粉末热压成形SiCpMg-9Al复合材料的制备工艺及组织性能

题目：粉末热压成形SiCp/Mg-9Al复合材料的制备工艺及组织性能 粉末热压成形SiCp/Mg-9Al复合材料的制备工艺及组织性能摘 要 镁基复合材料由于具有高的比强度和耐磨性能而成为当今航空航天、交通运输等领域重点关注的材料之一。本文采用粉末热压法辅助超声振动技术制备颗粒增强镁基复合材料，高能超声改善了SiC颗粒与基体的润湿性，从而使SiC颗粒在基体中的分布更加均匀。通过对本实验条件下工艺参数的优化，为颗粒增强镁基复合材料的制备提供理论参考。 本文主要研究了粉末热压法制备SiCp/Mg-9Al镁基复合材料以及工艺参数对SiCp/Mg-9Al镁基复合材料显微组织、力学性能的影响规律，同时优化了SiCp/Mg-9Al镁基复合材料的热处理工艺，并对其热处理之后的材料显微组织进行观察与对比。实验结果表明：在430的热压温度下晶粒细小组织均匀。通过实验选择的最佳热处理工艺为：380预溶2小时升温至410固溶处理22小时。经过热处理之后，复合材料的硬度有所下降。关键词：粉末热压，SiCp/Mg-9Al镁基复合材料，显微组织，硬度，热处理POWDER THERMOFORMING SICp/MG-9AL PREPARATION AND ORGANIZATION COMPOSITESABSTRACT Mg matrix composites have high specific strength and wear resistance and have already become the concern of aerospace, transportation and other fields. In this paper, powder compaction method auxiliary ultrasonic vibration technology of particle reinforced magnesium matrix composites, high-energy ultrasound improved wettability SiC particles and the substrate, so that the distribution of SiC particles in the matrix is more uniform. By optimizing process parameters under the conditions of the real for the pellets prepared reinforced magnesium matrix composites provide a theoretical reference. This paper studies the powder prepared by hot pressing SiCp/Mg-9Al magnesium-based composites and process parameters on the SiCp/Mg-9Al magnesium material microstructure, the influence of matrix composites mechanical properties while optimizing SiCp/Mg-9Al magnesium heat treatment process based composites, and observe and compare their material microstructure after the heat treatment. The results show that: a uniform fine grain size organization at 430,through the optimum heat treatment process: 380 for 2 hours and dissolving solution treatment temperature is raised to 410 for 22 hours. After the heat treatment,the hardness of the composite decline.Keywords： powder compaction， SiCp/Mg-9Al magnesium-based composite materials， microstructure， hardness， heat treatmentII目录摘 要IABSTRACTII第一章 绪论11.1前言11.2 镁基复合材料的制备方法及研究现状11.2.1镁基复合材料常用基体合金及增强相21.2.2 颗粒增强镁基复合材料坯料的制备工艺31.2.3镁基复合材料的界面及界面反应71.2.4 