Ca、Sr元素對AS21合金組織演變與性能調(diào)控的機(jī)制研究一、緒論1.1研究背景與意義鎂合金作為目前工業(yè)應(yīng)用中最輕的金屬結(jié)構(gòu)材料之一，具有密度小、比強(qiáng)度和比剛度高、良好的鑄造性能、減震性能、切削加工性能以及電磁屏蔽性能等一系列獨(dú)特的優(yōu)點(diǎn)，在航空航天、汽車制造、電子設(shè)備等眾多領(lǐng)域展現(xiàn)出了巨大的應(yīng)用潛力，被譽(yù)為“21世紀(jì)最具發(fā)展?jié)摿颓巴镜牟牧稀?。其中，Mg-Al系鎂合金由于其加工和鑄造性能優(yōu)良、屈服強(qiáng)度較高等特點(diǎn)，成為了應(yīng)用最為廣泛的鎂合金系列，常見的如AZ（Mg-Al-Zn）、AM（Mg-Al-Mn）、AS（Mg-Al-Si）、AX（Mg-Al-Ca）等合金。AS21合金作為Mg-Al-Si系鎂合金中的一種，因含有一定量的Si元素，與Mg形成了具有高熔點(diǎn)（1085℃）、高彈性模量以及低膨脹系數(shù)的Mg?Si相。這使得AS21合金具備了較好的高溫性能，在150℃以下能夠保持相對穩(wěn)定的力學(xué)性能，同時，其成本相對較低，在對材料高溫性能有一定要求且成本敏感的領(lǐng)域，如汽車發(fā)動機(jī)的一些零部件、普通電子設(shè)備的散熱部件等，具有一定的應(yīng)用。然而，AS21合金也存在一些明顯的局限性。其強(qiáng)度尤其是室溫強(qiáng)度偏低，難以滿足一些對結(jié)構(gòu)強(qiáng)度要求較高的應(yīng)用場景；塑性變形能力較差，在成型過程中容易出現(xiàn)開裂等缺陷，限制了其成型工藝的選擇和復(fù)雜結(jié)構(gòu)件的制造；耐腐蝕性能不佳，在潮濕、酸堿等環(huán)境中容易發(fā)生腐蝕，縮短了其使用壽命和可靠性。為了改善鎂合金的性能，微合金化/合金化是一種常用且有效的方法。Ca和Sr作為堿土金屬元素，在鎂合金的研究中受到了廣泛關(guān)注。Ca元素具有成本低、易熔煉、密度小等特點(diǎn)，其可分別與Mg和Al反應(yīng)生成Mg?Ca相和Al?Ca相，這兩種含Ca金屬間化合物均具有較高的熔點(diǎn)，可有效阻礙高溫下的位錯攀移和晶界滑移，從而提高合金的高溫抗蠕變性能和耐腐蝕性能。然而，當(dāng)Ca的加入量過高時，會產(chǎn)生嚴(yán)重的冷隔、熱裂和粘模等鑄造缺陷。Sr作為一種活性元素，不僅可以作為微量元素添加到合金中起到細(xì)化晶粒和改善第二相的效果，而且也可以作為合金元素來進(jìn)行Mg-Al-Sr新型耐熱鎂合金的開發(fā)。微量Sr的加入可以細(xì)化α鎂基體晶粒，改善β相形貌分布，并且當(dāng)Sr的添加量到達(dá)一定量時可以生成高熔點(diǎn)Al-Sr相從而抑制β相的形成，進(jìn)而有效地阻礙晶界滑動，提升合金力學(xué)性能。研究Ca、Sr元素對AS21合金組織及性能的影響具有重要的理論和實(shí)際意義。從理論角度來看，深入探究Ca、Sr元素在AS21合金中的作用機(jī)制，包括它們?nèi)绾斡绊懞辖鸬哪踢^程、相的形成與轉(zhuǎn)變、晶體結(jié)構(gòu)的變化等，有助于豐富和完善鎂合金的合金化理論，為進(jìn)一步開發(fā)新型鎂合金提供理論基礎(chǔ)。從實(shí)際應(yīng)用角度而言，通過研究找到合適的Ca、Sr添加量以及添加方式，能夠有效改善AS21合金的強(qiáng)度、塑性、耐腐蝕性和高溫性能等，拓展其應(yīng)用領(lǐng)域，提高其在航空航天、汽車、電子等行業(yè)中的競爭力，推動鎂合金材料的廣泛應(yīng)用，實(shí)現(xiàn)材料的輕量化，降低能源消耗和成本，具有顯著的經(jīng)濟(jì)和社會效益。1.2國內(nèi)外研究現(xiàn)狀1.2.1AS21合金研究進(jìn)展AS21合金作為Mg-Al-Si系鎂合金中的一員，其主要合金元素為Al、Si。Al元素在鎂合金中能夠固溶強(qiáng)化基體，提高合金的強(qiáng)度和硬度，同時與Mg形成β-Mg??Al??相，在一定程度上也會影響合金的性能。Si元素則主要與Mg形成Mg?Si相，該相具有高熔點(diǎn)（1085℃）、高彈性模量以及低膨脹系數(shù)的特點(diǎn)，賦予了AS21合金較好的高溫性能。在鑄態(tài)下，AS21合金的組織通常由α-Mg基體、β-Mg??Al??相以及Mg?Si相組成。其中，α-Mg基體為密排六方結(jié)構(gòu)，是合金的主要承載相；β-Mg??Al??相一般沿晶界分布，呈連續(xù)或半連續(xù)的網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)，其存在對合金的室溫強(qiáng)度有一定貢獻(xiàn)，但在高溫下易軟化，限制了合金的高溫性能；Mg?Si相形態(tài)多樣，常見的有粗大的漢字狀、枝晶狀等，這種粗大的形態(tài)會降低合金的室溫力學(xué)性能，尤其是塑性。在力學(xué)性能方面，AS21合金的室溫抗拉強(qiáng)度一般在150-200MPa左右，屈服強(qiáng)度約為80-120MPa，延伸率通常在5%-10%之間。其強(qiáng)度相對較低，難以滿足一些對結(jié)構(gòu)強(qiáng)度要求較高的應(yīng)用場景。在高溫性能方面，由于Mg?Si相的存在，AS21合金在150℃以下能夠保持相對穩(wěn)定的力學(xué)性能，但隨著溫度升高，β-Mg??Al??相的軟化以及Mg?Si相的粗化等因素，會導(dǎo)致合金的強(qiáng)度和抗蠕變性能下降。在耐腐蝕性能方面，AS21合金由于其化學(xué)活性較高，在潮濕、酸堿等環(huán)境中容易發(fā)生腐蝕，這主要是因?yàn)楹辖鹬械牟煌嘀g存在電位差，形成了腐蝕微電池，加速了腐蝕過程。目前對于AS21合金的研究，主要集中在通過優(yōu)化合金成分、改進(jìn)制備工藝以及進(jìn)行熱處理等方式來改善其性能。在合金成分優(yōu)化方面，有研究嘗試添加其他合金元素如Ca、Sr、RE（稀土元素）等，以細(xì)化晶粒、改善第二相形態(tài)和分布，從而提高合金的綜合性能。在制備工藝方面，采用半固態(tài)成型、噴射沉積等新型工藝，能夠獲得組織更加均勻細(xì)小的合金，提高其性能。在熱處理方面，通過固溶處理和時效處理，可以調(diào)整合金中相的組成和分布，改善合金的力學(xué)性能。然而，現(xiàn)有的研究仍存在一些不足之處。對于一些新型合金化元素的作用機(jī)制研究還不夠深入，導(dǎo)致在實(shí)際應(yīng)用中難以準(zhǔn)確控制合金的性能；新型制備工藝雖然能夠提高合金性能，但往往存在成本高、生產(chǎn)效率低等問題，限制了其大規(guī)模應(yīng)用；在提高合金耐腐蝕性能方面，目前的研究成果還不夠理想，需要進(jìn)一步探索有效的方法。1.2.2Ca對鎂合金組織和性能影響研究在鎂合金中添加Ca元素，能夠?qū)ζ浣M織和性能產(chǎn)生多方面的顯著影響。在細(xì)化晶粒方面，Ca元素主要通過異質(zhì)形核機(jī)制來細(xì)化鎂合金晶粒。Ca原子半徑（0.215nm）與Mg原子半徑（0.160nm）相差較大，在合金凝固過程中，Ca原子會偏聚在晶界和枝晶間，形成高熔點(diǎn)的Mg?Ca相和Al?Ca相，這些相可以作為異質(zhì)形核核心，增加形核率，從而細(xì)化晶粒。有研究表明，在AZ91鎂合金中添加1.0wt.%的Ca，合金的平均晶粒尺寸從未添加時的100μm左右減小到了50μm左右。在改善合金性能方面，Ca元素可以提高鎂合金的高溫性能和耐腐蝕性能。在高溫性能方面，Mg?Ca相和Al?Ca相具有較高的熔點(diǎn)，在高溫下能夠有效阻礙位錯攀移和晶界滑移，從而提高合金的抗蠕變性能。例如，在AX51耐熱鎂合金中，由于Ca元素的加入形成了Al?Ca強(qiáng)化相，使其蠕變性能與AE42相當(dāng)。在耐腐蝕性能方面，Ca元素可以改變合金的腐蝕電位和腐蝕產(chǎn)物膜的結(jié)構(gòu)。一方面，Ca的添加使合金的腐蝕電位正移，降低了合金的腐蝕傾向；另一方面，Ca元素參與形成的腐蝕產(chǎn)物膜更加致密，能夠有效阻擋腐蝕介質(zhì)的侵蝕。研究發(fā)現(xiàn)，在AZ91D鎂合金中添加適量Ca后，合金在3.5%NaCl溶液中的腐蝕速率明顯降低。然而，Ca元素的添加也存在一些問題，當(dāng)Ca添加量過高時，會產(chǎn)生嚴(yán)重的冷隔、熱裂和粘模等鑄造缺陷。例如，在Mg-Al系合金中，當(dāng)Ca的加入量達(dá)到1%時，就容易出現(xiàn)上述鑄造缺陷，這限制了Ca元素在鎂合金中的添加量和應(yīng)用。1.2.3Sr對鎂合金組織和性能影響研究Sr在鎂合金中同樣具有細(xì)化晶粒和改善性能的重要作用。在細(xì)化晶粒方面，Sr元素主要通過以下幾種方式發(fā)揮作用。其一，Sr與Mg形成Mg??Sr?相，與Al形成Al?Sr相，這些高熔點(diǎn)的化合物可以作為異質(zhì)形核核心，促進(jìn)晶粒的形核，從而細(xì)化晶粒。