胡 明， 高 晶， 任曉雪， 梁 巖

(1.佳木斯大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，黑龍江 佳木斯 154007;2.東北輕合金有限責(zé)任公司，哈爾濱 150060)

Mg-Sr-Al-Y合金的微觀組織結(jié)構(gòu)與高溫壓縮變形行為

胡 明1， 高 晶1， 任曉雪1， 梁 巖2

(1.佳木斯大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，黑龍江 佳木斯 154007;2.東北輕合金有限責(zé)任公司，哈爾濱 150060)

為改善鎂合金耐熱性能，以Mg-Sr-Y三元合金為基礎(chǔ)，采用“熔－浸”還原法，制備Mg-Sr-Al-Y合金。借助XRD、OM、SEM、TEM和帶有加熱裝置的萬(wàn)能拉伸試驗(yàn)機(jī)等手段，研究分析了Mg-Sr-Al-Y合金的顯微組織、力學(xué)性能和高溫壓縮變形機(jī)制。結(jié)果表明:Mg-Sr-Al-Y合金由α-Mg、Mg17Sr2和Al2Y相組成;Mg-Sr-Al-Y合金的流變應(yīng)力隨壓縮溫度升高而降低，隨應(yīng)變速率增大而提高;應(yīng)變速率較低時(shí)，Mg-Sr-Al-Y合金再結(jié)晶較為明顯。該研究通過(guò)添加金屬Al，明顯改善了Mg-Sr-Y合金的顯微組織，提高了Mg-Sr-Al-Y合金的高溫壓縮性能。

Mg-Sr-Al-Y合金;組織結(jié)構(gòu);高溫壓縮變形

0 引言

鎂合金作為目前比重最小的金屬結(jié)構(gòu)材料，具有較高的比強(qiáng)度、比剛度及良好的切削加工等性能，在汽車和電子通訊等行業(yè)中得到越來(lái)越廣泛的應(yīng)用，受到了人們的高度重視［1－2］。然而，鎂合金耐熱性不佳，限制了其在具有一定溫度環(huán)境下的使用。尤其是與鋁合金相比，具有較大的應(yīng)用差距［3］。因此，開發(fā)新型且能夠應(yīng)用于一定溫度環(huán)境下的鎂合金是當(dāng)前迫切需要解決的重要問(wèn)題。筆者在Mg-Sr-Y合金基礎(chǔ)上通過(guò)加入Al制備了Mg-Sr-Al-Y合金，對(duì)該合金進(jìn)行了熱擠壓加工，改善了Mg-Sr-Y合金的組織結(jié)構(gòu)，探討了Mg-Sr-Al-Y合金的高溫壓縮變形機(jī)理，論述了壓縮溫度、應(yīng)變速率及成分對(duì)Mg-Sr-Al-Y合金壓縮行為的影響，以期為新型耐熱鎂合金的研發(fā)提供新的思考途徑和理論基礎(chǔ)。

1 實(shí)驗(yàn)材料與方法

1.1 實(shí)驗(yàn)材料

實(shí)驗(yàn)主要原材料有:高純度工業(yè)鎂錠(w(Mg)=99.9%)，碳酸鍶粉(w(SrCO3)=99.9%)，鎂釔中間合金(w(Y)=25.0%)，工業(yè)純鋁錠(w(Al)=99.9%)，熔煉保護(hù)氣體為N2+SF6(φ(SF6)=2.0%)。

1.2 實(shí)驗(yàn)方法

采用“熔－浸”還原技術(shù)制備了Mg－Sr－Al－Y合金?！叭郏边€原法是使SrO(作為還原劑)和金屬M(fèi)g熔體在高溫下發(fā)生還原反應(yīng)，生成單質(zhì)鍶。鎂錠熔化后，在不同的溫度下保溫不同時(shí)間，依次加入氧化鍶粉、鎂釔合金和鋁錠，扒渣后進(jìn)行澆鑄。為消除合金制造過(guò)程中產(chǎn)生的缺陷，在一定溫度下進(jìn)行擠壓實(shí)驗(yàn)。實(shí)驗(yàn)條件為:擠壓比8:1，溫度673 K，速度0.1 mm/s。高溫壓縮實(shí)驗(yàn)是在帶有加熱裝置的CSS－44500萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行，變形溫度分別為300、425、475 和525 K，應(yīng)變速率分別為0.01、0.05、0.10和 1.00 s－1。采 用 OM、JSM-6360LV 型 SEM 和FeiTecnia G2-STWIN型 TEM進(jìn)行組織觀察，在D/Max 2500型X射線衍射儀上進(jìn)行相鑒定。

