（材料物理与化学专业论文）原位生成Mglt2gtSiltPgtMgAl基复合材料及其挤压变形的组织与性能.pdf

摘要 论文题目：原位生成m 9 2 s i 毋e i g - a l 基复合材料及其挤压变形的组织与性能 学科专业：材料物理与化学 研究生：贾树卓 指导教师：郭学锋教授 徐春杰讲师 摘要 签名：堑埘圭 签名：孟旱釜压 签名：羞象叁蔓： 本文设计并通过原位反应制备了三种不同体积含量的m 9 2 s i v m g a 1 基复合材料，研 究了普通凝固、挤压、往复挤压及不同热处理工艺对m 9 2 s i p m g - a l 基复合材料组织号陛 能的影响规律。通过光镜、扫描电镜、x 射线衍射、差热分析等方法分析不同工艺制备的 m 9 2 s i p m g - a l 基复合材料的显微组织与相组成；测试了复合材料的力学性能，并测试了 所用状态复合材料的热膨胀系数。得到以下主要结论： 1 、通过在镁合金熔体中加入a 1 s i 中间合金，制备了a s 9 3 、a s 9 6 、a s 9 9 镁基复合 材料。该系列复合材料组织由a - m g 基体，枝晶或块状m 9 2 s i 相和m g l t a l l 2 相组成。 2 、均匀化处理复合材料坯料挤压后，a s 9 3 基体发生了完全再结晶，破碎细化的m 9 2 s i 相沿挤压方向呈条带状分布：a s 9 6 只发生了部分再结晶，m 9 2 s i 相经挤压破碎后仍呈较 大块状沿挤压方向带状分布；a s 9 9 基体被挤压拉长成条带状，没有发现等轴晶，m 9 2 s i 相挤压后，只是被挤断并未分离。 3 、均匀化处理m 9 2 s i m g - a 1 基复合材料经往复挤压可以获得m 9 2 s i 颗粒均匀分布基 体的均匀细小组织。随挤压道次的增加，m 9 2 s i 相逐渐破碎细化，基体晶粒尺寸也逐渐变 小，1 2 道次往复挤压基体晶粒尺寸 o 。l o m l ，为弥教颗粒的体积分数，d 为颗粒直径) ，颗 粒会钉扎大角晶界；当颗粒尺寸较大( v j d 9 9 8 5 ，w t ，若无特殊说明，下文均指w t ) 、纯 铝锭( 9 9 8 5 ) 、结晶硅( 9 9 9 5 ) 、铝硅中间合金( 灿5 0 s i ) ( 自配) 、金属锑( 9 9 9 ) 、 镁钇合金( m g - 9 0 y ) 、镁铈合金( m g - 4 0 c e ) ，阻燃剂( 硫磺粉：硼酸= 1 ：1 ) ( 自配) 以及上海虹光金属熔剂厂生产的镁合金专用覆盖剂( i u 2 ) 和精炼剂( r j 1 ) 等。 2 2 基体及增强相 增强相的种类、形态、体积分数及分布是影响复合材料性能的关键因素，因此，增强 相的选择主要应考虑如下几个方面t 8 9 1 应具有较高的弹性模量和强度；采用液态( 如搅 拌铸造、液态反应合成等) 或液固法制备时，其密度与基体合金相近为好，以改善制各工 艺性；为降低复合材料的密度及提高比强度和比刚度，密度较小为宜；一般希望增强相熔 点高、热稳定性好及热膨胀系数与基体合金差别小，以减小复合过程中的界面反应及对增 强相的破坏，改善界面结合，提高复合材料的室温及高温性能：与基体合会的润湿性好； 价格便宜及制备工艺相对简单。 用于制备颗粒增强镁基复合材料的增强相很多，有s i c 、a 1 2 0 3 、t i c 、c 、b 4 c 、a 1 3 t i 、 t i b 2 、m g o 、m 9 2 s i 等颗粒。比较而言，m 9 2 s i 颗粒可以在镁合金中原位生成，具有高熔 点( 1 0 8 7 1 2 ) 、高硬度( h v 4 6 0 ) 、高弹性模量( 1 2 0 g p a ) 、低密度( 1 9 9 9 t i l l o ) 、低热膨 胀系数( 7 5 1 0 k - 1 ) 和好的耐磨性、优良的高温性能和热稳定性，增强效果比较明显。 