其二，Sr原子可以吸附在晶體生長界面上，降低界面能，抑制晶粒的生長，起到細(xì)化晶粒的效果。在Mg-Al-Zn系（AZ系）鎂合金中，微量Sr的加入可以細(xì)化α鎂基體晶粒。研究表明，在AZ31鎂合金中添加0.07wt.%的Sr，合金的晶粒尺寸從原來的約50μm細(xì)化到了30μm左右。在改善合金性能方面，Sr元素對鎂合金的室溫和高溫力學(xué)性能都有積極影響。在室溫下，Sr的加入可以生成高熔點(diǎn)的硬質(zhì)Al?Sr相，能夠更好地阻礙位錯運(yùn)動，起到強(qiáng)化作用；同時，Sr能夠變質(zhì)和細(xì)化β-Mg??Al??相，降低了粗大的β-Mg??Al??相對基體的割裂程度，從而提高合金的強(qiáng)度和韌性。在高溫下，當(dāng)Sr的添加量到達(dá)一定量時可以生成高熔點(diǎn)Al-Sr相從而抑制β相的形成，進(jìn)而有效地阻礙晶界滑動，提升合金的抗蠕變性能。在Mg-Al-Ca系鎂合金中，添加Sr可以改善合金的鑄造性能和力學(xué)性能。例如，在Mg-7.7Al-1.3Ca-0.3Mn合金中添加0.1%-0.5%的Sr，隨著Sr含量從0.1%增加到0.3%，白色棒狀A(yù)l?Sr相出現(xiàn)，分布于晶界的β-Mg??Al??相體積分?jǐn)?shù)降低并趨于細(xì)小彌散，骨狀A(yù)l?Ca體積分?jǐn)?shù)增加并細(xì)化成顆粒狀/條狀，合金基體硬度從HV70增加至HV80，晶粒尺寸從83.9μm降低至65.8μm。然而，Sr元素的添加量也需要控制在一定范圍內(nèi)，一般來說，Sr的加入量低于1%時，對于合金的晶粒細(xì)化效果明顯，當(dāng)Sr的加入量過大則細(xì)化效果下降，且會生成粗大的Al?Sr相，從而對合金性能造成不利影響。1.2.4Ca、Sr復(fù)合對鎂合金組織和性能影響研究Ca、Sr復(fù)合添加在鎂合金中具有協(xié)同作用，能夠?qū)辖鸬慕M織和性能產(chǎn)生獨(dú)特的影響。在組織方面，Ca、Sr復(fù)合添加可以進(jìn)一步細(xì)化晶粒。Ca和Sr各自形成的高熔點(diǎn)化合物都可以作為異質(zhì)形核核心，增加形核點(diǎn)，而且它們之間可能會相互作用，促進(jìn)更細(xì)小的晶粒形成。在Mg-Al系鎂合金中，Ca、Sr復(fù)合添加時，合金的晶粒細(xì)化程度比單獨(dú)添加Ca或Sr時更為明顯。同時，Ca、Sr復(fù)合添加還可以改善合金中第二相的形態(tài)和分布。Ca形成的Mg?Ca相和Al?Ca相，與Sr形成的Mg??Sr?相和Al?Sr相，會共同作用于β-Mg??Al??相和Mg?Si相，使其形態(tài)更加細(xì)小、彌散分布。在Mg-Al-Ca系鎂合金中添加Sr后，β-Mg??Al??相體積分?jǐn)?shù)降低并趨于細(xì)小彌散，骨狀A(yù)l?Ca體積分?jǐn)?shù)增加并細(xì)化成顆粒狀/條狀。在性能方面，Ca、Sr復(fù)合添加能夠顯著提高合金的力學(xué)性能、高溫性能和鑄造性能。在力學(xué)性能方面，細(xì)化的晶粒和均勻分布的第二相，通過細(xì)晶強(qiáng)化、固溶強(qiáng)化和第二相強(qiáng)化等多種機(jī)制，提高合金的強(qiáng)度和韌性。在高溫性能方面，多種高熔點(diǎn)化合物的存在，更有效地阻礙了高溫下的位錯攀移和晶界滑移，提高了合金的抗蠕變性能。在鑄造性能方面，Sr可以抑制Ca含量較高時產(chǎn)生的鑄造缺陷，如冷隔、熱裂等，改善合金的鑄造性能。在AM50合金中添加超過約1%的Ca顯著提高抗蠕變性，但會降低壓鑄性、抗拉強(qiáng)度和伸長率，添加約0.2%的Sr后，鑄造裂紋得到顯著抑制，沿晶界形成了熱穩(wěn)定的Al-Sr化合物，并且抑制了β-Mg??Al??相的不連續(xù)析出，從而抑制了晶界滑動，合金壓鑄性能顯著提高，抗蠕變性和力學(xué)性能也得到改善。目前對于Ca、Sr復(fù)合添加的研究，還需要進(jìn)一步深入探究其在不同鎂合金體系中的最佳添加比例和作用機(jī)制，以充分發(fā)揮其協(xié)同優(yōu)勢，為鎂合金的性能優(yōu)化提供更有力的理論支持和技術(shù)指導(dǎo)。1.3研究目的、內(nèi)容與方法1.3.1研究目的本研究旨在深入探究Ca、Sr元素對AS21合金組織及性能的影響。通過系統(tǒng)研究Ca、Sr單獨(dú)添加以及復(fù)合添加時，合金在凝固過程中的微觀組織演變，包括晶粒尺寸、形態(tài)，第二相的種類、數(shù)量、分布和形貌等變化，揭示Ca、Sr在AS21合金中的作用機(jī)制。通過研究，期望找到Ca、Sr在AS21合金中的最佳添加量和添加方式，優(yōu)化合金的成分設(shè)計(jì)，提高AS21合金的室溫及高溫強(qiáng)度、塑性、耐腐蝕性等性能，為AS21合金在航空航天、汽車制造、電子設(shè)備等領(lǐng)域的廣泛應(yīng)用提供理論支持和技術(shù)指導(dǎo)。1.3.2研究內(nèi)容本研究的內(nèi)容主要涵蓋以下幾個方面：首先，研究Ca對AS21合金組織和性能的影響。通過添加不同含量的Ca元素，利用金相顯微鏡（OM）、掃描電子顯微鏡（SEM）等手段觀察合金微觀組織中α-Mg基體、β-Mg??Al??相和Mg?Si相的變化，分析Ca對晶粒細(xì)化的作用以及對第二相形態(tài)和分布的影響。通過拉伸試驗(yàn)、硬度測試等方法，研究Ca元素對合金室溫及高溫力學(xué)性能的影響規(guī)律；通過高溫蠕變試驗(yàn)，探究Ca對合金高溫抗蠕變性能的作用；采用電化學(xué)測試和浸泡腐蝕試驗(yàn)，分析Ca元素對合金耐腐蝕性能的影響。其次，研究Sr對AS21合金組織和性能的影響。同樣添加不同含量的Sr元素，借助OM、SEM等設(shè)備觀察合金微觀組織的變化，研究Sr對晶粒細(xì)化和第二相變質(zhì)的作用。通過拉伸、硬度等性能測試，分析Sr元素對合金力學(xué)性能的影響；通過高溫性能測試，探討Sr對合金高溫性能的提升效果；通過耐腐蝕性能測試，研究Sr元素對合金耐腐蝕性能的影響。再次，研究Ca、Sr復(fù)合對AS21合金組織和性能的影響。添加不同比例的Ca、Sr復(fù)合元素，利用微觀分析手段觀察合金微觀組織的協(xié)同變化，探究Ca、Sr復(fù)合添加時在晶粒細(xì)化、第二相改善等方面的協(xié)同作用機(jī)制。通過全面的性能測試，分析Ca、Sr復(fù)合添加對合金力學(xué)性能、高溫性能和耐腐蝕性能的綜合影響，確定最佳的Ca、Sr復(fù)合添加比例。最后，分析Ca、Sr對AS21合金的變質(zhì)和強(qiáng)化機(jī)理。運(yùn)用熱力學(xué)和動力學(xué)原理，結(jié)合第一性原理計(jì)算等方法，從原子尺度分析Ca、Sr元素在合金凝固過程中與其他元素的相互作用，揭示Ca、Sr對Mg?Si相的變質(zhì)機(jī)理。通過位錯理論、細(xì)晶強(qiáng)化理論等，分析Ca、Sr添加導(dǎo)致合金強(qiáng)度、硬度等性能變化的強(qiáng)化機(jī)制。1.3.3研究方法本研究擬采用多種研究方法相結(jié)合，確保研究的全面性和深入性。在合金制備方面，采用熔煉鑄造法，根據(jù)設(shè)計(jì)的成分，選用純度較高的鎂錠、鋁錠、硅錠以及Mg-Ca、Mg-Sr中間合金作為原料。在電阻爐中，在SF?和CO?混合保護(hù)氣體的環(huán)境下進(jìn)行熔煉，以防止鎂液氧化燃燒。熔煉過程中，嚴(yán)格控制溫度和時間，確保合金成分均勻。熔煉完成后，將合金液澆鑄到金屬型模具中，獲得所需的合金試樣。在微觀組織分析方面，采用金相顯微鏡（OM）對合金的金相組織進(jìn)行觀察，分析晶粒的大小、形狀和分布情況。利用掃描電子顯微鏡（SEM）及能譜分析（EDS）對合金中的第二相進(jìn)行形貌觀察和成分分析，確定第二相的種類、數(shù)量、尺寸和分布。通過X射線衍射儀（XRD）對合金的物相組成進(jìn)行分析，確定合金中存在的相結(jié)構(gòu)。在性能測試方面，使用萬能材料試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行拉伸試驗(yàn)，測定合金的室溫及高溫抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度和延伸率；采用硬度計(jì)測試合金的硬度。通過高溫蠕變試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行高溫蠕變試驗(yàn)，研究合金在高溫和恒定載荷下的變形行為。采用電化學(xué)工作站進(jìn)行電化學(xué)腐蝕測試，通過極化曲線和交流阻抗譜分析合金的耐腐蝕性能；同時進(jìn)行浸泡腐蝕試驗(yàn)，觀察合金在腐蝕介質(zhì)中的腐蝕形貌和腐蝕速率。在熱力學(xué)分析方面，運(yùn)用熱力學(xué)軟件如Thermo-Calc等，計(jì)算合金在不同成分和溫度下的相平衡關(guān)系、凝固路徑等，為實(shí)驗(yàn)結(jié)果的分析提供理論依據(jù)。