颗粒增强镁基复合材料的应用状况81.3 粉末热压技术的概念及发展现状81.3.1 粉末热压的概念81.3.2粉末热压技术的国内外研究现状81.4本文研究的意义及主要内容91.4.1研究的意义91.4.2主要研究内容9第二章 实验条件及制备工艺112.1引言112.2实验材料及过程112.2.1基体和颗粒增强相的性能112.2.2实验的主要原材料122.2.3 实验设备、SiCp/Mg-9A1的制备工艺及试样外观122.2.4 热压温度的选择132.3热处理工艺142.4 复合材料的显微组织观察和力学性能测试152.4.1 金相显微组织观察及SEM组织观察152.4.2 硬度测试16第三章 SiCp/Mg-9Al镁基复合材料的显微组织及硬度173.1引言173.2 粉末热压成形SiCp/Mg-9Al镁基复合材料的微观组织173.2.1 SiCp在SiCp/Mg-9Al复合材料中的分布情况173.2.2 热压温度对复合材料显微组织的影响193.2.3 热处理对SiCp/Mg-9Al复合材料显微组织的影响223.3 SiCp/Mg-9Al复合材料硬度分析263.4 小结28结论29参考文献30致谢32附录一(外文原文)33附录二(外文翻译)39第一章 绪论1.1前言 先进材料的高比强度、高比模量和耐高温是结构材料开发的永恒主题。镁合金的优势列举如下：(1) 较高的比强度、比模量；(2) 电磁屏蔽性；(3) 阻尼减震性好；(4) 与聚合物材料相比，具有更好的力学性能、抗老化能力、更好的导电和导热率、易于回收，是一种环保可再生的材料，可替代现行的工程塑料1。尽管镁合金具有以上优点，但是一般镁合金的高温强度低、蠕变性能差、耐磨性较低、长期使用不能超过120，这是限制镁合金广泛应用的主要问题，单纯依靠合金化的手段不足以较大的改善其性能。同时随着宇航、国防及汽车等行业的不断发展，现有的镁合金已远不能满足更高的性能要求。因此，研制开发更轻、强度和韧性更高、更耐磨和耐高温的新型镁基复合材料已成为材料研究领域中的一个重要发展方向。 SiC颗粒具有弹性模量高、热稳定性好、耐腐蚀、价格低廉、与基体镁相容性好等优点2。通过陶瓷增强颗粒作为增强相增强镁合金，可以提高镁合金室温拉伸强度、韧性、抗蠕变性能、高温塑性，使之更好应用于汽车、摩托车部件、电脑、家电用机壳、手机机壳、航空等领域。一方面，希望通过SiC颗粒增强镁合金，获得一种既有更高比强度和比刚度，同时又具有陶瓷材料的高温强度、高温抗氧化、抗腐蚀等性能予一体的一种新型复合材料，广泛用于航空航天、能源、冶金、机械等领域。另一方面，在研究SiC颗粒增强镁基复合材料的基础上，为通过粉末热压法制备具有良好特性的镁基复合材料提供理论依据和试验数据。1.2 镁基复合材料的制备方法及研究现状 镁基复合材料的制备工艺与铝基复合材料基本相似，但因镁合金基体化学性质很活泼，制备过程中的高温阶段都需要真空、惰性气氛、CO2+SF6 混合气体保护，以防止氧化。其制备方法主要有粉末冶金法、熔体浸渗法、搅拌铸造法、喷射沉积法以及目前仅用于Mg-Li 基复合材料的薄膜冶金法等。不同工艺制备的复合材料，其微观组织和力学性能均不同，尤其是在增强颗粒的分布性、颗粒与基体金属的界面结合情况等方面有一定的差别。1.2.1镁基复合材料常用基体合金及增强相 镁基复合材料基体合金的选择因其使用性能不同而有所不同，侧重铸造性能的可选择不含Zr的铸造镁合金为基体；侧重热压性能的则一般选用变形镁合金。纯镁因其强度偏低，不适于作为镁基复合材料的基体，一般需要添加合金元素，利用其进行固溶强化、沉淀强化、热处理强化、细晶强化等作用。主要添加元素有铝、锌、锰、锆、锂、钍和稀土金属等，其中铝、锌、锂较为常用3。 由于复合材料获得强化很大部分取决于将应力从基体转移到比较强的增强相的能力，因而获得一个强的基体/增强相的界面结合十分关键。如果界面结合不好，那么在任何有效应力传递到增强相之前，界面就会失效，从而得不到强化，这在某种程度上也反映了增强颗粒选择对复合材料强化的影响4。 一般复合材料增强体的选择要求为与基体合金的物理、化学相容性好，润湿性良好，载荷承受能力强，且尽量避免增强体与基体合金之间的界面反应等。常用的增强体主要有C纤维、Ti纤维、B纤维，Al2O3颗粒及其短纤维，SiC颗粒及其晶须，B4C颗粒等。表1-1列出了它们的一些基本性质。表1-1常用的增强体材料性质纤维/颗粒密度(g/cm3)熔点()抗拉强度极限值(MPa)/比强度(cm106)拉伸弹性模量模量值(GPa)/比模量(cm108)Al2O33.9920826891.832313.3B2.522100345013.944117.8C1.413700276019.920014.4Ti4.71166819304.21.52.5SiC3.212700-400-450-B4C2.512450-360-460-由于镁及其镁合金化学性质比较活泼，因而增强体与其他金属基复合材料不尽相同。