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第2期 白晶等：高性能碱土耐热镁合金的显微组织和蠕变性能 .203 分解或较大变形（图6），因此提高了Mg一Al合金的 晶界扩散的激活能80kJ·mol一1.因此可以推断 高温抗蠕变性能， AJC421的蠕变行为受到了扩散控制的位错机制和 在本文制备的各种合金中，只含有Sr的合金 晶界滑移机制的共同作用， AJ42抗蠕变性能相对较低，但加入了1%Ca后抗 迄今为止，已有很多关于镁合金蠕变机理的研 蠕变性能明显提高，这主要是由于加入Ca后合金 究，但几乎都是基于宏观的Power-law公式，却很 中中间相的体积分数增加并且形成了沿晶界连续的 少有微观组织分析加以证实，对于Mg一A1合金，特 网状分布，这些网状分布的稳定中间相能够有效地 别是碱土Mg一A1合金，蠕变机理的解释尚有很多不 阻碍蠕变中的晶界滑移，从而提高了合金的蠕变抗 尽人意的地方，本课题组下面的工作将进一步从宏 力，此外，Ca的加入不但形成了结构更加稳定的拓 观和微观两方面深入研究Mg一A1合金的蠕变机理， 扑密排Laves相，而且在晶粒内部析出了大量的细 力图寻找出对Mg一A!基合金普遍适用的蠕变机制. 小Al2Ca颗粒，这些颗粒相能够有效地阻碍基体中 位错的运动，因而进一步减小了合金的蠕变变形. 4结论 根据闵学刚等人[2]的价电子结构计算，Al2Ca (1)碱土镁铝合金的铸态组织均由a一Mg和沿 相的稳定性高于Mg2Ca,而作为Mg2Ca与Al2Ca的 枝晶界分布的第二相组成，A」42中能观察到条状 过渡，(Mg,Al)zCa的稳定性也应高于MgCa,另 离异共晶和层片状共晶A14Sr及块状三元t相. 外根据本课题组在400℃对AJC合金长时间热处理 AC42中形成了沿晶界分布的层片状共晶a一Mg+ 研究表明，与三元t相比Al4Sr相有更高的热力学 Mg2Ca和晶内析出的Al2Ca颗粒相.1%Ca加入 稳定性，因此，在AJC系合金中，随着Al含量增加， AJ42合金中在晶界形成块状t相和层片Mg2Ca,晶 更稳定的(Mg,Al)zCa相增多，使合金的蠕变抗力 内也析出了Al2Ca颗粒，在AJC421基础上增加Al 逐渐提高；但当A1含量继续增大，τ相逐渐转变为 含量，粗大不规则共晶(Mg,Al)zCa相在晶界处形成 Al4Sr相，导致合金的蠕变抗力又有所下降 并不断增多，Mg2Ca及t相逐渐减少，当Al含量到 经典的多晶材料蠕变机理认为材料的蠕变行为 7%时能明显观察到细小层片状Al4Sr相. 可以由应力指数n和蠕变激活能Q来推断，长期以 (2)Sr、Ca元素加入Mg一Al合金，特别是Sr和 来镁合金的蠕变机理研究也是基于n和Q值的计 Ca的联合加入，大幅度改善了合金的抗蠕变性能， 算2.7.18].基于经典理论，当n=3~6时，可以解释 在AJC合金中当Al控制在5%~6%时合金的抗蠕 为位错蠕变；n=3时，蠕变为位错粘滞运动（位错拖 变性能可达到最佳值，但继续提高A1含量则导致合 拽溶质原子气团运动)机制；n=4~6时，蠕变为位 金抗蠕变性能的下降 错攀移机制.而当n>7时，通常被认为是Power-一 (3)根据Power一law公式，在175℃/50~ law公式的失效，其原因现在还没有可靠的理论解 80MPa和70MPa/150~200℃蠕变下，AJ42在较低 释.另一方面，当Q≈143 kJmol厂(Al在Mg中的 应力下蠕变表现为扩散控制的位错攀移机制，而在 扩散激活能)时，蠕变受Al原子在Mg中的扩散控 高应力下出现Power1aw公式的失效；AJC421合 制；Q≈92~135 kJ.mol一(Mg的自扩散激活能) 金蠕变则受到了扩散控制的位错机制和品界滑移机 时，蠕变受Mg的自扩散控制；Q≈80 kJ.mol时， 制的共同作用 蠕变受晶界扩散控制：Q≈30~45k」mol厂时，蠕变 受晶界滑动控制.