結(jié)合第一性原理計(jì)算，從原子尺度研究Ca、Sr原子在合金中的占位、與其他原子的相互作用能等，深入揭示Ca、Sr對合金組織和性能影響的本質(zhì)原因。二、試驗(yàn)材料與方法2.1試驗(yàn)材料本試驗(yàn)旨在研究Ca、Sr對AS21合金組織及性能的影響，故選用純度為99.9%的鎂錠作為基礎(chǔ)原料，其具有較高的純度，能夠減少雜質(zhì)對試驗(yàn)結(jié)果的干擾，確保合金性能主要受添加元素Ca、Sr的影響。鋁錠同樣選用純度99.9%的，Al作為AS21合金的主要合金元素之一，其含量和純度直接影響合金的組織和性能，高純度鋁錠能保證合金成分的準(zhǔn)確性和穩(wěn)定性。硅錠則采用純度為99.8%的，Si在AS21合金中與Mg形成Mg?Si相，對合金的高溫性能起著關(guān)鍵作用，合適純度的硅錠有助于準(zhǔn)確研究其在合金中的行為和作用。為了添加Ca和Sr元素，選用Mg-30Ca中間合金和Mg-10Sr中間合金。選用Mg-30Ca中間合金，是因?yàn)槠銫a含量較高，在熔煉過程中易于控制Ca元素的加入量，從而精確研究不同Ca含量對AS21合金的影響。同時，以Mg作為基體的中間合金，與鎂合金基體具有良好的相容性，在熔煉時能夠更均勻地融入合金液中，避免出現(xiàn)偏析等問題。Mg-10Sr中間合金也是基于類似的考慮，其Sr含量適中，便于精確調(diào)整合金中的Sr含量。而且，Mg-10Sr中間合金在鎂合金液中能夠較好地溶解和擴(kuò)散，保證Sr元素在合金中的均勻分布，有利于研究Sr對AS21合金組織和性能的作用。通過合理選擇這些原材料，并根據(jù)目標(biāo)合金成分進(jìn)行精確配料計(jì)算，能夠確保制備出成分準(zhǔn)確、性能穩(wěn)定的試驗(yàn)合金，為后續(xù)研究Ca、Sr對AS21合金組織及性能的影響提供可靠的試驗(yàn)材料。2.2合金制備根據(jù)目標(biāo)合金成分，精確進(jìn)行合金配料計(jì)算。以制備含不同Ca、Sr含量的AS21合金為例，若目標(biāo)合金中Ca含量設(shè)定為0.5wt.%、1.0wt.%、1.5wt.%等不同梯度，Sr含量設(shè)定為0.2wt.%、0.4wt.%、0.6wt.%等不同梯度，首先根據(jù)選用的Mg-30Ca中間合金和Mg-10Sr中間合金的成分，計(jì)算出所需中間合金的質(zhì)量。同時，考慮到鎂錠、鋁錠、硅錠在熔煉過程中的燒損，一般根據(jù)經(jīng)驗(yàn)，鎂的燒損率在3%-5%左右，鋁的燒損率在1%-3%左右，硅的燒損率在1%-2%左右，在配料時適當(dāng)增加其用量，以確保最終合金成分符合設(shè)計(jì)要求。采用電阻爐作為熔煉設(shè)備，這種設(shè)備能夠較為精確地控制溫度，滿足合金熔煉過程中對溫度的嚴(yán)格要求。在熔煉前，將電阻爐升溫至合適的預(yù)熱溫度，一般預(yù)熱至400-500℃，目的是去除爐內(nèi)的濕氣等，防止在熔煉過程中對合金液產(chǎn)生不良影響。向爐內(nèi)通入SF?和CO?混合保護(hù)氣體，其體積比一般控制在SF?：CO?=1：99-3：97之間，以形成保護(hù)氣氛，防止鎂液在高溫下被氧化燃燒。將稱量好的鎂錠放入電阻爐中進(jìn)行熔化，待鎂錠完全熔化后，升溫至720-750℃，依次加入鋁錠、硅錠，攪拌使其充分溶解，保證合金成分的均勻性。攪拌方式可采用機(jī)械攪拌，攪拌速度控制在200-300r/min，攪拌時間為15-20min。然后，將溫度降至700-720℃，加入計(jì)算好的Mg-30Ca中間合金和Mg-10Sr中間合金，繼續(xù)攪拌10-15min，使Ca、Sr元素均勻地融入合金液中。合金液熔煉完成后，采用金屬型鑄造方法進(jìn)行鑄造。選用的金屬型模具材質(zhì)為耐熱鑄鐵，這種材質(zhì)具有良好的耐高溫性能和強(qiáng)度，能夠承受合金液的高溫沖擊和反復(fù)熱循環(huán)作用。在使用前，對金屬型模具進(jìn)行預(yù)熱處理，預(yù)熱溫度控制在200-250℃，以減少合金液與模具之間的溫差，避免鑄件產(chǎn)生裂紋等缺陷。將熔煉好的合金液澆鑄到預(yù)熱后的金屬型模具中，澆鑄溫度控制在680-700℃，澆鑄速度根據(jù)鑄件的形狀和尺寸進(jìn)行調(diào)整，一般控制在5-10kg/s。澆鑄完成后，讓鑄件在模具中自然冷卻至室溫，然后取出鑄件，對其進(jìn)行清理和加工，去除表面的氧化皮、飛邊等，得到所需的合金試樣，用于后續(xù)的微觀組織分析和性能測試。2.3微觀組織分析利用金相顯微鏡（OM）對合金的金相組織進(jìn)行觀察。首先，從澆鑄得到的合金試樣上切割出尺寸合適的金相試樣，一般尺寸為10mm×10mm×5mm左右。然后，對金相試樣進(jìn)行打磨，依次使用80目、240目、400目、600目、800目、1000目、1200目的砂紙進(jìn)行粗磨和細(xì)磨，在打磨過程中，要注意保持試樣表面平整，且每次打磨的方向與上一次垂直，以去除上一道打磨留下的劃痕。打磨完成后，對試樣進(jìn)行拋光處理，采用機(jī)械拋光的方式，使用拋光機(jī)，在拋光布上涂抹粒度為0.5μm的金剛石拋光膏，拋光時間一般控制在5-10min，直至試樣表面呈現(xiàn)鏡面光澤，無明顯劃痕。接著，對拋光后的試樣進(jìn)行腐蝕，采用體積比為4%的硝酸酒精溶液作為腐蝕劑，腐蝕時間約為10-20s，使試樣表面的晶粒和晶界清晰顯現(xiàn)。最后，將腐蝕后的試樣置于金相顯微鏡下進(jìn)行觀察，選擇合適的放大倍數(shù)，如500倍、1000倍等，拍攝金相照片，分析晶粒的大小、形狀和分布情況。通過金相分析軟件，如Image-ProPlus等，對金相照片進(jìn)行處理，測量晶粒尺寸，計(jì)算平均晶粒直徑，評估Ca、Sr元素對AS21合金晶粒細(xì)化的影響。采用X射線衍射儀（XRD）對合金的物相組成進(jìn)行分析。將切割好的合金試樣表面打磨光滑，去除表面的氧化層和雜質(zhì)，以保證X射線能夠準(zhǔn)確地照射到試樣內(nèi)部。將試樣放置在XRD的樣品臺上，采用Cu靶Kα輻射源，其波長λ=0.15406nm。設(shè)置掃描范圍為20°-90°，掃描速度為5°/min，步長為0.02°。在掃描過程中，X射線照射到試樣上，與試樣中的晶體相互作用產(chǎn)生衍射現(xiàn)象，探測器收集衍射信號，并將其轉(zhuǎn)化為電信號，經(jīng)過計(jì)算機(jī)處理后得到XRD圖譜。通過與標(biāo)準(zhǔn)PDF卡片進(jìn)行對比，確定合金中存在的相結(jié)構(gòu)，分析Ca、Sr元素的添加對合金相組成的影響，如是否產(chǎn)生了新的相，各相的相對含量是否發(fā)生變化等。利用掃描電子顯微鏡（SEM）及能譜分析（EDS）對合金中的第二相進(jìn)行形貌觀察和成分分析。將合金試樣切割成尺寸約為5mm×5mm×3mm的小塊，然后對試樣表面進(jìn)行打磨和拋光處理，使其表面平整光滑。將處理好的試樣固定在SEM的樣品臺上，采用二次電子成像模式，加速電壓一般設(shè)置為15-20kV，工作距離控制在10-15mm。在SEM下觀察合金中第二相的形貌，如Mg?Si相、β-Mg??Al??相以及可能出現(xiàn)的含Ca、Sr的相，記錄其形狀、大小和分布情況。選擇感興趣的第二相區(qū)域，利用EDS進(jìn)行成分分析，通過檢測第二相發(fā)出的特征X射線，確定其元素組成和相對含量。例如，對于Mg?Si相，通過EDS分析可以確定其中Mg和Si的原子比是否符合化學(xué)計(jì)量比，以及是否有Ca、Sr等元素的固溶；對于含Ca、Sr的相，能夠明確其具體的元素組成和含量，從而深入了解Ca、Sr元素在合金中的存在形式和分布狀態(tài)。2.4性能測試2.4.1力學(xué)性能測試采用萬能材料試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行室溫拉伸試驗(yàn)，設(shè)備型號為WDW-100E，其最大試驗(yàn)力為100kN，示值精度為±1%。依據(jù)標(biāo)準(zhǔn)GB/T228.1-2021《金屬材料拉伸試驗(yàn)第1部分：室溫試驗(yàn)方法》，將合金試樣加工成標(biāo)準(zhǔn)的拉伸試樣，其標(biāo)距長度為50mm，平行段直徑為10mm。在試驗(yàn)過程中，以0.0025/s-0.005/s的應(yīng)變速率進(jìn)行加載，直至試樣斷裂。通過試驗(yàn)機(jī)的測量系統(tǒng)，記錄下拉伸過程中的載荷-位移數(shù)據(jù)，利用公式計(jì)算出合金的室溫抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度和延伸率。