許春香，鞠 輝，張志瑋

(太原理工大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，太原 030024)

隨著世界能源危機(jī)與環(huán)境污染資源危機(jī)問題的日趨嚴(yán)重，汽車的質(zhì)量大小對(duì)其能量消耗起著重要的作用。研究表明[1-3]，一輛轎車的質(zhì)量減少10%，油耗量可降低5%～6%。鎂合金具有密度低、比強(qiáng)度和比剛度高、散熱性和屏蔽性好、無污染以及鑄造、切削加工性能優(yōu)異和易回收等一系列優(yōu)點(diǎn)[4-5]。此外，鎂合金還是優(yōu)良的減震材料。因此，鎂合金是汽車行業(yè)最理想的材料選擇。目前，在汽車行業(yè)中，鎂合金廣泛地應(yīng)用于閥套、轉(zhuǎn)向盤軸、離合器殼體、儀表盤等汽車零部件[6-7]。Sr作為一種變質(zhì)劑和修復(fù)劑早在Al合金中得到廣泛的應(yīng)用。該元素對(duì)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。冒國兵等[8]在AZ91合金中添加Sr后發(fā)現(xiàn)，Sr能夠顯著減小晶粒尺寸(晶粒尺寸從250 μm降至120 μm)，降低顯微縮松，并研究了Sr對(duì)AM50鎂合金高溫性能的影響。李落星等[9]研究了Ca和Sr復(fù)合加入對(duì)AM80合金顯微組織和力學(xué)性能的影響，同時(shí)又闡述了其對(duì)AM80高溫蠕變性能的影響。湯彬等[10]、BAI等[11]和 HIRAI等[12]研究了Ca和Sr復(fù)合添加對(duì)Mg-Al合金性能的影響，結(jié)果表明：Ca能提高的抗熱裂性，但合金的耐熱性大幅降低；Sr可以對(duì)加Ca合金起到變質(zhì)和修復(fù)作用，但對(duì)抗熱裂性的改善不明顯。AM80鑄造鎂合金具有良好的伸長(zhǎng)率、韌性、抗沖擊能力，但關(guān)于Sr對(duì) AM80鎂合金在常溫下的力學(xué)性能未見文獻(xiàn)報(bào)道。因此，基于以上研究背景，在本實(shí)驗(yàn)中，本文作者在以 AM80鎂合金為基體的基礎(chǔ)上單獨(dú)添加Sr來研究其對(duì)AM80鎂合金顯微組織和室溫下力學(xué)性能的影響，旨在為開發(fā)成本低鑄造性能和綜合力學(xué)性能優(yōu)異的鎂合金提供指導(dǎo)。

1 實(shí)驗(yàn)

本試驗(yàn)用 AM80系鎂合金采用工業(yè)純鎂錠(99.5%，質(zhì)量分?jǐn)?shù))、純鋁(99.5%)、Al-Be、Al-10%Mn、Mg-10%Sr中間合金，在井式坩堝電阻爐中熔煉，分別選用 RJ-6和RJ-2 作為覆蓋劑和精煉劑。當(dāng)熔體溫度達(dá)到740 ℃時(shí)，加入含Sr中間合金并進(jìn)行機(jī)械攪拌以混合均勻，然后采用金屬模具在 700 ℃澆注制得。所有原料裝爐前均要在 200 ℃的烘干箱中進(jìn)行烘干，試驗(yàn)合金成分參見下表 1。采用晶粒截點(diǎn)法測(cè)定晶粒尺寸：首先，將試樣進(jìn)行腐蝕，再借助測(cè)微尺測(cè)量合金的晶粒尺寸(在相同放大倍率下)，在不同視場(chǎng)下利用公式測(cè)量3次求平均值。用XJ-16A 型光學(xué)顯微鏡分析合金的顯微組織，并用Y-2000型X射線衍射分析儀測(cè)定合金的相組成，采用附帶Oxford型能譜儀(EDS)的 JSU-6700F型掃描電鏡(SEM)分析合金的微觀組織以及檢測(cè)其中Sr元素的分布。

