.202 北京科技大学学报 第29卷 175℃/50~80MPa时和70MPa/150~200℃时的 应力(>60MPa)时突然跃升到12.39.AJC421合金 蠕变性能，并计算了n和Q,其值分别示于图5(a) 在实验应力范围内则没有出现值的跃升，其值为 和(b)当温度为175℃时，合金AJ42的n值出现 3.35.在应力为70MPa时，两种合金的Q保持一 了两段，在较低应力(<60MPa)时为5.12，而在高 定，分别为69.9 kJ-mol-和123.3 kJ-mol-1. -16 (a)T-175℃ -16 (b) o=70 MPa 口AJ42 口Q-1233 kJ-mol-A!42 -18 y AJC421 4m=12.39 -18 AJC421 0 -20 =5,12 女=3.35 -22 -22 Q=69.9 kJ-mol-I -24 3.94.04.14.24.34.44.5 -241 2.1 2.2 2.3 24 In(o/MPa) 1/T/10-3K-1 图5(a)175℃下稳态蠕变速率随应力的变化：(b)70MPa下稳态蠕变速率随温度的变化· Fig.5 (a)Secondary creep rate dependence on applied stress at 175C:(b)secondary creep rate dependence on temperature at 70 MPa. 2.3蠕变后显微组织 相比没有出现明显变化（图6(a),AC42合金 为了更好地说明碱土Sr和Ca改善Mg一Al合 200℃/70MPa蠕变后没有发现裂纹的形成，但层片 金抗蠕变性能的原因，本文对实验合金蠕变100h 共晶的局部区域出现了破碎变形的现象（图6(b))· 后沿试样纵截面的显微组织进行了观察，在AJ42 与蠕变前的铸态相比，AC系合金显微组织在 合金200℃/70MPa蠕变后的组织中可以发现一些 200℃/70MPa蠕变后没有发生明显的变化， 形成在中间相上的细小裂纹，但中间相形貌与铸态 图6(c)显示了AJC421蠕变后的显微组织， 10um 5 um 2 图6实验合金200℃/70MPa蠕变后SEM照片.(a)A42:(b)AC42;(c)AC421 Fig-6 SEM micrographs of the studied alloys after creep at 200C/70 MPa:(a)AJ42:(b)AC42:(c)AJC421 3 讨论 更进一步促进晶界的滑移形变o].因此，β相的形 成，尤其是其在高温蠕变过程中的非连续析出，通常 近来研究已经证实Mg一Al合金的蠕变形变在 被认为是降低镁铝合金高温抗蠕变性能的主要因 很大程度上是依靠晶界的滑移变形，因此第二相的 素，而对于现在应用最广泛的耐热镁合金AE42,虽 形貌及稳定性成为影响其抗蠕变性能的关键因 然铸态下形成了熔点很高的A山1RE3相并抑制了 素[2，刃.例如在常用的铸造Mg一Al基合金(AZ或 B-Mg7Al2相的生成，但AluRE3相在高于150℃以 AM系)中，B一-Mg7Al2相是室温下的主要强化相， 后会发生分解生成Al2RE和Al,而后者又会和Mg 但是β相的熔点较低(437℃)，随着温度升高，原子 反应形成Mg7Alz相，因而造成蠕变抗力的下 扩散加剧，容易被软化和粗化，造成高温下晶界强度 降山).碱土金属Sr和Ca加入MgAl合金后抑制 明显减弱，从而导致在形变过程中易于沿晶界滑动 了铸态下B相的形成及高温下的非连续析出，并且 以及裂纹形成[8).另外，在温度较高时，这些合金 形成具有很高热稳定性的中间相，Al4Sr、τ相、 基体中会沿晶界非连续析出粗大的胞状B相，从而 MgCa及(Mg,Al)zCa等，它们在高温下不会发生175℃／50～80MPa 时和70MPa／150～200℃时的 蠕变性能‚并计算了 n 和 Q‚其值分别示于图5（a） 和（b）．当温度为175℃时‚合金 AJ42的 n 值出现 了两段‚在较低应力（＜60MPa）时为5∙12‚而在高 应力（＞60MPa）时突然跃升到12∙39．AJC421合金 在实验应力范围内则没有出现 n 值的跃升‚其值为 3∙35．在应力为70MPa 时‚两种合金的 Q 保持一 定‚分别为69∙9kJ·mol －1和123∙3kJ·mol －1． 图5 （a）175℃下稳态蠕变速率随应力的变化；（b）70MPa 下稳态蠕变速率随温度的变化． Fig．5 （a） Secondary creep rate dependence on applied stress at175℃；（b） secondary creep rate dependence on temperature at70MPa． 2∙3 蠕变后显微组织 为了更好地说明碱土 Sr 和 Ca 改善 Mg－Al 合 金抗蠕变性能的原因‚本文对实验合金蠕变100h 后沿试样纵截面的显微组织进行了观察．在 AJ42 合金200℃／70MPa 蠕变后的组织中可以发现一些 形成在中间相上的细小裂纹‚但中间相形貌与铸态 相比没有出现明显变化 （图 6（a））．AC42 合金 200℃／70MPa蠕变后没有发现裂纹的形成‚但层片 共晶的局部区域出现了破碎变形的现象（图6（b））． 与蠕变前的铸态相比‚AJC 系合金显微组织在 200℃／70MPa 蠕 变 后 没 有 发 生 明 显 的 变 化． 图6（c）显示了 AJC421蠕变后的显微组织． 图6 实验合金200℃／70MPa 蠕变后 SEM 照片．（a） AJ42；（b） AC42；（c） AJC421 Fig．6 SEM micrographs of the studied alloys after creep at200℃／70MPa： （a） AJ42；（b） AC42；（c） AJC421 3 讨论 近来研究已经证实 Mg－Al 合金的蠕变形变在 很大程度上是依靠晶界的滑移变形‚因此第二相的 形貌及稳定性成为影响其抗蠕变性能的关键因 素［2‚7］．例如在常用的铸造 Mg－Al 基合金（AZ 或 AM 系）中‚β－Mg17Al12相是室温下的主要强化相‚ 但是β相的熔点较低（437℃）‚随着温度升高‚原子 扩散加剧‚容易被软化和粗化‚造成高温下晶界强度 明显减弱‚从而导致在形变过程中易于沿晶界滑动 以及裂纹形成［8－9］．另外‚在温度较高时‚这些合金 基体中会沿晶界非连续析出粗大的胞状β相‚从而 更进一步促进晶界的滑移形变［10］．因此‚β相的形 成‚尤其是其在高温蠕变过程中的非连续析出‚通常 被认为是降低镁铝合金高温抗蠕变性能的主要因 素．而对于现在应用最广泛的耐热镁合金 AE42‚虽 然铸态下形成了熔点很高的 Al11RE3 相并抑制了 β－Mg17Al12相的生成‚但 Al11RE3 相在高于150℃以 后会发生分解生成 Al2RE 和 Al‚而后者又会和 Mg 反应形成 Mg17Al12相‚因而造成蠕变抗力的下 降［11］．碱土金属 Sr 和 Ca 加入 Mg－Al 合金后抑制 了铸态下β相的形成及高温下的非连续析出‚并且 形成具有很高热稳定性的中间相‚Al4Sr、τ相、 Mg2Ca 及（Mg‚Al）2Ca 等‚它们在高温下不会发生 ·202· 北 京 科 技 大 学 学 报 第29卷