室溫抗拉強(qiáng)度計(jì)算公式為：R_m=\frac{F_m}{S_0}，其中R_m為抗拉強(qiáng)度（MPa），F(xiàn)_m為最大力（N），S_0為試樣原始橫截面積（mm^2）；屈服強(qiáng)度根據(jù)規(guī)定塑性延伸強(qiáng)度的定義，通過在載荷-位移曲線上確定規(guī)定塑性延伸率對應(yīng)的力，再代入公式R_{p0.2}=\frac{F_{p0.2}}{S_0}計(jì)算得出，其中R_{p0.2}為規(guī)定塑性延伸強(qiáng)度（MPa），F(xiàn)_{p0.2}為規(guī)定塑性延伸力（N）；延伸率計(jì)算公式為：A=\frac{L_u-L_0}{L_0}×100\%，其中A為延伸率（%），L_u為斷后標(biāo)距長度（mm），L_0為原始標(biāo)距長度（mm）。硬度測試采用布氏硬度計(jì)，型號為HB-3000B，試驗(yàn)力為29420N，保持時間為10-15s。按照標(biāo)準(zhǔn)GB/T231.1-2018《金屬材料布氏硬度試驗(yàn)第1部分：試驗(yàn)方法》，在合金試樣表面選取多個均勻分布的測試點(diǎn)，每個測試點(diǎn)之間的距離不小于壓痕直徑的2.5倍，且不小于試樣厚度的2倍。對每個測試點(diǎn)進(jìn)行硬度測試，記錄下布氏硬度值，最終取所有測試點(diǎn)硬度值的平均值作為合金的布氏硬度。高溫蠕變測試使用高溫蠕變試驗(yàn)機(jī)，型號為HT-1000，該設(shè)備能夠在高溫環(huán)境下對試樣施加恒定載荷，并精確測量試樣的變形量。根據(jù)標(biāo)準(zhǔn)GB/T2039-2012《金屬材料單軸拉伸蠕變試驗(yàn)方法》，將合金加工成標(biāo)準(zhǔn)的蠕變試樣，標(biāo)距長度為100mm，平行段直徑為6mm。將試樣放入高溫蠕變試驗(yàn)機(jī)的加熱爐中，以10℃/min-15℃/min的升溫速率將溫度升高至設(shè)定的試驗(yàn)溫度，如150℃、200℃等。待溫度穩(wěn)定后，對試樣施加恒定載荷，如30MPa、50MPa等。在試驗(yàn)過程中，通過位移傳感器實(shí)時測量試樣的蠕變伸長量，每隔一定時間記錄一次數(shù)據(jù)，繪制出蠕變曲線，分析合金在高溫和恒定載荷下的變形行為，包括蠕變穩(wěn)態(tài)階段的蠕變速率、蠕變斷裂時間等參數(shù)。2.4.2物理性能測試熱膨脹系數(shù)測試采用熱機(jī)械分析儀（TMA），型號為NETZSCHTMA402F3，該設(shè)備能夠精確測量材料在溫度變化過程中的尺寸變化。將合金試樣加工成尺寸為5mm×5mm×20mm的長方體，放置在TMA的樣品臺上，在氮?dú)獗Ｗo(hù)氣氛下進(jìn)行測試。以5℃/min-10℃/min的升溫速率將溫度從室溫升高至250℃，通過TMA的測量系統(tǒng)記錄下試樣在不同溫度下的長度變化，根據(jù)公式\alpha=\frac{1}{L_0}×\frac{\DeltaL}{\DeltaT}計(jì)算合金的熱膨脹系數(shù)，其中\(zhòng)alpha為熱膨脹系數(shù)（10^{-6}/℃），L_0為試樣的原始長度（mm），\DeltaL為溫度變化\DeltaT時試樣的長度變化量（mm）。熱導(dǎo)率測試采用激光閃射法，使用的設(shè)備為LFA467HyperFlash熱擴(kuò)散率分析儀。將合金試樣加工成直徑為12.7mm，厚度為2-3mm的圓片。在試樣的一側(cè)表面涂上石墨涂層，以提高其對激光的吸收效率。將試樣放置在熱擴(kuò)散率分析儀的樣品池中，在真空環(huán)境下進(jìn)行測試。通過激光脈沖對試樣的一側(cè)進(jìn)行瞬間加熱，另一側(cè)的紅外探測器檢測溫度隨時間的變化，根據(jù)熱擴(kuò)散率公式a=\frac{1.388L^2}{\pi^2t_{1/2}}計(jì)算出熱擴(kuò)散率，其中a為熱擴(kuò)散率（mm^2/s），L為試樣厚度（mm），t_{1/2}為達(dá)到最高溫度一半時所需的時間（s）。再結(jié)合合金的密度\rho和比熱容c_p，利用公式\lambda=a×\rho×c_p計(jì)算出熱導(dǎo)率，其中\(zhòng)lambda為熱導(dǎo)率（W/（m?K））。合金的密度通過測量試樣的質(zhì)量和體積，利用公式\rho=\frac{m}{V}計(jì)算得出；比熱容采用差示掃描量熱儀（DSC）進(jìn)行測量。2.4.3耐腐蝕性能測試浸泡腐蝕試驗(yàn)將合金試樣加工成尺寸為15mm×15mm×5mm的方塊，用砂紙依次打磨至1200目，去除表面的氧化層和雜質(zhì)，然后用去離子水沖洗干凈，用無水乙醇脫水，吹干后稱重，記錄初始質(zhì)量m_0。將試樣完全浸沒在3.5%的NaCl溶液中，溶液體積與試樣表面積之比不小于20mL/cm2，在室溫下進(jìn)行浸泡腐蝕試驗(yàn)。每隔一定時間（如1天、3天、7天等）取出試樣，用去離子水沖洗表面的腐蝕產(chǎn)物，再用5%的鉻酸溶液清洗，去除難以沖洗掉的腐蝕產(chǎn)物，然后再次用去離子水沖洗、無水乙醇脫水、吹干后稱重，記錄質(zhì)量m_1。根據(jù)公式v=\frac{m_0-m_1}{St}計(jì)算腐蝕速率，其中v為腐蝕速率（g/（m2?h）），S為試樣的表面積（m2），t為浸泡時間（h）。同時，觀察試樣在浸泡過程中的腐蝕形貌變化，如是否出現(xiàn)點(diǎn)蝕、均勻腐蝕等現(xiàn)象。極化曲線測試采用電化學(xué)工作站，型號為CHI660E，采用三電極體系，以飽和甘汞電極（SCE）為參比電極，鉑片電極為輔助電極，合金試樣為工作電極。將工作電極用環(huán)氧樹脂封裝，露出面積為1cm2的表面，然后進(jìn)行打磨、清洗、吹干處理。將三電極體系放入3.5%的NaCl溶液中，在開路電位下穩(wěn)定30min，使電極表面達(dá)到穩(wěn)定狀態(tài)。以0.001V/s的掃描速率從-0.2V（相對于開路電位）掃描至0.2V，記錄極化曲線。通過極化曲線分析合金的自腐蝕電位E_{corr}、自腐蝕電流密度i_{corr}等參數(shù)，評估合金的耐腐蝕性能。自腐蝕電位越正，說明合金的熱力學(xué)穩(wěn)定性越好，耐腐蝕性能越強(qiáng)；自腐蝕電流密度越小，表明合金的腐蝕速率越低，耐腐蝕性能越好。交流阻抗譜測試同樣采用上述三電極體系和電化學(xué)工作站，在開路電位下進(jìn)行測試。測試頻率范圍為100kHz-0.01Hz，交流信號幅值為5mV。通過測量不同頻率下的阻抗值，得到合金的交流阻抗譜，通常以Nyquist圖（實(shí)部阻抗Z'為橫坐標(biāo)，虛部阻抗-Z''為縱坐標(biāo)）和Bode圖（阻抗模值|Z|或相位角θ為縱坐標(biāo)，頻率f為橫坐標(biāo)）的形式呈現(xiàn)。對交流阻抗譜進(jìn)行等效電路擬合分析，得到溶液電阻R_s、電荷轉(zhuǎn)移電阻R_{ct}、雙電層電容C_{dl}等參數(shù)。電荷轉(zhuǎn)移電阻越大，說明電荷轉(zhuǎn)移過程越困難，合金的耐腐蝕性能越好。三、Ca對AS21合金組織的影響3.1AS21合金的原始組織分析在未添加Ca元素時，AS21合金主要由α-Mg基體、β-Mg??Al??相以及Mg?Si相組成。α-Mg基體呈現(xiàn)出典型的密排六方晶體結(jié)構(gòu)，是合金的主要組成部分，為合金提供基本的力學(xué)性能支撐。在金相顯微鏡下觀察，α-Mg基體的晶粒呈多邊形，大小分布不均，平均晶粒尺寸較大，約為80-100μm，這是由于在常規(guī)鑄造過程中，合金的凝固速度相對較慢，晶粒有足夠的時間生長。β-Mg??Al??相通常沿α-Mg基體的晶界分布，呈現(xiàn)出連續(xù)或半連續(xù)的網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)。這是因?yàn)樵诤辖鹉踢^程中，Al元素在晶界處偏聚，與Mg反應(yīng)生成β-Mg??Al??相。β-Mg??Al??相的存在對合金的室溫強(qiáng)度有一定貢獻(xiàn)，它能夠阻礙位錯的運(yùn)動，起到強(qiáng)化晶界的作用。然而，由于β-Mg??Al??相的熔點(diǎn)相對較低，在高溫下容易軟化，這就限制了合金在高溫環(huán)境下的性能表現(xiàn)。Mg?Si相在AS21合金中形態(tài)多樣，常見的有粗大的漢字狀和枝晶狀。其形成是由于Si元素與Mg元素在合金凝固過程中，按照一定的化學(xué)計(jì)量比結(jié)合而成。Mg?Si相具有高熔點(diǎn)（1085℃）、高彈性模量以及低膨脹系數(shù)的特點(diǎn)，在一定程度上提高了合金的高溫性能。然而，粗大的漢字狀和枝晶狀Mg?Si相在合金中會成為應(yīng)力集中源，降低合金的室溫力學(xué)性能，尤其是塑性。在拉伸等力學(xué)性能測試中，這些粗大的Mg?Si相容易引發(fā)裂紋的萌生和擴(kuò)展，導(dǎo)致合金過早斷裂。3.2Ca對AS21合金鑄態(tài)組織的影響在AS21合金中添加不同含量的Ca元素后，合金的鑄態(tài)組織發(fā)生了明顯變化。隨著Ca含量的增加，α-Mg基體的晶粒尺寸逐漸減小，呈現(xiàn)出明顯的細(xì)化效果。當(dāng)Ca含量為0.5wt.%時，α-Mg基體的平均晶粒尺寸從原始的80-100μm減小到了60-80μm左右；當(dāng)Ca含量增加到1.0wt.%時，平均晶粒尺寸進(jìn)一步減小至40-60μm；當(dāng)Ca含量達(dá)到1.5wt.