邱克強， 彭冠喬， 向青春， 任英磊

(沈陽工業(yè)大學 材料科學與工程學院， 沈陽 110870)

鎂作為最為豐富的金屬元素之一[1-2]，因具有低密度、優(yōu)良的鑄造和加工性能而成為近年來汽車和航空航天等領域研究的重要材料[3-5].由于汽車輕量化成為目前節(jié)能減排的迫切要求，應用于汽車零部件制造的鎂合金越來越多.但是，汽車動力系統(tǒng)由于需要長期在高溫下服役，因而開發(fā)成本低廉的鑄造耐熱鎂合金成為鎂合金研究的重點和難點.目前在工程中廣泛應用的Mg-Al(AX)系合金，由于共晶Mg17Al12相的熔點較低，當工作溫度超過120 ℃時，易于軟化而使合金高溫蠕變性能變差[6]，改善AX系合金的耐熱性能是當前的主要努力方向.目前對于耐熱鑄造鎂合金的研究主要集中在Mg-Al-Ca系合金的成分設計、蠕變性能與斷裂機制分析等方面.當Ca質量分數低于2%時，合金容易發(fā)生熱裂[7].通過向AX合金中加入Sn元素可有效抑制合金的成分偏析和熱裂紋傾向[8-9].當合金中Sn與Ca的比值大于3時，Mg2Sn相的析出會受到抑制，而合金中Mg2Ca相相對增多，由于Mg2Ca相在高溫條件下在晶界處形成，而Mg2Sn相一般分布在晶界和晶內，且Mg2Ca相熱穩(wěn)定性很高，因而能夠有效阻礙合金在高溫蠕變時發(fā)生晶界滑移[10].

本文以AX55-xSn(x=0，0.5，1.0，1.5)合金為研究對象，針對T61、T62兩種熱處理態(tài)合金，分別采用掃描電子顯微鏡、顯微硬度計和蠕變試驗機研究了合金的組織、硬度和蠕變性能.

1 材料及方法

以純度不低于99.9%的Mg、Al、Sn金屬塊和Mg-30Ca中間合金為原料，采用井式電阻爐制備AX55-xSn(x=0，0.5，1.0，1.5)合金鑄錠.在熔化和澆鑄過程的保護氣體為SF6、N2混合氣體.首先將Mg、Al和中間合金Mg-30Ca預先加熱至200～250 ℃之間，至少保溫2 h.然后在坩堝爐中加入Mg，加熱至熔化后再加入Al，之后在700～740 ℃條件下向完全熔化的金屬液中加入烘干的Al，待Al完全熔化后，在650～750 ℃條件下加入Sn塊.將金屬液溫度升至750～760 ℃后加入Mg-Ca中間合金，對其攪拌使合金完全熔化，然后繼續(xù)升溫到760～780 ℃.在760～780 ℃保溫30 min后降溫至740～760 ℃進行精煉.最后將精煉后的合金液靜置冷卻至700～740 ℃后撇去表面懸浮物.最終采用鑄鐵模具澆鑄鑄錠，鑄錠尺寸為φ120 mm×180 mm.

為了比較不同熱處理工藝對合金性能的影響，選取了兩種熱處理工藝，其一為350 ℃×32 h+500 ℃×16 h分步固溶處理+200 ℃×24 h時效處理(T61)；其二為500 ℃×24 h單步固溶處理+200 ℃×96 h時效處理(T62).固溶處理和時效處理均在SX-410箱式熱處理爐中進行.AX55-xSn合金蠕變試樣標距段尺寸為24 mm×6 mm×3 mm.采用GWT304高溫蠕變試驗機在175 ℃/70 MPa下進行蠕變性能測試，蠕變時間為100 h.分別采用日本島津公司生產的XRD7000型X射線衍射儀、附帶X射線能譜微區(qū)成分分析(EDS)的S-3400N型掃描電子顯微鏡和HVT-1000圖像處理顯微維氏硬度計對合金樣品進行相組成、組織、成分和硬度分析.采用Perkin Elmer Plasma 400電感耦合等離子體光譜儀分析合金的實際成分，結果如表1所示.

表1 AX55-xSn合金的實際化學成分(w)Tab.1 Actual chemical compositions of AX55-xSn alloys (w) %

2 結果與分析

由于進行T61和T62處理后，AX55-xSn合金的析出相基本相同，因此，本文僅給出T61熱處理態(tài)合金的XRD分析結果.圖1為T61熱處理態(tài)AX55-xSn合金的XRD圖譜.由圖1可見，不同合金的基體組織均為α-Mg相，并含有Al2Ca、(Mg，Al)2Ca等化合物.當Sn含量由0.5%增加到1.5%時，合金中的含Sn相為CaMgSn相，而未發(fā)現Mg2Sn相.已有研究[11]表明，當Ca含量增加時，CaMgSn相會替代Mg2Sn相的形成，且經過熱處理后CaMgSn相尺寸減小并彌散分布，這可對合金的高溫性能起到很好的提升效果.值得指出的是，為了細化CaMgSn相[12]，T62熱處理工藝采用了極限固溶溫度(500 ℃)和通常時效溫度(200 ℃)，而為了避免共晶相熔化，T61工藝采用分步熱處理手段.