例如Al2O3与Mg会发生3Mg+Al2O3=2Al+3MgO的反应，降低其与基体之间的结合强度，且常用的Al2O3中含有少量SiO2，SiO2与Mg发生强烈反应：2Mg+SiO2=Si+2MgO，2Mg+Si=Mg2Si，其中Mg2Si沉淀危害界面结合强度，所以镁基复合材料中较少采用Al2O3作为增强体。 C纤维与纯镁不反应，但会与镁合金中的Al、Li生成Al4C3、Li2C2化合物，其损伤碳纤维。 B4C与纯镁也不反应，但B4C颗粒表面氧化物B2O3与Mg会发生反应，生成的MgB2增大了液态Mg和B4C颗粒的润湿性，有助于提高复合材料的力学性能。 另据报道5SiC与镁合金之间无论在复合材料的制造过程还是固溶处理过程中都没有发现任何界面化学反应。 由此可见，SiC和B4C晶须或颗粒是镁基复合材料较为合适的增强体。1.2.2 颗粒增强镁基复合材料坯料的制备工艺 早期金属基复合材料的研究主要集中于增强相为长纤维的复合材料，但由于其工艺过程复杂、加工性能差，长纤维增强相价格偏高，从而转向颗粒增强复合材料的研究6。颗粒增强镁基复合材料也以其低密、高强度、高刚度、良好的尺寸稳定性和优良的铸造性能以及材料各向同性等一系列优点成为现代高技术领域中最有希望采用的一种复合材料。 颗粒增强镁基复合材料的制备方法与其他金属基复合材料基本相类似，主要可分为以下几种47-8； (1) 液态金属浸渗法 浸渗法指借助作用于液体金属上的气体热压力或离心力等，使液态金属渗入铸型内具有一定形状和孔隙率的颗粒增强体预制块中并凝固成形，从而获得复合材料制件的工艺。 液态金属浸渗工艺是一种制备大体积分数复合材料的好方法，且工艺简便灵活。不需要大的机械设备，但也存在预制块变形、微观结构不均匀、晶粒尺寸粗大和界面的反应等一系列问题。 按所施热压力的不同，液态金属浸渗法又可分为热压铸造法、真空气热压浸渗法、无热压浸渗法等。 (2) 搅拌法 搅拌法根据熔体加热状态又可分为全液态搅拌铸造法及半固态搅拌铸造法。 全液态搅拌铸造是制备颗粒增强金属基复合材料的一种典型工艺，最早采用此工艺是Surappa和Rohtgi9，即采用机械设备对全融金属熔体进行强烈搅拌，投入增强颗粒，利用涡流使其均匀分布于金属熔体中，然后直接浇铸成型。 此方法工艺简单，设备投资少，便于规模化生产。但存在铸造气孔较多，增强颗粒的体积分数受限制，分布难以实现均匀化，易偏聚，收得率颇低等缺点。 据报道10，目前已有多家公司采用搅拌铸造法成功开发颗粒增强镁基复合材料。如美国DOW Chemical Company利用一种新的搅拌法制备了SiCp、A12O3增强AZ9l、AZ31、AZ61镁基复合材料坯锭。英国镁电子公司Magnesium ElectronLtd.也开发了一种搅拌铸造工艺制备出颗粒分布均匀，性能优良，质量达180Kg的Melram镁基复合材料。 半固态搅熔铸造法就是通过机械搅拌低粘度的半固态基体合金熔体，利用形成的涡流强制引入增强颗粒。并依靠半固态浆液的触变特性分散增强相，在混合均匀后再升温浇铸，得到镁基复合材料的方法。 该工艺相对于搅拌铸造增强颗粒在基体内分布均匀，且同样设备简单，成本低，适合用于大规模工业生产。但在于气孔，加入量，收得率等方面仍存在问题。 (3) 粉末冶金法 粉末冶金法是将增强颗粒与微细纯净的镁合金粉末混合均匀后在模中冷热压，然后在真空状态下，加热至合金两相区进行热压，制得金属基复合材料的方法。粉末冶金法的特点是：对基体合金种类和增强体类型没有限制，可任意改变基体合金与增强体的配比，且增强体颗粒在基体内分布均匀。但工艺设备复杂；小批量成本高。 郗雨林11等采用粉末冶金法制备了钦合金颗粒、SiC颗粒增强镁基复合材料。复合材料的基体成分与MB15变形镁合金相近，增强体选用Ti-6Al-4V钦合金颗粒和SiC颗粒，颗粒尺寸分别小于37m和10m，体积分数均为10%；元素粉末分别经过干燥、混料、冷热压、530下烧结2h、380以250MPa的热压力热压20min，最后在350下热压成型(热压比为15：l)。在材料的变形过程中原镁粉表面的MgO氧化膜被破碎，破碎后的MgO颗粒尺寸小于5m，大都分布在基体中Mg/Mg边界处，这对于复合材料力学性能是很有帮助的。钛合金颗粒与镁基体之间和Zn、Al和基体之间都没有明显的扩散现象产生，且钛合金的增强效果好于SiC颗粒的增强效果。 X Lzhong12采用粉末冶金法用纳米级Al颗粒来增强镁基复合材料，其中采用的是纯度为98.5%、粒度为60-30m的镁粉作为基体，增强颗粒是18nm的Al粉，分别制备了含Al颗粒体积分数为0.25%、0.5%、0.75%和1%的复合材料。首先在V型搅拌器中以50rpm的搅拌速度混料5h，然后冷热压成。