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 Mg-Sr-Al-Y合金的微觀組織結(jié)構(gòu)

2.1.1 Mg-Sr-Al-Y合金的顯微組織

圖1為Mg-3Sr-1Y和Mg-3Sr-4Al-1Y合金(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，下同)的微觀組織結(jié)構(gòu)。從圖1中可以看出，Mg-Sr-Y合金加入適量鋁后，枝晶減小，晶界變窄，晶粒得到了細(xì)化。

圖1 Mg－3Sr－1Y和Mg－3Sr－4Al－1Y合金的微觀組織結(jié)構(gòu)Fig.1 Microstructures of Mg-3Sr-1Y and Mg-3Sr-4Al-1Y alloys

圖2顯示Mg－3Sr－4Al－1Y的微觀組織結(jié)構(gòu)和X射線衍射譜。從圖2a中不難看出，在枝晶分界處分布著眾多的條狀和少量顆粒，枝晶內(nèi)分布著微量的顆粒狀物質(zhì)。從圖2b中不難判斷，Mg－Sr－Al－Y合金中的主要相為α－Mg、Mg17Sr2和Al2Y。結(jié)合相圖和XRD衍射結(jié)果可以判斷，條狀組織為Mg17Sr2，顆粒狀物質(zhì)為Al2Y。

通過(guò)比較Mg-Sr-Al-Y鎂合金體系中各元素的電負(fù)性［3－4］可知，理論上應(yīng)先形成 Al4Sr相，而后形成Al2Y，再生成Mg17Sr2和Mg24Y5相。但在該實(shí)驗(yàn)中，由于先加入SrO粉體，SrO被Mg置換后生成Sr，該Sr與Mg發(fā)生共晶反應(yīng)，形成Mg17Sr2與Mg的共晶組織。Sr的加入量較少，故產(chǎn)生的共晶組織為離異共晶，Mg17Sr2即為圖2a中的條狀組織。當(dāng)加入Al錠后生成了Al2Y相。該相的生成消耗了加入的金屬鋁和稀土Y使得熔體中未生成Al4Sr。Al2Y相是高溫耐熱相，對(duì)晶界的滑移和位錯(cuò)的移動(dòng)都起到了一定的阻礙作用［5］。這些高熔點(diǎn)相偏聚在晶界處，阻礙了晶界處二次枝晶和基體的晶粒長(zhǎng)大，細(xì)化了鎂合金的晶粒。實(shí)驗(yàn)進(jìn)一步表明，在鋁和稀土釔較少的情況下，隨著鋁質(zhì)量分?jǐn)?shù)的增加，Al2Y的數(shù)量逐漸增多。同時(shí)，也避免了Mg24Y5相的形成。稀土Y是活性元素，能夠顯著降低鎂合金中熔液的表面張力，進(jìn)而降低熔體中晶體的形核功，對(duì)細(xì)化晶粒具有顯著的效果［6］。稀土釔和鋁可以形成具有很高熔點(diǎn)Al2Y的金屬間化合物，其在金屬熔體凝固之前早已形成，這些先形成的金屬間化合物作為形核的核心可以阻止晶粒的繼續(xù)長(zhǎng)大，也起到了細(xì)化晶粒的目的。

圖2 Mg－3Sr－4Al－1Y的微觀組織和X射線衍射譜Fig.2 Microstructure and XRD spectrum of Mg-3Sr-4Al-1Y alloy

2.1.2 熱擠壓對(duì)Mg-Sr-Al-Y合金組織的影響

圖3所示為熱擠壓后Mg-Sr-Al-Y合金的顯微組織。由圖3a可見，沿?cái)D壓方向鑄態(tài)Mg-Sr-Al-Y合金中粗大的枝晶和析出相在三向壓應(yīng)力作用下晶粒逐步轉(zhuǎn)向與擠壓方向一致，呈現(xiàn)纖維狀組織，同時(shí)可以看到一定量的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的晶粒。從垂直于擠壓方向上看，Mg-Sr-Al-Y合金顯示出了細(xì)小晶粒和分布較為均勻析出相(圖3b)。

