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Sr对AZ91镁合金组织及力学性能的影响

提高AZ91镁合金强度的措施

1前言

AZ91镁合金具有良好的铸造性能和综合力学性能，已成为目前镁合金领域研究和应用的重点。

然而，对于实际结构件的应用要求，其仍存在室温及高温性能不够优异及耐蚀性差等缺点，从而使其在汽车和航空等领域的轻量化应用受到很大程度的限制[1]。

为此，研究者针对AZ91合金做了大量的合金化改性工作。

已有研究表明[2-3]：

合金中添加混合稀土（RE）、Sb、Th和Ag等元素，可在一定程度上改善AZ91镁合金的室温和高温性能及蠕变性能。

但该类合金化元素普遍昂贵，开发出合金的成本较高。

碱土元素价格低廉，且其在镁合金合金化过程中具有细化组织、生成高熔点强化相等优良特性，成为近年来国内外开发低成本、高性能镁合金的研究热点[4-5]。

汤彬[6]等已研究了Ca和Sr复合合金化及不同Al含量对镁铝系合金组织和性能的影响，目前已研究了Ca和Sr复合合金化及不同Al含量对镁铝系合金组织和性能的影响，结果表明：

Ca可提高合金的耐热性，但合金的抗热裂性却大幅降低；Sr虽然可对加Ca合金组织中块状析出物起到变质和修复等作用，但合金抗热裂性的改善却不明显；在加Ca和Sr的合金中降低Al含量虽然可以改善合金的耐热性，却使得高Al含量镁合金易于铸造的优势明显降低。

基于以上研究背景，本文作者拟选取AZ91合金为基体，单独添加碱土元素Sr，在镁合金易于铸造的前提下，研究了其对AZ91合金铸态和T6态组织和力学性能的影响规律，旨在为开发成本低、铸造性能好、综合力学性能优异的镁合金提供指导[7-10]。

2Sr对AZ91镁合金组织及力学性能的影响

白星、胡文俊[11]等人进行了实验研究，研究的合金成分如表1所列。

合金的主要原料为：

镁（99.98%）、铝（99.6%）、锌（99.9%）、电解锰（95.0%），锶以Al-10%Sr中间合金的形式加入。

熔炼过程中采用RJ2号熔剂阻燃、精炼合金液。

合金在720℃下保温20min后浇注到250℃预热的金属模中。

T6处理在箱式电阻炉中进行，炉内温差为±2℃。

为防止试样氧化，将处理试样用铝箔包覆，埋于石墨粉中。

合金在410℃下固溶，保温20h后在25℃的水中淬火。

时效在180℃下进行，保温0~175h后出炉空冷。

将样品经打磨、抛光后用作组织分析，用4%硝酸酒精（硝酸4%，酒精96%，体积分数；腐蚀时间为10s）或苦味酸钠溶液（苦味酸1.5g，乙醇25mL，乙酸5mL，腐蚀时间15s）腐蚀。

利用Leitz−MM−6卧式金相显微镜和JEOLJSM−5600LV型扫描电子显微镜（SEM）分析合金的组织形貌，并用该扫描电子显微镜附带的能谱仪（EDS）对颗粒相进行成分分析。

采用HBRVU−187.5型布洛维光学硬度计测定合金的硬度。

使用WDW−E3200微机控制电子万能实验机测试合金的室温（25℃）和高温（175℃）力学性能，试样的标距尺寸为18mm×6mm×2mm。

物相分析使用德国SIEMENSD5000X射线衍射仪，加速电压为30kV，电流为20mA，衍射靶为CuKα，步进扫描步长为0.02°，扫描范围为20°~90°。

2.1Sr对AZ91合金铸态组织及力学性能的影响

图1所示为不同Sr含量对AZ91合金显微组织的影响。

由图1可看出，AZ91合金的显微组织主要由呈白色的初生α-Mg相和晶界处深色网状连续分布的共晶相组成，该共晶组织具有典型的离异共晶特征（见图1（a））；当Sr含量为0.05%和0.1%时，合金的共晶组织被细化且其体积分数明显减少，共晶组织也由连续网状趋向离散分布（见图1（b）和（c））；当Sr含量增至0.2%和0.3%时，共晶体的体积分数没有明显变化（见图1（d）和（e））。

