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中国有色金属学报

文章编号：1004-0609(2009)07-1169-07

AE42合金的抗压入蠕变性能

张尧成¹，曾明^{1, 2}，郭萍¹，廖春丽¹，沈保罗²

(1. 西华大学材料科学与工程学院，成都 610039；

2. 四川大学材料科学与工程学院，成都 610065)

摘要：

采用自制实验装置对Mg-Al-2RE(AE42)合金进行压入蠕变实验，利用带能谱(EDS)的扫描电镜(SEM)和X射线衍射(XRD)分析合金蠕变前后的组织和成分的演化。结果表明：随温度或应力的增加，AE42合金的压入蠕变速率和第一阶段的蠕变量逐渐增加；合金在压入状态下的蠕变应力指数和蠕变激活能的均值分别为3.06和72.4 kJ/mol；压入条件下AE42合金的稳态蠕变速率由晶界扩散主导的位错粘滞性滑移控制；铸态AE42合金由α-Mg基体、针状Al₁₁La₃和少量颗粒状Al₂La组成；固溶处理8 h后，合金中的β-Mg₁₇Al₁₂相溶入α-Mg基体，合金的硬度上升；固溶24 h后，晶粒得到粗化，合金的硬度和抗蠕变性能均下降；固溶处理后再人工时效24 h，晶粒略有细化，但大量β-Mg₁₇Al₁₂相沿晶界不连续析出，合金的硬度和抗蠕变性能进一步下降。

关键词：

AE42合金；压入蠕变；显微组织；抗蠕变性能；热处理；

中图分类号：TG 146.2　　文献标识码：A

Indentation creep resistance of AE42 alloy

ZHANG Yao-cheng¹, ZENG Ming^{1, 2}, GUO Ping¹, LIAO Chun-li¹, SHEN Bao-luo²

(1. College of Materials Science and Engineering, Xihua University, Chengdu 610039, China;

2. College of Materials Science and Engineering, Sichuan University, Chengdu 610065, China)

Abstract: The indentation creep property of Mg-4Al-2RE (AE42) alloy was analyzed with a special apparatus. The microstructure and compositions of precipitated phases were performed by scanning electron microscope (SEM) with energy dispersive spectrometer (EDS) and X-ray diffractometry (XRD). The results reveal that the steady creep rates and primary indentation deformation of AE42 alloy increase with increasing temperature and stress. The average stress exponent and creep activity energy are 3.06 and 72.4 kJ/mol, respectively. The indentation steady creep rate is controlled by dislocation viscosity slipping led by the grain boundary diffusion. The as-cast AE42 alloy consists of α-Mg matrix, acicular Al₁₁La₃ and granular Al₂La. The microhardness of AE42 alloy is increased after solution for 8 h as the result of β-Mg₁₇Al₁₂ phase dissolving into α-Mg matrix. But the microhardness and creep resistance of AE42 alloy decrease after solution for 24 h because of the grains coarsening. The microhardness and creep resistance decrease further after 24 h ageing treatment for large number of β-Mg₁₇Al₁₂ phase precipitated discontinuously at the grain boundaries notwithstanding the grains are fined a little.

Key words: AE42 alloy; indentation creep; microstructure; creep resistance; heat treatment

因减轻汽车车身质量可减少汽车尾气排放，作为目前最轻的结构金属材料，镁合金越来越受到关注。镁合金有低密度、高比强度和比刚度、优异的铸造性能和机加工性能，所以AZ91D等合金在交通、航空航天等领域得到广泛的使用，但其高温抗蠕变性能不佳限制了其被进一步使用^[1?2]。有研究表明^[3?4]：Mg-Al基合金中有β-Mg₁₇Al₁₂相的不连续析出，且β-Mg₁₇Al₁₂相在温度高于150 ℃后易软化，降低了合金的抗蠕变性能。为了改善镁合金的高温抗蠕变性能，人们在Mg-Al合金的基础上添加稀土元素，继而开发了Mg-Al-RE合金系，如AE41、AE42和AE44等。已有研究者^[3?8]对AE42合金的性能做了很多的研究，但大多数都是在拉伸和压缩的应力条件下进行的，而在压入条件下及合金在热处理后的蠕变行为鲜有报道。本文作者采用压入的方法对铸态和热处理后的AE42合金的抗蠕变性能进行研究，分析合金在蠕变前后组织及成分的演变。