35x40mm的圆柱锭，然后在500下保温2h同时通入氢气保护进行烧结工艺，烧结后再在400下保温lh，并在350下以热压比25：1热压成直径为由7mm的棒材。对材料进行分析后得到：纳米Al颗粒在镁基体中分布均匀，界面结合良好，由于纳米Al颗粒的加入大大增强了镁基体的硬度和拉伸强度(如下表1-2)。表1-2 Mg/Al和Mg的室温拉伸性能材料硬度(15HRT)0.2%YS(MPa)UTS(MPa)F(%)Mg/0.00Alp46313411190104.60.6Mg/0.25Alp54118114221154.80.4Mg/0.50Alp57121816271116.20.9Mg/0.75Alp6012027261105.01.6Mg/1.00Alp6111859226123.31.0 由表1-2可以看到，力学性能最好的是Mg/0.50Alp增强后的镁基复合材料，其中最好0.2%YS、UTS、断裂应变比基体增加62%、43%、35%，它的断裂形式从脆性断裂逐渐转变成混合型断裂形式。 H.GTang13等以10wt.% W14Al86(纯度为99.5%，小于10m)合金粉末来增强镁基复合材料，首先将混合粉末密封并在氢气保护下进行球磨混粉，其中球的质量和粉末的质量比15：1，使用的是GN-2高能球磨机(转速为580rmp)，然后在500MPa下热压成40mm10mm5mm的长方体锭，锭子在真空炉中加热到740并在400MPa的热压力下热压成型，模具预热温度为400。结果表明10wt.% W14Al86扩Mg可以通过机械合金化成型，且W14A186颗粒在基体中分布均匀，最合适的球磨时间为2h，制备出的复合材料的模量、显微硬度、UTS分别为52GPa、135Hv、458Mpa。W14Al86/Mg和Mg以及AZ91力学性能见表1-3所示。表1-3 Mg、AZ91和10wt.%W14Al86/Mg的室温拉伸性能材料密度(g/cm3)弹性模量(GPa)UTS(MPa)0.2%YS(MPa)(%)Mg1.72432491529.8AZ911.81453282766 在镁基复合材料中，增强相对基体起强化作用，有助于提高基体合金的强度和弹性模量，表1-4是不同的增强颗粒采用粉末冶金法制备的镁基复合材料的力学性能。表1-4不同颗粒采用粉末冶金法增强镁基复合材料的力学性Materials States0.2 (MPa)5 (%)E(GPa)MB15alloyExtr2028.945.5SiCp/MB15Extr2843.962.2SiCp/MB15Aged3023.257.0TiCp/MB15Extr2786.051.6TiCp/MB15Aged2955.652.8 (4) 喷射法沉积法 喷射沉积技术的原理是将金属或合金熔体用高热压惰性气体雾化的同时加入增强体，形成液滴喷射流，直接喷射并共沉积到水冷或非水冷基体上，经过撞击、聚结、凝固而形成大块沉积物，这种沉积物可以立即进行锻造、热压或轧制加工，也可以是近终形产品。 喷射沉积技术的基本特点是：沉积坯的冷却速度比传统铸锭冶金方法的冷速高得多，在沉积物中能够得到快速凝固态组织，组织细小均匀，合金成分偏析程度小；喷射沉积过程是在惰性气氛中瞬时完成的，工艺流程短，金属氧化程度小，减轻了材料的污染程度；喷射沉积坯的力学性能达到或超过粉末冶金/快速凝固材料，明显优于铸锭材料。 采用喷射沉积技术可以制备管、板、带、环、筒和圆锭坯。采用喷射共沉积工艺制备复合材料坯的优点是：增强相分散均匀，加入量可以控制；由于沉积坯的冷速高，沉积层温度较低，因而不会发生有害的界面反应；可以制备出大尺寸的复合材料坯件。目前国外比较知名的喷射沉积工艺有Osprey工艺、UC(液体动态热压实)工艺、CSD(受控喷射沉积)工艺、离心喷射沉积工艺等。但制备设备昂贵，锭坯孔洞较多，且其成形件形状受到限制，从而在一定程度上限制了其在工业上的应用。 (5) 原位反应法原位合成法的基本原理就是在一定条件下，通过元素之间或元素化合物之间的化学反应，在金属基体内原位生成一种或几种高强度、高模量的陶瓷增强相，从而达到强化基体的效果。与传统的方法相比，该法具有很多优点；增强体在基体内部原位生成，表面无污染，与基体界面结合强度高；增强体颗粒尺寸规则且分布均匀；在保证材料具有较好韧性和高温性能的同时，可较大幅度地提高材料的强度和弹性模量；工艺简单、成本较低。近年来，原位合成法广泛应用于铝基复合材料的制备，而对于镁基复合材料的制备，它还是个新的尝试。Mg-Mg2Si体系的复合材料是最早使用原位合成法制备的复合材料。 刘静等14通过在熔融镁合金中加入活化的SiO2颗粒，由其与镁反应生成Mg2Si原位合成镁基复合材料，分析结果表明：原位反应制备的镁基复合材料中的增强相Mg2Si颗粒分布均匀，与基体结合较好，使复合材料硬度、强度得到提高。 1.2.3镁基复合材料的界面及界面反应在复合材料制备过程中，界面一直是人们关注的问题。