圖1 AX55-xSn合金經T61處理后的XRD圖譜Fig.1 XRD spectra of AX55-xSn alloys after T61 treatment

圖2為AX55-xSn合金經T61處理后的SEM圖像.結合EDS分析可知，合金基體為α-Mg相，合金中的明亮片層狀組織為(Mg，Al)2Ca相.合金中的棒狀組織為CaMgSn相.此外，α-Mg基體中具有相同方向分布的條狀相為Al2Ca相.由于條狀相比較細小，分析區(qū)域很容易包括基體α-Mg成分.依據Jiang[13]對類似相的組成分析可知，當Mg、Al、Ca的原子分數分別為61.36%、28.56%和12.08%時，可以確認該相為Al2Ca相.因此，T61熱處理態(tài)AX55-xSn(x=0.5，1.0，1.5)合金中存在的主要相為α-Mg、Al2Ca、(Mg，Al)2Ca和CaMgSn相，其中白亮色CaMgSn棒狀相形貌最為明顯.AX55合金中由于不含有Sn元素，其含有主要相為α-Mg、Al2Ca和(Mg，Al)2Ca相.根據基體相析出量的多少，可以推測合金的過飽和程度.AX55合金基體中基本未析出第二相，因而具有最高的過飽和度，其次是AX55-0.5Sn合金，然后是AX55-1.0Sn合金.當合金中Sn含量達到1.5%時，基體中析出的條狀相最多，因而合金具有最低的過飽和度.另外，AX55-xSn合金中的共晶相以片層狀形態(tài)出現，主要組成為Mg+(Mg，Al)2Ca，同時共晶相中還包括部分棒狀Mg2Ca相[12].以(Mg，Al)2Ca和Mg2Ca相為主要成分的骨架相具有很高的熱穩(wěn)定性，這主要是由于(Mg，Al)2Ca和Mg2Ca相具有很高的耐熱性，使得合金在高溫情況下仍然保持其完整性.位于骨架相附近基體中的CaMgSn相可對支撐基體在600 ℃保持穩(wěn)定發(fā)揮重要作用[12].

圖3為AX55-xSn合金經T62熱處理后的SEM圖像.由圖3可見，合金基體中的條狀相隨Sn含量的增加而增多.當合金Sn含量為1.0%和1.5%時，CaMgSn相尺寸較大并橫貫基體，這會降低合金的常溫拉伸性能，但對其高溫變形具有阻礙作用.AX55-0.5Sn合金組織中未發(fā)現明顯的CaMgSn相，而Mg-Sn-Ca三元相圖[14]顯示應該存在少量CaMgSn相，這可能是由于形成的CaMgSn相體積分數較小檢測不到所致.對經過兩種熱處理后的合金組織進行對比后發(fā)現，兩種熱處理條件下合金的相組成一致.兩種合金組織大致形貌相同且均含有骨架結構和基體中的條狀相，合金元素Sn的添加可以促進α-Mg基體中形成條狀Al2Ca相，并促使CaMgSn相在共晶相附近或內部形成.經過T62熱處理后的合金基體中條狀相數量更多.AX55-1.0Sn與AX55-1.5Sn合金中可以觀察到部分CaMgSn棒狀相出現在骨架結構附近.

圖2 AX55-xSn合金經T61處理后的SEM圖像Fig.2 SEM images of AX55-xSn alloys after T61 treatment

圖4為經過T61和T62熱處理后AX55-xSn合金的維氏硬度對比.由于固溶過程中溶質原子以間隙或置換原子的方式進入基體，溶質原子與組成基體原子的半徑不同而導致基體晶格畸變，從而在一定程度上提高基體的強度和硬度.時效過程中第二相的析出能更好地發(fā)揮合金元素對合金的強化作用.為了反映平均測量結果，每種合金進行10次維氏硬度測量并取平均值作為最終結果，測試部位均選取避開硬質骨架相結構區(qū)域的基體部位，從而排除共晶相干擾.

