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小研Sr 對AM80-1.3Ca 鎂合金耐熱性能的影響
引言
Mg-Al 系鎂合金具有較高的室溫強(qiáng)度、優(yōu)良的鑄造工藝性能和良好的耐蝕性等優(yōu)點(diǎn)，是鎂合金領(lǐng)域研究和應(yīng)用的重點(diǎn)[1-2]。目前普遍認(rèn)為，低成本的堿土元素Ca 和Sr 對鎂合金的蠕變性能改善有益[3-6]。合金中添加Ca 能使鎂合金的一些性能得到提高，并使它們的高溫蠕變性能和高溫硬度得以一定程度的改善。但是，由于存在不可忽視的鑄造缺陷，如冷隔、熱裂和粘模問題，限制了其進(jìn)一步應(yīng)用[7]。Sr 在Mg-Al 系合金中的合金化作用機(jī)制同Ca 類似，國外也已開發(fā)出性能較好的AJ 系列合金[8]。但是此類合金的熔化及澆注溫度較高，壓鑄條件苛刻，且合金中含有大量Sr 元素，其價格也會高于以鈣和混合稀土為主要成分的合金價格。國內(nèi)外學(xué)者也研究了在Mg-Al 系合金中加Ca 后，再添加質(zhì)量分?jǐn)?shù)1%～4%的Sr 來改善Mg-Al-Ca 合金各方面性能的不足[9]。盡管如此，僅從Sr 的含量方面對此類合金進(jìn)行評估，其仍擺脫不了上述AJ 系列合金的缺陷。Sr 作為一種變質(zhì)、修復(fù)劑早已在Al 合金(特別是Al-Si合金)中廣泛應(yīng)用[10-13]。該元素對合金的基體和二次相的形態(tài)、數(shù)量和分布都有明顯的改善。
因此，考慮在Mg-Al-Ca 合金中添加一定量的Sr (質(zhì)量分?jǐn)?shù)0.05%～1%)來對鎂合金的基體和二次相的形態(tài)、數(shù)量和分布進(jìn)行變質(zhì)、修復(fù)，以期改善Mg-Al-Ca 合金的不足，提高合金的耐熱性及合金的各方面綜合性能，開發(fā)出真正低成本、高強(qiáng)度及高耐熱性的鎂合金。
1 實(shí)驗(yàn)材料及方法
配制合金的主要原料(純度)為：鎂(99.98%)，鋁(99.6%)，鋅(99.9%)，電解錳(95%)，鍶以Al-10%Sr 中間合金的形式加入。實(shí)驗(yàn)合金的成分見表1。合金熔煉過程用RJ2 號熔劑阻燃、精煉，之后在740 ℃下澆鑄到預(yù)熱250 ℃的金屬模中。
合金的蠕變性能用GWTA304 高溫蠕變持久試驗(yàn)機(jī)測試。蠕變試樣按ASTM 標(biāo)準(zhǔn)加工，其標(biāo)距尺寸為φ10 mm×50 mm。測試在200 ℃/56 MPa 的物理?xiàng)l件下進(jìn)行，各試樣恒溫持續(xù)加載時間均為100 h。
利用Leitz-MM-6 臥式金相顯微鏡和JEOL JSM-5600LV 型掃描電鏡(SEM)分析合金的組織。
2 結(jié)果
2.1 合金的鑄態(tài)組織
是AM80-1.3Ca 合金經(jīng)Sr 變質(zhì)后的金相組織。AM80-1.3Ca 合金晶界上分布著連續(xù)網(wǎng)狀的二次相。當(dāng)Sr 的質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.1%時，晶界處二次相有少許離散，但大部分還是呈聚集塊狀分布。當(dāng)Sr 的質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.2%時，二次相變成短棒狀或顆粒狀，且基本呈彌散分布狀態(tài)。當(dāng)Sr 的質(zhì)量分?jǐn)?shù)增至0.3%時，二次相離散分布程度進(jìn)一步加大，但其形態(tài)卻變成了長條狀或者針狀。當(dāng)Sr 的質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.5%時，晶界處二次相又重新大致呈網(wǎng)狀分布，但網(wǎng)狀程度較輕。
2.2 合金的蠕變性能