因此，本实验采用m 9 2 s i 颗粒作为镁基复合材料的增强相。 本文选用m g 一9 a l 作为基体合金，表2 - 1 给出了本实验制备的铸态m 9 2 s i m g - a i 基复 合材料的名义化学成分和理论密度及试样编号。 为标记方便，本文约定：普通凝固原位自生m 9 2 s i m g 舢基复合材料分别采用a s 9 3 、 a s 9 6 和a s 9 9 表示；普通凝固该系列镁基复合材料经过正挤压后分别采用e x a s 9 3 ， e x 舢9 6 和e x a s 9 9 表示；普通凝固镁基复合材料( a s 9 6 ) 经过往复挤压后采用 r e - n - a s 9 6 表示：普通凝固镁基复合材料( a s 9 6 ) 经过往复挤压后，再经过一次正挤压 采用r e - n e x - a s 9 6 表示。其中r e 为r e c i p r o c a t i n ge x t r u s i o n 的简写；1 1 代表往复挤压道 次；e x 为e x t r u s i o n 的简写。 表2 - 1 原位m 9 2 s i m g - a i 基复合材料的名义成分和理论密度 t a b 2 - 1n o m i n a lc o m p o s i t i o n sa n dt h e o r e t i c a ld e n s i t yo fi n - s i t um 9 2 s i m g - a 1c o m p o s i t e s 按s i 含量计算的结果 1 1 西安理工大学硕士学位论文 2 3 实验方法与过程 2 。3 。1 普通凝固制备m 9 2 s i j m g - a i 基复合材料 首先将纯镁放入s g 2 5 1 0 型坩埚电阻炉中熔炼，熔化温度为7 0 0 。待其完全熔化 后加入a i 5 0 s i 中间合金，并升温至8 0 0 ，保温1 5 h 后搅拌约8 - 1 0 m i n ，然后静置l o m i n 以保证中间合金充分熔解。变质精炼处理后浇入预热温度约为2 5 0 0 的石墨模具中，制各 三种不同体积含量的m s i p m g 枷基复合材料试棒。整个熔炼过程中用r j - 2 覆盖剂保护。 浇注过程中用自配的阻燃剂( 硫磺粉：硼酸= 1 ：1 ) 保护。 2 3 2 制备挤压态m g ：s i p m g a i 基复合材料 将4 0 0 c 1 2 h 下进行均匀化处理的m 9 2 s i t , m g a i 基复合材料铸坯去氧化皮后加工成 弘9 8 m m x 5 0 m m 棒材，然后3 3 0 0 下分别正挤压成姐4 r a m 的试棒，挤压比为1 2 7 5 。挤压 力为6 m p a 。挤压实验在可调速y j 3 2 - 3 1 5 型四柱液压机上进行。 2 3 3 制备往复挤压m 9 2 s i m g a i 基复合材料 本实验所用往复挤压原理如图2 - 1 。首先，将坯料 装入如图2 - 1 所示的模腔内( 如模腔b ) ，装上顶杆， 加热模腔并保温一段时间后，预压使坯料充满由顶杆 a 、b 及模腔a 、b 和模芯包围的封闭空间。然后，对 模腔a 施加压力p a ( p b = o ) ，两模腔及模芯一起沿图 2 - 1 方向运动，模腔b 中坯料受到挤压变形，然后通过 模芯流入模腔a 中，在模腔a 中坯料受到镦粗变形， 使坯料恢复到原来的形状，坯料完全通过模芯进入模 腔a 后，卸载( p a - - - 0 ) 后通过翻转装置将模腔a ，b 位置互换。然后，对模腔b 施加压力p b ，重复上述过 程，可以对坯料进行不断地挤压镦粗，直到获得所需 应变为止。 本文将材料通过模芯的次数定义为往复挤压道 次。 本实验将a s 9 6 铸态坯料和4 0 0 1 2 h 下进行均 匀化处理的坯料在弓7 0 恒温下分别进行2 、4 、7 、8 、 1 2 道次的往复挤压实验，单道次挤压比为a 髓= 1 2 7 5 ， 挤压力为9 m p a 。