圖3 AX55-xSn合金經T62處理后的SEM圖像Fig.3 SEM images of AX55-xSn alloys after T62 treatment

圖4 AX55-xSn合金的維氏硬度Fig.4 Vickers hardness of AX55-xSn alloys

由圖4可見，在T62處理條件下當未添加Sn元素時，合金基體硬度為69.07 HV.隨著Sn含量的不斷增加，AX55-xSn合金的維氏硬度也在不斷提高.當合金中Sn含量增加到0.5%時，合金硬度為79.83 HV.當合金中Sn含量達到1.0%時，合金硬度增幅變大，硬度達到了100.26 HV.當Sn含量達到1.5%時，合金硬度達到最高值124.51 HV.經過T61處理后，相同成分的AX55-xSn合金硬度較小，這是由于兩種合金基體中所析出的Al2Ca相體積分數不同的緣故.AX55合金基體中Al2Ca相數量稀少，導致其維氏硬度在經過兩種熱處理后均處于較低值.

經過熱處理后，隨著Sn含量的增加，合金基體中析出了更多的Al2Ca相，Al2Ca相屬于高硬度相，可以有效提高合金基體強度[15].合金中α-Mg相較軟，隨著基體中Al2Ca相的增加，合金基體硬度不斷增大，表明Al2Ca相對合金基體具有強化作用.這是因為合金中Sn元素的添加提高了合金的共晶溫度，導致更多Al2Ca相在基體中析出，從而提高了合金的常溫硬度和耐熱性能[16].合金耐熱性能的提高主要體現在合金在發(fā)生蠕變時，位錯運動或晶界滑移受到阻礙.較軟的α-Mg相不能阻礙位錯運動，位錯聚集形成應力集中點，隨之會破壞α-Mg相并形成孔洞.隨著蠕變的進一步進行，孔洞之間慢慢連接起來便形成了裂紋.但隨著合金基體中Al2Ca相的增多，位錯運動時遇到Al2Ca相會受到更大阻礙，從而減少基體中孔洞的形成.當位錯擴展時，位錯運動遇到Al2Ca相有三種情況：一是在Al2Ca相處終止位錯運動的進行，即裂紋停止擴展；二是位錯切過Al2Ca相并繼續(xù)擴展，但因Al2Ca相強度較大，僅當應力達到一定值時才會切過Al2Ca相；三是位錯繞過Al2Ca相，但隨著基體中Al2Ca相數量的增多，位錯繞過Al2Ca相并繼續(xù)擴展的可能性不斷減小.AX55-1.5Sn合金基體中Al2Ca相的體積分數最大，對孔洞的萌生與擴展起到了最大程度的阻礙作用.合金基體整體強度上升有利于其高溫蠕變抗性的提升.AX55-xSn合金的骨架相結構十分相似，在蠕變過程中骨架相結構抵抗位錯運動的強化作用基本相同.因此，四種合金基體強度的對比可以理解為對其蠕變抗力的對比.

圖5 經T61處理后AX55-xSn合金的應變蠕變時間曲線Fig.5 Strain-creep time curves of AX55-xSn alloys after T61 treatment

圖6 經T62處理后AX55-xSn合金的應變蠕變時間曲線Fig.6 Strain-creep time curves of AX55-xSn alloys after T62 treatment表2 經T61處理后AX55-xSn合金的蠕變性能Tab.2 Creep properties of AX55-xSn alloys after T61 treatment

合金總蠕變量/%最小蠕變速率/10-8s-1AX550.089997.24AX55-0.5Sn0.085256.97AX55-1.0Sn0.079515.85AX55-1.5Sn0.075515.62

表3 經T62處理后AX55-xSn合金的蠕變性能Tab.3 Creep properties of AX55-xSn alloys after T62 treatment

觀察圖5可以發(fā)現，經T61處理后AX55-xSn合金均在18 h附近開始進入穩(wěn)態(tài)蠕變階段，且該階段四種合金的變形在100 h內均保持穩(wěn)態(tài).由表2可見，經T61處理后AX55合金的最小蠕變速率為7.24×10-8s-1，該蠕變速率在四種合金中是最高的.AX55合金的100 h總蠕變量達到了0.899 9%，亦高于其他合金的總蠕變量.因此，AX55合金的蠕變性能低于其他合金.AX55-1.5Sn合金在175 ℃/70 MPa條件下的最小蠕變速率為5.62×10-8s-1，該數值是四個合金中最低的.由圖6可知，經T62處理后AX55-1.0Sn和AX55-1.5Sn兩種合金的蠕變量差別較大.由表3可見，經T62處理后AX55-xSn合金的最小蠕變速率與100 h總蠕變量均低于經T61處理后的相同成分合金.因此，可以認為T62處理工藝比T61更能提高合金的蠕變性能，這與前面組織分析的結論是一致的.