是本實(shí)驗(yàn)系列合金在200 ℃/56 MPa 條件下的蠕變曲線分別是由合金蠕變曲線統(tǒng)計(jì)出的100 h 內(nèi)蠕變總延伸率和第2 階段蠕變速率(穩(wěn)態(tài)蠕變速率)。由可知，AM80-1.3Ca 合金的穩(wěn)態(tài)變形速率和100 h 內(nèi)的蠕變延伸率分別為3.5×10-9 s-1 和1.3%。
在AM80-1.3Ca 合金的基礎(chǔ)上，添加0.2% Sr 后，合金的抗蠕變性有所提高，但幅度不大。
當(dāng)Sr 的質(zhì)量分?jǐn)?shù)增至0.3%時，合金的抗蠕變性突然下降，其穩(wěn)態(tài)蠕變速率和100 h 蠕變量分別達(dá)7.1×10-9 s-1 和2.3%。當(dāng)Sr 的質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.5 時，合金的穩(wěn)態(tài)蠕變速率和100 h 蠕變量又分別降至1.7×10-9 s-1 和0.8%，此時AM80-1.3Ca-0.5Sr 合金的抗蠕變性為本實(shí)驗(yàn)合金系中最優(yōu)。
3 分析討論
在 Mg-Al 系合金AM80 中，添加一定量的Ca 可對合金組織中的物相的組織晶粒度產(chǎn)生較大的影響[14-15]；而在AM80-Ca 合金中加入一定量的變質(zhì)劑Sr，合金的組織也將產(chǎn)生較明顯的變化。據(jù)筆者前期對AM80-Ca-Sr 合金組織的研究結(jié)果可知，在AM80-1.3Ca 合金的組織由基體Mg 和一定量的晶界相Al2Ca 和Mg17Al12 相組成。其中Al2Ca 相系高熔點(diǎn)相，對合金耐熱性的提高有利，Mg17Al12 相系低熔點(diǎn)共晶相，對合金耐熱性的提高不利。0.1%～0.5%Sr 對AM80-1.3Ca 合金中Al2Ca 相有較強(qiáng)的變質(zhì)作用。通過Sr 對Al2Ca 相顆粒的吸附和變質(zhì)作用，使得該相由類似骨骼狀逐漸變?yōu)樾K狀或條狀，彌散分布在晶界處。隨Sr 的質(zhì)量分?jǐn)?shù)由0.1%增至0.5%，基體中Al 原子的固溶度逐漸增加，降低了合金凝固時剩余液相中Al 原子分?jǐn)?shù)，從而進(jìn)一步抑制了β-Mg17Al12 相的析出，同時也提高了Al2Ca 相在晶界處的體積分?jǐn)?shù)。加Sr 后，AM80-1.3Ca 合金組織中高熔點(diǎn)相Al2Ca 的增加和低熔點(diǎn)相Mg17Al12 的減少對提高合金耐熱性非常有利。
目前的研究表明[16]，鎂合金的蠕變主要通過位錯滑移和晶界滑動2 種方式進(jìn)行。
本實(shí)驗(yàn)合金的蠕變是在200℃/56 MPa 的條件下實(shí)施的，此條件可大致認(rèn)為是高溫低應(yīng)力環(huán)境。因此，按照目前研究者對鎂合金蠕變機(jī)制在不同條件下普遍的研究結(jié)果可知，本實(shí)驗(yàn)系列合金的主要蠕變機(jī)制可認(rèn)為是由晶界滑移和晶界遷移導(dǎo)致的晶界滑動，而位錯滑移可認(rèn)為是合金蠕變過程中次要的機(jī)制。
許多研究表明[17]，Mg-Al 系的AZ91 合金高溫蠕變性能差的主要原因是分布在晶界的β相(Mg17Al12)熔點(diǎn)較低(473℃)，在高溫條件下易變形，無法釘扎住晶界，導(dǎo)致晶界滑動。因此，控制合金晶界處低熔點(diǎn)β 相的數(shù)量，重新生成高熔點(diǎn)的晶界強(qiáng)化相，且使其均勻彌散分布就成為改變Mg-Al 系合金蠕變性能的關(guān)鍵。通過研究在AM80 合金基礎(chǔ)上加入Ca 后的AM80-xCa 合金的組織變化情況，可知Ca 的添加大幅抑制了β 相的共晶析出，且生成了高熔點(diǎn)Al2Ca 相。Al2Ca 相在高溫過程中基本不出現(xiàn)軟化、分解等變化，且該相的體積分?jǐn)?shù)在AM80-xCa 合金晶界處占主導(dǎo)地位。因此，AM80-xCa 合金的晶界在蠕變過程中得到更長效的釘扎，限制了晶界滑移和遷移。
顯示了合金蠕變100 h 后縱向截面的金相照片，圖中A 區(qū)代表非連續(xù)析出的β-Mg17Al12 相，B 區(qū)代表連續(xù)析出的β-Mg17Al12 相。顯示了合金蠕變100 h 后縱向截面的SEM 形貌。
