数量少，大块的疲劳断片上疲劳辉纹非常明显，结晶相对疲劳裂纹扩展干扰少。疲劳断口中每一条疲劳辉纹即为一次应力循环的扩展痕迹，疲劳辉纹宽度代表了一次疲劳应力循环时所走路程[28]。对图中疲劳辉纹进行测量，1号、2号和3号合金疲劳辉纹平均宽度分别为0.52 μm、0.48 μm、0.47 μm，测量结果与表4中疲劳裂纹扩展速率拟合数据基本吻合。
表4 不同合金指定△K所对应的da/dN值
Table 4 Fatigue crack growth data of different alloys at specified △K
图7 △K=15 MPa·m1/2时不同合金疲劳裂纹扩展断口形貌
Fig. 7 SEM images of fatigue fracture surfaces for different alloys at △K of about 15 MPa·m1/2
3 分析与讨论
3.1 疲劳裂纹萌生
高周疲劳中疲劳总寿命包括裂纹萌生、微裂纹扩展和长裂纹生长三部分，应力循环过程中位错在难溶结晶相处积塞引起应力集中，可造成难溶结晶相开裂或界面脱粘，形成疲劳裂纹萌生源，严重影响合金疲劳性能[21]。图8所示为合金1与合金3经疲劳循环后试样疲劳区SEM观察。图8(a)、(c)、(d)中材料边界上粗大难溶结晶相在疲劳循环过程中从试样表面脱落，形成凹陷，促使应力集中，在继续施加应力疲劳循环后，可能转变为疲劳裂纹形核中心。另外，由于粗大难溶结晶相一般较为硬、脆[22]，在塑性变形时常与基体变形不协调而自身开裂或在与基体界面处产生脱离而形成裂纹源，严重影响合金疲劳性能，如图8(b)所示。
图9所示为1号合金和3号合金疲劳寿命测试试样疲劳失效后裂纹萌生处断口特征。疲劳裂纹从疲劳萌生处呈扇形河流状向试样内部扩展。在试样角落或边缘等应力集中处如果同时存在粗大难溶结晶相，疲劳裂纹萌生将加速。表5中数据为图中疲劳裂纹萌生处难溶结晶相粒子的EDS能谱元素质量分数分析结果，从表中结果可知疲劳裂纹萌生处粗大粒子主要含Fe、Mn等元素，αAl(Fe, Mn, Si)相是疲劳裂纹源主要形核源。对合金疲劳循环后粒子脱落引起应力集中、循环后开裂脱粘、疲劳断口萌生处难溶结晶相颗粒尺寸进行统计，1号合金中难溶结晶相最大直径在4~17 μm之间，3号合金中难溶结晶相最大直径在3~12 μm之间。这与7075铝合金中主要的富Fe相疲劳裂纹源尺寸(4~8) μm×(8~12) μm相近[18]。粗大难溶结晶相疲劳形核后并不是都能形成微裂纹并生长，需要满足一定的晶体学和应力条件才能扩展，如在易滑移面上 等[29-31]。含有细小且数量众多难溶结晶相的3号合金比有较多大尺寸难溶结晶相的1号合金疲劳强度高16.4%。造成这种差异的主要原因是大尺寸难溶结晶相更易成为疲劳裂纹源。2号合金粗大难溶结晶相也较少，与3号合金一样疲劳形核时间相对较长，疲劳强度较高。另外，小尺寸弥散分布的难溶结晶相在疲劳裂纹萌生时能均匀分散塑性变形的滑移，分散应力，推迟裂纹萌生时间[23]。因此相同应力下更小尺寸弥散分布的3号合金疲劳寿命更长。
图8 不同合金疲劳循环后SEM像
Fig. 8 SEM images of different alloys after fatigue cycling
图9 疲劳失效裂纹萌生处断口形貌
Fig. 9 Fractographs of different alloys after fatigue fracture
表5 疲劳裂纹萌生处粒子能谱分析
Table 5 EDS analyses of particles at initiation point of fatigue crack show in Fig. 9
3.2 疲劳裂纹扩展
7020铝合金型材疲劳裂纹扩展过程中难溶结晶相作用如图10所示。图10中A~H处裂纹沿难溶结晶相边缘扩展，当粗大难溶结晶相粒子在疲劳裂纹尖端塑性区时，疲劳循环过程中基体与难溶结晶相变形不一致，导致应力在其界面上集中，促使结晶相在裂纹到达前与基体脱粘，裂纹到达后快速沿界面扩展。图中I和J处，因粗大难溶结晶相主要为硬而易碎的金属间化合物αAl(Fe, Mn, Si)，疲劳区域中粗大粒子在裂纹尖端到达前的疲劳循环过程中易开裂破碎，裂纹到达后破碎的结晶相通过桥接作用加速裂纹扩展。在2524铝合金疲劳裂纹扩展的原位观察中也发现疲劳裂纹通过夹杂物颗粒的桥接作用，加速了疲劳裂纹扩展，颗粒最大直径为7~8 μm时对疲劳裂纹扩展影响最大，而小于2 μm的粒子没有发现引发疲劳裂纹[32]。本研究7020铝合金型材中影响疲劳裂纹扩展的难溶结晶相粒子直径如图10中所示，尺寸在3~7 μm之间的结晶相影响疲劳裂纹扩展频率最高，更大尺寸的相因其含量低(如图3所示)，在疲劳裂纹扩展过程中遇到概率低。