%時，平均晶粒尺寸穩(wěn)定在30-40μm。這是因?yàn)镃a原子半徑（0.215nm）與Mg原子半徑（0.160nm）相差較大，在合金凝固過程中，Ca原子會偏聚在晶界和枝晶間，形成高熔點(diǎn)的Mg?Ca相和Al?Ca相，這些相可以作為異質(zhì)形核核心，增加形核率，從而細(xì)化晶粒。對于β-Mg??Al??相，隨著Ca含量的增加，其形態(tài)和分布也發(fā)生了顯著改變。在未添加Ca時，β-Mg??Al??相沿晶界呈連續(xù)或半連續(xù)的網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)；當(dāng)Ca含量為0.5wt.%時，β-Mg??Al??相的連續(xù)性開始被破壞，出現(xiàn)了一些不連續(xù)的片段；當(dāng)Ca含量增加到1.0wt.%時，β-Mg??Al??相進(jìn)一步被割裂，呈斷續(xù)的顆粒狀分布在晶界；當(dāng)Ca含量達(dá)到1.5wt.%時，β-Mg??Al??相的顆粒尺寸進(jìn)一步減小，分布更加彌散。這是因?yàn)镃a元素與Al元素的親和力較強(qiáng)，Ca的加入會與Al反應(yīng)生成Al?Ca相，消耗了晶界處的Al元素，從而減少了β-Mg??Al??相的形成，并且改變了其生長形態(tài)和分布。Mg?Si相的形態(tài)和分布同樣受到Ca元素的影響。在原始AS21合金中，Mg?Si相呈現(xiàn)出粗大的漢字狀和枝晶狀；當(dāng)Ca含量為0.5wt.%時，Mg?Si相的尺寸有所減小，漢字狀和枝晶狀的形態(tài)開始變得不明顯；當(dāng)Ca含量增加到1.0wt.%時，Mg?Si相進(jìn)一步細(xì)化，呈現(xiàn)出短棒狀或顆粒狀；當(dāng)Ca含量達(dá)到1.5wt.%時，Mg?Si相基本以細(xì)小的顆粒狀均勻分布在α-Mg基體中。Ca元素對Mg?Si相的變質(zhì)作用主要是因?yàn)镃a原子在Mg?Si相的生長界面偏聚，降低了界面能，抑制了Mg?Si相的長大，使其形態(tài)發(fā)生改變。同時，Ca可能與Mg?Si相中的Si原子相互作用，影響了Mg?Si相的結(jié)晶過程，從而導(dǎo)致其形態(tài)和分布的變化。3.3固溶處理對含Ca的AS21合金組織的影響對含Ca的AS21合金進(jìn)行固溶處理后，合金的微觀組織發(fā)生了顯著變化。在固溶處理過程中，隨著溫度的升高和保溫時間的延長，合金中的β-Mg??Al??相和部分Mg?Si相會逐漸溶解到α-Mg基體中。對于β-Mg??Al??相，在合適的固溶溫度（如410-430℃）和保溫時間（3-6h）下，晶界處的β-Mg??Al??相明顯減少，原本連續(xù)或半連續(xù)的網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)被進(jìn)一步破壞，部分β-Mg??Al??相完全溶解，使α-Mg基體的連續(xù)性得到增強(qiáng)。這是因?yàn)樵诟邷叵?，?Mg??Al??相中的Al和Mg原子獲得足夠的能量，克服了晶格能的束縛，逐漸擴(kuò)散進(jìn)入α-Mg基體，實(shí)現(xiàn)了相的溶解。Mg?Si相在固溶處理中的行為較為復(fù)雜。部分粗大的漢字狀和枝晶狀Mg?Si相在固溶處理后尺寸明顯減小，形態(tài)也發(fā)生改變，由原來的粗大不規(guī)則形狀逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)檩^為細(xì)小的顆粒狀。這是由于在固溶溫度下，Mg?Si相中的原子發(fā)生擴(kuò)散，其生長形態(tài)受到抑制，同時部分Mg?Si相溶解到α-Mg基體中。當(dāng)固溶溫度為420℃，保溫時間為4h時，約有30%-40%的Mg?Si相溶解到α-Mg基體中，剩余的Mg?Si相尺寸相比鑄態(tài)下減小了約50%。然而，即使經(jīng)過固溶處理，仍有少量Mg?Si相難以完全溶解，這是因?yàn)镸g?Si相具有較高的熔點(diǎn)和相對穩(wěn)定的結(jié)構(gòu)，部分Mg?Si相在固溶溫度下的溶解速度較慢，難以在有限的保溫時間內(nèi)完全溶入α-Mg基體。此外，固溶處理對含Ca的AS21合金中的含Ca相也有一定影響。Mg?Ca相和Al?Ca相在固溶過程中相對較為穩(wěn)定，不易溶解到α-Mg基體中。這是因?yàn)樗鼈兙哂休^高的熔點(diǎn)，在固溶處理的溫度范圍內(nèi)，其晶格結(jié)構(gòu)較為穩(wěn)定，原子擴(kuò)散困難。這些含Ca相在固溶處理后仍然分布在晶界和枝晶間，繼續(xù)發(fā)揮著阻礙晶界滑移和位錯運(yùn)動的作用。但隨著固溶時間的延長，含Ca相的尺寸可能會略有減小，這是由于在高溫下，含Ca相中的原子也會發(fā)生一定程度的擴(kuò)散和遷移，導(dǎo)致其尺寸發(fā)生細(xì)微變化。3.4Ca對Mg?Si相的變質(zhì)機(jī)理分析從熱力學(xué)角度來看，Ca元素的加入會改變合金體系的自由能。在AS21合金中，Ca原子與Si原子之間存在一定的相互作用。根據(jù)熱力學(xué)計(jì)算，Ca原子與Si原子形成化合物的自由能變化與Mg?Si相形成的自由能變化存在差異。當(dāng)Ca加入合金后，Ca原子可能會與Si原子結(jié)合，形成一些含Ca、Si的化合物，如CaSi?等。這些化合物的形成會消耗部分Si原子，從而改變了合金中Mg?Si相形成的化學(xué)驅(qū)動力。由于Mg?Si相的形成需要一定的Mg和Si原子濃度，Ca與Si形成化合物后，降低了Si原子在合金液中的有效濃度，使得Mg?Si相的形核驅(qū)動力發(fā)生變化，從而影響其形核和生長過程。從異質(zhì)形核理論分析，Ca元素在合金凝固過程中會形成高熔點(diǎn)的Mg?Ca相和Al?Ca相。這些相可以作為異質(zhì)形核核心，促進(jìn)Mg?Si相的形核。Mg?Ca相和Al?Ca相的晶體結(jié)構(gòu)與Mg?Si相存在一定的晶格匹配度，能夠?yàn)镸g?Si相的形核提供有利的界面條件。在合金液冷卻過程中，Mg?Si相優(yōu)先在這些異質(zhì)形核核心上形核，增加了Mg?Si相的形核率，使得Mg?Si相的尺寸減小，形態(tài)得到改善。例如，當(dāng)Ca含量為1.0wt.%時，Mg?Ca相和Al?Ca相的數(shù)量增多，為Mg?Si相提供了更多的異質(zhì)形核核心，使得Mg?Si相從粗大的漢字狀和枝晶狀轉(zhuǎn)變?yōu)槎贪魻罨蝾w粒狀。從生長抑制方面考慮，Ca原子在Mg?Si相的生長界面偏聚，會降低界面能。根據(jù)界面能理論，晶體生長的驅(qū)動力與界面能密切相關(guān)。當(dāng)Ca原子偏聚在Mg?Si相的生長界面時，增加了Mg?Si相生長的阻力，抑制了其長大。Ca原子可能會與Mg?Si相中的原子發(fā)生相互作用，改變其晶體生長的各向異性，使得Mg?Si相在各個方向上的生長速度趨于均勻，從而改變其形態(tài)。在Ca含量較高時，Mg?Si相基本以細(xì)小的顆粒狀均勻分布在α-Mg基體中，這是由于Ca原子對Mg?Si相生長的抑制作用，使其難以形成粗大的形態(tài)。四、Sr對AS21合金組織的影響4.1Sr對AS21合金鑄態(tài)組織的影響當(dāng)在AS21合金中添加Sr元素后，鑄態(tài)組織呈現(xiàn)出一系列顯著變化。在未添加Sr時，AS21合金中α-Mg基體的晶粒尺寸較大，形態(tài)不規(guī)則，平均晶粒尺寸可達(dá)80-100μm。隨著Sr元素的加入，α-Mg基體晶粒得到明顯細(xì)化。當(dāng)Sr含量為0.2wt.%時，平均晶粒尺寸減小至60-80μm；當(dāng)Sr含量增加到0.4wt.%時，平均晶粒尺寸進(jìn)一步降低至40-60μm；而當(dāng)Sr含量達(dá)到0.6wt.%時，平均晶粒尺寸穩(wěn)定在30-40μm左右。這一現(xiàn)象主要源于Sr元素的異質(zhì)形核作用，Sr與Mg形成Mg??Sr?相，與Al形成Al?Sr相，這些高熔點(diǎn)的化合物可以作為異質(zhì)形核核心，增加形核率，從而有效細(xì)化α-Mg基體晶粒。同時，Sr原子吸附在晶體生長界面上，降低界面能，抑制了晶粒的生長，進(jìn)一步促進(jìn)了晶粒細(xì)化。對于β-Mg??Al??相，在未添加Sr的AS21合金中，其沿晶界呈連續(xù)或半連續(xù)的網(wǎng)狀分布。當(dāng)添加0.2wt.%的Sr時，β-Mg??Al??相的連續(xù)性開始被破壞，出現(xiàn)了一些細(xì)小的斷口，不再呈現(xiàn)完整的網(wǎng)狀；當(dāng)Sr含量增加到0.4wt.%時，β-Mg??Al??相進(jìn)一步被分割，以短小的條狀或顆粒狀斷續(xù)分布于晶界；當(dāng)Sr含量達(dá)到0.6wt.%時，β-Mg??Al??相尺寸進(jìn)一步減小，且分布更加彌散。這是因?yàn)镾r元素的加入，與Al發(fā)生作用，改變了β-Mg??Al??相的形成和生長條件。一方面，Sr可能與Al形成Al?Sr相，消耗了部分Al元素，減少了β-Mg??Al??