金属层状复合材料中异质结构特异性增韧机制：提升循环载荷下损伤容限的设计策略

本综述系统探讨了异质结构金属层状复合材料（LMCs）在循环载荷下的疲劳裂纹扩展（FCG）行为。研究通过累积叠轧（ARB）工艺制备了Al/Al（AA1050/AA5754）和Al/Cu（AA5754/Cu-DHP）层状材料，揭示了界面结构和材料非均匀性效应对裂纹扩展的调控作用。文章重点分析了应变状态相关裂纹分岔（strain state-related crack bifurcation）、应力状态相关裂纹偏转（stress state-related crack deflection）和界面结构相关裂纹偏转（interface structure related crack deflection）三种异质结构特异性增韧机制，为设计高损伤容限的金属层状材料提供了重要理论依据和实验支撑。

　　

1 引言

近年来，异质结构材料因其具有传统均质材料无法实现的独特功能和力学性能，已成为材料研究领域迅速发展的热点。在结构金属材料中，异质结构材料可定义为包含具有显著不同本征力学或物理性能的异质区的材料。根据异质区的空间排列，异质结构材料可分为梯度结构、谐波结构、双峰或多峰结构、层状结构（包括层状金属复合材料LMCs）等不同类别。

在异质层状材料中，界面处可能存在化学、晶体学或微观结构尺度上的非均匀性。化学非均匀性通常与力学性能（如屈服强度或弹性模量）的不均匀性相关。数值研究表明，层状微观结构中强度和/或弹性的空间变化可通过在柔韧-刚硬和柔软-坚硬过渡时对裂纹尖端施加屏蔽效应，或在相反情况下产生反屏蔽效应，从而强烈影响裂纹的驱动力，这种现象被称为“材料非均匀性效应”。当这些效应超过临界阈值时，对于强结合界面，会导致裂纹路径偏转进而使裂纹停滞；而对于其他情况，则报道了界面附近的本征和非本征增韧机制。

自然界中，层状结构中的材料非均匀性效应可见于深海海绵的锚状骨针，其由坚硬二氧化硅基质和柔软蛋白质层组成，这种层状结构有助于骨针在洋流弯曲力下的强韧设计。将类似设计原则从自然转移到人造结构金属材料中自古有之，例如阿基里斯之盾、日本刀锻造技术和大马士革钢匕首。现代应用中，损伤容限层状结构材料如纤维增强金属层板（FMLs，特别是GLARE）用于飞机结构。虽然FMLs制造涉及资源密集型高压釜工艺，但异质金属层状材料可通过累积叠轧（ARB）工艺以成本效益的方式连续大规模生产。

异质金属层状材料可设计出比整体金属对应物更优异的损伤容限性能，这可通过特异性定制层状材料的异质结构来实现，包括层状结构（如层厚度或堆叠顺序）、力学性能失配或差异（即材料非均匀性效应）以及界面结构。然而，关于金属层状材料中材料非均匀性改善损伤容限的机制研究主要通过数值研究进行，且大多未经实验证据验证，界面结构对此问题的影响也仅得到有限研究。

2 实验部分

2.1 金属层状材料：加工与概述

本研究研究了两种铝基金属层状材料的疲劳裂纹扩展（FCG）行为：异质Al/Al层状材料（AA1050/AA5754）和Al/Cu层状材料（AA5754/Cu-DHP）。选择这些层状类型是因为它们可作为模型系统，用于系统研究组成材料力学性能差异和界面结构对FCG行为的影响。

金属层状材料通过四辊轧机（BW 300）上的三个循环累积叠轧（ARB）工艺生产。初始轧制结合步骤（N1）中，将两种组成材料的各一张板材堆叠并通过轧制以50%名义厚度减薄率结合，生产双金属板材。第二轧制结合步骤（N2）中，将三个双金属条以交替顺序堆叠并以50%减薄率轧制，生产具有不同组成材料层周期性变化的层状试样。最终轧制结合步骤（N3）中，将层状试样置于两个5.0 mm厚支撑层（Al/Al层状材料为AA1050，Al/Cu层状材料为AA5754）之间，并以50%减薄率轧制。加工后层状材料总厚度为8.75 mm，试样内的层状部分由六个独立层组成，每层名义厚度625 μm，总厚度3.75 mm。