粗大难溶结晶相促进疲劳裂纹快速扩展，但细小圆滑均匀分布的结晶相粒子由于能分散裂纹尖端应力，使裂纹微偏折，提高裂纹断面粗糙度；提高裂纹尖端后方的粒子加塞作用，增加裂纹尖端的闭合效应，导致裂纹扩展的有效应力强度因子降低，从而减缓裂纹扩展速率，提高材料抗疲劳裂纹扩展能力[24-25]。1、2、3号合金型材中难溶结晶相总粒子数比约为1.09:1:3.60，3号合金中细小难溶结晶相数量非常多，平均尺寸小，因此3号合金疲劳裂纹扩展速率比其他两种合金慢。随着裂纹尖端应力强度因子△K增加，△K=20 MPa·m1/2时，1号扩展速率比3号仅快5.9%。裂纹稳定扩展后期，三种合金疲劳裂纹扩展速率相近，主要是因为裂纹尖端应力强度因子较大时，塑性影响区范围大，尺寸远大于难溶结晶相尺寸，难溶结晶相对疲劳裂纹扩展速率影响减弱。
铝合金的再结晶和晶界特征也是影响其疲劳裂纹扩展性能的重要因素[33]。1、2和3号合金挤压型材再结晶程度分别为33.0%、22.3%、29.5%，大于15°的大角度晶界分别41.7%、33.2%、40.2%。图11所示为2号合金挤压型材疲劳裂纹稳定扩展区路径SEM和EBSD分析。从SEM像中可知区域9和11边缘裂纹偏折主要原因是难溶结晶相的阻挡，大尺寸难溶结晶相也诱发了区域14边缘的裂纹偏折与分叉。裂纹扩展路径上区域取向差分析如表6和表7所列，从表中数据结合EBSD中晶粒形貌可知疲劳裂纹除在区域10-11、区域16-19之间沿再结晶晶粒(区域11和19为再结晶晶粒，与周围区域取向差大且为等轴状)大角度晶界，在区域9-10、14-15、14-17沿粗大难溶结晶相边缘扩展外，其余均为穿晶扩展。当裂纹进入相邻晶粒都为相似取向的未再结晶挤压纤维组织中时，裂纹在此相邻晶粒中将继续以相似方向扩展如图中区域3-5、5-7、13-15和20-21，如裂纹进入的未再结晶晶粒取向不同，裂纹将偏折如图中区域1~3。疲劳裂纹扩展过程中如遇到细小再结晶晶粒的大角度晶界，因晶界能量高、缺陷较多，裂纹易沿着晶界快速扩展。KAMP等[12, 34]也认为一定程度上，晶界的存在虽然对驻留滑移带的穿晶扩展起到阻碍作用，但它是一种较为弱化的裂纹扩展阻碍机制，裂纹更倾向于沿晶界扩展。因此，虽然2号合金中细小难溶结晶相少，但其再结晶晶粒和大角度晶界占比都比合金1低，所以抗疲劳裂纹扩展性能比1号合金好，但仍低于有众多细小难溶结晶相的3号合金。
图10 不同合金中疲劳裂纹扩展路径
Fig. 10 Fatigue crack propagation path at Paris regime of different alloys
图11 合金2疲劳裂纹扩展路径分析
Fig. 11 Fatigue crack propagation path at Paris regime of alloy 2#
表6 合金2疲劳裂纹扩展时裂纹两侧相邻区域取向差
Table 6 Misorientation of adjacent regions on both sides of fatigue crack of alloy 2#
表7 合金2疲劳裂纹扩展时裂纹一侧相邻区域取向差
Table 7 Misorientation of adjacent regions on one side of fatigue crack of alloy 2#
4 结论
1) 7020铝合金挤压型材中直径小于2 μm的难溶结晶相占比较大且数量较多，小于4 μm的结晶相较少时，合金在应力比R为-1、疲劳循环次数为1×107周次时疲劳强度可达113.3 MPa，比含较多大尺寸难溶结晶相的合金疲劳强度高16.4%。
2) 疲劳裂纹尖端应力强度因子△K=10 MPa·m1/2时，有较多直径在4 μm以上难溶结晶相合金的裂纹扩展速率比含较多细小难溶结晶相合金的裂纹扩展速率快21.0%。
3) 合金中直径在3~17 μm的粗大难溶结晶相在疲劳循环时自身开裂或与基体界面脱粘而易形成裂纹源，其中直径在3~7 μm之间的结晶相加速疲劳裂纹扩展的频率最高。尺寸细小的难溶结晶相在裂纹萌生时能均匀分散应力，推迟裂纹萌生时间，在裂纹扩展过程中能增加裂纹断面粗糙度，提高裂纹闭合程度，降低疲劳裂纹扩展速率。难溶结晶相也能影响合金再结晶程度和晶界特征，再结晶分数和大角度晶界降低时可以提高疲劳裂纹扩展抗力。
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Effect of intermetallic particles on fatigue behavior of 7020 aluminum alloy profile
SHAN Zhao-jun1, 2, YE Ling-ying1, 2, ZHANG Xin-ming1, 2, HUANG Qing-mei1, 2, TANG Jan-guo1, 2, LIU Sheng-dan1, 2, DENG Yun-lai1, 2
(1. School of Materials Science and Engineering, Central South University, Changsha 410083, China;