均匀化处理试样往复挤压后，取出挤 压坯料并压入内孔尺寸为筘0 m m 的普通正挤压模具 内，在3 3 0 0 下正挤压制备机4 r a m 的试棒，挤压比与 往复挤压相同。 图2 - 1 往复挤压示意图 f i g 2 - 1t h es c h e m a t i cd i a g r a mo f r e c i p r o c a t i n ge x t r u s i o n 2 研究方法 2 3 4 热处理 对铸态复合材料进行t 4 和t 6 处理：首先对a s 9 6 在4 1 5 下保温不同时间( 2 2 4 h ) ， 然后在1 5 水中淬火，测试硬度确定固溶处理( t 4 ) 最佳时间。实验确定的最佳工艺为： 4 1 5 x 1 2 h ，水淬。对固溶处理( 4 1 5 x 1 2 h ，水淬) 后的试样进行1 7 5 不同时间的保温 ( 2 2 4 1 1 ) ，然后空冷，最终实验确定时效处理( t 6 ) 最佳工艺为：1 7 5 x 1 6 h ，空冷。其 它铸态试样均进行4 1 5 x 1 2 h ，水淬固溶处理，1 7 5 x 1 6 h ，空冷时效处理。热处理时炉 温波动c 1 ，试样用石墨粉覆盖保护。 对挤压态复合材料进行i 5 处理：对往复挤压7 道次的复合材料分别在1 7 5 + n x 2 5 ( n - - 0 , 1 , 2 刁下保温1 0 h 和在2 2 5 下分别保温l ，2 ，4 ，6 ，8 ，1 0 ，1 6 ，2 4 h 后空冷。通 过测试显微硬度确定最佳热处理工艺为：2 2 5 x 6 h ，空冷。其他挤压态复合材料在2 2 5 x 6 h 下进行时效处理。 表2 - 2 原位m g z s i m g - a l 基复合材料的热处理工艺 t a b 2 - 2h e a tt r e a t m e n tp a r a m e t e r so f t h ei n - s i t um g z s i m g - a ic o m p o s i t e s 2 4 样品表征 铸态、挤压、往复挤压试样均取自试棒的相同部位，经打磨、抛光，用4 的硝酸酒 精溶液腐蚀后制成金相试样。用n i k o ne p i p h o t 光学显微镜( o m ) 分析显微组织。 微观组织分析、拉伸断口分析及微区成分测定分别在j s m 6 7 0 0 f 和t n 5 4 0 0 型能谱 仪上进行。 x r d 在r i g a k ud m a x 3 c 上进行。选用c u 的k 谢线为辐射源。射线管工作电压和 电流分别为5 0 k v 和3 0 0 m a 。步进扫描，步长o 0 2 。，扫描范围2 0 。一8 0 。 2 5 性能测试 拉伸试样沿挤压棒材纵向取样，并按国标g b 6 3 9 7 8 6 统一制成有效截面直径尺寸为 拍m m 的短比例试样，尺寸如图2 - 2 所示，标距为3 0 m m x 口6 m m 。室温拉伸实验在w d w - 2 0 0 电子万能材料试验机上进行，拉伸方法按照g b f r 2 2 8 2 0 0 2 标准执行；高温拉伸实验在 c m t 电子万能材料试验机上进行，按照g b t 4 3 3 8 1 9 9 5 标准执行：预设的实验温度( 1 5 0 ，温度误差为2 ) 保证在l h 内升到，试样经1 5 r a i n 保温后开始加载拉伸，实验在 大气中进行。高温拉伸试样尺寸与室温拉伸试样相同，只是将夹头变为m 1 2 螺纹。室温 和高温拉伸实验均沿挤压方向进行拉伸，拉伸速率统一为2 m m m i n 。 本文对e x a s 9 3 、e x a s 9 6 、e x a s 9 9 和r e n e x a s 9 6 及它们的t 5 热处理态棒材 西安理工大学硕士学位论文 进行了室温压缩实验。