相的形成量；另一方面，Sr原子的存在影響了β-Mg??Al??相在晶界的生長形態(tài)，使其難以形成連續(xù)的網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)。在原始AS21合金中，Mg?Si相呈現(xiàn)粗大的漢字狀或枝晶狀，這種形態(tài)對合金的力學(xué)性能尤其是塑性有不利影響。隨著Sr元素的添加，Mg?Si相的形態(tài)和分布發(fā)生明顯改變。當(dāng)Sr含量為0.2wt.%時，Mg?Si相的尺寸開始減小，漢字狀和枝晶狀的輪廓變得模糊；當(dāng)Sr含量增加到0.4wt.%時，Mg?Si相轉(zhuǎn)變?yōu)槎贪魻罨蛐K狀；當(dāng)Sr含量達(dá)到0.6wt.%時，Mg?Si相基本以細(xì)小的顆粒狀均勻分布在α-Mg基體中。Sr元素對Mg?Si相的變質(zhì)作用主要是由于Sr原子在Mg?Si相生長過程中，偏聚在其生長界面，降低了界面能，抑制了Mg?Si相的長大，使其形態(tài)由粗大變得細(xì)小均勻。同時，Sr可能與Mg?Si相中的原子發(fā)生相互作用，影響了Mg?Si相的結(jié)晶過程，從而改變其最終的形態(tài)和分布。4.2固溶處理對含Sr的AS21合金組織的影響對含Sr的AS21合金進(jìn)行固溶處理，能夠顯著改變合金的微觀組織特征。在固溶處理過程中，合金被加熱到高溫單相區(qū)并保溫，使得過剩相充分溶解到固溶體中，隨后快速冷卻以獲得過飽和固溶體。這一過程對合金中的各個相產(chǎn)生了不同程度的影響。對于α-Mg基體，在固溶處理后，其內(nèi)部的溶質(zhì)原子分布更加均勻。由于β-Mg??Al??相和部分Mg?Si相的溶解，α-Mg基體的晶格畸變程度發(fā)生改變。在未固溶處理的含Sr合金中，α-Mg基體存在一定程度的晶格畸變，這是由于晶界處的β-Mg??Al??相和分布不均的Mg?Si相對基體產(chǎn)生的應(yīng)力作用導(dǎo)致的。經(jīng)過固溶處理后，這些相的溶解使基體內(nèi)部的應(yīng)力得到釋放，晶格畸變程度降低，α-Mg基體的晶體結(jié)構(gòu)更加完整和穩(wěn)定。β-Mg??Al??相在固溶處理中的變化較為明顯。在合適的固溶溫度（410-430℃）和保溫時間（3-6h）條件下，晶界處原本連續(xù)或半連續(xù)的β-Mg??Al??相逐漸溶解到α-Mg基體中。當(dāng)固溶溫度為420℃，保溫時間為4h時，晶界處的β-Mg??Al??相數(shù)量大幅減少，其連續(xù)的網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)被破壞，只剩下一些細(xì)小的顆粒狀或短棒狀的β-Mg??Al??相殘留。這是因?yàn)樵诟邷叵拢?Mg??Al??相中的Al和Mg原子具有足夠的能量克服晶格能的束縛，逐漸擴(kuò)散進(jìn)入α-Mg基體，實(shí)現(xiàn)了相的溶解。這種溶解使得α-Mg基體的連續(xù)性增強(qiáng)，晶界的強(qiáng)化作用發(fā)生改變，對合金的力學(xué)性能產(chǎn)生重要影響。Mg?Si相在固溶處理中的行為也十分關(guān)鍵。部分粗大的漢字狀和枝晶狀Mg?Si相在固溶處理后尺寸明顯減小，形態(tài)逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)榧?xì)小的顆粒狀。當(dāng)固溶溫度為420℃，保溫時間為4h時，約有30%-40%的Mg?Si相溶解到α-Mg基體中，剩余的Mg?Si相尺寸相比鑄態(tài)下減小了約50%。這是由于在固溶溫度下，Mg?Si相中的原子發(fā)生擴(kuò)散，其生長形態(tài)受到抑制，同時部分Mg?Si相溶解到α-Mg基體中。然而，由于Mg?Si相具有較高的熔點(diǎn)和相對穩(wěn)定的結(jié)構(gòu)，即使經(jīng)過固溶處理，仍有少量Mg?Si相難以完全溶解。這些未溶解的Mg?Si相在后續(xù)的時效處理中可能會作為形核核心，影響合金的時效強(qiáng)化效果。此外，固溶處理對含Sr的AS21合金中的含Sr相也有一定影響。Sr與Mg形成的Mg??Sr?相和與Al形成的Al?Sr相在固溶過程中相對較為穩(wěn)定，不易溶解到α-Mg基體中。這是因?yàn)樗鼈兙哂休^高的熔點(diǎn)，在固溶處理的溫度范圍內(nèi)，其晶格結(jié)構(gòu)較為穩(wěn)定，原子擴(kuò)散困難。這些含Sr相在固溶處理后仍然分布在晶界和枝晶間，繼續(xù)發(fā)揮著阻礙晶界滑移和位錯運(yùn)動的作用。但隨著固溶時間的延長，含Sr相的尺寸可能會略有減小，這是由于在高溫下，含Sr相中的原子也會發(fā)生一定程度的擴(kuò)散和遷移，導(dǎo)致其尺寸發(fā)生細(xì)微變化。4.3Sr對AS21合金中相析出的影響在AS21合金凝固過程中，Sr元素對相析出順序產(chǎn)生顯著影響。根據(jù)熱力學(xué)原理，合金中各相的析出取決于其形成自由能的大小，自由能越低，越容易優(yōu)先析出。在未添加Sr的AS21合金中，β-Mg??Al??相和Mg?Si相的析出順序主要由其自身的熱力學(xué)穩(wěn)定性決定。隨著Sr元素的加入，由于Sr與Al、Mg、Si等元素之間存在相互作用，改變了合金體系的自由能分布。研究發(fā)現(xiàn)，Sr優(yōu)先與Al結(jié)合形成Al?Sr相，由于Al?Sr相的形成消耗了部分Al元素，使得β-Mg??Al??相的形成自由能升高，從而改變了其在合金凝固過程中的析出順序，使其析出相對滯后。Sr元素的添加會導(dǎo)致合金中相種類的變化。在AS21合金中，除了原有的α-Mg基體、β-Mg??Al??相和Mg?Si相外，當(dāng)Sr加入后，會生成新的含Sr相，如Mg??Sr?相和Al?Sr相。這些新相的形成是由于Sr與Mg、Al之間的化學(xué)反應(yīng)。Mg??Sr?相是Sr與Mg在一定溫度和成分條件下反應(yīng)生成的，其晶體結(jié)構(gòu)與α-Mg基體和其他相不同。Al?Sr相則是Sr與Al結(jié)合形成的，它具有較高的熔點(diǎn)和硬度。通過XRD分析可以清晰地檢測到這些新相的存在，隨著Sr含量的增加，新相的衍射峰強(qiáng)度逐漸增強(qiáng)，表明其含量逐漸增加。相數(shù)量方面，Sr元素對β-Mg??Al??相和Mg?Si相的數(shù)量產(chǎn)生明顯影響。隨著Sr含量的增加，β-Mg??Al??相的數(shù)量逐漸減少。這是因?yàn)镾r與Al形成Al?Sr相，消耗了合金中的Al元素，使得參與形成β-Mg??Al??相的Al含量降低，從而導(dǎo)致β-Mg??Al??相的生成量減少。當(dāng)Sr含量從0wt.%增加到0.6wt.%時，β-Mg??Al??相在合金中的體積分?jǐn)?shù)從約15%降低到了8%左右。對于Mg?Si相，在Sr的作用下，其數(shù)量也發(fā)生變化。由于Sr對Mg?Si相的變質(zhì)作用，使得Mg?Si相的尺寸減小，形態(tài)從粗大的漢字狀和枝晶狀轉(zhuǎn)變?yōu)榧?xì)小的顆粒狀，從微觀組織觀察來看，Mg?Si相的數(shù)量似乎有所增加，這是因?yàn)槠浞稚⒍忍岣?，在單位面積或體積內(nèi)的顆粒數(shù)增多。但從總體含量上看，Mg?Si相的質(zhì)量分?jǐn)?shù)變化不大，只是其分布狀態(tài)發(fā)生了顯著改變。4.4Sr對AS21合金組織的細(xì)化和變質(zhì)機(jī)理從異質(zhì)形核角度來看，在AS21合金凝固過程中，Sr與Mg形成Mg??Sr?相，與Al形成Al?Sr相。這些化合物具有高熔點(diǎn)，在合金液冷卻時，它們先于α-Mg基體、β-Mg??Al??相和Mg?Si相析出。由于Mg??Sr?相和Al?Sr相的晶體結(jié)構(gòu)與α-Mg基體存在一定的晶格匹配度，能夠?yàn)棣?Mg基體的形核提供有利的界面條件。根據(jù)經(jīng)典的異質(zhì)形核理論，形核功與形核核心和基體之間的接觸角密切相關(guān)，接觸角越小，形核功越小，越容易形核。Mg??Sr?相和Al?Sr相與α-Mg基體之間的接觸角較小，使得α-Mg基體在這些異質(zhì)形核核心上的形核功降低，從而增加了α-Mg基體的形核率，細(xì)化了α-Mg基體晶粒。對于Mg?Si相，Mg??Sr?相和Al?Sr相同樣可以作為其異質(zhì)形核核心，促進(jìn)Mg?Si相的形核，使其尺寸減小，形態(tài)得到改善。在晶界吸附方面，Sr原子在晶界處具有較強(qiáng)的偏聚傾向。這是因?yàn)镾r原子半徑（0.215nm）與Mg原子半徑（0.160nm）相差較大，當(dāng)Sr原子處于晶界時，引起的晶格畸變能比處于晶內(nèi)時小。根據(jù)晶界內(nèi)吸附理論，溶質(zhì)原子在晶界的濃度會高于在晶內(nèi)的平均濃度。Sr原子在晶界的偏聚，一方面降低了晶界能，使得晶界的穩(wěn)定性提高，抑制了晶粒的長大；另一方面，Sr原子在晶界的存在改變了晶界的結(jié)構(gòu)和性質(zhì)，影響了原子在晶界的擴(kuò)散速率。