界面区域的微观结构以及界面的物理和化学特性对复合材料性能起着核心作用。金属基复合材料力学性能的好坏取决于基体和增强体之间界面的结合状况，为了获得高性能的材料，界面结构的优化和稳定是基体和增强体性能能否充分发挥；获得最佳综合力学性能的关键。由于增强体与基体之间热膨胀系数的差别，当复合材料从高温冷却到室温时，在界面处应变不匹配从而产生大量的位错，因此在界面处材料的力学性能，电性能以及热性能都会发生变化15。在凝固过程中颗粒增强金属基复合材料显微结构的形成主要受四个因素的影响16：基体晶粒在陶瓷颗粒上的形核；陶瓷颗粒被推向凝固前沿；颗粒与基体润湿并分布在熔体中；陶瓷颗粒与基体之间的化学反应。在镁基复合材料界面研究中，SiC/Mg界面是主要研究对象。Wu等17对SiC纤维增强镁基复合材料界面做了大量研究。他们对时效态SiCw/AZ9l研究中发现Mg17Al12与Mg，Mg17Al12与SiCw，MgO与SiC之间存在特定的共格关系，Mg17Al12与MgO能在SiCw表面形核生长。Inem16研究SiCp/ZC63，SiCp/ZC71，发现共晶相Mg(ZnCu)2能在SiC颗粒表面形核，因此材料的弹性模量得到很大提高。Cai18通过计算发现Mg与SiC之间也存在共格匹配，并且在电子衍射中观测到这种现象。但是这种共格关系只存在于特定面上的特定方向：对于形貌不规则的SiC颗粒来说，外表面正好为此面的几率很小。选择以(0001)为外表面的SiC纤维和晶须或者通过某种方式改变基体晶格常数使之与颗粒表面共格匹配，比如加入元素Li，有助于得到好的界面结合。关于改变界面匹配关系改善界面结合方面的研究不多，这是一个值得研究的领域，但是由于实验手段的限制，深入细致的研究工作较困难。界面反应类型主要与基体合金种类和增强体类型以及所采用的制备方法有关。界面反应以及反应产物对陶瓷与基体熔液的润湿过程有很大的影响，润湿性可以通过界面化学反应而得到改善，但过度的反应会使界面区域成为薄弱环节，导致复合材料性能下降。1.2.4 颗粒增强镁基复合材料的应用状况 据报道19，道化学公司(nowehemiealeo印oartion，USA)用A12O3p/Mg复合材料已制成皮带轮、链轮、油泵盖等耐磨件，其中汽车油泵盖已经累积行车1.6105km，并制出了完全由此A12O3p/Mg复合材料制成的油泵。 德国Teem liealuniversiyt of Cluashtal采用A12O3p、SiCp增强镁基材料制成了汽车轴承、活塞、汽缸内衬等汽车零件。 美国TExTRoN公司、道化学公司己利用SiCP/Mg复合材料制造螺旋桨、导弹尾翼、内部加强的汽缸等。加拿大镁技术研究所成功开发了搅拌铸造及热压铸造SiC颗粒增强镁基复合材料，并利用其密度低、耐磨损、比刚度高等特点，尝试探讨其在汽车工业上的用途，如应用于汽车的盘状叶轮、活塞环槽、齿轮、变速箱轴承、差动轴承、拨又、连杆、摇臂等。1.3 粉末热压技术的概念及发展现状1.3.1 粉末热压的概念 粉末热压法是复合工艺的一种方法，是预先将晶须(短纤维)或颗粒与基体金属粉末混合成淤浆状，然后经成型干燥热压制成金属基复合材料零部件或坯件。 对于镁合金、铝合金及铝基复合材料，由于其塑性成形性能好，通常采用不添加粘结剂的粉末进行热压成形，而对于不添加粘结剂的粉末热压，一般是需要在加热状态进行的，所需要热压温度由于材料的不同而有很大区别。 与其他制备方法相比，热压具有以下优点：(1) 大大降低成形热压力，热压时所用的热压力仅为冷热压成形的1/10左右，因此热压可以热压制大型制品。(2) 缩短烧结时间。(3) 粉末粒度、硬度对热压过程的影响不明显，因此热压可以热压制一些硬而脆的粉末。(4) 热压时粉末塑性好，可以热压成薄片、薄壁管等异型制品。热压的不足处：(1) 对热压模材料要求高，因而难以选择，而且热压模寿命短，耗费大。(2) 单件生产，因而生产效率较低。(3) 制品表面较粗糙，精度低，一般需要清理和机加工。(4) 电能消耗高，因而产品成本高。1.3.2粉末热压技术的国内外研究现状 1912年，德国发表了用热压将钨粉和碳化钨粉211制造致密件的专利。19261927年，德国将热压技术用于制造硬质合金。从1930年起，热压更快地发展起来，主要应用于大型硬质合金制品、难熔化合物和现代陶瓷等方面。有时，粉末冶金高速钢、铜基粉末制品也用热压。现在，又发展了真空热压、热等静热压等新技术。 1.4本文研究的意义及主要内容1.4.1研究的意义镁合金具有密度低、比强度高、良好的导电和导热性的特点，但是一般镁合金存在低的使用温度、有限的冷加工能力、低的韧性和高温强度、凝固时收缩率较高、高的化学反应活性和耐蚀性较差等不足。颗粒增强镁基复合材料可减轻镁合金的某些不足，在继承镁合金优点的基础上，能够保持其高的比强度和耐磨性能等。