压缩实验在w d w - 2 0 0 电子万能材料试验机上进行，屈服前试验机 横梁速度为2 r a m r a i n ，屈服后为l m m m i n ，压缩试样直径为租4 m m ，高为2 1 r a m ，高径 比为1 5 。 铸态及其热处理试样的显微硬度测试在i - i x 1 0 0 0 型显微硬度计上进行，实验载荷为 9 8 n ，加载时问为2 0 s ；挤压态及热处理试样在h v - 1 2 0 型显微硬度计上进行，硬度测试 实验载荷为4 9 n ，加载时间为2 0 s 。试样经抛光以后，测试三个点取平均值，硬度值按照 公式1 3 ( 2 1 ) 计算查表得出： h v ；1 8 5 4 万4 x p ( 2 1 ) 口 式中，i - i v 是显微硬度；p 是施加载荷；d 是压痕直径。 在c r y - 2 p 差热分析仪( d t a ) 上进行铸态a s 9 6 复合材料的差热分析。升温速率为： 1 0 m i i l ；温度测试范围为：2 5 0 彳0 0 ；采用高纯氩气保护，氩气流速：6 0 - 8 0 m l m i n ； 参比物为：2 0 3 。 在r j y - 1 p 型热机械分析仪( 1 m a ) 中分别测定铸态、单向正挤压、往复挤压复合材 料棒材及它们的热处理态棒材沿拉伸方向在不同温度条件下的线膨胀系数。t m a 测试样 品的直径为6 m m ，高度约为7 n n n ：温度测试范围为：2 0 c , - 4 0 0 c ；t m a 的升温速率为： 1 0 m i n ；采用高纯氩气保护，氩气流速：8 0 m l m i n ；t m a 量程：1 0 0 r t m ：d t m a 量程： 1 0 0 0 t t m m l n 。 1 4 其余影 锐角倒钝 图2 - 2 拉伸试样尺寸 f i g 2 - 2t h ed i m e n s i o no fat e n s i l es p e c i m e n 2 研究方法 2 6 技术路线 本文研究的技术路线如图2 - 3 所示。 匝囹 普通凝固制备选定复合材料 铸态复合材料 组织、室温拉 伸性能、硬度、 热膨胀系数 热挤压铸态复合材科 挤压态材料组织、 室温拉伸性能、压 缩性能、硬度、热 膨胀系数 t 5 热处理往ll 选定综合性能佳 复挤压态复h 的材料进行不同 合材料ll 道次的往复挤压 热处理后往复 挤压材料组 织、室温与高 温拉伸性能、 硬度、热膨胀 系数 往复挤压 材料组织、 室温与高 温拉伸性 能、硬度、 热膨胀系 组织与性能研究 t 5 热处 理挤压 态复合 材料 热处理后 材料组织、 室温拉伸 性能、硬 度、热膨胀 系数 t 4 、t 6 热处理 铸态复 合材料 热处理后 材料组织、 室温拉伸 性能、硬 度、热膨胀 系数 图2 - 3 技术路线 f i g 2 3e x p e r i m e n t a lp r o c e d u r e 西安理工大学硕士学住论文 3 铸态m g ：s i ，m g _ a i 基复合材料 本章采用普通凝固方法制备m 9 2 s i p m g - a l 基复合材料，研究了复合材料及其热处理 态显微组织和组成，测试了该复合材料铸态及其热处理态室温拉伸性能和硬度，分析拉伸 断口形貌。 3 1 铸态组织与力学性能 3 1 1 铸态组织 图3 - 1 为自配a 1 5 0 s i 中间合金的 显微组织。由图可见，该中间合金由大量 交错分布的粗大板条状初晶硅( 亮色) 和 细小的灰色针状和片状共晶体( a - a l + s i ) ( 灰色相) 组成。少量的黑色孔洞为铸造 所产生的分散性显微缩孔。在( a - a l + s i ) 共晶体组织中，s i 相呈细小的针状和片 状。这有利于熔炼时s i 的扩散溶解，缩 短熔炼过程。减少镁的高温氧化。