雖然AM80-xCa 合金的蠕變性能較AM80 合金有所改善，但在AM80-xCa 合金中，Al2Ca相依然是大塊或者骨骼狀，這種形貌很容易導(dǎo)致其在受力過程中產(chǎn)生應(yīng)力集中效應(yīng)而萌生裂紋、擴(kuò)展而導(dǎo)致合金過早斷裂，從而降低其抑制晶界滑動的效果，惡化合金的蠕變性能。另外，合金晶界處及晶界附近骨骼狀β 相及高溫過程中非連續(xù)析出的β 相始終不利于合金蠕變性能的提高。
在AM80-xCa 合金的基礎(chǔ)上添加微量的變質(zhì)劑Sr，Sr 對AM80-1.3Ca 合金組織中β 相和Al2Ca 相的形態(tài)、數(shù)量及分布有明顯的影響。對于AM80-1.3Ca-0.5Sr 合金來說，0.5% Sr最大程度減少了組織中低熔點(diǎn)β 相的生成，降低了β 相軟化、粗化對合金抗蠕變性提高所帶來的負(fù)面影響；也生成了一定數(shù)量的Al4Sr 相，使Al2Ca 和Al4Sr 高熔點(diǎn)相在晶界附近的體積分?jǐn)?shù)增加，雖然這些高熔點(diǎn)相呈一定程度的網(wǎng)狀分布，但卻能更好地抑制高溫低應(yīng)力下晶界的滑移和遷移。另外，0.5% Sr 使合金基體中Al 的固溶度有所提高，這無疑有助于阻礙合金在蠕變過程中位錯的滑移和攀移，從而在一定程度上減少蠕變變形的進(jìn)程。在高溫蠕變過程中，Mg-Al 系合金晶界處非連續(xù)析出的β 相呈薄片狀并與晶界幾乎成直角，不僅為晶界滑移提供了更多的滑移表面，同時為臨近晶粒的變形提供了額外的自由度，因而使晶界滑移和晶界遷移更易進(jìn)行，不利于合金的抗蠕變性能。雖然AM80-1.3Ca-0.5Sr 合金基體中Al 的過飽和固溶度被提高，但顯示，合金晶界附近非連續(xù)析出相的數(shù)量卻變得更少，組織穩(wěn)定性更高，這些組織變化均有利于合金蠕變性能的提高。
按照Sr 在AM80-xCa 合金中的作用效果可推知，隨Sr 的質(zhì)量分?jǐn)?shù)由0.1%增加至0.5%，AM80-1.3Ca-Sr 合金的蠕變性能是逐步提高的。但是實(shí)驗(yàn)結(jié)果顯示，AM80-1.3Ca-0.3Sr 合金的蠕變性能卻突然惡化。由中AM80-1.3Ca-0.3Sr 合金組織可知，合金的二次相基本呈長條狀或針狀分布于晶界處，這種二次相的形貌特征從理論上講，極易降低晶粒間的強(qiáng)度，并使合金在較低載荷下產(chǎn)生應(yīng)力集中而萌生裂紋，不利于阻礙晶界滑動。因此，可以認(rèn)定AM80-1.3Ca-0.3Sr 合金這種二次相形貌的特征是導(dǎo)致蠕變性能惡化的主要因素。
4 結(jié)論
1）0.1%～0.5% Sr 對AM80-1.3Ca 合金中Al2Ca 相有較強(qiáng)的變質(zhì)作用。通過Sr 對Al2Ca相顆粒的吸附和變質(zhì)作用，使得該相由類似骨骼狀逐漸變?yōu)樾K狀或條狀，彌散分布在晶界處。隨Sr 的質(zhì)量分?jǐn)?shù)由0.1%增至0.5%，Sr 逐步抑制β-Mg17Al12 相的析出，同時提高了Al2Ca相在晶界處的體積分?jǐn)?shù)。
2）200 ℃/56 MPa 條件下，由于Al2Ca 相的彌散分布及體積分?jǐn)?shù)的增加對阻止晶界滑動非常有利。AM80-1.3Ca-0.5Sr 合金的蠕變性能最優(yōu)，其穩(wěn)態(tài)蠕變速率和100 h 蠕變量又分別低至1.7×10-9 s-1 和0.8%。但是由于AM80-1.3Ca-0.3Sr 合金中二次相呈長條狀分布，降低了晶界強(qiáng)度，易導(dǎo)致應(yīng)力集中效應(yīng)，其蠕變性能出現(xiàn)大幅惡化。
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參考文獻(xiàn)
[1] Polmear I J. Magnesium alloys and applications [J]. Mater Sci Technol, 1994, 10(1): 1-16.
