小研Sr 对AM80-1.3Ca 镁合金耐热性能的影响
引言
Mg-Al 系镁合金具有较高的室温强度、优良的铸造工艺性能和良好的耐蚀性等优点，是镁合金领域研究和应用的重点[1-2]。目前普遍认为，低成本的碱土元素Ca 和Sr 对镁合金的蠕变性能改善有益[3-6]。合金中添加Ca 能使镁合金的一些性能得到提高，并使它们的高温蠕变性能和高温硬度得以一定程度的改善。但是，由于存在不可忽视的铸造缺陷，如冷隔、热裂和粘模问题，限制了其进一步应用[7]。Sr 在Mg-Al 系合金中的合金化作用机制同Ca 类似，国外也已开发出性能较好的AJ 系列合金[8]。但是此类合金的熔化及浇注温度较高，压铸条件苛刻，且合金中含有大量Sr 元素，其价格也会高于以钙和混合稀土为主要成分的合金价格。国内外学者也研究了在Mg-Al 系合金中加Ca 后，再添加质量分数1%～4%的Sr 来改善Mg-Al-Ca 合金各方面性能的不足[9]。尽管如此，仅从Sr 的含量方面对此类合金进行评估，其仍摆脱不了上述AJ 系列合金的缺陷。Sr 作为一种变质、修复剂早已在Al 合金(特别是Al-Si合金)中广泛应用[10-13]。该元素对合金的基体和二次相的形态、数量和分布都有明显的改善。
因此，考虑在Mg-Al-Ca 合金中添加一定量的Sr (质量分数0.05%～1%)来对镁合金的基体和二次相的形态、数量和分布进行变质、修复，以期改善Mg-Al-Ca 合金的不足，提高合金的耐热性及合金的各方面综合性能，开发出真正低成本、高强度及高耐热性的镁合金。
1 实验材料及方法
配制合金的主要原料(纯度)为：镁(99.98%)，铝(99.6%)，锌(99.9%)，电解锰(95%)，锶以Al-10%Sr 中间合金的形式加入。实验合金的成分见表1。合金熔炼过程用RJ2 号熔剂阻燃、精炼，之后在740 ℃下浇铸到预热250 ℃的金属模中。
合金的蠕变性能用GWTA304 高温蠕变持久试验机测试。蠕变试样按ASTM 标准加工，其标距尺寸为φ10 mm×50 mm。测试在200 ℃/56 MPa 的物理条件下进行，各试样恒温持续加载时间均为100 h。
利用Leitz-MM-6 卧式金相显微镜和JEOL JSM-5600LV 型扫描电镜(SEM)分析合金的组织。
2 结果
2.1 合金的铸态组织
是AM80-1.3Ca 合金经Sr 变质后的金相组织。AM80-1.3Ca 合金晶界上分布着连续网状的二次相。当Sr 的质量分数为0.1%时，晶界处二次相有少许离散，但大部分还是呈聚集块状分布。当Sr 的质量分数为0.2%时，二次相变成短棒状或颗粒状，且基本呈弥散分布状态。当Sr 的质量分数增至0.3%时，二次相离散分布程度进一步加大，但其形态却变成了长条状或者针状。当Sr 的质量分数为0.5%时，晶界处二次相又重新大致呈网状分布，但网状程度较轻。
2.2 合金的蠕变性能
是本实验系列合金在200 ℃/56 MPa 条件下的蠕变曲线分别是由合金蠕变曲线统计出的100 h 内蠕变总延伸率和第2 阶段蠕变速率(稳态蠕变速率)。由可知，AM80-1.3Ca 合金的稳态变形速率和100 h 内的蠕变延伸率分别为3.5×10-9 s-1 和1.3%。
在AM80-1.3Ca 合金的基础上，添加0.2% Sr 后，合金的抗蠕变性有所提高，但幅度不大。
当Sr 的质量分数增至0.3%时，合金的抗蠕变性突然下降，其稳态蠕变速率和100 h 蠕变量分别达7.1×10-9 s-1 和2.3%。当Sr 的质量分数为0.5 时，合金的稳态蠕变速率和100 h 蠕变量又分别降至1.7×10-9 s-1 和0.8%，此时AM80-1.3Ca-0.5Sr 合金的抗蠕变性为本实验合金系中最优。
3 分析讨论
在 Mg-Al 系合金AM80 中，添加一定量的Ca 可对合金组织中的物相的组织晶粒度产生较大的影响[14-15]；而在AM80-Ca 合金中加入一定量的变质剂Sr，合金的组织也将产生较明显的变化。据笔者前期对AM80-Ca-Sr 合金组织的研究结果可知，在AM80-1.3Ca 合金的组织由基体Mg 和一定量的晶界相Al2Ca 和Mg17Al12 相组成。其中Al2Ca 相系高熔点相，对合金耐热性的提高有利，Mg17Al12 相系低熔点共晶相，对合金耐热性的提高不利。0.1%～0.5%Sr 对AM80-1.3Ca 合金中Al2Ca 相有较强的变质作用。通过Sr 对Al2Ca 相颗粒的吸附和变质作用，使得该相由类似骨骼状逐渐变为小块状或条状，弥散分布在晶界处。随Sr 的质量分数由0.1%增至0.5%，基体中Al 原子的固溶度逐渐增加，降低了合金凝固时剩余液相中Al 原子分数，从而进一步抑制了β-Mg17Al12 相的析出，同时也提高了Al2Ca 相在晶界处的体积分数。加Sr 后，AM80-1.3Ca 合金组织中高熔点相Al2Ca 的增加和低熔点相Mg17Al12 的减少对提高合金耐热性非常有利。