将制备 的铝硅中间合金添加到镁合金液中，由于 图3 1 a j - 5 0 s i 中间合金铸态组织 铝硅中间合金的理论密度约为2 5 9 m 3 ， f i g 3 1 a s - e t m i g r o s t m c t u r e o f a i - 5 0 s i i n t e r m e d i a t e 高于m g 熔体的密度( 约为1 7 8 9 c m 3 ) ， a l l o y 铝硅中间合金在镁熔体中会下沉。在下沉的同时，铝硅中间合金的温度升高。当铝硅中间 合金温度达到m g a l 合金的共晶温度( 4 3 7 ) 时，铝硅中间合金中( a - a l + s i ) 共晶体 组织中的a - a l 向镁熔体中迅速扩散溶解螂。随着温度进一步升高，铝硅中间合金中的单 质硅( ( a 哦l + s i ) 共晶体组织中的针状s i 相和初晶s i 相) 也开始向镁熔体扩散。由于单 质硅处在镁合金熔体内部，表面无氧化，因而可以以较快的速率向镁熔体中扩散，并与镁 完全反应生成m 9 2 s i 相1 9 1 1 。 图3 - 2 是铸态和经t 4 处理后a s 9 6 复合材料的x 射线衍射图，其中上部为铸态复合 材料的衍射结果，下部为经t 4 固溶处理1 2 h 后的衍射结果。结果表明，该材料在铸态下 由a - m g 、伊m g x t a l l 2 及m 9 2 s i 相组成；热处理( t 4 ) 后，合金d p a - m g 和m 9 2 s i 两相的衍 射峰变化不大，但卢相衍射峰强度非常小，这说明“热处理后卢m g l 7 a i l 2 相基本上溶入到 了a - m g 基体中。 图3 - 3 为本实验制备的a s 9 3 、a s 9 6 、a s 9 9 复合材料的显微组织。结合x r d 衍射结 果与能谱分析结果可知，合金组织中的灰白色相为a - m g 基体，枝晶或块状的黑色相为 m 9 2 s i 相，围绕在a - m g 基体周围并连成网状的灰黑色相为( a - m g + f l - m g l t a l l 2 ) 共晶。根 据m g s i 二元相图t 9 2 1 ( 见图3 4 ) ，枝晶m 9 2 s i 是初生相，是在凝固过程中原位反应生成 3 铸态m 昏s i 。m g a 1 基复合材料 * m g # - m g l l a l l a 1 m 自戥 i 私r 。lj乜h烛窳交爻愁 。l i 0。j lli l 。kk 。 2 0 ( 。) 图3 2 铸态与同溶态( 1 4 ) m 9 2 s i m g a i 基复合材料( a s 9 6 ) 的x r d 衍射图谱 f i g 3 - 2x r ds p e c t r ao fa s - c a s ta n dt 4m 9 2 s i m g a ic o m p o s i t em a t e r i a l s 的。对于a s 9 3 ，熔炼温度( 8 0 0 ) 高于液相线温度，凝固过程中首先析出m 9 2 s i 相。 随着凝固温度降低，6 3 8 8 ( 共晶温度) 时，s i 的质量分数为1 3 8 时，发生离异共晶 ( a - m g + m 9 2 s i ) ，共晶m g ：s i 依附在初晶m g z s i 相上生长。因此，a - m g 将m 9 2 s i 相包围 ( 图3 3 c o ) ) 。对于a s 9 6 和a s 9 9 ，熔炼温度与液相线温度相近或低于液相线温度，而 m 9 2 s i 相熔点为1 0 8 5 ，远高于熔炼温度。因此，在熔炼保温的同时m 9 2 s i 已经存在于 合金熔液中。浇铸后，随着温度的降低，新析出的m 9 2 s i 依附在原有m 9 2 s i 相上继续长 大，所以，本文中的枝晶m g ：s i 相粗大，甚至穿过几个晶粒，其周围包围着 ( 口- m g + f l - m g l 7 a i l 2 ) 共晶。