热处理对AZ80镁合金疲劳性能的影响

李 轶， 李慧中，2， 姜 俊， 欧阳杰

(1.中南大学 材料科学与工程学院，长沙410083;2.有色金属材料科学与工程教育部重点实验室，长沙410083)

镁合金是目前实际工程应用中最轻的金属结构材料［1］，具有加工性能好、减震性能好、比强度及刚度高、阻尼性能和切削性能好以及易于回收等特点，因而在航空航天、汽车、电子通信等领域具有广泛的应用［2～4］。为使镁合金制备的构件获得稳定的使用性能，研究人员在镁合金热成形工艺方面进行了大量的研究［5～8］。镁合金结构构件在工作的过程中会承受到交变载荷和腐蚀环境的共同作用而使其发生失效，通常发生失效是由疲劳破坏而引起，故镁合金的疲劳性能受到越来越多材料研究学者和工程设计人员的重视［9，10］。

目前，研究者已对镁合金的疲劳行为展开研究，并探讨了加工方式、微观组织、腐蚀环境、实验温度等因素对镁合金疲劳寿命的影响规律［11～14］，Lugo等［11］研究了不同的轧制变形加工方式对AZ31 镁合金疲劳性能的影响，结果表明，采用薄板轧制工艺制备的样品的疲劳寿命优于挤压和厚板轧制;Sotomi等［12］研究了微观组织对AZ31 镁合金疲劳性能的影响，结果表明挤压方向的疲劳寿命优于垂直挤压方向和轧制方向的疲劳寿命的主要原因是微观组织里的棒状结构阻碍了疲劳裂纹的扩展。AZ80 作为常见的变形镁合金之一，疲劳性能是其重要的性能指标。目前，关于AZ80 镁合金疲劳行为特别是热处理对其疲劳行为的影响的研究报道很少。为此，本课题以AZ80 镁合金为研究对象，研究了该合金在不同热处理状态下总应变幅控制模式下的疲劳行为，进而确定了时效以及固溶时效热处理方式对AZ80 镁合金的低周疲劳行为及疲劳寿命的影响规律。

1 实验材料及方法

实验材料为AZ80 镁合金，其化学成分的质量分数(mass fraction/%)为Al 8.4，Zn 0.6，Mn 0.15，其余为Mg。采用多向锻造的工艺(开锻温度为410℃，终锻温度为370℃)制成圆饼，然后将其线切割成测试疲劳性能所需的标准试样，其标距部分长为25mm，直径为φ5mm。为了确定热处理工艺对AZ80 镁合金低周疲劳行为的影响，对部分试样进行了不同工艺的热处理，其中时效处理(T5)为将热锻态的试样在170℃保温20h 空冷;固溶时效处理(T6)为将热锻态的试样在420℃保温2h 水冷，然后在170℃保温20h 空冷。

2 实验结果

2.1 不同状态的拉伸性能影响

表1 所示为AZ80 镁合金在不同热处理后的抗拉强度、屈服强度和伸长率。可以看出，AZ80 镁合金经过T5 处理后其抗拉强度，屈服强度均最大，伸长率最小;而热锻态的抗拉强度和屈服强度最低，伸长率最大;T6 状态居中。

表1 AZ80 在不同状态下的拉伸力学性能Table 1 Tensile mechanical properties of AZ80 alloy under different conditions

2.2 热处理对合金循环应力响应行为的影响

图1 所示为不同热处理状态下，AZ80 镁合金在不同外加总应变幅控制下的循环应力响应曲线。从图1 中可以看出，在三种不同的热处理制度下，AZ80 镁合金大体上都表现为循环应变硬化。相对于其他热处理状态，T6 状态的循环硬化现象更为明显。当外加总应变幅为0.9%时，在整个疲劳变形过程中，T5 的循环应力幅值最高，T6 的循环应力幅值最低，热锻态居中。

图1 不同热处理状态下的AZ80 镁合金在给定总应变幅下的循环应力响应曲线Fig.1 Cyclic stress amplitude vs the number of cycle at different total strain amplitudes under different thermal treatment conditions (a)hot-forging;(b)T5;(c)T6

2.3 热处理对合金疲劳寿命行为的影响

图2 为不同热处理制度下的AZ80 镁合金的疲劳寿命2Nf与外加总应变幅Δε/2 之间的关系曲线图，选取的外加总应变幅分别为0. 9%，0. 6%，0.45%，0.35%，0.3%。从图2 可以看出，热处理对AZ80 镁合金的疲劳寿命有不同程度的影响，具体的影响效果与其外加总应变幅密切相关。在0.9%的最高外加总应变幅下，T5 态呈现最长的疲劳寿命，T6 态次之，而热锻态最短;在0.6%的外加总应变幅下，T5 态的疲劳寿命最长，T6 态跟热锻态的疲劳寿命差不多;在0.45%的外加总应变幅下，T5 态仍然呈现出最长的疲劳寿命，其后为热锻态合金，T6 态的疲劳寿命最短;在0.35%的外加总应变幅下，T5态的疲劳寿命依旧最长，其后为T6 态，而热锻态最短;在最低的0.3%的外加总应变幅下，合金热锻态的疲劳寿命最长，其次为T5 态，最短的是T6 态。