這是因?yàn)殍T態(tài)Mg-Sr-Al-Y合金在擠壓變形初期，首先在多向壓應(yīng)力的作用下，鎂合金中鑄態(tài)枝晶被壓扁、彎曲，隨后破碎成細(xì)小晶粒。同時(shí)，釋放出熱量，該熱量使合金溫度上升，屈服強(qiáng)度下降，產(chǎn)生塑性變形。隨擠壓過(guò)程的深入，擠壓產(chǎn)生的熱量在短時(shí)間內(nèi)很難散失，導(dǎo)致局部流變應(yīng)力降低，使其滑移能力增高。在壓應(yīng)力作用下，通過(guò)自適應(yīng)轉(zhuǎn)動(dòng)及滑移方向調(diào)整，使其沿?cái)D壓方向發(fā)生大量塑性變形，最終形成纖維組織。此刻，壓縮變形進(jìn)入穩(wěn)定狀態(tài)，纖維長(zhǎng)而直，且接近平行。共晶組織存在平行纖維晶簇的間隙，呈細(xì)的流線狀分布。析出相在鎂合金中為耐熱相，具有較高的變形抗力，且數(shù)量多。由于鎂合金為低層錯(cuò)能金屬，熱擠壓過(guò)程中發(fā)生再結(jié)晶所需要的孕育期較短，因此該合金較容易發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶。

圖3 熱擠壓后Mg－Sr－Al－Y合金的組織Fig.3 Microstructure of Mg-Sr-Al-Y alloy

2.2 Mg－Sr－Al－Y合金的高溫壓縮變形行為

2.2.1 溫度的影響

圖4為在不同壓縮溫度T、應(yīng)變速率ε·0.05 s－1下Mg-Sr-Al-Y合金的壓縮變形應(yīng)力－應(yīng)變曲線。從圖4中可以看出，隨著壓縮溫度的升高，鎂合金的流變應(yīng)力σ均呈降低的趨勢(shì)，這一規(guī)律與合金的成分無(wú)關(guān)。該鎂合金壓縮應(yīng)力－應(yīng)變曲線大致分為三個(gè)階段:線性變形階段或彈性變形階段，即流變應(yīng)力σ與應(yīng)變?chǔ)懦示€性關(guān)系，該階段的應(yīng)變范圍較小，一般不超過(guò)0.05，且隨溫度升高而應(yīng)變范圍縮小;加工硬化階段，即流變應(yīng)力隨變形而增大，加工硬化能力隨溫度的增加而降低，這也是鎂合金壓縮變形的主要階段，應(yīng)變范圍一般為0～0.30;再結(jié)晶軟化階段，即流變應(yīng)力隨變形不變或下降，這也是鎂合金壓縮變形的最后階段，應(yīng)變范圍較小。

圖4 Mg-Sr-Al-Y合金不同溫度、0.05 s－1下的應(yīng)力－應(yīng)變曲線Fig.4 Dependences on stress and strain of Mg-Sr-Al-Y alloy at different temperatures and strain of 0.05 s－1

在高溫壓縮變形過(guò)程中，兩個(gè)因素制約了流變應(yīng)力的走向。一方面，加工硬化作用。Mg－Sr－Al－Y合金加工硬化主要是晶粒內(nèi)位錯(cuò)增殖、位錯(cuò)間相互作用以及析出相對(duì)位錯(cuò)的阻礙作用所致。該硬化作用隨變形量和應(yīng)變速率增加而快速增加。另一方面，鎂合金在高溫壓縮變形過(guò)程中的軟化過(guò)程。在溫度升高或溫度一定時(shí)，隨壓縮變形的進(jìn)行，在室溫下難以開動(dòng)的柱面或錐面滑移系將開動(dòng)，位錯(cuò)交互作用加劇，局部地區(qū)積累的儲(chǔ)存能誘發(fā)了新的無(wú)畸變晶核形成，通過(guò)新晶核的長(zhǎng)大，位錯(cuò)大量解體或消失從而使金屬軟化，宏觀上表現(xiàn)為合金的軟化。正是變形過(guò)程中Mg-Sr-Zn-Y合金加工硬化及軟化的共同作用，Mg-Sr-Al-Y合金表現(xiàn)出了上述行為。