本文对几种AJ(C)合金的n和Q 参考文献 值的计算结果见图5(a)和(b).AJ42在较低应力 [1]Luo A,Pekguleryw M O.Cast magnesium alloys for elevated 时，n约为5，其Q值接近Mg的自扩散激活能(135 temperature applications.J Mater Sci.1994.29(20):5259 kJ'mol一1)，因此可以判断其为扩散控制的位错攀移 [2]Luo AA.Recent magnesium alloy development for elevated tem- perature applications.Int Mater Rev.2004,49(1):13 蠕变.而在应力较高时，n值很高，意味着Power一 [3]Pekquleryuz M O.Baril E.Creep resistant magnesium diecasting law的失效.AJC421合金在50~80MPa时，n值在 alloys based on alkaline earth elements.Mater Trans.2001,42 3~4范围内，蠕变可能受到位错粘滞运动和位错攀 (7).1258 移共同作用.然而如果是位错粘滞运动蠕变，其Q [4]Jing B,Yangshan S,Shan X,et al.Microstructure and tensile 值应接近143 kJmol一；而位错攀移蠕变，其Q值 creep behavior of Mg4Al based magnesium alloys with alkaline- earth elements Sr and Ca additions.Mater Sci Eng A.2006.419 则应在92~135 kJ'mol范围内.但AJC421的Q (1/2):181 值为69.9 kJ'mol1,明显小于上述值，而更接近于 [5]Baril E.Labelle P,Pekgulerywz M O.Elevated temperature Mg分解或较大变形（图6）因此提高了 Mg－Al 合金的 高温抗蠕变性能． 在本文制备的各种合金中只含有 Sr 的合金 AJ42抗蠕变性能相对较低但加入了1％ Ca 后抗 蠕变性能明显提高．这主要是由于加入 Ca 后合金 中中间相的体积分数增加并且形成了沿晶界连续的 网状分布．这些网状分布的稳定中间相能够有效地 阻碍蠕变中的晶界滑移从而提高了合金的蠕变抗 力．此外Ca 的加入不但形成了结构更加稳定的拓 扑密排 Laves 相而且在晶粒内部析出了大量的细 小 Al2Ca 颗粒这些颗粒相能够有效地阻碍基体中 位错的运动因而进一步减小了合金的蠕变变形． 根据闵学刚等人［12］ 的价电子结构计算Al2Ca 相的稳定性高于 Mg2Ca而作为 Mg2Ca 与 Al2Ca 的 过渡（MgAl）2Ca 的稳定性也应高于 Mg2Ca．另 外根据本课题组在400℃对 AJC 合金长时间热处理 研究表明与三元 τ相比 Al4Sr 相有更高的热力学 稳定性．因此在 AJC 系合金中随着 Al 含量增加 更稳定的（MgAl）2Ca 相增多使合金的蠕变抗力 逐渐提高；但当 Al 含量继续增大τ相逐渐转变为 Al4Sr 相导致合金的蠕变抗力又有所下降． 经典的多晶材料蠕变机理认为材料的蠕变行为 可以由应力指数 n 和蠕变激活能 Q 来推断长期以 来镁合金的蠕变机理研究也是基于 n 和 Q 值的计 算［2713］．基于经典理论当 n＝3～6时可以解释 为位错蠕变；n＝3时蠕变为位错粘滞运动（位错拖 拽溶质原子气团运动）机制；n＝4～6时蠕变为位 错攀移机制．而当 n＞7时通常被认为是 Power－ law 公式的失效其原因现在还没有可靠的理论解 释．另一方面当 Q≈143kJ·mol －1（Al 在 Mg 中的 扩散激活能）时蠕变受 Al 原子在 Mg 中的扩散控 制；Q≈92～135kJ·mol －1（Mg 的自扩散激活能） 时蠕变受 Mg 的自扩散控制；Q≈80kJ·mol －1时 蠕变受晶界扩散控制；Q≈30～45kJ·mol －1时蠕变 受晶界滑动控制．