1 实验

AE42合金的熔炼在SG2?5?12井式坩埚电阻炉中进行，熔炼过程用覆盖剂进行保护。待金属全部融化后，将金属液加温至750 ℃并保持30 min，然后再浇入金属模中，金属模先预热到250 ℃。浇注温度控制在720 ℃左右。将金属锭块用电火花线切割机加工成10 mm×10 mm×20 mm的块状试样。对试样进行T4和T6热处理。T4热处理(415 ℃，0~24 h)后空冷，T6热处理(415 ℃，24 h +175 ℃，4~24 h)后空冷。将试样各面打磨光整后放入盛有二甲基硅油的油杯中进行压入蠕变实验。实验温度范围为125~200 ℃，有效应力范围为55~95 MPa。实验温度由温度控制器控制，其精度达±1 ℃。实验装置示意图如图1所示。压头作用在试样的位移量由位移传感器采集，并通过计算机记录。传感器精度达±1 μm。压头尺寸为d 1 mm× 1.5 mm，材质为钨钢。

图1 压入蠕变实验装置示意图

Fig.1 Schematic diagram of creep apparatus

用Hitachi?S?3400型扫描电镜(带EDS)和Philips X射线衍射仪分析试样微观组织的演变。用HVS?1000型显微硬度计测定试样的显微硬度，载荷为0.98 N，保载时间为20 s。

2 结果

2.1 AE42合金的压入蠕变曲线

图2(a), (b), (c)所示分别为铸态AE42合金在载荷55~95 MPa及温度125~200 ℃条件下的压入蠕变曲线，图2(d)所示为铸态、(T4，24 h)和(T6，24 h) 3种AE42合金在150 ℃和75 MPa条件下的压入蠕变曲线。从图2可发现，随着温度或载荷的增加，合金的蠕变趋势越明显，相同蠕变时间内的压入量逐渐增加，且均有较明显的减速蠕变阶段(蠕变第一阶段)和稳态蠕变阶段(蠕变第二阶段)，减速蠕变阶段约为5 h。经T4和T6处理后的AE42合金的抗蠕变性能明显低于铸态AE42合金。将蠕变曲线的线性部分外推到时间为零处即可得到第一蠕变阶段的压入蠕变量，其拟合误差均在10%以内，如图3所示。由图3可看出，随着温度或应力的增加，合金的第一阶段蠕变量逐渐增加。

图2 不同载荷下AE42合金的压入蠕变曲线

Fig.2 Indentation creep curves of AE42 alloy at different loads: (a) 55 MPa; (b) 75 MPa; (c) 95 MPa; (d) 75 MPa

图3 AE42合金第一阶段蠕变量

Fig.3 Primary indentation creep deformation of AE42 alloy

2.2 稳态压入蠕变速率

由蠕变速率的定义可知，合金的压入稳态蠕变速率可由曲线的斜率获得，即合金稳态阶段的压入量ε与时间t的比值=dε/dt。AE42合金在不同条件下的稳态蠕变速率如表1所列。

表1 AE42合金的稳态蠕变速率

Table 1 Steady indentation creep rate of AE42 alloy

在作用应力不大时，可用式(1)表示稳态蠕变速率与温度和应力的关系^{[7, 9]}：

式中：A为与合金成分及组织有关的材料结构常数；σ为作用应力，MPa；n为应力指数；R为气体摩尔常数，8.314 5 J/(mol·K)；Q_c为表观蠕变激活能，J/mol；T为绝对温度，K。

压入蠕变采用细小的压头对合金试样微区表面进行蠕变实验。加载砝码对试样所产生的力F分为三部分：对试样产生正应力的F_e，压头对试样的剪切力F_s，压头与试样间的摩擦力F_f。即有：

本实验采用的压头为圆柱形，取F_e=1/3 F^[10]。

将式(1)两边取对数有

ln= lnA+ nlnσ ?Q_c/(RT) (3)

当温度不变时，令C₁=lnA?Q_c/(RT)，则：

ln= C₁+nlnσ (4)

当应力不变时，令C₂= lnA+nlnσ，则：

ln= C₂?Q_c/(RT) (5)

式(4)表示温度不变时，ln和ln σ有线性关系，其斜率为n；式(5)表示应力不变时，ln和(1/T)有线性关系，其斜率为(?Q_c/R)。从图4可知，AE42合金的稳态压蠕变速率 ln与应力ln σ和(1/T)均满足线性关系，由此可得到应力指数n为3.17(125 ℃)、3.23(150 ℃)、3.05(175 ℃)和2.8(200 ℃)，均值为3.06；蠕变激活能Q_c为76.214 kJ/mol (55 MPa)、68.595 kJ/mol (75 MPa)和72.395 kJ/mol (95 MPa)，均值为72.4 kJ/mol。