當(dāng)壓縮溫度較低時(shí)(低于525 K)，Mg－Sr－Al－Y合金的加工硬化作用要強(qiáng)于其軟化作用，所以出現(xiàn)了低溫壓縮鎂合金應(yīng)力隨變形增加而升高的現(xiàn)象，而在較高溫度下(525 K)，加工硬化作用低于其軟化作用，出現(xiàn)了鎂合金流變應(yīng)力隨著變形增加而不變或降低的現(xiàn)象。這也表明了在高溫下(525 K)，鎂合金中發(fā)生了程度較高的再結(jié)晶過(guò)程。

2.2.2 應(yīng)變速率的影響

圖5為Mg-Sr-Al-Y合金在475 K時(shí)不同應(yīng)變速率下的應(yīng)力－應(yīng)變曲線。從圖5中可以到，隨著應(yīng)變速率的增加，Mg-Sr-Al-Y合金流變應(yīng)力均呈現(xiàn)升高的趨勢(shì)。不同應(yīng)變速率下，Mg-Sr-Al-Y鎂合金高溫壓縮應(yīng)力－應(yīng)變曲線特征大致與不同溫度下的壓縮應(yīng)力－應(yīng)變曲線特征相近。

根據(jù)位錯(cuò)動(dòng)力學(xué)理論:應(yīng)變速率增加將導(dǎo)致可動(dòng)位錯(cuò)的運(yùn)動(dòng)速度增大，可動(dòng)位錯(cuò)的運(yùn)動(dòng)速度增加則需要更大的外加應(yīng)力。當(dāng)壓縮變形的應(yīng)變速度低于1.00 s－1時(shí)，流變應(yīng)力隨應(yīng)變速率的增加比較緩慢，但當(dāng)應(yīng)變速率為1.00 s－1時(shí)流變應(yīng)力較前一階段有明顯增加。研究［6］還表明合金在壓縮變形過(guò)程中應(yīng)變速率較高，變形時(shí)間較短，合金動(dòng)態(tài)再結(jié)晶難以充分完成，所以變形過(guò)程中主要以加工硬化為主，流變應(yīng)力增加較快，這一點(diǎn)在變形溫度較低時(shí)更加明顯。但當(dāng)溫度較高，應(yīng)變速率較低時(shí)，軟化因素在鎂合金變形過(guò)程中則起著比較重要的作用。

2.2.3 合金成分的影響

為進(jìn)一步調(diào)查合金成分在壓縮變形中的作用，筆者選取應(yīng)變0.25所對(duì)應(yīng)的應(yīng)力為研究對(duì)象(壓縮強(qiáng)度)進(jìn)行分析，結(jié)果如表1所示。

表1 不同實(shí)驗(yàn)條件下Mg-Sr-Al-Y合金的流變應(yīng)力Table 1 Flow stresses of Mg-Sr-Al-Y alloys at different test conditions

從表1中可以看到，Mg-3Sr-4Al-1Y合金在各個(gè)溫度和應(yīng)變條件下所對(duì)應(yīng)的流變應(yīng)力均較高，這說(shuō)明該成分的合金抵抗壓縮變形的能力較強(qiáng)，即該合金的壓縮強(qiáng)度較高，Mg-3Sr-4Al-0.5Y合金的壓縮強(qiáng)度最低;Mg-3Sr-2Al-1Y和Mg-3Sr-4Al-2Y合金的壓縮強(qiáng)度居中，見圖4、5。

從圖5中可以看出在相同溫度和應(yīng)變速率下，Mg-Sr-Al-Y合金的流變應(yīng)力隨Al和Y質(zhì)量分?jǐn)?shù)增加而增大。通常鎂合金的塑性變形是通過(guò)位錯(cuò)的滑移和孿生來(lái)實(shí)現(xiàn)的［7］。合金中由于有不易變形的高溫耐熱相的存在，主要是Al2Y相，提高了位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的阻力，從而提高了鎂合金的流變應(yīng)力。彌散強(qiáng)化隨析出相濃度的提高而增加，這導(dǎo)致Mg-Sr-Al-Y合金的流變應(yīng)力隨Al2Y質(zhì)量分?jǐn)?shù)而提高。

從上述結(jié)果來(lái)看，金屬Al和稀土Y合理配比是十分重要的。因?yàn)檫@是形成一定數(shù)量、形狀、尺寸Al2Y相的基礎(chǔ)。同時(shí)，也能保證將Y的作用發(fā)揮到最佳。很顯然，當(dāng)金屬Al和稀土Y質(zhì)量分?jǐn)?shù)較低時(shí)，難以達(dá)到上述要求。但在兩者質(zhì)量分?jǐn)?shù)較多時(shí)，仍然難以實(shí)現(xiàn)最佳的強(qiáng)化效果。這是由于在Y質(zhì)量分?jǐn)?shù)較高時(shí)，Y易發(fā)生團(tuán)聚現(xiàn)象，從而削弱了Al2Y的形成能力。