表1 AM80合金的化學(xué)成分Table 1 Chemical compositions of AM80 alloys

采用 HB-3000型布氏硬度計(jì)測(cè)試合金的宏觀硬度，試驗(yàn)力為625 N，加載時(shí)間為30 s；用DNS100 型電子萬能試驗(yàn)機(jī)測(cè)試合金的抗拉強(qiáng)度，抗拉試樣采用圓形試棒(見圖1)，拉伸速度為0.5 mm/min。

圖1 拉伸試樣示意圖Fig. 1 Schematic diagram for tensile testing samples (Unit:mm)

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果

2.1 晶粒尺寸與鑄態(tài)組織

添加不同量Sr后AM80鎂合金樣品的組織如圖2所示。與未添加Sr的樣品相比(見圖2(a))，添加Sr后的晶粒尺寸明顯細(xì)化。隨著Sr含量的增加，晶粒尺寸變小，晶粒也變得更為均勻。在添加 Sr之前 AM80合金的晶粒尺寸比較粗大，隨著Sr加入量增多，晶粒尺寸有增大的趨勢(shì)，但是仍然比AM80基體晶體尺寸小很多，在本實(shí)驗(yàn)條件下，Sr對(duì)AM80合金晶粒尺寸的影響見表2。

表2 Sr對(duì)AM80合金平均晶粒尺寸的影響Table 2 Effects of Sr on average grain size of AM80 alloy

圖3所示為AM80鎂合金添加不同Sr含量的XRD譜。由圖可知，它由α-Mg、β-Mg17Al12和Al4Sr組成。隨著Sr的含量的增加，α-Mg的衍射峰逐漸左移，Al4Sr衍射峰出現(xiàn)并逐漸增強(qiáng)，表明Al4Sr的含量隨著Sr的含量的增多而增加，并且逐漸溶入基體中從而導(dǎo)致α-Mg峰左移。

圖2 不同Sr含量時(shí)AM80鎂合金的顯微組織Fig. 2 Microstructures of AM80 magnesium alloy with different contents of Sr: (a) Without Sr; (b)1%Sr; (c)1.5%Sr; (d) 2%Sr;(e) 2.5%Sr; (f) 3%Sr

圖2(a)～(f)所示為添加不同Sr含量的AM80鎂合金的鑄態(tài)組織。由圖 2(a)可以看出，在未添加 Sr的AM80鎂合金中，鑄態(tài)合金組織較為粗大，主要以初生相α-Mg相為基體，β-Mg17Al12主要以骨骼狀存在于晶體當(dāng)中。合金元素Sr的加入，在很大程度上改變了合金的鑄態(tài)組織形貌，添加 1%Sr時(shí)(見圖 2(b))，可細(xì)化組織，骨骼狀的β-Mg17Al12相轉(zhuǎn)變?yōu)榧?xì)針狀。繼續(xù)添加1.5%Sr，此時(shí)晶粒大小相對(duì)1%Sr更為細(xì)化，而且顆粒狀相增加(見圖2(c))。隨合金中Sr含量的增加，當(dāng)加入量達(dá)到2%時(shí)，骨骼狀的β-Mg17Al12相減少，并且出現(xiàn)少量網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)(見圖2(d))。當(dāng) Sr加入量超過2.5%時(shí)，網(wǎng)狀數(shù)量相對(duì)增多，網(wǎng)格粗化，作為強(qiáng)化相的網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)多呈連續(xù)狀態(tài)(見圖2(e))。當(dāng)Sr加入量超過 3%時(shí)強(qiáng)化相的組織形貌進(jìn)一步發(fā)生改變，從而使得組織變得粗化，如圖2(f)所示。