2.2 局部FCG速率测量

为测量金属层状材料中的FCG速率，从轧制层状材料和整体板材中加工出单边缺口弯曲试样（SE(B)），取向为T–S方向。试样加工尺寸为：长度（L）=50 mm，宽度（W）=8.75 mm，厚度（B）=4.4 mm。采用电火花加工引入长度（a_n）为2.65 mm的缺口。测试前，通过剃须刀片研磨方法锐化裂纹尖端，随后进行预裂纹程序，实现初始裂纹长度（a₀）为3.0 mm。

实验使用伺服液压试验机（MTS 810）进行。SE(B)试样的应力强度（K）和几何因子（Y）根据ASTM E647和ISO 12135标准选择。本研究中的应力强度范围（ΔK）因此指试样I型加载的远场应力强度范围（ΔK_{I, far?field}）。FCG试验在应力强度K控制下进行，恒定远场施加ΔK为5 MPa√m和15 MPa√m，R值为0.1，测试频率3 Hz。裂纹扩展使用裂纹扩展规（FAC-5）测量，空间分辨率0.1 mm。

采用数码显微镜（Keyence VHX 1000）结合远场镜头（Keyence VH-Z00T）确定实验过程中的局部裂纹扩展速率。对于ΔK=5 MPa√m的实验，每600次循环捕获一次前表面裂纹网络图像；对于ΔK=15 MPa√m，每180次循环捕获一次。每次图像采集时，循环加载中断30秒，载荷维持在峰值载荷（K_max）的50%。图像序列后验使用Fiji（ImageJ开源图像处理程序包）分析。局部裂纹扩展速率确定为从获取图像中每100 μm裂纹扩展增量的主导裂纹的平均裂纹扩展速率。

2.3 裂纹扩展特性评估

层状试样的表面裂纹网络后验使用光学显微镜（Axio Imager M1）结合明场和暗场对比技术进行分析。使用扫描电子显微镜（Crossbeam 1540 EsB）结合背散射电子对比技术对金属复合材料的微观结构和近界面区域进行详细分析。

通过在大腔室扫描电子显微镜（LC-SEM）中进行原位FCG试验，研究金属层状材料中界面附近的FCG机制。实验使用与第2.2节相同的设置和参数进行。试验在安装在真空室内的伺服液压试验机（MTS 810）上进行。电子枪旋转至水平位置，使入射电子束垂直于试样前表面，从而能够原位监测裂纹扩展。原位试验前，试样前表面通过研磨至5 μm粒度，随后使用金刚石悬浮液机械抛光至1 μm粒度进行制备。

所有FCG实验期间，每100次加载循环记录力-位移滞后回线。位移（s）测量为SE(B)试样加载期间的载荷线位移。（弯曲）试样刚度（S）后验使用Python软件程序确定为每个力-位移滞后曲线卸载段初始部分的斜率。对于金属层状材料，评估了裂纹扩展实验期间试样刚度的特征变化，以描述3D裂纹网络的发展并评估所涉及的裂纹扩展机制。

2.4 裂纹尖端前应力和应变分布评估

采用有限元分析（FEA）（ABAQUS FEA）分析了循环载荷下裂纹尖端前界面附近的应力和应变分布。创建了与FCG实验中尺寸相同的双金属SE(B)试样的2D模型。裂纹尖端位于界面位置，归一化裂纹长度a/W=0.5，并通过在裂纹平面上分配自由表面引入。

整体AA1050和AA5754的力学性能取自参考文献。引用研究中，对两种合金进行了微屈服范围内的拉伸试验，并使用与第2.1节所述相同的加工路线。 resulting elastic (Young's modulus) and plastic material behavior (true stress σ_true and corresponding plastic strain ε_pl) for both alloys were used for the FEA in this present study. For elastic properties, Young's moduli of 69 GPa (AA1050) and 71 GPa (AA5754) were assigned. For both alloys, a Poisson's ratio of 0.33 was used. The onset of plastic deformation was specified at 63 MPa (AA1050) and 147 MPa (AA5754), the 0.2% offset yield strength at 154 MPa (AA1050) and 290 MPa (AA5754).