本文对几种 AJ（C）合金的 n 和 Q 值的计算结果见图5（a）和（b）．AJ42在较低应力 时n 约为5其 Q 值接近 Mg 的自扩散激活能（135 kJ·mol －1）因此可以判断其为扩散控制的位错攀移 蠕变．而在应力较高时n 值很高意味着 Power－ law 的失效．AJC421合金在50～80MPa 时n 值在 3～4范围内蠕变可能受到位错粘滞运动和位错攀 移共同作用．然而如果是位错粘滞运动蠕变其 Q 值应接近143kJ·mol －1 ；而位错攀移蠕变其 Q 值 则应在92～135kJ·mol －1范围内．但 AJC421的 Q 值为69∙9kJ·mol －1明显小于上述值而更接近于 晶界扩散的激活能80kJ·mol －1．因此可以推断 AJC421的蠕变行为受到了扩散控制的位错机制和 晶界滑移机制的共同作用． 迄今为止已有很多关于镁合金蠕变机理的研 究但几乎都是基于宏观的 Power－law 公式却很 少有微观组织分析加以证实．对于 Mg－Al 合金特 别是碱土 Mg－Al 合金蠕变机理的解释尚有很多不 尽人意的地方．本课题组下面的工作将进一步从宏 观和微观两方面深入研究 Mg－Al 合金的蠕变机理 力图寻找出对 Mg－Al 基合金普遍适用的蠕变机制． 4 结论 （1） 碱土镁铝合金的铸态组织均由α－Mg 和沿 枝晶界分布的第二相组成．AJ42中能观察到条状 离异共晶和层片状共晶 Al4Sr 及块状三元 τ相． AC42中形成了沿晶界分布的层片状共晶α－Mg＋ Mg2Ca 和晶内析出的 Al2Ca 颗粒相．1％ Ca 加入 AJ42合金中在晶界形成块状 τ相和层片 Mg2Ca晶 内也析出了 Al2Ca 颗粒．在 AJC421基础上增加 Al 含量粗大不规则共晶（MgAl）2Ca 相在晶界处形成 并不断增多Mg2Ca 及 τ相逐渐减少当 Al 含量到 7％时能明显观察到细小层片状 Al4Sr 相． （2） Sr、Ca 元素加入 Mg－Al 合金特别是 Sr 和 Ca 的联合加入大幅度改善了合金的抗蠕变性能． 在 AJC 合金中当 Al 控制在5％～6％时合金的抗蠕 变性能可达到最佳值但继续提高 Al 含量则导致合 金抗蠕变性能的下降． （3） 根据 Power－law 公式在 175℃／50～ 80MPa和70MPa／150～200℃蠕变下AJ42在较低 应力下蠕变表现为扩散控制的位错攀移机制而在 高应力下出现 Power－law 公式的失效；AJC421合 金蠕变则受到了扩散控制的位错机制和晶界滑移机 制的共同作用． 参 考 文 献 ［1］ Luo APekguleryuz M O．Cast magnesium alloys for elevated temperature applications．J Mater Sci199429（20）：5259 ［2］ Luo A A．Recent magnesium alloy development for elevated temperature applications．Int Mater Rev200449（1）：13 ［3］ Pekguleryuz M OBaril E．Creep resistant magnesium diecasting alloys based on alkaline earth elements．Mater Trans200142 （7）：1258 ［4］ Jing BYangshan SShan Xet al．Microstructure and tensile creep behavior of Mg－4Al based magnesium alloys with alkalineearth elements Sr and Ca additions．Mater Sci Eng A2006419 （1／2）：181 ［5］ Baril ELabelle PPekguleryuz M O．Elevated temperature Mg－ 第2期 白 晶等： 高性能碱土耐热镁合金的显微组织和蠕变性能 ·203·