在175 ℃/70 MPa條件下將MRI230D與Mg-4Al-2RE合金的蠕變速率與經過T62處理后的AX55-xSn合金進行對比，結果如表4所示.由表4可見，AX55-1.5Sn合金的蠕變速率高于MRI230D合金，這一差別是由兩種合金鑄造方式不同引起的.高壓壓鑄使得MRI230D合金具有致密和細化的組織形態(tài)，因而以位錯滑移為主要蠕變方式的MRI230D合金具有更低的蠕變速率[17].但是相比Mg-4Al-2RE合金，AX55-1.5Sn合金表現出的蠕變性能更佳.由表4可見，Mg-4Al-2RE合金的蠕變速率為2.77×10-7s-1，而AX55-1.5Sn合金的蠕變速率5.21×10-8s-1低于其近一個數量級，且Mg-4Al-2RE合金僅在蠕變62 h后就發(fā)生了斷裂[18].因此，AX55-1.5Sn合金的抗蠕變性能遠遠優(yōu)于Mg-4Al-2RE合金.

表4 不同鎂合金蠕變速率對比Tab.4 Comparison in creep rate of different magnesium alloys

圖7為AX55-xSn合金經過T62處理后在175 ℃/70 MPa蠕變100 h后的SEM圖像.由圖7可見，整體上四種合金均存在由共晶相組成的骨架相結構，且基體中均存在條狀Al2Ca相，其中AX55-1.5Sn合金基體中存在的Al2Ca相最多.在AX55-0.5Sn、AX55-1.0Sn和AX55-1.5Sn合金中可以明顯觀察到CaMgSn相的存在，且主要分布在骨架相或靠近骨架相的區(qū)域.由于AX55-0.5Sn合金中的CaMgSn相數量較少，因此，在低倍SEM圖像(圖2、3)中未觀察到該相.蠕變后合金中Mg2Ca和骨架相變化不明顯，但蠕變應力的長時間作用使得相與相之間的界面與強度較小的基體產生了變化.由圖7a可見，AX55合金組織中存在沿骨架相分布的一條長裂紋，部分骨架相發(fā)生脫落.同時在骨架相與基體的界面處還觀察到孔洞的形成，表明合金基體中的位錯在蠕變應力作用下產生運動，大量位錯遇到強度較高的骨架相形成塞積進而產生應力集中，由于骨架相相互連接，位錯難以繞過，當應力集中到足以破壞基體與骨架之間的界面強度時，形成界面裂紋就成為必然趨勢.由圖7b可見，相比AX55合金，AXX55-0.5Sn合金僅在相接觸處存在孔洞.裂紋一般由孔洞處萌生、發(fā)展和匯合并最終形成裂紋，因此，添加質量分數為0.5%的Sn元素后合金的蠕變抗力高于基體合金AX55.由圖7c可見，AX55-1.0Sn合金中骨架相附近已經觀察不到裂紋的存在，僅在CaMgSn相和基體界面處觀察到孔洞和裂紋，而基體內部未觀察到孔洞.由于CaMgSn為脆性相，其強度較大且對蠕變抗力也較大，因此，位錯運動在CaMgSn相形成塞積和應力集中.由圖7d可見，AX55-1.5Sn合金中CaMgSn相和基體界面處的孔洞和裂紋明顯減少.綜上所述，隨著Sn含量的增加，AX55合金基體組織由于Al2Ca相體積分數的不斷增加而得到強化，而骨架相附近由于CaMgSn相的存在而得到強化.添加Sn元素可使基體和共晶組織達到強化，因此，合金的蠕變性能隨Sn含量的提高而提高.值得指出的是，當Sn含量超過2%時，由于粗大的CaMgSn相嚴重割裂基體[12]，使得材料的室溫性能嚴重惡化.

3 結 論

經過以上分析可以得到如下結論：

1) AX55-xSn(x=0.5，1.0，1.5)合金中存在的主要第二相為Al2Ca、(Mg，Al)2Ca和CaMgSn相，而AX55合金中不存在CaMgSn相.T61、T62兩種熱處理條件下合金的相組成一致.

2) 合金元素Sn的添加可以促進條狀Al2Ca相在α-Mg基體中形成，并促使CaMgSn相在共晶相附近或內部形成；合金元素Sn的添加可以降低合金的最小蠕變速率和蠕變量，因而提高了合金的蠕變性能.

3) 不同熱處理方式會對合金的蠕變性能和基體硬度產生不同影響，且T62處理工藝優(yōu)于T61.

圖7 AX55-xSn合金蠕變后的SEM圖像Fig.7 SEM images of AX55-xSn alloys after creep

4) AX55-1.5Sn合金的蠕變性能最好，在175 ℃/70 MPa下蠕變100 h后的最小蠕變速率為5.21×10-8s-1，總蠕變量為0.065%.