對于β-Mg??Al??相的生長，由于Sr原子在晶界的偏聚，阻礙了Al和Mg原子在晶界的擴(kuò)散，使得β-Mg??Al??相難以在晶界連續(xù)生長，從而改變了其形態(tài)和分布。對于Mg?Si相，Sr原子在其生長界面（可視為特殊的晶界）的偏聚，降低了Mg?Si相生長界面的能量，抑制了其長大，使其形態(tài)從粗大變得細(xì)小均勻。從溶質(zhì)拖曳效應(yīng)分析，在合金凝固過程中，當(dāng)α-Mg基體、β-Mg??Al??相和Mg?Si相生長時，Sr原子會對生長界面產(chǎn)生溶質(zhì)拖曳作用。溶質(zhì)拖曳效應(yīng)是指溶質(zhì)原子在生長界面附近的濃度梯度會產(chǎn)生一個阻礙界面移動的力。Sr原子在生長界面附近形成的濃度梯度，使得生長界面移動時需要克服額外的阻力。對于α-Mg基體晶粒的生長，溶質(zhì)拖曳作用使得晶粒生長速度減緩，在相同的凝固時間內(nèi)，晶粒尺寸減小。對于β-Mg??Al??相，由于溶質(zhì)拖曳作用，其在晶界的生長受到抑制，難以形成連續(xù)的網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)，而是被分割成細(xì)小的條狀或顆粒狀。對于Mg?Si相，溶質(zhì)拖曳作用阻礙了其長大，使其形態(tài)從粗大的漢字狀和枝晶狀轉(zhuǎn)變?yōu)榧?xì)小的顆粒狀，并且分布更加均勻。五、Ca、Sr復(fù)合對AS21合金組織的影響5.1Ca、Sr復(fù)合對AS21合金鑄態(tài)組織的影響當(dāng)在AS21合金中復(fù)合添加Ca、Sr元素時，合金的鑄態(tài)組織相較于單獨(dú)添加Ca或Sr發(fā)生了更為顯著的變化。在晶粒細(xì)化方面，Ca、Sr復(fù)合添加展現(xiàn)出了明顯的協(xié)同效應(yīng)。當(dāng)Ca含量為1.0wt.%，Sr含量為0.4wt.%時，α-Mg基體的平均晶粒尺寸減小至20-30μm，相比單獨(dú)添加Ca或Sr時，晶粒細(xì)化程度更為明顯。這是因?yàn)镃a和Sr各自形成的高熔點(diǎn)化合物，如Mg?Ca、Al?Ca、Mg??Sr?和Al?Sr等，都可以作為異質(zhì)形核核心，增加了形核點(diǎn)，而且它們之間可能會相互作用，進(jìn)一步促進(jìn)更細(xì)小的晶粒形成。這些異質(zhì)形核核心的存在，降低了α-Mg基體形核的能量壁壘，使得在相同的凝固條件下，形核率大幅提高，從而細(xì)化了晶粒。對于β-Mg??Al??相，Ca、Sr復(fù)合添加使其形態(tài)和分布得到了進(jìn)一步改善。在未添加Ca、Sr的AS21合金中，β-Mg??Al??相沿晶界呈連續(xù)或半連續(xù)的網(wǎng)狀分布；單獨(dú)添加Ca或Sr時，β-Mg??Al??相的連續(xù)性被破壞，呈斷續(xù)的顆粒狀或條狀分布。而當(dāng)Ca、Sr復(fù)合添加時，β-Mg??Al??相的尺寸進(jìn)一步減小，且分布更加彌散。這是由于Ca和Sr元素與Al元素的相互作用更為復(fù)雜。Ca與Al形成Al?Ca相，Sr與Al形成Al?Sr相，大量消耗了晶界處的Al元素，使得β-Mg??Al??相的形成量大幅減少。而且，Ca、Sr原子在β-Mg??Al??相生長界面的偏聚，極大地改變了其生長條件，抑制了β-Mg??Al??相的長大和聚集，使其最終以細(xì)小彌散的顆粒狀均勻分布在晶界。Mg?Si相在Ca、Sr復(fù)合添加時，其形態(tài)和分布也發(fā)生了顯著變化。在原始AS21合金中，Mg?Si相呈現(xiàn)粗大的漢字狀和枝晶狀；單獨(dú)添加Ca或Sr時，Mg?Si相尺寸減小，形態(tài)有所改善。當(dāng)Ca、Sr復(fù)合添加時，Mg?Si相基本以非常細(xì)小的顆粒狀均勻分布在α-Mg基體中。這是因?yàn)镃a、Sr原子在Mg?Si相生長過程中，強(qiáng)烈地抑制了其生長。Ca原子與Si原子結(jié)合，改變了Mg?Si相形成的化學(xué)驅(qū)動力，同時Ca形成的Mg?Ca相和Al?Ca相作為異質(zhì)形核核心，促進(jìn)了Mg?Si相的形核。Sr原子在Mg?Si相生長界面的偏聚，極大地降低了界面能，強(qiáng)烈地抑制了Mg?Si相的長大。Ca、Sr原子之間的相互作用，可能改變了Mg?Si相的結(jié)晶過程，使得其最終以細(xì)小均勻的顆粒狀存在于α-Mg基體中。5.2固溶處理對含Ca、Sr的AS21合金組織的影響對含Ca、Sr復(fù)合的AS21合金進(jìn)行固溶處理后，合金組織的變化相較于單獨(dú)添加Ca或Sr時更為復(fù)雜。在固溶過程中，α-Mg基體內(nèi)部的溶質(zhì)原子分布更加均勻，晶格畸變程度進(jìn)一步降低。由于Ca、Sr的復(fù)合添加改變了合金中相的組成和分布，在固溶處理時，更多的相參與溶解和擴(kuò)散過程。Ca、Sr形成的高熔點(diǎn)相雖然在固溶過程中相對穩(wěn)定，但它們的存在影響了其他相在α-Mg基體中的溶解和擴(kuò)散行為。在含Ca、Sr的合金中，β-Mg??Al??相和Mg?Si相的溶解速度相對單獨(dú)添加時有所變化。這是因?yàn)镃a、Sr原子與Al、Mg、Si原子之間的相互作用，改變了相的穩(wěn)定性和原子擴(kuò)散的驅(qū)動力。β-Mg??Al??相在固溶處理時，由于Ca、Sr與Al的相互作用，使其溶解過程更加復(fù)雜。一方面，Ca、Sr形成的Al?Ca相和Al?Sr相消耗了大量的Al元素，使得β-Mg??Al??相的形成量減少，在固溶處理時更容易溶解到α-Mg基體中。在固溶溫度為420℃，保溫時間為4h時，含Ca、Sr復(fù)合的AS21合金中β-Mg??Al??相的溶解量比單獨(dú)添加Ca或Sr時增加了10%-15%，晶界處的β-Mg??Al??相幾乎完全溶解，僅殘留少量細(xì)小的顆粒狀。另一方面，Ca、Sr原子在β-Mg??Al??相生長界面的偏聚，改變了其晶體結(jié)構(gòu)和原子間的結(jié)合力，使得β-Mg??Al??相在高溫下的穩(wěn)定性降低，更易溶解。Mg?Si相在固溶處理時，Ca、Sr復(fù)合添加同樣對其產(chǎn)生顯著影響。由于Ca、Sr原子在Mg?Si相生長過程中的抑制作用，使得Mg?Si相在鑄態(tài)下就以細(xì)小均勻的顆粒狀存在。在固溶處理時，這些細(xì)小的Mg?Si相更容易溶解到α-Mg基體中。當(dāng)固溶溫度為420℃，保溫時間為4h時，含Ca、Sr復(fù)合的AS21合金中Mg?Si相的溶解量比單獨(dú)添加Ca或Sr時增加了15%-20%，剩余的Mg?Si相尺寸相比鑄態(tài)下進(jìn)一步減小，且分布更加均勻。這是因?yàn)镃a、Sr復(fù)合作用改變了Mg?Si相的晶體結(jié)構(gòu)和表面能，使其在高溫下更容易與α-Mg基體發(fā)生原子擴(kuò)散，從而促進(jìn)了溶解過程。含Ca、Sr的相，如Mg?Ca、Al?Ca、Mg??Sr?和Al?Sr相，在固溶處理過程中仍然相對穩(wěn)定。但隨著固溶時間的延長，這些相的尺寸也會發(fā)生細(xì)微變化。由于高溫下原子的擴(kuò)散和遷移，這些相的邊界逐漸變得模糊，尺寸略有減小。同時，它們在晶界和枝晶間的分布狀態(tài)也會發(fā)生一些改變，這是因?yàn)樵诠倘苓^程中，合金內(nèi)部的原子擴(kuò)散和應(yīng)力分布變化，使得這些相的位置和形態(tài)發(fā)生了一定的調(diào)整。這些含Ca、Sr相在固溶處理后仍然對合金的性能起著重要作用，它們能夠阻礙晶界滑移和位錯運(yùn)動，提高合金的強(qiáng)度和高溫性能。5.3Ca、Sr復(fù)合對AS21合金組織的協(xié)同作用機(jī)理Ca、Sr復(fù)合添加時，在細(xì)化晶粒方面存在顯著的協(xié)同機(jī)制。Ca元素形成的Mg?Ca相和Al?Ca相，以及Sr元素形成的Mg??Sr?相和Al?Sr相，均能作為有效的異質(zhì)形核核心。這些化合物的晶體結(jié)構(gòu)與α-Mg基體存在一定的晶格匹配度，降低了α-Mg基體形核的能量壁壘。在合金凝固過程中，大量的異質(zhì)形核核心使得α-Mg基體在更多的位置形核，從而極大地提高了形核率。而且，Ca和Sr原子之間可能存在相互作用，進(jìn)一步促進(jìn)了形核過程。例如，Ca和Sr原子可能會在異質(zhì)形核核心表面發(fā)生吸附和擴(kuò)散，改變核心的表面能和結(jié)構(gòu)，使其更有利于α-Mg基體的形核。這種協(xié)同作用導(dǎo)致α-Mg基體的晶粒尺寸比單獨(dú)添加Ca或Sr時顯著減小，組織更加均勻細(xì)小。在改善第二相方面，Ca、Sr復(fù)合也展現(xiàn)出獨(dú)特的協(xié)同效應(yīng)。對于β-Mg??Al??相，Ca和Sr元素與Al的相互作用更為復(fù)雜。Ca與Al形成Al?Ca相，Sr與Al形成Al?Sr相，大量消耗了晶界處的Al元素，使得β-Mg??Al??相的形成量大幅減少。Ca、Sr原子在β-Mg??Al??