作者：张惠文
细化镁合金铸锭的凝固组织能够显著提高合金的力学性能和塑性变形能力，并改善合金的加工成形性能等。Zr是镁合金有效的晶粒细化剂，对除Mg-Al系以外的镁合金一般都会通过添加Zr来细化晶粒。Sr也是镁合金中较为常见的合金化元素，加入适量的Sr可显著细化合金晶粒，改变第二相的形态和分布。周全等研究发现，0. 05%～0. 15%的Sr能显著细化ZM5-3Ca合金的凝固组织；随着Sr含量的增加，合金的晶粒尺寸逐渐减小。邱克强等研究发现，0.5%N2.0%的Sr能缩小Mg-5 Sn-5 Zn合金中a-Mg枝晶间距，且第二相形态会随着Sr加入量的提高发生显著变化。程仁菊等研究发现，0. 01%～0.10%的Sr对ZK60镁合金的组织有很好细化效果，且随着Sr加入量的增加，晶粒细化效率逐渐提高；当Sr的加入量为o．1%时，合金的晶粒达到41μm; XU T C等研究发现0~1%的Sr能显著缩小Mg-8Li-3Al-o. 5Mn镁合金的二次枝晶臂间距，且显著提高合金的力学性能。虽然关于Sr和Zr细化镁合金晶粒的研究很多，但关于Sr和Zr对长周期结构相增强Mg-Y-Cu合金凝固组织影响的研究报道较少。为此，本课题研究了Sr和Zr及其复合添加对长周期结构增强Mg97Y2Cu1合金凝固组织及力学性能的影响。
1 试验材料与方法
试验采用Mg97Y2Cu1合金，由99. 96%（质量分数， 下同）的纯镁，Mg-30Y、Mg-30Cu中间合金熔炼而成。Sr和Zr分别以Mg-25Sr和Mg-302r中间合金方式加入。采用低碳钢坩埚，在99. 5%的CO2十0. 5%的SF6混合气体保护下的坩埚电阻炉中熔炼Mg97 Y2 Cu1合金。待合金完全熔化后搅拌，使成分均匀，精炼并保温1O min，于720℃浇注到预热至180℃的石墨铸型（高70 mm，内径25 mm，壁厚3 mm）中，得到合金试棒。
试棒从中间部分沿纵向切开取样，制备好的金相试样经研磨、抛光后，采用体积分数为2%的硝酸酒精溶液进行腐蚀。采用金相显微镜进行光学显微组织观察，X射线衍射仪确定合金相组成；差热分析在Perkinelmer型综合热分析仪上进行，试验温度范围为室温～700℃，升温速度为10℃／min，以高纯Ar为保护气体。按GB6397-86制备室温力学性能拉伸试样，在WDW-200D型材料实验机上进行拉伸试验，采用Quanta200型扫描电镜观察拉伸断口形貌。
2 试验结果与分析
2.1 Sr和Zr对合金组织的影响
图1为Sr和Zr作用下Mg97 Y2 Cu1合金初生相形貌。可以看出，Sr和Zr对合金初生相具有显著的细化作用，但细化效果存在一定的差异。未加入Sr或Zr时，初生相由粗大的蔷薇状晶体组成，平均尺寸约为300 μm;加入0.1%的Sr后，粗大的蔷薇晶退化成等轴枝晶；加入0. 8%的Zr时，细化效果明显，初生相由细小的蔷薇状晶体组成，平均尺寸约为100 μm;复合添加Sr和Zr时，凝固组织的细化效果最好，初生晶粒为细小的等轴晶或蔷薇状晶体，平均尺寸为70μm左右。
图2为Sr和Zr作用下合金的第二相形貌。图2中黑色衬度相为α-Mg基体相，浅白色衬度相为第二相。可以看出，未加入Sr和Zr时，第二相呈不连续网络状分布在晶界上，且存在大量颗粒状或短棒状的第二相；加入Sr或Zr后，合金第二相的分布变得更加均匀且连续，破碎的颗粒状或短棒状第二相明显减少，分布在晶界上的第二相体积含量有较大幅度提高，但Zr比Sr的细化效果更好；复合加入Sr和Zr时，合金的第二相分布最均匀，但形态上变得不连续，晶界上第二相的体积含量相较于单独加入Zr时略有所提高。
图3为Sr和Zr作用下合金的XRD图谱。可以看出，未加入Zr时，合金组织主要由α-Mg基体相和长周期结构相Mg12 Y1 Cu1组成；加入微量Sr和Zr后，合金的图谱中出现了Mgl7 Sr2和Cu2r2等新相。
图4和表1分别为不同Sr和Zr加入量下合金的DTA升温曲线图和曲线特征值。可以看出，合金存在两个较大的吸热峰，分别为共晶反应峰和合金熔化峰；加入Sr和Zr后，合金的共晶反应峰值温度TE，基体放热峰峰值温度Tu和合金的熔化峰值温度TL都发生了不同程度的变化；在合金中加入Sr或Zr后，合金的共晶反应峰和合金熔化峰都稍有提前，基体放热峰逐渐向后推移；复合加入Sr和Zr时，基体放热峰的滞后程度最大。从表1中可以看出，合金中加入Sr或Zr后，合金的液相线会有不同程度的降低，熔体的过热度也会随之变化，有利于改善熔体的流动性，同时可推断合金的结晶过冷度也会受到影响。