根据m g - a i 相图”1 ( 见图3 - 5 ) ，一般认为，a z 9 1 中的m 9 1 7 a l l 2 相由离异共晶生成，以不连续的网状或块状存在1 9 3 1 , 本文a s 9 3 ( a i 在镁中的理论相对 质量分数约为9 8 ) 中得到的m g l 7 舢1 2 相属于此种。但对a s 9 6 ( a 1 在镁中的理论相对 质量分数约为1 0 6 ) 和a s 9 9 ( a 1 在镁中的理论相对质量分数约为1 1 9 ) ，由于硅含量 高，生成m 9 2 s i 消耗了更多的m g ，使得a l 在镁基体中的相对含量升高。因此，在非平 衡凝固条件下，m g x t a l l 2 与a - m g 形成共生共晶，并连成网状( 图3 - 3 ( d ，f ) ) 。综上所述， 随着s i 含量的增多，m 9 2 s i 体积分数逐渐增多，棱状枝晶变得更加粗大；m 9 1 7 a 1 1 2 相由 以离异共晶存在( a s 9 3 ) 变为以共生共晶存在( a s 9 6 、a s 9 9 ) ，而且由不连续网状变为 连续网状；同时a - m g 基体枝晶臂有变小的趋势。组织中未出现文献中报道的汉字状m 9 2 s i 相蚪9 们，这可能与金属型凝固速度较快有关1 9 7 1 。 1 7 啪 湖 备一警皇五 西安理工大学硕士学位论文 1 8 图3 - 3 原位自生m 9 2 s i m g - a i 基复合材料铸态组织 f i g , 3 - 3a s - c a s tm i c r o s t r u c t u r eo ft h ei n - s i r em 9 2 s i m g - a lc o m p o s i t e s ( a ) c o ) a s 9 3 ，( c x d ) a s 9 6 ，( c ) ( 0 a s 9 9 图3 - 4 m g - s i 相图( w t ) f i g 3 - 4m g s ip h a s ed i a g r a m 图3 - 5m g - a ! 相图( 部分) ( w t ) f i g 3 - 5m g - a ip h a s ed i a g r a m ( p a r t i a l ) pbi旨占 3 铸态m g ：s i 。m g a i 基复合材料 3 1 2c e 、s b 、y 对a s 9 6 复合材料组织的细化 图3 - 3 ( c ，d ) 为未经变质处理a s 9 6 复合材料铸态组织。铸态组织中的m 9 2 s i 相较为粗 大，为棱状枝晶或多边形块状。棱状枝晶m 9 2 s i 相的一次轴长约为1 0 0 3 0 0 t m t ，其中多 边形块状可能主要是棱状枝晶横截面的形貌。 图3 - 6 分别为经c c 、s b 、y 变质处理过的a s 9 6 复合材料显微组织。经变质后，铸 态组织仍由灰白色a - m g 基体，黑色m 9 2 s i 相和( a - m g + f l - m g t 7 a l t 2 ) 共晶组成。基体晶 粒细化，枝晶臂变小。m 9 2 s i 相形貌由枝晶转变成条状和块状，分布趋于均匀。组织中虽 然还存在少量枝晶，但其尺寸较未处理已减小。由未处理的最大一次轴约3 0 0 p r o 减小到 约为1 0 0 p r o 。块状m 9 2 s i 相直径小于3 0 u n 。这说明变质处理在凝固过程中抑制了枝晶 图3 - 6 变质处理a s 9 6 复合材料的铸态组织 f i g 3 - 6m i c r o s t r u c t u r e so f a s 9 6c o m p o s i t e sw i t hm o d i f i c a t i o n ( a ) ( b ) 0 8 c e ，( c ) ( d ) 0 8 s b ，( e ) ( 0 0 6 y 西安理工大学硕士擘位论文 m 9 2 s i 相的生长。