SiCp具有高硬度、高耐磨性、抗热冲击、抗氧化等性能，同时具有产地多，易加工，价格低等特点，并且与基体Mg-9Al镁合金的物理润湿性及化学相容性较好。相比之下我们选择SiC作为镁基复合材料的增强相。 传统的搅拌铸造法存在的主要问题是增强相颗粒分布不均匀，颗粒的偏聚和团簇现象严重。而粉末热压技术的优点具体体现在一方面制造工艺简单、操作方便，成本低廉；另一方面粉末热压是一种近净成形工艺，零件产品无需深加工即可使用，节约原材料的使用，降低成本，同时减少了产品的生产工序，有利于提高生产效率。因此，本文采用粉末热压法辅助超声振动技术制备颗粒增强镁基复合材料，超声振动有效的改善了SiC颗粒与基体的润湿性，从而使SiC颗粒在基体中的分布更加均匀。在一定程度上改善了镁基复合材料的力学性能。此方法的关键在于基体合金化程度(通过扩散烧结达到合金化)以及界面结合。合金化的目的是使合金元素在镁基体中完全扩散并均匀分布，合金化程度越高，合金元素偏析程度越低，基体性能越均匀，同时合金元素的分布状况以及存在形式会影响基体与陶瓷颗粒之间的界面结合；而界面结合强度、界面反应程度直接关系到复合材料的变形行为，从而影响力学性能。1.4.2主要研究内容针对镁基复合材料的特点，本研究采用粉末热压法辅助超声振动法制备SiC颗粒增强镁基复合材料。与其他制备方法相比，本实验最大的特色在于在热压过程中辅助超声振动，通过超声振动产生的高能超声作用，可有效的减少增强相颗粒间的团聚作用，促进了扩散，改善润湿性、分散性和除气、除渣、控制界面反应，同时还具有流程短、工艺简单、安全、生产效率高。 本文研究的主要内容是利用粉末热压法制备具备性能良好的SiC颗粒增强镁基复合材料，并对复合材料微观组织的影响因素进行了研究，具体研究内容如下： (1) 复合材料的制备以及工艺参数的优化。 (2) 通过OM、SEM、EDS等手段对复合材料微观组织进行观察与分析，利用显微维氏硬度计 HVS-1000A 对复合材料的硬度进行测试分析。 (3) 对复合材料进行热处理，研究不同热处理工艺对其力学性能的影响。46第二章 实验条件及制备工艺2.1引言 采用粉末热压法制备SiCp增强镁基复合材料，在热压过程中加入超声振动，通过超声振动产生的高能超声作用，可有效的减少增强相颗粒间的团聚作用，促进了扩散，改善润湿性、分散性和除气、除渣、控制界面反应同时具有流程短、安全、生产效率高等优点。目前，使用此方法成功的制备了SiCp/Mg-9A1镁基复合材料，获得了比较优异的综合性能。2.2实验材料及过程2.2.1基体和颗粒增强相的性能 碳化硅晶体结构分为六方或菱面体的a-SiC和立方体的-SiC(称立方碳化硅)。其中a-SiC又分为两种：黑碳化硅和绿碳化硅，前者碳化硅含量为98.5%，后者则为99%以上。本次实验中所使用的碳化硅为国内某公司生产的绿碳化硅。镁基体合金具有很好的流动性，颜色呈银白色，无磁性，且有良好的热消散性。由于镁的密度小，比强度高，并能与铝、铜、锌等金属构成高强度合金。铝是银白色的轻金属(比重只有2.7)，人们常把铝叫做“钢精”。三种粉末的性能如表2-1所示：表2-1基体和颗粒增强相的性能密度(g/cm3)熔点(/k)弹性模量(GPa)热膨胀系数(106K-1)导热系数(W/(mK)Mg1.749222629155Al2.79332623230SiC3.227734504.780-2002.2.2实验的主要原材料 本实验用材料为纯Mg粉、纯Al粉和SiC粉。纯Mg粉的平均粒度为50m(Mg纯度995)，纯Al粉平均粒度25m (Al粉纯度99.95)纳米SiC颗粒平均粒度50nm(SiC颗粒纯度995)。采用粉末热压法制备，将纯Mg粉、纯Al粉按质量比91：9配置。其中Mg粉为32.2g、铝粉为3.23g、纳米SiC颗粒为2g，Mg的质量分数为86.1%，Al的质量分数为8.6%，SiC的质量分数为5.3%。2.2.3 实验设备、SiCp/Mg-9A1的制备工艺及试样外观(1) 实验过程中所使用的设备及仪器： Mg-9Al镁基复合材料的制备：型号为YTD32，公称热压力为20MPa的四柱液热压机 温度监测设备：型号为XMT-101，电热压220V，测量范围为0-1300的数显调节仪20K超声波振动设备。驱动电源部分：型号为智能数控V6.0，输出AV200-250V、10A，功率500W，频率20KHz；振动部分：型号为YP5020-4D，环境0-40/85%RH，功率500W，频率20KHz 箱式电阻炉(两台用于热处理及镁合金的制备)：型号为SX-10-13，设备组成炉体、温度控制器、热电偶(铂铑-铂)，主要指标：最高温度1300；电热压380V、三相；功率10KW；炉膛尺寸400mm200mm160mm；加热元件、硅碳棒 显微组织观察：LEICA DM 2500M型金相显微镜 试样加工：DK-7750型线切割机 试验模具尺寸：90 40 30 (mm) 扫描电子显微镜：MIRA 3 LMH(2) 采用粉末热压法制备SiCp增强镁基复合材料工艺流程如图2-1所示： Mg粉末热处理工艺热压30min，超声振动冷压成锭，加热保温充分研磨，装入模具SiC粉末Al粉末图2-1制备工艺流程图 称量：用电子称分别称量好纳米SiC颗粒2g、Mg粉末32.2g、Al粉末3.23g。 