AZ91合金添加0.2%Sr后的XRD谱如图2所示。

分析得出，AZ91-0.2Sr合金中除了含有α-Mg和β-Mg17Al12两相外，组织中还出现了Al4Sr新相，但其峰强较弱。

对AZ91-0.2Sr合金的组织进行SEM和EDS分析，其结果如图3所示。

由图3可看出，A、B两处为α相和β相；C处存在一定量的Mn和Al，其为AlMn相；D处含有一定量的Sr（见图3（b）），结合XRD分析结果可知，该白色块状物为Al4Sr相。

Sr是表面活性元素，在合金的凝固过程中一般偏聚在固/液界面前沿，其生长限制因子（GRF）值为3.51，因此，Sr能阻碍晶粒生长，细化共晶组织。

查文献可知，在相同的冷却条件下，Sr可使合金凝固过程的过冷度减小。

过冷度的减小也意味着合金组织的细化。

Sr在基体Mg中的溶解度仅为0.11%，且在基体中固溶的Al原子会使Sr的固溶度更低。

研究Mg-Al-Sr合金的微观组织得出，当w（Sr）/w（Al）值低于0.3时，合金中主要存在Al4Sr相。

对22种Mg-Al-Sr系合金的研究结果可以认定，当Sr含量在0.3%以内时，固溶后多余的Sr与Al化合生成了Al4Sr相，而没有Mg-Al-Sr三元相。

由图3可知，Al4Sr相主要偏聚在晶界附近，形态呈多角块状和杆状，大小不一。

图4所示为不同Sr含量对AZ91合金室温和高温力学性能的影响。

由图4（a）可知，添加Sr总体上提高了AZ91合金的室温力学性能，当Sr含量为0.2%时，综合力学性能最优，其抗拉强度和伸长率分别增至210MPa和6.0%；随着Sr含量的变化，合金高温性能的变化趋势与室温下一致，AZ91-0.2Sr合金也具有最优的高温

力学性能（见图4（b））。

固溶强化和二次相粒子的晶界强化是提高镁合金性能的主要措施。

在本研究的合金中，Sr和Al的固溶使晶格畸变程度增加，合金基体得到

增强。

晶界上Al4Sr粒子相能增强基体和晶界相的约束，阻止位错在晶界上的扩展，特别是在高温情况下钉扎了晶界并阻止晶界处β相的滑移，最终增强了AZ91合金。

另外，Sr使枝晶得到了细化，晶间共晶体网状被打断且体积分数减少，均减弱了脆性共晶组织对基体的束缚作用，有利于进一步发挥基体的塑性，也使合

金的强度增加；但随Sr含量的进一步增加，晶界附近会产生较多的Al4Sr硬脆相，由此增加了合金的脆性，降低了合金的韧性和强度（见图4），AZ91-0.3Sr合金的抗拉强度和伸长率都有所的下降。

随着Sr含量的增加，AZ91镁合金强度和硬度均是先增大后减小。

w（Sr）由0逐渐增加到0.5%过程中，晶粒不断细化，脆性相Mg17Sr2较少，合金强度和硬度不断增大，但提高幅度不大。

当w（Sr）达到0.8%，合金中出现杆状Al4Sr脆性相，晶界上分布的脆性相增多，同时晶粒逐渐开始粗化，导致硬度和强度降低倾向性增大。

试样经固溶处理后,合金组织中晶界上大块状的共晶组织被打碎成细小片状、粒状共晶组织，随后时效过程中从基体中析出的化合物分布弥散、均匀，在一定程度上提高了合金的强度和硬度。