在加载销的参考点上施加力（F_max）以模拟FCG实验中的加载条件。随后卸载模型（F=0）以分析裂纹尖端前界面附近 resulting residual stress and strain distribution. The force F_max was calculated from the highest stress intensity K_max applied during the FCG tests at ΔK=15 MPa√m based on ASTM E1820 as follows: F_max = (K_max B W^3/2) / (S f(a/W)) with K_max = ΔK/(1-R) and R=0.1.

FE网格采用偏置播种，导致裂纹尖端、载荷线和接触区域附近的细化网格以及远离这些区域的粗网格。部件使用46,500个完全积分的二次8节点平面应变单元（CPE8）进行网格划分，选自Abaqus 2D实体单元库。

3 结果与讨论

对两种异质金属层状系统AA1050/AA5754和AA5754/Cu-DHP进行了FCG实验。与整体组成材料相比，层状系统的裂纹扩展速率表现出显著差异。每种实验在恒定远场施加远场应力强度范围ΔK下进行，并确定了整个层状截面的平均裂纹扩展速率。

AA1050/AA5754层状材料的裂纹扩展行为高度依赖于施加的应力强度范围。在低应力强度范围，层状材料的裂纹扩展行为可通过基于其整体组成材料裂纹扩展速率的线性混合法则（ROM）概念描述。在升高和高应力强度范围，层状材料的裂纹扩展速率显著低于其整体组成材料，表明损伤容限行为。先前研究表明，该行为可归因于异质结构特异性增韧机制，导致复杂裂纹网络的形成。AA5754/Cu-DHP层状材料在升高和高应力强度范围也观察到显著降低的裂纹扩展速率，表现出损伤容限行为。

为研究界面附近异质结构特异性增韧机制的形成并量化其对局部裂纹扩展的影响，对两种金属层状系统在特定应力强度范围下进行了原位FCG实验。

3.1 金属层状材料中的异质结构特异性增韧机制

原位测试的Al/Al和Al/Cu层状材料的表面裂纹网络显示，异质金属层状材料中界面附近的裂纹扩展以及随后裂纹网络的形成强烈依赖于施加的载荷和层状材料的异质结构。

本研究中a) AA1050/AA5754层状系统和b) AA5754/Cu-DHP层状系统的异质结构由以下特征定义：1) 层状结构：两个系统的层状部分由交替层组成，所有组成材料名义厚度625 μm。2) 组成材料力学性能差异：a) 在AA1050/AA5754层状系统中，AA1050代表较软材料，微观屈服强度（σ_Y）为63 MPa。较强材料AA5754的微观屈服强度（σ_Y）为147 MPa。AA1050/AA5754层状系统的材料非均匀性效应由组成材料的微观屈服强度比（Y_R）表示，对应Y_R=2.3；b) 在AA5754/Cu-DHP层状系统中，AA5754代表更柔韧层，弹性模量71 GPa，而Cu-DHP的弹性模量为138 GPa。Cu-DHP的屈服起始（σ_Y）确定为141 MPa，与AA5754大致相同。因此，AA5754/Cu-DHP层状系统的材料非均匀性效应由组成材料的弹性模量比（E_R）描述，等于E_R=1.9，而屈服强度比Y_R接近1。评估此类金属层状材料的材料非均匀性状态时，必须考虑高屈服强度和弹性模量的金属间相存在的额外局部效应。然而，鉴于本研究中Al/Cu层状材料界面处金属间相的不连续性质，该方面已被排除。3) 界面结构：a) 对于AA1050/AA5754系统，界面结构可描述为无界面相和显著结合缺陷的低缺陷界面；b) AA5754/Cu-DHP层状系统的界面结构特征为不连续的金属间界面相网络，总厚度约7 μm，伴随这些相相邻区域的结合缺陷和空隙以及低缺陷界面结合部分。

在低应力强度范围，跨越Al/Al层状结构的裂纹扩展不受上述异质结构特征的影响。因此，整个层状截面的平均裂纹扩展速率仅取决于组成材料的体积分数（ROM概念）。如先前研究所示，当裂纹尖端前的过程区达到相对于层厚度的特定尺寸并跨越多个层时，异质Al/Al层状材料的裂纹扩展行为在升高应力强度范围发生变化。在界面附近可观察到异质结构特异性增韧机制，导致层状系统的裂纹扩展速率显著低于其整体组成材料（损伤容限行为）。由于Al/Al层状系统检测到低缺陷界面和层间坚固金属界面结合，该系统的增韧机制似乎主要由组成材料屈服强度失配（材料非均匀性效应Y_R）引起。这得到以下事实支持：可观察到不同的异质结构特异性增韧机制，取决于裂纹是从较强层向较软层接近界面还是相反。