[2] Mordike B L, Ebert T. Magnesium properties-application-potential [J]. Mater Sci Eng A, 2001, 302(1): 37-45.
[3] 陳振華, 嚴(yán)紅革, 陳吉華, 等. 鎂合金 [M]. 北京: 化學(xué)工業(yè)出版社, 2004: 14-18.Chen Zhenhua, Yan Hongge, Chen Jihua, et al. Magnesium alloys [M]. Beijing: Chemistry Industrial Press, 2004:14-18.
[4] JAE JOONG KIM, DO SUCK HAN. Recent Development and Applications of Magnesium Alloys in theHyundai and Kia Motors Corporation [J]. Materials transactions, 2012, 49(5): 894-897.
[5] Alan A. Luo, Recent Magnesium Alloy Development for Automotive Powertrain Applications [J]. MaterialsScience Forum, 2003,419-422: 57-66
[6] Aghion E, Moscovitch N, Arnon A. Solidification characteristics of newly developed die castmagnesium alloy MRI153M [J]. Mater Sci Technol, 2007, 23(3): 270-275.
[7] Powell B R, Rezhets V, Luo A A, et al. Creep-resistant Magnesium Alloy Die Casting：United States Patent,6264763[P]. 2001-07-24.
[8] Eric B, Pierre L, Pekguleryuz M O. Elevated temperature Mg-Al-Sr creep resistance, mechanical properties,and microstructure [J]. JOM, 2003, 55(11): 34-39.
[9] Bai Jing, Sun Yangshan, Xun Shan, et al. Microstructure and tensile creep behavior of Mg–4Al basedmagnesium alloys with alkaline-earth elements Sr and Ca additions [J]. Mater Sci Eng A, 2006, 419(1/2): 181-188.
[10] Liu Xiangfa, Wu Yuying, Bian Xiufang. The nucleation sites of primary Si in Al-Si alloys after addition ofboron and phosphorus [J]. J Alloys Compd, 2005, 391(1/2): 90-94.
[11] Shabestari S G, Ghodrat S. Assessment of modification and formation of intermetallic compounds inaluminum alloy using thermal analysis [J]. Mater Sci Eng A, 2007, 467(1/2): 150-158.
[12] Knuutinen A, Nogita K, McDonald S D, et al. Modification of Al-Si alloys with Ba,Ca,Y,Yb [J]. J Light Met,2001, 1(4): 229-240.
[13] Guo E J, Ma B X, Wang L P. Modification of Mg2Si morphology in Mg-Si alloys with Bi [J]. J Mater ProcessTechnol, 2012, 206(1/3): 161-166.
[14] Li Shuangshou S , Tang Bin, Zeng Daben . Effects and mechanism of Ca on refinement of AZ91D alloy [J]. JAlloys Compd, 2007, 437(1/2): 317-321.
[15] Lee Y C, Dahle A K, StJohn D H. Grain refinement of magnesium [J]. TMS Annu Meet, 2000: 211-218.
[16] Mordike B L. Development of highly creep resistant magnesium alloys [J]. J Mater Process Technol, 2001,117(3): 391-394.
[17] Luo A, Pekguleryuz M O. Review cast magnesium alloys for elevated temperature applications [J]. J MaterSci, 1994, 29(20): 5259-5271.
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