2.2Sr对AZ91合金T6态组织及力学性能的影响

图5所示为AZ91和AZ91-0.2Sr合金的硬度随时效时间的变化。

由图5可看出，AZ91-0.2Sr合金的硬度随时效时间的延长增加较慢，时效峰值出现的时间由AZ91的55h左右延迟到90h。

图6所示为AZ91和AZ91-0.2Sr合金时效初期（16h后）的金相组织。

由图6可看出，AZ91-0.2Sr合金晶界处β相的非连续析出在一定程度上受到了抑制。

镁铝合金的时效过程实际上是Mg17Al12相从过饱和固溶体中形核并长大的过程，这一过程受Al原子和Mg原子的扩散速度控制。

根据Fick扩散第二定律，扩散速度与溶质浓度成正比，即扩散速度随固溶体中溶质浓度的增加而增加。

对于本研究的AZ91和AZ91-0.2Sr合金来说：

在固溶处理后AZ91合金中Al全部固溶到了基体中，而AZ91-0.2Sr合金中有一部分Al由于与Sr形成不能固溶的Al4Sr高熔点相，因而该合金基体中Al的固溶量相对较少，扩散速度也就较低，Sr元素原子半径又比Mg和Al的都大，降低了Al原子的扩散系数，阻制了晶界的迁移；时效析出时，晶界附近的Al4Sr高熔点相占据了晶界上较多有利于β相形核的台阶及其它晶体缺陷，其还对β相的形核和长大还有一定的钉扎作用。

综合上述Sr对合金组织3个方面的影响机制，在时效过程中，Sr能够阻碍AZ91-0.2Sr合金晶界处β相的析出，从而延缓了镁合金的时效进程。

图7所示为AZ91-0.2Sr合金时效初期、峰值时刻和过时效时的析出组织。

由图7可看出，时效初期（5h后），晶界上只有小部分非连续析出的片层状β相（见图7（a）

中L区）；时效峰值态时（90h后），非连续析出的β相数目大量增加，晶内均匀分布着大量扁平或细小片状相（见图7（b）中的M区），这些即为合金晶内连续析出的β相。

由于较多量的连续和非连续析出相共同强化，合金此时的硬度值大幅提高到93HB；时效时间延长至175h后，晶界和晶内析出相的数量未出现明显变化，但晶界附近的非连续析出相则明显粗化（见图7（c）N区）。

在峰值态后的这一时

效阶段，合金硬度并没有明显下降，而是保持在一个较高的水平上。

这种现象可能是由于晶界处少量小幅粗化的β相不足以引起应力集中效应而恶化合金的拉伸性能。

合金时效峰值态时的拉伸性能如表2所列。

由于时效峰值态时组织中β析出相的弥散强化作用，两种合金的室温和高温强度以及伸长率与铸态时相比（见图4）都有较大幅度提高。

且AZ91-0.2Sr合金T6处理后峰值态时的室温和高温力学性能皆优于原AZ91合金的。

这主要是由于在时效组织中β相弥散强化作用的基础上，AZ91-0.2Sr合金晶界处还存在一定量的Al4Sr高熔点相，其对位错和晶界起到了较强的钉扎和阻碍作用。

3结语

（1）微量Sr能够细化AZ91合金的铸态共晶组织，使连续网状的共晶组织趋于离散分布，且在合金晶界附近处生成多角块状或杆状的Al4Sr高熔点相；当Sr含量为0.2%时，Sr的固溶强化和Al4Sr相的晶界强化等因素使合金的室温和高温抗拉强度分别增至210MPa和152MPa，伸长率分别增至6.0%和8.0%；但当Sr含量为0.3%时，合金抗拉强度和塑性都会下降。

（2）合金经T6处理后，由于Sr在基体内固溶和Al4Sr高熔点相在晶界存在等因素，AZ91-0.2Sr合金的时效进程被抑制。

时效组织中连续和非连续析出相的弥散强化以及一定量的Al4Sr高熔点相对位错和晶界较强的钉扎和阻碍作用，使得AZ91-0.2Sr合金T6处理后峰值态时的室温和高温力学性能皆优于原AZ91合金的。

（3）适量的Sr可明显细化AZ91镁合金晶粒,并随着Sr含量增加，细化效果越显著；但当w（Sr）达到0.8%时,合金晶粒有粗化趋势，显微组织中出现针状金属间化合物Al4Sr相。

（4）AZ91镁合金经Sr变质处理后进行固溶处理和时效处理，固溶处理后β-Mg17Al12相几乎全部溶于ɑ-Mg基体，Mg17Sr2及Al4Sr相部分溶于ɑ-Mg基体中；时效后从基体中析出，分布较为弥散、均匀。

（5）Sr对AZ91镁合金铸态组织细化机制：

一方面，Sr减小了合金的过冷度；另一方面，Sr富集在固-液界面前沿，金属间化合物Mg17Sr2、Al4Sr相偏聚在晶界，阻止晶粒长大。

（6）AZ91镁合金变质处理后抗拉强度和硬度随Sr含量增加，先增加后减小。

这主要与Sr对合金变质细化的程度及合金中的脆性相数量及分布有关。

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