对于本研究的Al/Cu层状系统，识别出不同类型的异质结构特异性增韧机制，导致层状系统的裂纹扩展速率显著低于其整体组成材料（损伤容限行为）。由于该类型裂纹偏转可在Al/Cu层状系统的任何给定界面观察到，这种异质结构特异性增韧机制似乎主要与层状材料的界面结构相关，由（不连续）脆性金属间界面相网络组成。

为深入了解图5中识别的不同异质结构特异性增韧机制的主要驱动因素和演化，通过在大腔室SEM中对两种金属层状系统进行原位FCG实验，研究了界面附近的裂纹扩展。此外，通过FEA评估了界面处裂纹尖端前的残余应力和应变状态。研究发现总结于图6并讨论如下：1) 应变状态相关裂纹分岔：该机制在异质Al/Al层状材料的软层（较低屈服强度）中可观察到，遵循裂纹通过低缺陷界面从强到软层方向的扩展。该机制的演化解释如下：当疲劳裂纹以垂直取向接近较软层的界面时，裂纹尖端前过程区的形态和尺寸在界面处发生变化，因为循环滑移在软层中更显著。软层中裂纹尖端前的（微）塑性变形集中在两个区域，相对于名义裂纹平面对称排列，倾角45°–60°，如FEA中残余拉伸应变形成所示。在这些区域，通过原位FCG实验中剪切带的形成，可观察到不可逆循环滑移的强烈局部化和集中。当达到界面时，后续扩展到高应变区对疲劳裂纹有利。因此，接近较软层界面时，疲劳裂纹的近尖端驱动力增加。该现象称为裂纹尖端反屏蔽效应或放大效应。对于高循环载荷和金属层状层间大屈服强度非均匀性效应Y_R，剪切带中不可逆循环滑移的积累导致软层中裂纹尖端前多个（微）裂纹的形成，最终形成具有多个裂纹前沿的分岔裂纹网络。因此，远场施加的裂纹驱动力分布在多个裂纹前沿上，减少了每个单独裂纹前沿上的局部裂纹驱动力。这导致FCG速率延迟，从而使金属层状材料与整体组成材料相比表现出损伤容限行为。2) 应力状态相关裂纹偏转：该机制在金属层状材料中可观察到，当裂纹从较软层向较强层接近低缺陷界面时。该机制基于以下考虑解释：当异质金属层状材料软层中的疲劳裂纹接近较强层的界面时，裂纹尖端前过程区的形状发生变形，因为较强层（较高屈服强度）内过程区的循环滑移受阻。该效应通过层状材料循环加载期间具有不同屈服强度的层异质共变形导致较强层中裂纹尖端前残余压应力的形成而进一步增强。这导致接近较强层界面时疲劳裂纹近尖端裂纹驱动力的减少。该现象称为裂纹尖端屏蔽效应。对于高循环载荷和金属层状层间大屈服强度非均匀性效应Y_R，裂纹尖端屏蔽导致以原始垂直取向接近界面的疲劳裂纹路径逐渐偏转。偏转可观察到在裂纹达到界面之前。偏转裂纹随后在紧密接近且平行于界面的方向生长，直到新裂纹在后续较强材料层中形核。从断裂力学角度，裂纹路径的偏转代表断裂模式的逐渐变化：控制裂纹前沿近场应力分布并因此对裂纹尖端施加驱动力的断裂模式经历从张开模式（模式I）到混合模式（模式I+II）的逐渐变化。因此，在裂纹偏转机制情况下，裂纹前沿断裂模式的变化和新裂纹在后续层中的形核周期都导致层状结构中FCG速率的局部减少，从而促进金属层状材料的整体损伤容限。3) 界面结构相关裂纹偏转：该机制已在以脆性金属间相和这些相相邻区域结合缺陷和空隙为界面结构的异质金属层状材料中识别。从本研究研究的Al/Cu层状材料，关于该机制演化可得出以下推论：当疲劳裂纹以垂直取向接近该层状类型任何给定界面的附近时，在裂纹尖端前远处的界面处金属间相内可观察到微裂纹形成。这是由具有不同力学性能层间界面处几何必要共变形产生的内应力引起。裂纹通常起源于具有最低断裂韧性的相内，例如Al-Cu金属间相中的θ (Al₂Cu)、η₂ (AlCu)或ζ (Al₃Cu₄)。当疲劳裂纹达到界面时，它与金属间相内现有微裂纹网络合并，并随后沿界面平面脆性相网络扩展。该过程代表相对于原始裂纹路径的疲劳裂纹偏转，这在金属层状材料内局部减少FCG速率，直到新裂纹在相邻层中形核。因此，金属层状材料的损伤容限得到增强。

