思考与探索：Ca对铸态Mg-5Sn-3AI-22n合金组织与性能的影响

    作者：郑晓敏   

    AZ系镁合金组织的晶界上存在因离异共晶形成的低熔点p-Mg17Al12相，故高温性能较差，使用温度一般不超过120℃，难以用于生产高温长时间使用的零部件。因此，耐热镁合金的研究受到越来越多的关注。一是通过添加碱土金属(Ca、Sr、Ba)、第IV、V族元素和稀土元素制备耐热镁合金，并开发具有良好铸造性能的耐热镁合金；二是通过合金化元素及强化相对镁合金蠕变机制影响的研究，开发性能良好的耐热镁合金。

    Ca是一种表面活性元素，可以细化镁合金晶粒，改一善合金的抗蠕变性能，同时对抑制熔体的氧化有一定作用。研究认为，组织稳定性对镁合金的抗蠕变性能影响极大，因而研究镁合金的组织稳定性具有重要意义。前期研究工作表明，Sn、Ca低合金化可显著提高Mg-Zn-Al合金的室温强度和高温强度。因此，本课题主要考察了在Mg-5Sn-3Al-22n合金的基础上，添加不同含量Ca对该合金组织及性能的影响，为新型合金的开发提供参考。

1  试验材料与方法

    以Mg-5Sn-3Al-22n合金为基础，添加Ca制备Mg-5Sn-3Al-2Zn-xCa合金。采用井式坩埚炉，1～3号合金熔炼温度为770℃，Ar气精炼10 min，静置15 min，全程采用N2+0. 2%的SF6混合气体进行熔炼保护，待精炼保温结束后，去除熔体表面熔渣并随炉降温至750℃，浇注到预热的金属型中。4、5号合金熔炼温度提升至850℃，然后经精炼、除渣等工序后将熔炼好的金属液浇注到经预热的金属型中。采用XRF对Mg-Sn-Al-Zn系合金进行化学成分的分析，成分见表1。

    金相试样取自试样相同位置，经打磨、研磨、抛光后，用5%的苦味酸+2%的冰醋酸酒精溶液腐蚀，通过XRD对试样进行物相分析，采用万能拉伸试验机对其进行力学性能检测，拉伸速度为1 mm／mln；采用SEM对试样进行金相及断口扫描并对其进行EDS能谱分析。

2  试验结果与分析

2.1  合金显微组织演变与分析

    图1为1～5号合金的显微组织。从图1看出，凝固组织由a-Mg枝晶和枝晶间组织组成，深色部分是a-Mg，灰色部分是Mg2 Sn为主的其他相，其中M92 Sn强化相为立方结构，以网状析出；同时有少量的Mg2 Sn与β-Mg17Al2相共晶析出。由于Zn含量较低，形成的β-Mg17Al12和τ-Mg32(Al，Zn)49相含量较低。图2为1、2、5号合金的XRD衍射图，可以看出，a-Mg衍射峰及Mg：Sn的衍射峰较明显，β-Mg17Al12峰较少。从图1b～图le看出，铸态组织发生了明显的改变，网状结构逐渐断裂，枝晶明显变小。由于采用金属型铸造，凝固速度较快，获得的共晶大部分类似于离异共晶，仅有少量的片状共晶。当Ca含量由O到2.0%，合金中Mg2Sn相波峰减少，见图2b,有CaMgSn三元相峰值出现，组织发生细化，粗大的树枝晶逐渐消失，基体上分布有大量的针状相及点状相。结合图3a～图3d的SEM及EDS分析，合金中针状、棒状及点状等相主要为CaMgSn三元相以及少量Al2 Ca相，同时也检测出少量的p-Mg17 Al12波峰。

    Ca在凝固过程中形成了CaMgSn相溶于晶粒内部，阻碍了Mg2Sn和p-Mg17Al12相网状分布，致使Mg2Sn相数量逐渐减少并呈断续弥散状分布。当Ca含量达到2.0%时，合金的组织分布形态发生改变。图3为不同Ca含量的Mg-Sn-Al-Zn系合金EDS分析。由图3d可以看出，含Ca相发生了偏聚，由细小针状变成粗大针状或棒状，使得组织粗化。

    图3b和图3c中A处经EDS分析，主要含有Al、Ca元素，结合XRD分析，可确定为Al2 Ca相，B、C处经EDS分析，主要含有Mg、Al元素，结合XRD衍射分析，该相为β-Mgl7 Al12，其中C处也含有少量的Sn和Ca，因此有Al2 Ca和Mg2 Sn相溶入基体中。