图4 与ln σ和1/T的关系

Fig.4 Relationship between and ln σ(a) and 1/T(b)

2.3 显微组织

图5所示为铸态和热处理后的AE42合金的SEM组织。从图5((a)~(c))可看出，在蠕变前，合金经热处理后晶粒变得粗大，但分布在晶界处的相有细化的趋势。析出相仍主要为分布在晶界处的针状相和分布在晶粒内的颗粒状相。从图5((d)~(f))可看出，AE42合金蠕变后，晶粒变得不规则，合金的析出相得到细化，析出相仍为针状和颗粒状。从图5可看出，在热处理和蠕变前后，AE42合金中析出相的量并没有明显的改变，这说明合金中的析出相有很好的热稳定性。对EDS(表2)结果中的元素摩尔质量进行计算并结合XRD谱(图6)，可推测颗粒状相为Al₂La，针状相为Al₁₁La₃^[11?13]。按摩尔比进行计算可知，蠕变前后Al₂La相的量并没有明显的变化，热处理后合金中针状相中的La并不能与全部的Al反应生成Al₁₁La₃，这说明Al₁₁La₃相在200 ℃和75 MPa下并没有发生分解，而在针状相处有β-Mg₁₇Al₁₂析出。

图5 AE42合金的SEM像

Fig.5 SEM images of AE42 alloy: (a) As-cast; (b) (T4, 24 h), before creep; (c) (T6, 24 h), before creep; (d) As-cast, after creep; (e) (T4, 24 h), after creep; (f) (T6, 24 h), after creep

表2 AE42合金的能谱分析结果

Table 2 EDS results of AE42 alloy (mass fraction, %)

2.4 显微硬度

图7所示为T4和T6处理对AE42合金硬度的影响。固溶处理1 h后，合金的硬度大幅度增加，因为

图7 热处理对AE42合金显微硬度的影响

Fig.7 Effect of heat treatment on microhardness of AE42 alloy

此时合金中的β-Mg₁₇Al₁₂相快速地溶入到α-Mg基体里。由于镁合金中的原子扩散速率慢，所以为了获得较高固溶度，加热温度通常只比固相线低5~10 ℃^[14]。所以在415 ℃下T4处理约8 h后，合金的固溶效果变得有限。合金的硬度在T4处理8~24 h后出现了缓慢的下降，这是因为晶粒粗化，使合金的力学性能下降。固溶处理后随即对合金进行T6处理，晶粒稍有细化，β-Mg₁₇Al₁₂相又沿晶界不连续析出，导致合金的硬度进一步缓慢下降，且渐渐趋于平缓。

3 讨论

3.1 Al元素对蠕变性能的影响

镁合金的蠕变主要是通过位错滑移和晶界滑移两种方式进行^[15]。有研究表明^{[8?9, 12]}，AE42合金熔炼后快冷倾向于形成Al₁₁RE₃(也有认为是Al₄RE)，慢冷倾向于形成Al₂RE。典型的铸态AE42合金中的析出相主要为Al₁₁RE₃，还有少量的Al₂RE分布在晶内，如图6所示。Al₁₁La₃和Al₂La在200 ℃以下均有很好的热稳定性，不易发生分解。故Al₁₁La₃和Al₂La能很好地钉扎在晶界和晶内阻碍位错的运动，从而保证合金的抗蠕变性能。

图6 铸态AE42合金的XRD谱

Fig.6 XRD pattern of as-cast AE42 alloy

但从AE42合金的压入蠕变趋势线和稳态蠕变速率可知，随温度或应力的增加，其抗蠕变性能会逐渐变差。根据Hume-Rothery规则，镁和铝之间可形成固溶度很高的固溶体，故可认为加入的4%Al(质量分数)除了生成β相和Al-La外，几乎全部固溶在α-Mg基体内。故在应力和较高温度作用下，固溶在α-Mg基体内Al的扩散速度加快，加速了β相在晶界处的不连续析出。但β相的共晶温度为473 ℃，在较高温度条件下易于软化，不能有效地阻碍晶界和位错的运动，从而恶化了AE42合金的抗蠕变性能。因此，Al在Mg中的固溶度高是AE42合金高温蠕变性能差的主要原因。

3.2 热处理对蠕变性能的影响

AE42合金熔炼后浇注试样采用金属模冷却，冷却速度很快，属非平衡凝固，可形成离异共晶组织。从图8的分析可知，AE42合金中非平衡凝固形成的β相经T4处理后溶入了α-Mg基体。T6处理可导致β相再次沿晶界从基体中不连续析出。β相在热处理后变得粗大，且有向晶内伸展的趋势^[16?17]。T4和T6的温度不同，其晶粒长大动力学方程可表示为^[18]