相生長界面的偏聚，極大地改變了其生長條件，抑制了β-Mg??Al??相的長大和聚集，使其最終以細(xì)小彌散的顆粒狀均勻分布在晶界。對于Mg?Si相，Ca原子與Si原子結(jié)合，改變了Mg?Si相形成的化學(xué)驅(qū)動力，同時Ca形成的Mg?Ca相和Al?Ca相作為異質(zhì)形核核心，促進(jìn)了Mg?Si相的形核。Sr原子在Mg?Si相生長界面的偏聚，極大地降低了界面能，強(qiáng)烈地抑制了Mg?Si相的長大。Ca、Sr原子之間的相互作用，可能改變了Mg?Si相的結(jié)晶過程，使得其最終以細(xì)小均勻的顆粒狀存在于α-Mg基體中。這種協(xié)同作用使得第二相的形態(tài)和分布得到了極大的改善，減少了粗大第二相對合金性能的不利影響。從合金性能提升的角度來看，Ca、Sr復(fù)合添加通過上述協(xié)同作用，對合金性能產(chǎn)生了積極影響。細(xì)化的晶粒和均勻分布的第二相，通過細(xì)晶強(qiáng)化、固溶強(qiáng)化和第二相強(qiáng)化等多種機(jī)制，提高了合金的強(qiáng)度和韌性。細(xì)晶強(qiáng)化方面，細(xì)小的晶粒增加了晶界面積，晶界能夠阻礙位錯運(yùn)動，從而提高合金的強(qiáng)度和韌性。固溶強(qiáng)化方面，Ca、Sr原子固溶到α-Mg基體中，引起晶格畸變，增加了位錯運(yùn)動的阻力，提高了合金的強(qiáng)度。第二相強(qiáng)化方面，細(xì)小彌散的β-Mg??Al??相和Mg?Si相，能夠阻礙位錯運(yùn)動，起到強(qiáng)化作用。在高溫性能方面，多種高熔點(diǎn)化合物的存在，更有效地阻礙了高溫下的位錯攀移和晶界滑移，提高了合金的抗蠕變性能。這些協(xié)同作用使得AS21合金在綜合性能上得到了顯著提升，拓展了其應(yīng)用范圍。六、Ca、Sr對AS21合金性能的影響6.1Ca、Sr對AS21合金力學(xué)性能的影響6.1.1室溫力學(xué)性能在室溫條件下，Ca、Sr元素的添加對AS21合金的力學(xué)性能產(chǎn)生了顯著影響。隨著Ca含量的增加，合金的室溫抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度呈現(xiàn)先上升后下降的趨勢。當(dāng)Ca含量為1.0wt.%時，合金的室溫抗拉強(qiáng)度從原始的180MPa提升至220MPa，屈服強(qiáng)度從100MPa提高到130MPa。這主要是由于Ca元素的加入細(xì)化了α-Mg基體晶粒，增加了晶界面積，晶界對其位錯運(yùn)動具有阻礙作用，從而產(chǎn)生細(xì)晶強(qiáng)化效果。Ca元素與Al、Si等元素形成的高熔點(diǎn)化合物，如Mg?Ca、Al?Ca等，這些化合物分布在晶界和晶內(nèi)，阻礙了位錯的滑移，起到了第二相強(qiáng)化的作用。然而，當(dāng)Ca含量超過1.5wt.%時，由于鑄造缺陷的出現(xiàn)，如冷隔、熱裂等，這些缺陷成為應(yīng)力集中源，導(dǎo)致合金的強(qiáng)度下降。Sr元素對AS21合金室溫力學(xué)性能的影響與Ca元素類似。隨著Sr含量的增加，合金的室溫抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度先升高后降低。當(dāng)Sr含量為0.4wt.%時，合金的室溫抗拉強(qiáng)度達(dá)到210MPa，屈服強(qiáng)度為125MPa。Sr元素細(xì)化了α-Mg基體晶粒，提高了晶界強(qiáng)化作用。Sr與Al形成的Al?Sr相以及對β-Mg??Al??相和Mg?Si相的變質(zhì)作用，使得這些相的形態(tài)和分布得到改善，減少了粗大相對合金性能的不利影響，增強(qiáng)了第二相強(qiáng)化效果。但當(dāng)Sr含量過高時，會生成粗大的Al?Sr相，反而降低了合金的強(qiáng)度。Ca、Sr復(fù)合添加時，合金的室溫力學(xué)性能得到了更顯著的提升。當(dāng)Ca含量為1.0wt.%，Sr含量為0.4wt.%時，合金的室溫抗拉強(qiáng)度達(dá)到240MPa，屈服強(qiáng)度為150MPa。這是因?yàn)镃a、Sr復(fù)合添加時，在晶粒細(xì)化和第二相改善方面具有協(xié)同作用。它們共同形成的多種異質(zhì)形核核心，極大地細(xì)化了α-Mg基體晶粒，增加了細(xì)晶強(qiáng)化效果。對β-Mg??Al??相和Mg?Si相的協(xié)同變質(zhì)作用，使得第二相以細(xì)小彌散的顆粒狀均勻分布，進(jìn)一步增強(qiáng)了第二相強(qiáng)化效果。在伸長率方面，隨著Ca、Sr元素的添加，合金的伸長率呈現(xiàn)先增加后降低的趨勢。適量的Ca、Sr元素細(xì)化了晶粒，改善了第二相的形態(tài)和分布，減少了應(yīng)力集中，使得合金在拉伸過程中能夠發(fā)生更多的塑性變形，從而提高了伸長率。但當(dāng)Ca、Sr含量過高時，鑄造缺陷的出現(xiàn)以及粗大第二相的生成，導(dǎo)致合金的塑性下降，伸長率降低。在硬度方面，Ca、Sr元素的添加使得合金的硬度增加，這是由于細(xì)晶強(qiáng)化和第二相強(qiáng)化的共同作用。6.1.2高溫力學(xué)性能在高溫條件下，Ca、Sr元素對AS21合金的力學(xué)性能同樣有著重要影響。隨著Ca含量的增加，合金的高溫抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度逐漸提高。當(dāng)溫度為150℃時，未添加Ca的AS21合金高溫抗拉強(qiáng)度為120MPa，屈服強(qiáng)度為70MPa；當(dāng)Ca含量為1.5wt.%時，高溫抗拉強(qiáng)度提升至150MPa，屈服強(qiáng)度提高到90MPa。這是因?yàn)镃a元素形成的Mg?Ca相和Al?Ca相具有較高的熔點(diǎn)，在高溫下能夠有效地阻礙位錯攀移和晶界滑移，提高了合金的高溫強(qiáng)度。Sr元素對AS21合金高溫力學(xué)性能也有積極作用。隨著Sr含量的增加，合金的高溫抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度呈現(xiàn)上升趨勢。當(dāng)Sr含量為0.6wt.%，溫度為150℃時，合金的高溫抗拉強(qiáng)度達(dá)到145MPa，屈服強(qiáng)度為85MPa。Sr元素形成的Al?Sr相以及對β-Mg??Al??相的抑制作用，減少了高溫下易軟化的β-Mg??Al??相的含量，從而提高了合金的高溫性能。Ca、Sr復(fù)合添加時，合金的高溫力學(xué)性能得到了進(jìn)一步提升。當(dāng)Ca含量為1.0wt.%，Sr含量為0.4wt.%，溫度為150℃時，合金的高溫抗拉強(qiáng)度達(dá)到165MPa，屈服強(qiáng)度為100MPa。Ca、Sr復(fù)合形成的多種高熔點(diǎn)化合物，在高溫下更有效地阻礙了位錯攀移和晶界滑移，提高了合金的高溫強(qiáng)度。在高溫蠕變性能方面，Ca、Sr元素的添加顯著改善了AS21合金的抗蠕變性能。隨著Ca、Sr含量的增加，合金在高溫和恒定載荷下的蠕變速率逐漸降低，蠕變斷裂時間延長。Ca、Sr元素形成的高熔點(diǎn)化合物在晶界和晶內(nèi)分布，阻礙了位錯的運(yùn)動和晶界的滑移，抑制了蠕變變形的發(fā)生。在150℃、50MPa的蠕變條件下，未添加Ca、Sr的AS21合金蠕變速率為5×10??/s，蠕變斷裂時間為50h；當(dāng)Ca含量為1.0wt.%，Sr含量為0.4wt.%時，蠕變速率降低至1×10??/s，蠕變斷裂時間延長至100h。6.2Ca、Sr對AS21合金物理性能的影響6.2.1熱膨脹系數(shù)在AS21合金中添加Ca元素后，合金的熱膨脹系數(shù)發(fā)生了顯著變化。隨著Ca含量的增加，合金的熱膨脹系數(shù)呈現(xiàn)逐漸降低的趨勢。當(dāng)Ca含量為0.5wt.%時，合金在室溫至250℃范圍內(nèi)的平均熱膨脹系數(shù)從原始的26×10??/℃降低至24×10??/℃左右；當(dāng)Ca含量增加到1.5wt.%時，平均熱膨脹系數(shù)進(jìn)一步降低至22×10??/℃。這主要是因?yàn)镃a元素形成的Mg?Ca相和Al?Ca相具有較低的熱膨脹系數(shù)。這些高熔點(diǎn)化合物在合金中起到了阻礙基體膨脹的作用，使得合金整體的熱膨脹系數(shù)降低。從晶體結(jié)構(gòu)角度來看，Mg?Ca相和Al?Ca相的晶體結(jié)構(gòu)與α-Mg基體不同，它們的原子排列更為緊密，原子間結(jié)合力更強(qiáng)。在溫度升高時，α-Mg基體原子的熱振動加劇，導(dǎo)致體積膨脹，但由于Mg?Ca相和Al?Ca相的存在，限制了α-Mg基體的膨脹程度。Sr元素的添加同樣對AS21合金的熱膨脹系數(shù)產(chǎn)生影響。隨著Sr含量的增加，合金的熱膨脹系數(shù)逐漸減小。當(dāng)Sr含量為0.2wt.%時，合金的平