2. Key Laboratory of Nonferrous Metal Materials Science and Engineering, Ministry of Education, Central South University, Changsha 410083, China)
Abstract: The influence of intermetallic particles on fatigue behavior of 7020 aluminum alloy profile was investigated by fatigue strength test, fatigue crack growth test, scanning electron microscopy and electron back scattering diffraction technique. The results show that the fatigue strength of the alloy containing amounts of intermetallic particles with a diameter of less than 2 μm and few particles with a size of greater than 4 μm reaches 113.3 MPa, which is 16.4% higher than that of the alloy with more large-sized intermetallic particles. The fatigue crack growth rate of the alloy containing more large-size intermetallic particles is 21.0% faster than that of the alloy with dense and fine intermetallic particles. The coarse intermetallic particles with a diameter of 3 to 17 μm are likely to form fatigue crack initiation due to self-cracking or debonding from the substrate during fatigue cycles. And the particles with a diameter between 3 and 7 μm have the highest frequency of accelerating fatigue crack growth. The intermetallic particles with small size can evenly distribute stress, increase the roughness of the crack section, and improve the fatigue performance of the alloy. The intermetallic particles also affect the recrystallization fraction and grain boundary characteristics of the alloy. When the recrystallization fraction and high angle grain boundary of the alloy are reduced, fatigue crack propagation resistance can be improved.
Key words: 7020 aluminum alloy; intermetallic particle; fatigue strength; fatigue crack growth
Foundation item: Project(2016YFB0300901) supported by the National Key Research and Development Program of China
Received date: 2020-07-22; Accepted date: 2020-12-04
Corresponding author: ZHANG Xin-ming; Tel: +86-731-88830265; E-mail: xmzhang@csu.edu.cn
(编辑 王 超)
基金项目：国家重点研发计划资助项目(2016YFB0300901)
收稿日期：2020-07-22；修订日期：2020-12-04
通信作者：张新明，教授，博士；电话：0731-88830265；E-mail：xmzhang@csu.edu.cn