2.2 β-Mg17Al12相形貌及析出相

圖4所示為AM80合金分別添加1%Sr、1.5%Sr、3%Sr的鑄態(tài)SEM像。從圖4可以看出，含1%Sr的AM80鎂合金的β-Mg17Al12相呈連續(xù)不規(guī)則的顆粒狀或者條狀分布在晶界和枝晶間。當(dāng)Sr含量達(dá)到1.5%時(shí)，出現(xiàn)長(zhǎng)條狀新相Al4Sr，同時(shí)β-Mg17Al12數(shù)量減少并多以圓點(diǎn)狀存在，少數(shù)呈長(zhǎng)條狀。當(dāng) Sr含量達(dá)到3%時(shí)，Al4Sr相主要以網(wǎng)格狀分布于基體中，β-Mg17Al12相幾乎消失。

圖3 不同Sr含量時(shí)AM80合金的XRD譜Fig. 3 XRD patterns of AM80 alloys with different contents of Sr

圖5所示為添加1.5%Sr后AM80的SEM像和EDS能譜分析結(jié)果。從圖5可以看出，A點(diǎn)處圓點(diǎn)或者牙齒狀相不含Sr，而Mn元素含量很高，可以認(rèn)為Mn和Al結(jié)合生成微量的Al-Mn相，Al與Mn摩爾比為1.78，與Al8Mn5接近，同樣與北京大學(xué)王榮明教授的研究結(jié)果相符[13]，Al8Mn5以圓點(diǎn)狀或者牙齒狀形式存在，并且呈彌散分布。B點(diǎn)處含有Sr，根據(jù)摩爾比可判斷為Al4Sr。C點(diǎn)處為β-Mg17Al12。

2.3 Sr對(duì)AM80鎂合金力學(xué)性能的影響

圖4 不同Sr含量時(shí)AM80合金的SEM像Fig. 4 SEM images of AM80 magnesium alloy with different contents of Sr: (a) 1%Sr; (b) 1.5%Sr; (c) 3%Sr

圖5 鑄態(tài)AM80-1.5Sr的SEM像及EDS分析結(jié)果Fig. 5 SEM image(a) of as-cast AM80 alloy with 1.5%Sr and EDS results of spots A(b), B(c) and C(d)

表3 室溫下合金的拉伸性能Table 3 Tensile properties of alloys at room temperature

圖6 不同Sr含量時(shí)AM80合金的室溫拉伸性能Fig. 6 Tensile properties of alloys with different contents of Sr at room temperature

圖7 不同Sr含量時(shí)AM80合金的硬度Fig. 7 Macro-hardness of AM80 magnesium alloy with different contents of Sr

AM80合金室溫力學(xué)性能的測(cè)試結(jié)果見表3所列。隨著Sr含量的增加，合金的抗拉強(qiáng)度先增大后減小，而合金的伸長(zhǎng)率和屈服強(qiáng)度有所增加但變化不大。如圖6所示，添加1.5%Sr和2%Sr能明顯改善AM80的性能，但是繼續(xù)添加抗拉強(qiáng)度會(huì)下降。Sr對(duì)AM80鎂合金的硬度影響如圖7所示，不含Sr時(shí)AM80合金的硬度初始值為 49.9HB，當(dāng) Sr的添加量達(dá)到 1.5%時(shí)AM80合金的硬度上升到最大值 60.5HB，繼續(xù)添加Sr時(shí)合金硬度下降。圖8所示為 AM80合金在不同Sr含量時(shí)的室溫拉伸斷口形貌。由圖可知，不含 Sr的拉伸斷口比較平齊，存在解理臺(tái)階，呈解理斷裂，這是由于Mg屬于密排六方(HCP)晶系，滑移面和滑移系都比較少，塑性變形程度小。隨著 Sr含量增加到1.5%時(shí)，并沒有發(fā)現(xiàn)解理臺(tái)階的存在，但是明顯存在一些撕裂棱和韌窩，韌窩較小而且密集，這種斷裂方式為韌窩斷裂。當(dāng)繼續(xù)添加Sr達(dá)到3%時(shí)，發(fā)現(xiàn)存在明顯的河流花樣，為典型的解理斷裂。因此，AM80鎂合金在添加Sr的過程中，斷裂方式由解理斷裂向韌性斷裂，再向解理斷裂方式轉(zhuǎn)變。