混料：将原材料装入坩埚中充分研磨，并在坩埚表面覆盖保鲜膜。 涂抹：在清洁过的模具内涂抹石墨和凡士林的混合物，以方便实验过后起模。 冷压：用锡纸将研磨好的混料包好放入模具中，在10MPa的热压力下冷热压1min成锭。 扩散合金化：在自制加热炉上加热到设定温度，目的是要使铝颗粒充分溶解于镁基体中，并且扩散均匀，得到成分均匀的固溶体。保温20min。 热压：热压前将模具预热至380-460，利用四柱液热压机在15MPa的热压力下热压30min成型，并进行超声振动。通过超声处理，可以有效的减少SiC的团簇现象。 起模：空冷一段时间后起模，取出，并清理模具以方便下次实验使用。(3) 试样外观 粉末热压法制备的SiCp/Mg-9Al镁基复合材料其试样外观如图2-2所示，试样尺寸为：90 40 6 (mm)：图2-2(a)为试样的底面(即垂直于热压方向的截面)，图2-2(b)为试样的侧面(即平行于热压方向的截面)。图2-2试样的外观(a) 底面；(b) 侧面2.2.4 热压温度的选择 粉末热压的主要工艺参数有热压温度、热压热压力、超声频率、保温时间等。通过实验优化热压工艺参数，对提高生产效率和材料性能具有重要意义。本实验主要研究热压温度对材料显微组织以及热处理工艺对材料的影响，因此重点对热压温度进行了优化，选择最佳热压温度后再进行热处理，从而得出性能较好的材料。 在热压过程中，热压温度对坯料的变形性能、热压后材料的微观组织以及力学性能都有显著影响，因此，在设计热压工艺时，合理选择热压温度是非常重要的。热压之前对材料进行加热是为了提高材料的塑性，降低其变形抗力。由于本实验所使用的材料为混合粉末，因此温度还直接影响粉末材料的结合与致密化，同时也影响热压后材料的表面质量。提高温度有助于改善材料的塑性，提高材料的变形能力，使得粉末材料易于结合和致密化。但是如果热压温度过高(例如达到或超过液相线温度)，则材料中晶粒显著粗化，且可能引起基体和增强颗粒之间的不良界面反应，对热压后材料的力学性能有不良影响；而如果热压温度过低，材料的变形抗力大，变形不均匀性增加，同时还可能造成粉末结合的效果不好。因此，粉末热压温度的选择需要综合考虑多个方面因素。 之前的研究表明，镁合金的变形特性与温度有关，镁合金典型的热压温度在300-450之间，复合材料在350-450温度范围内热压温度越高，SiC 颗粒分布越均匀，致密度越高，复合材料强度，伸长率上升。热压过程中的温度和速度范围比较宽，通常采用低的热压温度和慢的热压速度获得的热压产品力学性能最高，所以采用低的温度和快的热压速度可以获得较高的表面质量20。又根Mg-Al二元相图(图2-3)，在相图可看出近Mg端在437有共晶反应，Mg-9Al固溶温度和液相出现温度分别在380和480左右。图2-3 Mg-Al相图因此，综合上述理论分析，本实验所采用的热压温度分别取410、420、430和440。2.3热处理工艺 由于基体Mg-9Al镁合金是典型的可热处理强化镁合金，热处理(固溶+时效)能使SiCp/Mg-9Al铝基复合材料的性能得到显著提升。由于不同工艺制备的复合材料微观组织存在明显差别，因此其热处理工艺也相应不同。本实验中粉末热压态SiCp/Mg-9Al镁基复合材料的热处理箱式电阻炉内进行，该热处理炉的温度精度为2。为了保证实验数据的准确性，每次热处理放入样品前，让热处理炉在目标温度下保温20-30min使热处理炉炉膛各处温度一致。为了使热处理取得最大效果，复合材料固溶处理后采用100的沸水快速冷却，转移时间越短越好(在本实验中转移时间一般小于2s)。首先对复合材料进行固溶处理，使 Mg17Al12相溶解到基体中去，根据 Mg-Al 相图如图 2-3 所示，为使第二相溶解到基体中，固溶温度应高于铝在镁中的溶解度曲线，且温度不能太高避免晶粒长大粗化，根据相图选取固溶温度为 410。固溶处理选择在中温箱式电阻炉中进行。具体的工艺为试样随炉升温至380，然后预溶2小时，然后继续升温至 410，固溶6小时以及22小时。取出后水冷(100)。对热压态复合材料进行固溶加时效热处理，观察析出相的数量和形貌，以便研究时效析出相对复合材料性能的影响。由于Mg-9Al合金最佳时效温度为 170，为探究人工时效对复合材料析出相微观组织的影响，初步确定复合材料的时效温度为 170，对热压态 SiCp/Mg-9Al复合材料进行380预溶2小时，410固溶处理6小时，人工时效10小时的热处理。