3.2 对金属层状材料局部FCG的影响

当应力强度范围低时，异质Al/Al层状材料整个层状截面的平均FCG速率表现出与ROM概念一致的行为。关于局部化裂纹扩展行为，当疲劳裂纹以垂直于界面的方向跨越层状结构扩展时，观察到层状结构内裂纹扩展速率的显著周期性交替。每层内的初始局部裂纹扩展速率与整体参考材料相似，这归因于裂纹尖端前过程区尺寸小于层厚度，因此在此阶段局限于 respective layer。随后，当裂纹位于较软层时，由于裂纹接近金属层状材料较强层界面时裂纹尖端屏蔽，可观察到局部裂纹扩展速率减速。相反，当裂纹接近较软层界面时，裂纹扩展加速可归因于裂纹尖端反屏蔽效应。如图8b所示，FCG实验期间试样刚度的演化表明，这些发现并非金属层状材料表面裂纹扩展所独有。试样刚度下降函数曲率的变化表明FCG实验期间整个3D裂纹前沿裂纹扩展速率的加速或减速。

在异质Al/Al层状材料中，由于裂纹尖端屏蔽和反屏蔽导致的界面附近FCG速率的周期性交替也可在较高应力强度范围观察到。然而，这叠加了由金属层状材料中异质结构特异性增韧机制出现引起的显著和特征效应。

在应力状态相关裂纹偏转机制情况下，裂纹前沿逐渐从垂直于界面的方向偏转到平行方向。直到新裂纹在后续层中形核，试样的承载横截面积保持不变。从断裂力学角度，该机制可有效解释为裂纹扩展的暂时停止。这通过实验期间试样刚度演化中平台的形成证明。因此，显然该机制主要对金属层状材料中FCG速率施加局部受限的强烈减速效应，从而促进其损伤容限行为。

应变状态相关裂纹分岔机制导致分岔的3D裂纹网络形成。因此，远场施加的远场裂纹驱动力分布在几个活跃裂纹前沿上。这减少了每个单独裂纹前沿上的局部裂纹驱动力，导致层内裂纹扩展速率减速。此外，通过裂纹尖端附近软AA1050层中增加的微应变等额外微观结构效应，驱动力可进一步减少，导致二次微裂纹的形成和/或裂纹路径附近晶粒晶体学取向的旋转。尽管就该减速效应而言，无法与软层中测量的裂纹扩展速率延迟的屏蔽效应真正分离，但该增韧机制对金属层状材料裂纹扩展速率的长程减速效应仍可超出最初观察到该机制的层而观察到。这由以下事实说明：层状截面第一个软层中的FCG初始测量与整体参考相似裂纹扩展速率，而层状截面后续软层中的初始裂纹扩展速率约低一个数量级。此外，就裂纹扩展而言，有效停止的持续时间（加载循环次数）对于第一次裂纹偏转显著低于第二次，如从图9b中平台长度可见。因此，可得出结论，该机制主要对减少金属层状材料中FCG速率施加长程效应，从而促进其损伤容限行为。

在Al/Cu层状材料的层中，观察到与异质Al/Al层状材料类似的屏蔽和反屏蔽效应，导致整个层中裂纹扩展速率的周期性交替。在层状材料更柔韧的铝层中，当裂纹接近更刚硬铜层的界面时，测量到FCG速率减速。相反，当裂纹从更刚硬铜层进入更柔韧铝层时，识别出裂纹扩展速率加速。