每一个总应变幅Δε/2 都可分为塑性应变幅分量Δεp/2 和弹性应变幅分量Δεe/2，即

其中，塑性应变幅Δεp/2 可以用Coffin-Manson 方程来表示，即

图2 不同热处理状态下的AZ80 镁合金的外加总应变幅-疲劳寿命关系曲线Fig.2 Total strain amplitude vs fatigue life (2Nf)under different conditions for AZ80 Mg alloy

弹性应变幅可以用Basquin 方程来表示，即

因而，总应变幅Δε/2，塑性应变幅Δεp/2，弹性应变幅Δεe/2 与循环加载中的循环次数的关系见式(4)，即

其中:σ'f为疲劳强度系数;b 为疲劳强度指数;E 为材料的弹性模量;ε'f为疲劳延性系数;c 为疲劳延性指数;2Nf为恒幅循环加载中的循环次数。另外，表1 所示的不同热处理状态下的AZ80 镁合金的力学性能可作为疲劳寿命计算所需的参数。图3 所示为不同热处理状态下的AZ80 镁合金的应变幅-载荷反向周次(即2Nf)之间的关系曲线，其中Δεp/2 与Δ εe/2均是由半寿命时的循环滞后回线得到。可以看出，对于不同热处理状态的AZ80 镁合金而言，其Δεp/2-2Nf和Δεe/2-2Nf在双对数坐标中大致呈现为线性关系。

利用图3 中的数据，采用线性回归的分析方法，即可得到在不同热处理状态下的AZ80 镁合金的各个应变疲劳参数σ'f，b，ε'f，c，具体的计算结果见表2 所示。显然，不同的热处理方式对AZ80 镁合金的应变疲劳参数有不同程度的影响;其中时效处理T5与固溶时效处理T6 均降低了σ'f，ε'f值，却提高了b，c 值。

图3 不同热处理状态下的AZ80 镁合金应变幅-载荷反向周次关系曲线Fig.3 Total strain，plastic strain and elastic strain amplitude vs the number of cycles to failure (2Nf)on a semi-log scale at different conditions (a)hot-forging;(b)T5;(c)T6

表2 不同热处理制度下的AZ80 镁合金的应变疲劳参数Table 2 Low cycle fatigue parameters for AZ80 Mg alloy under different conditions

2.4 热处理对循环应力-应变行为的影响

材料的循环应力-应变之间的关系可以用指数定律来表示，即

式中:Δσ/2 为循环应力幅;Δεp/2 为塑形应变幅;K'为循环强度系数;n'为循环应变硬化指数。利用图4 中的实验数据，采用线性回归分析方法，即可确定出不同热处理状态下的AZ80 镁合金的应变疲劳参数K'，n'的具体数值，相应的计算结果见表2 所示。从表2 中可以看出，无论是时效处理还是固溶时效处理均导致AZ80 镁合金的应变疲劳参数K'，n'变小。

图4 不同热处理状态下的AZ80 镁合金的循环应力-应变关系曲线Fig.4 Plastic strain amplitude vs cyclic stress amplitude under different conditions for AZ80 Mg alloy

2.5 疲劳断口形貌分析

图5 为不同热处理状态下的AZ80 镁合金在0.45%总应变幅控制下的疲劳裂纹源区的微观形貌图(图中箭头所指处为样品表面)。可以看出，不同热处理状态下AZ80 镁合金的疲劳裂纹都是萌生于疲劳试样的表面。裂纹断口呈现放射状纹理，此外，在相同的总应变幅下，T5 态相对于热锻态和T6 态有较为平整的断面。

图5 不同热处理状态下的AZ80 镁合金疲劳源区的微观形貌Fig.5 Fatigue crack initiation regions of AZ80 Mg alloys under different conditions (a)hot-forging;(b)T5;(c)T6

图6 为不同热处理状态下AZ80 镁合金在0.45%总应变幅下的疲劳裂纹扩展区的微观形貌图。

从图6 可以看出，在相同的外加总应变幅下，不同热处理后的AZ80 镁合金中疲劳裂纹扩张方式均是以穿晶方式发生的。此外，其断口均呈现出明显的河流花样，并有解理台阶，说明其疲劳断口上出现明显的解理断裂特征，即脆性断裂为AZ80 镁合金发生疲劳断裂时的一个重要表现形式［15，16］。此外如图6d 所示，在热锻态下，存在疲劳条带。疲劳条带是疲劳裂纹稳定扩展阶段的典型微观形貌特征。疲劳条带是一系列基本上相互平行的条纹，条带方向与局部裂纹扩展方向垂直并且沿着局部裂纹扩展方向向外凸;由于材料内部晶粒取向、晶界和第二相质点等显微组织的差异，裂纹扩展可能会由一个平面转移至另一个平面，因此不同区域的疲劳条带有时分布在高度不同、方向有别的平面上。从图6d 中可以看出，疲劳条带显示为参差不齐、不规则的脆性疲劳条带。