圖8 不同Sr含量時(shí)AM80合金的室溫拉伸斷口FESEM像Fig. 8 Tensile fracture FESEM images of AM80 magnesium alloy at room temperature with different contents of Sr:(a) Without Sr; (b) 1.5%Sr; (c) 3%Sr

3 分析與討論

3.1 Sr對(duì)晶粒尺寸的影響

圖9所示為AM80-3%Sr的背散射像。從圖9可以看出，活性元素Sr幾乎不溶于α-Mg基體，而在枝晶間有一定的富集。因此，凝固時(shí)在固/液界面的前沿易發(fā)生偏聚形成成分過冷，從而形成過冷來抑制晶核的生長(zhǎng)，合金的基體組織得到細(xì)化。合金元素阻礙晶粒長(zhǎng)大的程度可以用生長(zhǎng)阻礙因子GRF表示：

式中：mi為二元相圖中的液相線斜率(設(shè)為直線)，c0,i為第i個(gè)元素的初始濃度，ki為溶質(zhì)平衡分配系數(shù)。從式(1)可以看出，GRF的數(shù)值越大，合金元素抑制合金晶粒生長(zhǎng)的能力越強(qiáng)，而所達(dá)到的晶粒細(xì)化效果就越好。

圖9 鑄態(tài)AM80-3%Sr的背散射像Fig. 9 Backscattered electron image of as-cast AM80 with 3%Sr

3.2 Sr對(duì)組織形貌的影響

對(duì)于Al含量較高的Mg-Al合金，由于在共晶溫度時(shí)仍然存在大量的液態(tài)相，這使得α-Mg相枝晶在液相中繼續(xù)生長(zhǎng)，直到達(dá)到一定的過冷度時(shí)，β相依附在α-Mg相枝晶形核，繼而得到共晶組織，因此共晶組織的形貌由初生α-Mg枝晶相決定。KINJI等[14]在Sr在鎂合金起到變質(zhì)作用的試驗(yàn)中得到Sr能使二次相的形貌特征及分布區(qū)域大小發(fā)生變化的結(jié)論。Sr的加入對(duì)β-Mg17Al12相的析出有抑制作用。未加入Sr的Mg-Al基合金中第二相為β-Mg17Al12相，β-Mg17Al12相的熱穩(wěn)定性差，而二次析出的β-Mg17Al12相形貌粗大，所以導(dǎo)致合金的高溫力學(xué)性能較低。加入的 Sr元素能夠優(yōu)先與 Al形成化合物，抑制了β-Mg17Al12相的形成，并且這類化合物有較高的穩(wěn)定性。Mg、Al和Sr這3種元素之間親和力大小的判定可以通過電負(fù)性差值的方法確定，元素之間的電負(fù)性差值越大，則這兩元素間親和力越大，越能形成穩(wěn)定的化合物。Mg、Al、Sr的電負(fù)性分別為χAl=1.5、χMg=1.2、χSr=1.0[15]，由此可見Al和Sr的電負(fù)性差值ΔχAl-Sr=0.5大于Mg和Sr之間的電負(fù)性差值ΔχMg-Al=0.3。Al、Sr之間親和力要強(qiáng)于Mg、Al之間的親和力，所以更容易形成穩(wěn)定的化合物。此外，Al在固液界面的富集速度沒有 Sr的快，因此在凝固過程中富集速度比 Sr的慢，在與Sr形成Al4Sr相后，Al的含量大大降低，所以無法與其他合金元素形成新相，這也解釋了隨Sr含量的增加β-Mg17Al12相減少的原因。隨著Sr含量的逐漸增加到2.5%時(shí)，Al4Sr組織變成粗大的網(wǎng)格狀。