目前的研究表明[16]，镁合金的蠕变主要通过位错滑移和晶界滑动2 种方式进行。
本实验合金的蠕变是在200℃/56 MPa 的条件下实施的，此条件可大致认为是高温低应力环境。因此，按照目前研究者对镁合金蠕变机制在不同条件下普遍的研究结果可知，本实验系列合金的主要蠕变机制可认为是由晶界滑移和晶界迁移导致的晶界滑动，而位错滑移可认为是合金蠕变过程中次要的机制。
许多研究表明[17]，Mg-Al 系的AZ91 合金高温蠕变性能差的主要原因是分布在晶界的β相(Mg17Al12)熔点较低(473℃)，在高温条件下易变形，无法钉扎住晶界，导致晶界滑动。因此，控制合金晶界处低熔点β 相的数量，重新生成高熔点的晶界强化相，且使其均匀弥散分布就成为改变Mg-Al 系合金蠕变性能的关键。通过研究在AM80 合金基础上加入Ca 后的AM80-xCa 合金的组织变化情况，可知Ca 的添加大幅抑制了β 相的共晶析出，且生成了高熔点Al2Ca 相。Al2Ca 相在高温过程中基本不出现软化、分解等变化，且该相的体积分数在AM80-xCa 合金晶界处占主导地位。因此，AM80-xCa 合金的晶界在蠕变过程中得到更长效的钉扎，限制了晶界滑移和迁移。
显示了合金蠕变100 h 后纵向截面的金相照片，图中A 区代表非连续析出的β-Mg17Al12 相，B 区代表连续析出的β-Mg17Al12 相。显示了合金蠕变100 h 后纵向截面的SEM 形貌。
虽然AM80-xCa 合金的蠕变性能较AM80 合金有所改善，但在AM80-xCa 合金中，Al2Ca相依然是大块或者骨骼状，这种形貌很容易导致其在受力过程中产生应力集中效应而萌生裂纹、扩展而导致合金过早断裂，从而降低其抑制晶界滑动的效果，恶化合金的蠕变性能。另外，合金晶界处及晶界附近骨骼状β 相及高温过程中非连续析出的β 相始终不利于合金蠕变性能的提高。
在AM80-xCa 合金的基础上添加微量的变质剂Sr，Sr 对AM80-1.3Ca 合金组织中β 相和Al2Ca 相的形态、数量及分布有明显的影响。对于AM80-1.3Ca-0.5Sr 合金来说，0.5% Sr最大程度减少了组织中低熔点β 相的生成，降低了β 相软化、粗化对合金抗蠕变性提高所带来的负面影响；也生成了一定数量的Al4Sr 相，使Al2Ca 和Al4Sr 高熔点相在晶界附近的体积分数增加，虽然这些高熔点相呈一定程度的网状分布，但却能更好地抑制高温低应力下晶界的滑移和迁移。另外，0.5% Sr 使合金基体中Al 的固溶度有所提高，这无疑有助于阻碍合金在蠕变过程中位错的滑移和攀移，从而在一定程度上减少蠕变变形的进程。在高温蠕变过程中，Mg-Al 系合金晶界处非连续析出的β 相呈薄片状并与晶界几乎成直角，不仅为晶界滑移提供了更多的滑移表面，同时为临近晶粒的变形提供了额外的自由度，因而使晶界滑移和晶界迁移更易进行，不利于合金的抗蠕变性能。虽然AM80-1.3Ca-0.5Sr 合金基体中Al 的过饱和固溶度被提高，但显示，合金晶界附近非连续析出相的数量却变得更少，组织稳定性更高，这些组织变化均有利于合金蠕变性能的提高。
按照Sr 在AM80-xCa 合金中的作用效果可推知，随Sr 的质量分数由0.1%增加至0.5%，AM80-1.3Ca-Sr 合金的蠕变性能是逐步提高的。但是实验结果显示，AM80-1.3Ca-0.3Sr 合金的蠕变性能却突然恶化。由中AM80-1.3Ca-0.3Sr 合金组织可知，合金的二次相基本呈长条状或针状分布于晶界处，这种二次相的形貌特征从理论上讲，极易降低晶粒间的强度，并使合金在较低载荷下产生应力集中而萌生裂纹，不利于阻碍晶界滑动。因此，可以认定AM80-1.3Ca-0.3Sr 合金这种二次相形貌的特征是导致蠕变性能恶化的主要因素。
4 结论
1）0.1%～0.5% Sr 对AM80-1.3Ca 合金中Al2Ca 相有较强的变质作用。通过Sr 对Al2Ca相颗粒的吸附和变质作用，使得该相由类似骨骼状逐渐变为小块状或条状，弥散分布在晶界处。随Sr 的质量分数由0.1%增至0.5%，Sr 逐步抑制β-Mg17Al12 相的析出，同时提高了Al2Ca相在晶界处的体积分数。
2）200 ℃/56 MPa 条件下，由于Al2Ca 相的弥散分布及体积分数的增加对阻止晶界滑动非常有利。AM80-1.3Ca-0.5Sr 合金的蠕变性能最优，其稳态蠕变速率和100 h 蠕变量又分别低至1.7×10-9 s-1 和0.8%。但是由于AM80-1.3Ca-0.3Sr 合金中二次相呈长条状分布，降低了晶界强度，易导致应力集中效应，其蠕变性能出现大幅恶化。
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