郭玉玲 ，王萬華 ，李 明 ，王志文 ，王紅霞

（1.晉中職業(yè)技術(shù)學(xué)院機電工程系，山西榆次 030600；2.太原理工大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，山西太原 030024）

Mg-Al-Si合金，由于Si與Mg電負(fù)性差（Mg∶1.31，Si∶1.90）大于 0.4，Si在 Mg中幾乎不溶，極易在鎂基體內(nèi)部原位反應(yīng)生成高熔點，高硬度的Mg2Si增強相，從而成為一種潛在的高溫合金，受到國內(nèi)外廣泛關(guān)注和重視[1]。但是Mg2Si相在原位生成過程中常形成粗大的漢字狀形態(tài)，使合金的力學(xué)性能（尤其是伸長率）受到很大影響[1]。為了改變Mg2Si相的尺寸和形態(tài)，研究人員主要通過添加稀土或堿土金屬對Mg-Al-Si進行變質(zhì)。但同時，一些研究也發(fā)現(xiàn)，Sb元素變質(zhì)Mg2Si相的效果不太理想[2]，Ca元素變質(zhì)容易使合金產(chǎn)生熱裂等缺陷[3]，P元素添加容易發(fā)生燃燒且添加數(shù)量控制不易[4]。因此，尋找他變質(zhì)和細(xì)化漢字狀Mg2Si相的微合金化元素或顆粒材料是非常有必要的。El-Mahallawi[5]等研究表明，通過引入納米陶瓷顆粒可以很好地細(xì)化亞共晶Al-Si合金中的基體相和共晶Si，使合金在強度提高34%的基礎(chǔ)上，伸長率提高了90%；清華大學(xué)李文珍和哈工大聶凱波等[6，7]也發(fā)現(xiàn)納米SiC顆?？梢约?xì)化AZ91鎂合金的基體和第二相，同時提高鎂基復(fù)合材料的強度和伸長率。但利用納米SiC顆粒改善Mg-Al-Si合金系組織和性能的研究尚未見報道。故本實驗重點研究納米SiC顆粒對Mg-Al-Si合金系組織和性能的影響。

1 實驗材料及方法

利用99.9%鎂錠、99.9%鋁錠、含30%Si的Al-Si中間合金、平均粒度為40 nm～60 nm的SiC顆粒配制Mg9Al-1%Si和Mg9Al-1%Si-1%SiC（以下記作Mg9Al-1Si和Mg9Al-1S i-1SiC）兩種成分的合金。采用機械攪拌鑄造法在SXZ-5-2電阻爐中進行鎂合金熔煉實驗。將涂刷自制水玻璃涂料的不銹鋼坩堝放入熔煉爐中，隨爐升溫至450℃，將預(yù)熱到200℃爐料放入坩堝中。放料時，從下至上，依次加入鎂錠、Al-Si中間合金、鋁錠，在鋁錠的表面添加少量的Al-Be合金，起到阻燃作用。再通入保護氣進行熔煉保護。將熔煉溫度調(diào)至760℃后保溫25 min，再將溫度降到660℃，扒渣下攪拌槳，待溫度降至590℃開始攪拌（加SiC），順時針攪拌10 min，逆時針攪拌10 min，升溫到660℃，撤槳。待溫度升至740℃，保溫10 min后扒渣，加入六氯乙烷除氣精煉，再將溫度升至760℃靜置30 min，隨后降溫至700℃澆入40 mm×200 mm的金屬模具中。

利用線切割機在距坯料底端20 mm處截取試樣，采用LeicaDM2500金相顯微鏡和配帶能譜儀的JSM-6700F型場發(fā)射掃描電子顯微鏡（SEM）進行組織觀察；采用KY2 2000型X射線衍射儀進行物相分析。最后將棒料線切割成尺寸如圖1所示的拉伸試樣，圓角及各面打磨光滑，以 0.01 mm/s（ε＝10-3s-1）的速率在WDW-100KN型電子萬能試驗機上進行拉伸實驗，每種合金試樣重復(fù)做3次，取平均值。

圖1 拉伸試樣尺寸

2 結(jié)果及分析

2.1 Mg9Al-1Si合金顯微組織及相分析

圖2為Mg9Al-1Si合金的金相顯微組織圖。由圖2可見，Mg9Al-1Si合金組織由亮白色團絮狀的α-Mg基體和沿晶界網(wǎng)狀分布的β-Mg17Al12相及貫穿于晶內(nèi)和晶界的粗大漢字狀或細(xì)長魚骨狀的黑色新相組成。經(jīng)XRD分析顯示該新相為Mg2Si相，如圖3所示。