對(duì)Mg-Sr-Al-Y合金的研究還發(fā)現(xiàn)，在300～425 K時(shí)壓縮變形的激活能為148 kJ/mol，高于鎂的自擴(kuò)散激活能135 kJ/mol，這說(shuō)明在300～425 K時(shí)Mg-Sr-Al-Y時(shí)合金的變形以位錯(cuò)的滑移和孿生為主;而在475～525 K時(shí)Mg-Sr-Al-Y合金的熱變形激活能則低于自擴(kuò)散激活能，晶界滑動(dòng)和攀移為主要的變形機(jī)制［7］。

3 結(jié)論

(1)Mg-Sr-Al-Y合金由α－Mg、Mg17Sr2和Al2Y相組成。其中，條狀組織為Mg17Sr2，顆粒狀相為Al2Y。Al2Y數(shù)量隨Al和Y質(zhì)量分?jǐn)?shù)的增加而增多，組織得到了細(xì)化。Mg-Sr-Al-Y合金熱擠壓后形成了纖維組織并出現(xiàn)了一定量的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶晶粒。

(2)在相同應(yīng)變速率下，Mg-Sr-Al-Y合金的流變應(yīng)力隨溫度上升而下降;在相同壓縮變形溫度下，流變應(yīng)力隨應(yīng)變速率增加而提高。在低應(yīng)變速率變形范圍內(nèi)，Mg-Sr-Al-Y合金再結(jié)晶較為明顯。

(3)合理的稀土Y與Al的合理添加可明顯改善Mg-Sr-Al-Y合金組織結(jié)構(gòu)，有利于其高溫壓縮強(qiáng)度的提高。

［1］張春香，王利國(guó)，吳立鴻，等.主要耐熱鎂合金系的研究進(jìn)展［J］.材料科學(xué)與工程學(xué)報(bào)，2008，26(4):657－660.

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［3］范才河，陳 剛，嚴(yán)紅革，等.稀土在鎂及鎂合金中的應(yīng)用［J］.材料導(dǎo)報(bào)，2005，19(7):61－63，68.

［4］趙長(zhǎng)春，鄭志遠(yuǎn)，邢 杰.大學(xué)物理手冊(cè)［M］.北京:清華大學(xué)出版社，2009.

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［7］張新明，陳健美，鄧運(yùn)來(lái)，等.Mg－Gd－Y－Zr耐熱鎂合金的壓縮變形行為［J］.中國(guó)有色金屬學(xué)報(bào)，2005，15(12):1925－1932.

Microstructures and high-temperature compressive deformation of Mg-Sr-Al-Y alloys

HU Ming1， GAO Jing1， REN Xiaoxue1， LIANG Yan2
(1.College of Materials Science ＆ Engineering，Jiamusi University，Jiamusi 154007，China;2.Northeast Light Alloys Co.Ltd.，Harbin 150060，China)

Aimed at improving the heat resistance performance of magnesium alloys，this paper introduces the successful fabrication of Mg-Sr-Al-Y alloys，based on the Mg-Sr-Y alloy and using meltingleaching reduction method，and the analysis of the microstructures and mechanical properties and compressive behaviors by means of OM and SEM and XRD and tensile machine attached to a heating furnace.The results show that Mg-Sr-Al-Y alloy composed of α-Mg and Mg17Sr2and Al2Y，has a decreasing flow stress with increasing temperature and a increasing flow stresses with increasing strain rate.A lower strain rate triggers the obvious recrystallization of Mg-Sr-Al-Y alloys.The results also prove that the addition of Al and Y elements could produce a significant improvement in microstructures and heat resistance performance of Mg-Sr-Al-Y alloys.

Mg-Sr-Al-Y alloy;microstructure;high-temperature compressive deformation

TG146.2

A

1671－0118(2012)05－0473－06

2012－08－17

黑龍江省科技廳中俄合作項(xiàng)目支持(WB08A04)

胡 明(1962－)，男，北京人，教授，博士，研究方向:金屬基復(fù)合材料及鎂合金材料，E-mail:minghu02@yahoo.com.cn。

(編輯 王 冬)