3.3 Sr對(duì)力學(xué)性能的影響

硬度測(cè)試結(jié)果顯示，試驗(yàn)合金的硬度值隨Sr含量的增加而遞增，且在Sr含量為0～2%之間時(shí)增加的幅度最大，主要因?yàn)樘砑拥腟r，少部分以固溶形式存在，其余通過富集的方式，參與強(qiáng)化相的形成。強(qiáng)化相Al4Sr是一種脆性很高的相，是合金凝固期間離異共晶的產(chǎn)物[16]，以點(diǎn)狀或者枝狀分布于晶界或者枝晶間隙中間，而α-Mg基體組織又很軟，這就相當(dāng)于在很軟的基體嵌入硬質(zhì)顆粒。而后，隨 Sr含量的增加，β-Mg17Al12相會(huì)逐漸消失，導(dǎo)致析出強(qiáng)化作用消失以及組織形態(tài)的改變，因此強(qiáng)度下降。

室溫抗拉強(qiáng)度的測(cè)試結(jié)果表明：添加Sr可以產(chǎn)生Al4Sr相，并且彌散在基體中，能夠強(qiáng)化晶界，阻礙位錯(cuò)滑移，根據(jù) Orowan機(jī)制滑動(dòng)位錯(cuò)遇到這種阻礙將變得彎曲[17]，隨著位錯(cuò)線的繼續(xù)向前滑動(dòng)，積累成環(huán)的 Al4Sr相質(zhì)點(diǎn)越多，位錯(cuò)通過的阻力也就越大，從而強(qiáng)化合金。在拉伸過程中，位相不同的晶粒通過發(fā)生轉(zhuǎn)變來協(xié)調(diào)變形，此時(shí)硬質(zhì)顆粒阻礙了這種晶粒間的轉(zhuǎn)動(dòng)，從而在晶粒內(nèi)部產(chǎn)生位錯(cuò)。繼續(xù)增大載荷，位錯(cuò)開始運(yùn)動(dòng)，當(dāng)位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)到硬質(zhì)顆粒界面時(shí)，將產(chǎn)生應(yīng)力集中。當(dāng)應(yīng)力超過極限強(qiáng)度時(shí)，將發(fā)生斷裂。顯而易見，Al4Sr這種硬質(zhì)顆粒會(huì)使合金強(qiáng)度提高，但是一旦形成粗大網(wǎng)狀后會(huì)使合金的力學(xué)性能下降。出現(xiàn)下降現(xiàn)象的原因是Mg-Al合金的力學(xué)性能在很大程度上取決于合金組織中出現(xiàn)的二次相的形態(tài)、大小、數(shù)量和分布[18-20]，當(dāng)Sr含量高于2.5%時(shí)，粗大網(wǎng)格狀的Al4Sr會(huì)割裂基體，導(dǎo)致力學(xué)性能下降。

4 結(jié)論

1) 添加Sr可顯著細(xì)化AM80鎂合金組織。在本實(shí)驗(yàn)的條件下，晶粒尺寸從425 μm降至211 μm。隨Sr含量的增加，組織由不連續(xù)骨骼狀、細(xì)小網(wǎng)格狀逐漸演變成連續(xù)粗大的網(wǎng)狀。

2) 添加 1%～2%Sr時(shí)，Mg17Al12由長(zhǎng)條狀變?yōu)轭w粒狀或者卵石狀，形成的新相 Al4Sr偏聚在晶界處。但隨著 Sr含量的繼續(xù)增加，Mg17Al12相消失，Al4Sr相也變?yōu)榇执蟮木W(wǎng)格狀。Al8Mn5以圓點(diǎn)狀或者牙齒狀形式存在并彌散分布。

3) 試驗(yàn)合金的布氏硬度值隨 Sr含量的增加呈先升后降趨勢(shì)，在 Sr含量為 1.5%時(shí)達(dá)到最大硬度值60.5HB。對(duì)試驗(yàn)合金的拉伸性能也有很大影響。當(dāng)添加1.5%Sr時(shí)，合金的拉伸性能在室溫狀態(tài)下最佳，抗拉強(qiáng)度最大值為160 MPa ，此時(shí)，伸長(zhǎng)率也達(dá)最大值15.04%。

4) 隨 Sr含量的增加，AM80鎂合金斷裂方式由解理斷裂向韌性斷裂，再向解理斷裂方式轉(zhuǎn)變。

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