其中，c e 对m 9 2 s i 相的细化效果最好。块状m 9 2 s i 相小而多；y 次之； s b 效果较差，但其较未变质处理，一次，二次轴长及枝晶间距都减小。变质处理后，共 晶组织由连续网状转变为断续网状和块状且较均匀地分布在枝晶臂之间。y 对共晶组织的 细化效果较佳，细化后网状共晶消失，完全变为块状或颗粒状m g l 7 a 1 1 2 相均匀分布在基 体上；c e 的效果次之，组织中有块状共晶，也有部分网状共晶组织；s b 的效果不及c e 和y ，组织的块状共晶较少，网状较多，但较铸态还是有所细化，共晶变为离异共晶e 5 5 1 。 在镁合金熔液中，影响晶粒细化的重要因素是溶质偏析和形核质点。溶质偏析导致枝 晶生长的液固界面前沿产生成分过冷，从而阻碍了枝晶的生长并提供了激活成分过冷区 内形核质点的驱动力；而形核质点的形核能力决定了凝固开始及成分过冷区内有效晶核的 数量t 5 2 1 0 溶质元素的作用效果可用生长抑制因子( g r o w t hr e s t r i c t i o nf a c t o r , g r f ) 表示： g r f = x m i c o ，i ( k i 1 ) 。其中m i 为二元相图中液相线斜率，c 叫为合金中溶质元素的原始含量， k 为溶质分配系数。一般而言，g r f 值越大，则晶粒细化效果越好。一般认为，异质形 核能力的大小取决于形核基底与结合相之问的界面能，而错配度是影响界面能的主要因 素。b r a m f i t t 的研究结果哪! 表明，错配度小于6 的核心最有效，在6 一1 5 之间的核心 中等有效，大于1 5 的核心无效。 c e 、s b 、y 都是具有表面活性的元素。加入合金熔液后，易吸附在m 9 2 s i 相表面， 抑制了m 9 2 s i 相的结晶、长大、形核，从而改变m 9 2 s i 相的形貌，细化该相。加入的部 分元素也会富集在固液界面前沿，造成结晶界面前沿固液两相之间的成分过冷，促进 m 9 2 s i 相匀质形核，使m 9 2 s i 相的数量增多。成分过冷使结晶前沿平衡温度降低，因而增 大了实际过冷度，抑制了m 9 2 s i 晶粒的生长。成分过冷对镁基体的长大也起着阻碍的作 用，降低基体晶粒的生长速度，从而细化了基体组织( 如枝晶臂) 。由于元素间形成化合 物的难易程度可由它们的电负性差值判断，电负性差值越大，元素问的结合力越大，越容 易形成金属间化合物。研究表明，c e 、s b 、y 加入合金熔液后分别形成a h c e 哪! 、m 9 3 s b 2 1 9 8 2 a 1 2 y n 1 并在凝固过程中析出于枝晶问，能迸一步阻碍m 9 2 s i 相及基体的长大，有 利于组织的细化。这一过程是否在研究的合金系中起作用，受时间和手段的限制，有待进 一步研究。由于在加入三种元素之前，部分m 9 2 s i 相在合金熔液中已经形核，因此，三 种化舍物对m 9 2 s i 相不存在异质形核作用。而c e 、s b 、y 在镁合金中的生长抑制系数 ( m 舡i - 1 ) ) 睇口分别为2 7 4 、l ，0 3 、1 7 0 ，因此，c c 和y 的g r f 值较s b 大，从而细化效 果较s b 好。m 9 2 s i 相和a - m g 晶粒的细化减小了枝晶间距，使得网状共晶组织变窄并趋于 分散。若a l 与c c 、y 有可能形成化合物，会消耗部分舢元素，使得共晶组织减少，并 形成断网甚至块状形貌。s b 的加入不与舢形成化合物，因而不会消耗a l ，这或许是加 s b 后合金共晶组织仍为网状的原因，本文未加深究。 3 1 3 力学性能 表3 - 1 所列为a s 9 3 、a s 9 6 、a s 9 9 复合材料铸态的拉伸性能与硬度。由表可知，随 m 9 2 s i 含量的增多，复合材料硬度有较大幅度的提高。