式中：D和D₀分别为热处理后和铸态合金的晶粒平均直径，μm；Q_app为晶粒长大激活能，J/mol；t为时间，s；T为绝对温度，K；K为与热处理温度和合金成分有关的常数；b为晶粒长大指数，与温度有关。据式(6)可知，在热处理时间相同条件下，T6处理后的晶粒平均直径比T4处理后的要小，与观察结果相符。T6处理后有大量的β相在晶界析出，使合金抗蠕变性能恶化，所以β相是控制镁合金抗蠕变性能最重要的因素。

图8 析出相中生成Mg₁₇Al₁₂的Al原子的质量分数

Fig.8 Mass fraction of Al for Mg₁₇Al₁₂ in precipitated phases

3.3 蠕变机制探讨

合金的真实应力指数的变化与蠕变温度变化有关，蠕变激活能的变化与作用应力变化有关。已有的研究结果^[3^?^{4, 19]}表明，当n=1时，蠕变机制在低应力和很高温度下由扩散主导；当n=3~6时，蠕变机制由位错主导；当n=3时，位错被原子气团拖拽，蠕变机制为位错粘滞运动机制；当n=4~6时，蠕变为位错攀移机制；当 n＞7时，通常被认为是幂律失效(PLB)，在PLB条件下蠕变的控制机制问题尚无定论。当Q_c≈ (30~45) kJ/mol(β相非连续析出激活能)，蠕变由晶界滑动控制；当Q_c≈80 kJ/mol(晶界的扩散能)时，蠕变由晶界扩散控制；当Q_c≈(92~135) kJ/mol(Mg原子的自扩散激活能)时，蠕变受Mg原子的自扩散控制；当Q_c≈143 kJ/mol(A1原子在合金中的扩散激活能)时，蠕变受Al原子在合金中的扩散控制。在本实验条件下，AE42合金的应力指数均值为3.06，蠕变激活能均值为72.4 kJ/mol。因此，在压入条件下的AE42合金蠕变机制为晶界扩散主导的位错粘滞性滑移。

4 结论

1) AE42合金的铸态组织主要由针状的Al₁₁La₃相和少量的颗粒状Al₂La组成。蠕变后合金的相形态没有明显变化。Al₁₁La₃和Al₂La在200 ℃下有很好的热稳定性，能阻碍晶界滑移和位错运动，以保证AE42合金的抗蠕变性能。

2) 在本实验条件下，AE42的应力指数n的范围为2.80~3.23，激活能Q_c的范围为68.595~76.214 kJ/mol。在压入条件下，AE42合金的蠕变机制为晶界扩散主导的位错粘滞性滑移。

3) 在固溶处理后，β-Mg₁₇Al₁₂相溶入合金基体，合金晶粒长大，合金的抗蠕变性能下降，硬度提高。人工时效处理后，晶粒略有细化，但大量β-Mg₁₇Al₁₂相沿晶界不连续析出，使合金抗蠕变性能下降。

4) AE42合金中Al的固溶度高，在应力和温度作用下有利于β-Mg₁₇Al₁₂相沿晶界不连续析出，β相共晶温度低，不能有效阻碍位错和晶界的运动，从而恶化了合金的抗蠕变性能。

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收稿日期：2008-10-20；修订日期：2009-03-20

通讯作者：曾明，教授；电话：028-87721550；E-mail: zmcgyxh@163.com

(编辑李向群)

摘要：采用自制实验装置对Mg-Al-2RE(AE42)合金进行压入蠕变实验，利用带能谱(EDS)的扫描电镜(SEM)和X射线衍射(XRD)分析合金蠕变前后的组织和成分的演化。结果表明：随温度或应力的增加，AE42合金的压入蠕变速率和第一阶段的蠕变量逐渐增加；合金在压入状态下的蠕变应力指数和蠕变激活能的均值分别为3.06和72.4 kJ/mol；压入条件下AE42合金的稳态蠕变速率由晶界扩散主导的位错粘滞性滑移控制；铸态AE42合金由α-Mg基体、针状Al₁₁La₃和少量颗粒状Al₂La组成；固溶处理8 h后，合金中的β-Mg₁₇Al₁₂相溶入α-Mg基体，合金的硬度上升；固溶24 h后，晶粒得到粗化，合金的硬度和抗蠕变性能均下降；固溶处理后再人工时效24 h，晶粒略有细化，但大量β-Mg₁₇Al₁₂相沿晶界不连续析出，合金的硬度和抗蠕变性能进一步下降。