圖2 Mg9Al-1Si合金金相組織圖

圖3 Mg9Al-1SiC-1Si合金XRD圖

Mg9Al-1Si合金由700℃澆注后開始凝固，溫度下降至液相線時，高熔點的Mg2Si相開始形核，初生的α-Mg也開始形核。據(jù)Mg-Si二元相圖可知，Si的質(zhì)量分?jǐn)?shù)為1.38%且在638.8℃時，將發(fā)生離異共晶反應(yīng)L→Mg2Si+α-Mg[8]。本實驗合金Si質(zhì)量分?jǐn)?shù)為1%，但由于合金澆入金屬模具，冷速較快，合金凝固過程屬于非平衡凝固。凝固溫度下降至638.8℃時，會出現(xiàn)Mg2Si和α-Mg離異共晶組織，而后再析出的Mg2Si依附在原有的Mg2Si上繼續(xù)長大，離異共晶的α-Mg相則依附于先共晶的α-Mg固溶體上，形成α-Mg+Mg2Si的共晶團，所以呈現(xiàn)出細(xì)長的魚骨狀Mg2Si分布在α-Mg基體晶粒內(nèi)部的組織。共晶團生長程中，由于成分偏析，大量Al元素及部分Si元素聚集到晶界處，此時局部Si含量可能大于其共晶成分，就形成了粗大漢字狀的Mg2Si.當(dāng)溫度降低到Mg-Al共晶溫度時，β-Mg17Al12沿晶界析出。因此形成了如圖2所示的組織。

2.2 SiC顆粒對Mg9Al-1Si合金顯微組織的影響

圖4為Mg9Al-1Si-1SiC合金金相顯微組織圖。分別對比圖 4a）、b）與圖 5a）、b）可知，在 Mg9Al-1Si合金中添加1%納米SiC顆粒后，α-Mg基體晶粒顯著細(xì)化；β相也變細(xì)，變小，網(wǎng)狀分布改善并不明顯。粗大漢字狀Mg2Si消失，魚骨狀Mg2Si增加，變得更加細(xì)小，分布更均勻。同時，在晶界處出現(xiàn)了大量的黑色團聚物，對其進行SEM掃描及EDS分析可知晶界處黑色團聚物為SiC，見圖5.

圖4 Mg9Al-1Si-1SiC合金金相組織圖

圖5 SEM和EDS圖

分析添加1%納米SiC顆粒后Mg9Al-1Si合金組織變化的原因，認(rèn)為一方面由于SiC的熔點為2 700℃，700℃澆注溫度下不會熔化，合金凝固時將會成為α-Mg晶粒的異質(zhì)核心，增加形核率，促進了α-Mg基體的細(xì)化。另一方面，由于SiC顆粒無法固溶到α-Mg基體中，凝固過程中必然被推擠到凝固前沿，富集到晶界上，使晶界前沿的殘余液體形成較大成分過冷，促進了α-Mg和Mg2Si的形核，同時阻礙α-Mg和Mg2Si共晶團的生長，故α-Mg基體細(xì)化，Mg2Si也相應(yīng)變細(xì)變小。成分過冷促進Mg2Si形核率增加，分布范圍更廣更均勻，生長時需要消耗更多的硅元素，使得凝固后期殘余液相中局部Si元素聚集減少，導(dǎo)致粗大漢字狀Mg2Si消失；β-Mg17Al12相最后沿晶界析出，受富集在晶界處的納米SiC顆粒阻礙，變小變細(xì)，但依然呈網(wǎng)狀形態(tài)；納米SiC顆粒則在合金凝固后團聚在晶界處。

2.3 納米SiC顆粒對Mg9Al-1Si合金力學(xué)性能的影響

圖6是Mg9Al-1Si和Mg9Al-1Si-1SiC兩種合金的力學(xué)性能對比圖。由圖6可見，Mg9Al-Si合金中加入1%納米SiC顆粒后，屈服強度由96 MPa提高到109 MPa，提高了13.5%；抗拉強度由112 MPa提高到173 MPa，提高了54%；伸長率由0.48%提高到1.56%，提高了225%.說明Mg9Al-1Si合金中添加納米SiC，力學(xué)性能得到明顯改善。這主要由于納米SiC顆粒本身作為硬質(zhì)第二相，材料受載時，對基體變形產(chǎn)生約束，或?qū)w中位錯運動的阻礙產(chǎn)生的彌散強化作用，同時促進了α-Mg基體晶粒的細(xì)化，形成細(xì)晶強化作用，使其強度得到較大的提高；另一方面，促進了粗大漢字狀Mg2Si消失，魚骨狀Mg2Si和β-Mg17Al12相變得更加細(xì)小，減小了其對基體的割裂作用，塑性得到大幅提高[9]。

圖6 兩種合金的力學(xué)性能對比圖

3 結(jié)論

1）Mg9Al-1Si合金組織由α-Mg基體、網(wǎng)狀β-Mg17Al12相及粗大漢字狀或細(xì)長魚骨狀的Mg2Si相組成。

2）Mg9Al-1Si合金中添加質(zhì)量分?jǐn)?shù)為1%納米SiC顆粒，可顯著細(xì)化α-Mg基體晶粒，使β-Mg17Al12相和魚骨狀的Mg2Si相變得更加細(xì)小，還能抑制粗大漢字狀Mg2Si相形成。但對β-Mg17Al12相的網(wǎng)狀分布改善不大。

3）納米SiC顆粒的加入可以有效提高Mg9Al-1Si合金的力學(xué)性能。其中屈服強度由96 MPa提高到109 MPa，提高了13.5%；抗拉強度由112 MPa提高到173 MPa，提高了54%；伸長率由0.48%提高到1.56%，提高了225%.

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