图6 不同热处理状态下的AZ80 镁合金疲劳扩展区的微观形貌Fig.6 Fatigue crack propagation regions of AZ80 Mg alloys under different conditions(a)hot-forging;(b)T5;(c)T6;(d)fatigue striations in hot-forging

3 讨论

合金的疲劳寿命包括裂纹萌生寿命与裂纹扩展寿命。镁合金在熔炼过程中不可避免地存在着金属氧化物、气孔和缩松等缺陷，通常它们被看做小裂纹，因此镁合金的裂纹萌生寿命很短，疲劳寿命主要是裂纹扩展寿命［17］。镁合金的塑性变形可以通过平面滑移和波状滑移这两种机制进行，较小的外加应变幅有利于合金以平面滑移机制进行塑形变形，而较大的外加应变幅则有利于合金以波状滑移机制进行塑形变形。在疲劳变形期间，合金内部会产生大量的位错，位错的往复运动，就会直接发生交互作用而形成复杂的位错组态如Lomer-Cottrell 锁以及位错缠结(如图7d)，进而产生阻碍位错运动的阻力，使得位错的可动性降低。此外，位错在运动中遇到第二相时，要么借助Orowan 机制绕过，要么直接切割过，都会在滑移面上产生局部强化，使得位错运动变得困难［18，19］。

因此，为了更清楚地分析不同热处理状态下β-Mg17Al12相的密集程度和位错形貌对疲劳性能的影响，采用透射电镜进行了组织分析，见图7。图中棒状均为β-Mg17Al12相，从图7 中可以明显看到，AZ80-T6 状态的β-Mg17Al12相较多，其次为T5 状态，热锻态几乎没有。另外，热锻态中可以看出，位错发生交叉滑移，形成平行排列的形貌，如图7b;T5 状态发现，位错在晶界处塞积，发生位错缠结如图7d所示，这是由于T5 状态是热变形后直接进行时效处理的，试样中保留了部分变形时产生的位错;而T6态则未见明显的位错，这是因为在固溶处理过程中发生再结晶而消失的。并且T6 处理是在420℃进行固溶处理的，此时过饱和度较大，再进行时效析出的β-Mg17Al12相增多。

图7 不同热处理制度下的AZ80 镁合金的TEM 照片Fig.7 TEM of AZ80 Mg alloys under different conditions (a，b)hot-forging;(c，d)T5;(e，f)T6

从表1 可知，T5 及T6 处理的抗拉强度和屈服强度要比热锻态的高，这是由于热锻态析出的强化相较少(热锻温度下可能会有极少量的第二相β-Mg17Al12析出)，而T5 处理的抗拉强度和屈服强度又稍高于T6 处理，这是因为T5 处理除了有第二相β-Mg17Al12相强化外，还有位错强化，而T6 处理在固溶过程中使得晶粒长大也会降低合金的强度。

实验表明，T5 及T6 热处理后AZ80 镁合金在较高外加总应变幅下的疲劳寿命提高。对于AZ80 镁合金而言，T5 及T6 热处理使得第二相β-Mg17Al12相弥散分布于基体中，裂纹在扩展过程中会遇到更多阻碍，因而能有效提高其疲劳寿命。此外，对AZ80镁合金T5 态在较高外加总应变幅下其疲劳寿命最高的分析如下:T6 处理使得弥散析出第二相β-Mg17Al12相较多，有利于合金以波状滑移机制进行循环塑形变形，因而降低合金疲劳变形时的滑移可逆性，导致合金的疲劳寿命降低;而T5 处理第二相β-Mg17Al12相粒子聚集长大球化，数量较少，这是由于锻造温度较低，过饱和固溶量较少，因而时效析出β相较少，这将有助于合金以平面滑移机制进行循环塑形变形，因此滑移的可逆性增强，导致合金的疲劳寿命有所提高。

4 结论

(1)在不同外加总应变幅下，不同热处理状态的AZ80 镁合金大体上都表征为循环应变硬化现象。

(2)热处理可以有效地提高AZ80 镁合金在较高外加总应变幅下的疲劳寿命，但降低其在较低外加总应变幅下的疲劳寿命。在0.3%的最小外加总应变幅下，AZ80 热锻态的疲劳寿命最长;在0.9%的最大外加总应变幅下，T5 处理的疲劳寿命最长，而热锻态最短。

(3)不同热处理状态下的AZ80 镁合金的塑性应变幅、弹性应变幅与疲劳断裂时的载荷反向周次之间呈线性关系，可分别用 Coffin-Manson 和Basquin 公式来描述。

(4)对于不同热处理状态下的AZ80 镁合金，低周疲劳裂纹均是萌生于试样表面，并以穿晶方式扩展，疲劳断口呈现以解理断裂为主的脆性断裂特征。

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