2.2  合金力学性能结果与分析

    表2为1～5号铸态合金的室温力学性能。可以看出，当Ca含量为0.3%时，抗拉强度下降较快，但屈服强度变化不大，当Ca含量为1.0%时，合金的抗拉强度提高了5. 7%，屈服强度提高了57. 3%，伸长率达到5.6%；当含Ca含量达到2.0%，合金的抗拉强度和屈服强度分别比4号合金下降31.8%和28.0%。

    由图2可知，Ca可与合金中的Mg和Sn结合生成Ca-Mg-Sn三元相，对晶界处的Mg17Al12相和Mg2Sn相的形态产生一定影响；此外，Ca相还有细化晶粒的作用。Ca作为表面活性元素，在晶界生成的吸附膜阻碍晶粒的长大，提供更多的晶核。随Ca含量的增加，偏聚加剧，组织逐渐粗化，直至最后形成棒状的脆性化合物。在Ca含量达到2.0%时，合金性能大幅下降，这是由于Ca抑制了强化相的形成和分布，粗大的针状或棒CaMgSn相对基体产生割裂作用，同时使合金塑性变形不均匀，产生应力集中，成为裂纹源而导致合金性能下降。Ca由0.3%提高到1.0%后，合金的性能有所提高的原因有两个方面，一是晶粒进一步细化，晶粒细化使晶界增加，可有效地阻碍晶界滑移，二是基体内弥散析出的颗粒状CaMgSn相会产生弥散强化作用。但Ca的含量不能过高，对于Mg-5Sn-3Al-22n合金，当Ca含量超过2%后，力学性能快速下降。

2.3  合金的断裂形貌及机理的分析

    图4为不同Ca含量时Mg-5Sn-3Al-22n合金的断口形貌，图5为合金的宏观断口形貌。从图5看出，合金断口粗糙，均属正断。在SEM扫描中可看出断口上存在明显的枝晶间的层片状化合物以及宽窄不同的解理面和大量的方向不同的河流花样，有极少量的韧窝，见图4a～图4e。这表明，合金的断裂机制为解理和准解理断裂。因此，可以推断出Ca含量对Mg-5 Sn-3Al-22n合金的断裂方式没有显著影响。但是，Ca含量为2．O%的合金断裂面可看到大量的解理型断面而且合金的解理台阶较大。从图4e可以看出，Ca的添加，形成粗大的针状或棒状CaMgSn相，对镁合金基体割裂作用大，并在周围产生应力集中，裂纹容易沿粗大的粒子和a-Mg基体的界面处延伸，使得Ca含量较高时其力学性能下降较快。

3  结  论

    (1) Ca的加入使Mg-5Sn-5Al-22n合金的组织得到细化并产生新的Alz Ca、CaSnMg强化相。随着Ca含量的增加，合金的组织由连续或半连续状逐渐转变成点状或絮状，同时Mg2Sn相和β-Mg17Al12相的数量和分布形态也得到优化。Ca添加量为1.O%时，组织发生了显著的变化，合金中基体组织更加细化，晶粒变得更小，晶界离异共晶组织由连续网状分布变为断续弥散状分布，具体表现为粗大的树枝晶基本消失，强化相多呈点状、针状分布。

    (2) Mg-5Sn-3Al-22n合金中随Ca的加入，相对原合金，抗拉强度和屈服强度成先下降再上升的趋势。适量Ca元素的加入，使合金的室温力学性能有明显的改善，且当Ca含量为1%时，合金的室温性能达到最大值，抗拉强度和屈服强度分别为220 MPa和206 MPa，伸长率为5. 6%。

(3) Ca的加入，并没有对Mg-5Sn-3Al-22n合金的断裂机制产生明显的影响。在SEM扫描中明显观察到台阶和河流花样，有极少量的韧窝，其断裂机制为典型的解理和准解理断裂。4摘要:

利用XRD.SEM.OM等手段，对不同Ca含量的铸态Mg-5Sn-3Al-22n合金的组织、力学性能及断口进行了研究与分析。结果表明，不同Ca含量的Mg-Sn-Al-Zn合金主要由a-Mg.Mg2 Sn.CaMgSn.Alz Ca相组成。当Ca含量为1.0%时，合金的室温力学性能最高；当Ca含量达到2.0%时，合金基体中分布有大量粗大针状、棒状的CaMgSn和Alz Ca等相，其力学性能大幅度下降；其断裂机制均为解理和准解理断裂。