为了优化热处理工艺，本实验设置的具体热处理实验工艺及方案如表2-2所示：表2-2 SiCp/Mg-9Al镁基复合材料热处理实验方案组别固溶温度/固溶时间/h时效温度/时效时间/h13802-2380/4102/6-3380/4102/6170104380/4102/22-2.4 复合材料的显微组织观察和力学性能测试2.4.1 金相显微组织观察及SEM组织观察 将复合材料试样依次用400#-3000#砂纸(2000#以上砂纸打水磨)进行先粗磨后细磨，注意每用一种砂纸磨完，把试样旋转 90保证每一种砂纸的磨削痕迹相互垂直，这样可以及时观察到上一层粗磨痕是否已消除。磨好后冲洗干净，使磨样过程中掉下的相对较粗的颗粒脱离试样表面，以免影响后续磨样和抛光效果。用MgO抛光剂进行抛光，待试样抛光后，喷少许酒精后用水冲洗干净。在吹风机的冷风作用下烘干，并用脱脂棉擦拭表面。若要观察试样中SiC颗粒和孔隙分布，则可直接将试样置于金相显微镜(LEICA DM2500M)下进行观察。 若需要对复合材料中析出相进行观察和分析，则在扫描电子显微镜上进行析出相粒子的观察和分析。 用于SEM观察的试样的制备方法与金相试样制备过程相同，由于SEM利用二次电子与背散射电子进行成像，因此对材料的导电性要求较高，应把所要观察的面的对面也进行磨削去除氧化皮，提高导电性。主要是利用 SEM 观察复合材料与合金时效过程中析出第二相形态，大小，分布等。2.4.2 硬度测试 硬度是指材料局部抵抗硬物热压入其表面的能力，在一定程度上可反映材料的力学性能，是一种经济有效的力学性能测试方法。测试前用砂纸将材料表面的氧化层及杂质磨去，并保证双面平行，在(HVS-1000A)维氏硬度计上测量试样的硬度。测试时采用载荷为25N，加载时间为15s，测量热压痕距离，然后得到维氏硬度值。为了保证数据的准确性，在每个试样的中部位置测量5-7个点，取平均值作为最终硬度值。第三章 SiCp/Mg-9Al镁基复合材料的显微组织及硬度3.1引言 纳米颗粒增强镁基复合材料比镁合金具有更加优异的综合性能，这与纳米颗粒在基体中的作用息息相关。通过对纳米颗粒增强镁基复合材料的微观组织的研究，可以为纳米颗粒增强镁基复合材料强化机制的研究提供实验依据。本章利用OM、SEM结合EDS对 SiCp/Mg-9Al复合材料热压态和热处理后的组织形貌、成分进行分析，系统研究了粉末热压温度及热处理工艺对纳米 SiC 颗粒增强 Mg-9Al复合材料微观组织和硬度的影响。为粉末热压法制备颗粒增强镁基复合材料的工艺设计和优化提供参考。3.2 粉末热压成形SiCp/Mg-9Al镁基复合材料的微观组织3.2.1 SiCp在SiCp/Mg-9Al复合材料中的分布情况作为增强相的SiCp的分布情况对复合材料的性能起着决定性的作用，SiCp的聚集和团聚会显著降低SiCp/Mg-9Al复合材料的塑性，还会引起材料组织的不均匀，从而导致材料性能的不均匀性，最终对材料的增强效果不佳。以下是对热压态的镁基复合材料微观组织的分析。图3-1为挤压温度为420的SiCp/Mg-9Al复合材料在5k电镜下的SEM图。图3-1 SiCp/Mg-9Al SEM图(5k)abcd 图3-2 上图中对应位置SiCp/Mg-9Al复合材料的 EDS图(a) 谱图8；(b) 谱图9；(c) 谱图10；(d)谱图11 图3-2为图3-1中对应位置SiCp/Mg-9Al复合材料的 EDS图。由图可以看到，图3-1中不同位置均存在不同含量的SiC颗粒，能够说明SiC增强相能够有效的加入到镁合金中。 图3-1 SEM可以看出，区域由黑色区域，灰色区域与点状的白色区域三部分组成。图(a) 能谱扫描点处于黑色区域，且与其余三个能谱图比较发现，图(a)中Mg的含量最大，达到80.8%，Al的含量却是最小的，由此可以判断，黑色的区域应该是基体，主要的相是-Mg，少量的Al是在热压的过程固溶到基体而形成的第二相Mg17 Al12。与图(a)最大的不同，图(b)、(c)、(d)处于灰色区域，Mg与Al的含量最大，且较于图(a)中含量的差别明显减小，这说明灰色区域主要为热压过程中产生的硬脆的第二相Mg17 Al12。而弥散分布在基体上的白色点状区域为SiC颗粒。 下面对复合材料进行面扫，结合EDS分析，对SiC颗粒分布是否均匀做出说明。结果如图3-3。各元素均以各自存在的形态弥散的分布在Mg基体上，可以看出Si、C颗粒比较均匀地分布于基体上，而在SiCp/Mg-9Al 镁基复合材料中，Si、C是以SiC的形式存在的，故SiC颗粒在基体中分布也是比较均匀的。这主要是由于粉末热压，在热压前SiC与基体粉料会被充分混合均匀，而且在热压的过程中伴有超声振动，通过高能超声作用，有效的减少增强相颗粒间的团聚作用，促进了扩散，改善润湿性、分散性和除气、除渣、控制界面反应，因此将会在基体上均匀地分布着SiC颗粒。图3-4 420复合材料的面扫图(a) Mg元素；(b) Al元素；(c) O元素；(d) Si元素；(e) C元素3