金属层状材料中具有 dissimilar屈服强度（例如异质Al/Al层状材料）的裂纹尖端屏蔽和反屏蔽机制基于后续层中裂纹尖端前循环滑移的促进和阻滞。相反，在具有 dissimilar弹性性能的金属层状材料情况下（例如本研究中的Al/Cu层状材料），裂纹尖端屏蔽和反屏蔽效应主要基于机械加载金属层状材料期间由于从柔韧到刚硬层载荷重新分配产生的应力屏蔽效应。这由以下事实明显：金属层状材料更柔韧组成材料（Al）第一层中的初始FCG速率测量低于整体参考。

如第3.1节证明，Al/Cu层状材料的界面结构以脆性金属间相存在为特征，当受到接近疲劳裂纹的 process zone应力集中时形成微裂纹。此外，发现这些相相邻区域的结合缺陷和空隙。因此，界面结构相关裂纹偏转导致当裂纹接近该类型金属层状材料界面并与沿界面平面预先存在的微裂纹和缺陷网络合并时裂纹路径转移。该类型偏转机制可在Al/Cu层状材料的每个界面观察到。直到新裂纹在后续层中形核，试样的承载横截面积不进一步减少。因此，以与应力状态相关裂纹偏转类似的方式，从断裂力学角度，该机制的效应可解释为裂纹扩展的暂时停止。这通过裂纹扩展实验期间试样刚度演化中平台的形成说明。每个单独平台的加载循环次数，表征就裂纹扩展而言有效停止的程度，不随每个后续偏转机制增加。因此，该异质结构特异性增韧机制对金属层状材料中FCG速率的长程效应似乎有限。因此，合理假定界面结构相关裂纹扩展机制主要对金属层状材料中FCG施加强烈、局部受限的减速效应，从而促进其损伤容限行为。

总之，从本研究结果可推导出描述金属层状材料界面附近裂纹扩展的以下系统原则：

低缺陷界面金属层状材料（例如AA1050/AA5754）：裂纹行为由组成材料力学性能差异或失配控制。在高循环应力强度下，软到强过渡（AA1050到AA5754）导致界面平面前裂纹偏转，并随后在距界面平面本身显著距离处平行于界面裂纹生长。相反，强到软过渡（AA5754到AA1050）导致在裂纹正交穿透界面平面后界面后裂纹分岔。

缺陷丰富界面或界面相（AA5754/Cu-DHP）：裂纹行为由界面结构主导。对于刚硬到柔韧（Cu-DHP到AA5754）和柔韧到刚硬（AA5754到Cu-DHP）过渡，主裂纹偏转入界面平面并沿其扩展。它遵循高缺陷密度区域（例如空隙和结合缺陷）和脆性金属间界面相内预先存在的裂纹网络。

4 总结与结论

通过实验和系统研究调查了异质结构对金属层状材料中FCG行为的影响。识别了不同的异质结构特异性增韧机制，导致层状材料在高循环载荷下损伤容限行为显著增强。可得出以下结论：1) 金属层状材料的异质结构设计可定制以显著影响FCG抗性并增强损伤容限。识别了两个关键因素：a) 界面结构，和b) 组成材料间力学性能失配（材料非均匀性效应）。2) 在缺陷丰富界面和/或界面相层状材料中，裂纹扩展主要由界面结构控制。特别是，主导裂纹向界面平面相关的偏转增强了AA5754/Cu-DHP层状材料的断裂抗性。3) 在低缺陷界面层状材料中，裂纹扩展主要由组成材料间力学性能失配控制。这些差异在界面附近诱导裂纹尖端屏蔽或反屏蔽效应。屏蔽（软到强和柔韧到刚硬过渡）减速裂纹扩展速率，而反屏蔽（强到软和刚硬到柔韧过渡）具有加速效应。4) 在低循环应力强度下，裂纹尖端屏蔽和反屏蔽对层状材料损伤容限的影响可忽略。在高循环应力强度下，在AA1050/AA5754层状材料中观察到断裂抗性的显著增强。裂纹尖端屏蔽促进主导裂纹在达到较强组成材料界面平面前的应力状态相关裂纹偏转。裂纹尖端反屏蔽促进较软组成材料中界面后主导裂纹的应变状态相关裂纹分岔。5) 试样刚度分析证明是表征层状材料中3D裂纹扩展演化的有效方法，与基于表面的观察显示出强相关性。