合金中未加入Sr或Zr时，初生晶粒长大不受抑制，形态呈粗大的蔷薇状晶体。Sr为表面活性元素，合金中加入Sr后，根据KURFMAN理论，凝固过程中，Sr会被排挤到固／液界面前沿，易富集于α-Mg晶粒的晶界上降低晶粒生长速度，从而降低晶粒尺寸；加入Zr时，先以α-Zr质点析出，能够成为α-Mg的结晶形核核心，为合金液提供异质形核质点，提高了合金的形核率，使得合金的初生晶粒显著细化；复合加入Sr和Zr后，两种细化效果同时作用在合金熔体中，因此合金凝固组织细化效果最好。另外，根据均匀形核凝固理论，晶核的临界半径rk与过冷度T之间的关系为：
式中，σ是晶胚单位面积表面能；Lm是结晶潜热。合金中加入Sr后，结晶过冷度会增加，因此临界形核半径会随之减小，最终导致形核率增加。未参与包晶反应而加入的过量Zr，会通过溶质偏析作用使得枝晶生长的液／固界面前沿产生成分过冷区，阻碍枝晶的生长并提供了激活成分过冷区内形核质点的驱动力。因此，Sr和Zr除了通过抑制晶粒生长和异质形核作用来达到细化晶粒的目的外，也会通过提高结晶过冷度和成分过冷来提高形核率。合金的第二相主要是在围绕于α-Mg基体的晶界上形成，因此细小、均匀的等轴晶或蔷薇状晶体有利于改变第二相的形态和分布，游离的第二相更多分布在晶界上，使得晶界上的第二相变得更加完整和均匀。
合金中加入Sr和Zr后，基体放热峰向后推移，这是由于在加入Sr和Zr后，合金中生成了少量Mg17Sr2和CuZr2等新相，并分布在α-Mg基体中，与高熔点基体α-Mg相互交融，造成α-Mg相变过程中需要更多的能量，致使合金的DTA基体放热峰滞后。
2.2 Sr和Zr对合金力学性能的影响
图5为不同Sr和Zr加入量下Mg97Y2 Cu1合金的力学性能。可以看出，单独加入Sr或Zr后，合金的抗拉强度及伸长率都有不同程度提高；复合添加Sr和Zr时，合金的力学性能最好，其抗拉强度和伸长率分别为222.5 MPa和10. 72%，较未合金化处理的试样分别提高了28. 6%和84%。
图6为Sr和Zr作用下Mg97Y2 Cu1合金的拉伸断口形貌。可以看出，未加入合金元素的合金拉伸断口由一定数量的解理平面和撕裂棱组成，主要断裂方式是准解理断裂；当加入Sr后，合金断口处撕裂棱略有增多；当加入Zr后，合金的解理平面明显减少，撕裂棱增多，
断口出现少量韧窝；当复合加入Sr和Zr后，合金撕裂棱其方向各异，同时出现少量韧窝，这将导致合金在撕裂时消耗较大的能量，说明合金具有向韧性断裂转变的趋势。
众所周知，合金晶粒的大小（即晶粒度），对晶体的各种性能都有影响，其中影响最大的就是力学性能。金属材料的强度和晶粒尺寸的关系可由Hall-Petch公式
表示：
式中，σ为金属材料的强度；σ0和k为与材料有关的常数；d为晶粒平均直径。加入Sr和Zr后，合金的晶粒都会显著细化，因此力学性能提高。Mg97Y2 Cu1合金为长周期结构相强化的合金，其性能除了取决于晶粒尺寸，长周期结构相的分布和体积含量对于合金的性能也具有重要影响。合金中复合加入Sr和Zr后，在晶界上的第二相体积含量明显提高，且分布变得更均匀，这使得合金发生失效时会遇到更多的阻碍，需要更大的外加应力才能使位错越过第二相而继续滑移，从而提高了合金的强度；同样会使得材料在失效前会承受较大的变形量，得到较大的伸长率。另外，在合金中添加Zr后，合金晶粒内部出现少量弥散分布的CuZr2相颗粒，会阻碍位错的滑移，导致变形后产生较大加工硬化，这都有利于合金力学性能的提高。拉伸断口由准解理断裂向韧性断裂变化的趋势，其原因可能为加入Sr和Zr后，晶粒显著细化，第二相的分布及形态变化等共同作用的结果。
3 结 论
(1)在Mg97Y2 Cu1合金中加入0.1%的Sr或0.8%的Zr均可以细化其凝固组织，提高其力学性能，且Sr和Zr复合添加的作用效果最好。
(2)复合添加Sr和Zr时，Mg97Y2 Cu1合金的初生相变成细小的等轴晶或蔷薇状晶体，第二相的分布最均匀，且分布在晶界上的第二相体积含量最高。
(3)复合添加Sr和Zr时，Mg97Y2 Cu1合金的力学性能最好，其抗拉强度和伸长率分别为222.5 MPa和10. 7%，较未合金化处理的试样分别提高了29%和84%。
4摘要
研究了Sr和Zr对长周期结构增强Mg97Y2Cu1合金凝固组织和力学性能的影响。结果表明，合金中0.1%的Sr或0. 8%的Zr能够细化其凝固组织，提高力学性能，且Sr和Zr复合添加的作用效果更好。复合添加Sr和Zr时，合金的初生相变成细小的等轴晶或蔷薇状晶体，第二相分布最为均匀，且分布在晶界上的第二相体积含量有较大幅度提高；合金的
抗拉强度和伸长率分别为222．5 MPa和10.7%，较未合金化处理的试样分别提高了29%和84%。