a s 9 9 的维氏硬度为i - i v l l 5 0 ，较 3 铸态m g ：s i 。m g a 1 基复合材料 a s 9 3 提高了8 4 9 ，较a z 9 1 d ( h v l 6 2 3 ) 提高了1 4 4 8 t 1 0 1 l 。即使是a s 9 3 也较a z 9 1 d 提高了3 0 ，2 。 表3 - 1 铸态m 9 2 s i m g - a _ l 基复合材科的力学性能 t a b 3 1t h em e c h a n i c a lp r o p e r t i e so f a s - c a s tm 9 2 s i m g - a lc o m p o s i t e s 镁合金的不足之一就是合金硬度较低，耐磨性能较差。若仅从耐磨性能而言，引入硬 质相( 如m 9 2 s i ) 则可以改善其性能。铸态复合材料的高硬度主要是由于硬脆相m 9 2 s i 相和m g l 7 a l l 2 相所致。m 9 2 s i 相本身具有高硬度，网状的m g l 7 a 1 1 2 相对合金硬度的提高 也起到定作用。虽然铸态复合材料的硬度很高，但抗拉强度、屈服强度及延伸率却均较 低，且随m 9 2 s i 含量的增多逐渐降低。a s 9 9 的抗拉强度为9 2 1 m p a ，屈服强度为5 8 5 m p a ， 延伸率为0 5 。m 9 2 s i 相本身为硬脆相，且以租大棱状枝晶或不规则多边形块状存在于 基体中。对基体有割裂作用。同时m 9 2 s i 相枝晶尖端及其棱角存在应力集中造成该合金 较脆。因此，复合材料的强度及伸长率均较低。 3 2 热处理对组织与力学性能的影响 3 2 1t 4 、t 6 热处理 图3 7 为铸态a s 9 6 复合材料d t a 分析结果。由图及检测结果可知，复合材料在6 0 0 以下，出现两个主要吸热峰。第一个吸热峰的开始温度为4 3 3 6 ，峰顶温度为4 4 7 1 ， 结束温度为4 6 0 5 c 。结合相图( 图3 5 ) 可知该峰为共晶( a - m g + p - m g l 7 a 1 1 2 ) 熔化吸 热峰。第二个吸热蜂的开始温度为5 3 1 ，蜂顶温度为5 5 3 。8 c ，结束温度为5 4 6 6 。该 峰为基体熔化吸热峰，对应着液相线温度。根据d t a 结果，考虑到一般固溶温度都低于第 一相变点1 0 - 2 0 ，同时由于本文所制备材料铝含量名义成分均为9 w t ，因此结合a z 9 1 热处理工艺，本文将a s 9 6 固溶处理温度定为4 1 5 ，时效温度定为1 7 5 。然后，研究 复合材料a s 9 6 在4 1 5 下不同固溶时间和1 7 5 下不同时效时间热处理对铸造原位自生 m 9 2 s i m g - a i 基复合材料的微观组织和硬度的影响，以便制定该复合材料合理的热处理工 艺。 图3 8 是a s 9 6 复合材料经4 1 5 ，保温2 2 4 h ( t 4 ) 处理后的微观组织。与铸态相 比，保温2 h 时m 9 2 s i 相形貌基本没变，仅仅尖角处有些钝化( 图3 - 8 ( a ) ) 保温8 h ，大多 数枝晶开始熔断，并可见一些钝化的粒状m 9 2 s i 相( 图3 8 f b ) ) 。这些钝化的粒状m 9 2 s i 相部分由原来的块状m 9 2 s i 相粒化形成，另一部分是棱状枝晶发生熔断，脱离一次轴或 二次轴后形成。保温1 2 h ，原来的粗大棱状枝晶形貌已经不复存在，只可见少量残余秃枝， 西安理工大学硕士学位论文 o 蓦- 2 专 4 三 苫6 苎 - 8 1 0 3 5 0 4 0 0 4 5 05 0 0 5 5 0 6 0 06 5 0 7 0 0 t e m p e r a t u r e 图3 - 7 铸态a s 9 5 复合材料d t a 曲线 f 电3 7 t h e d t a c u r v e o f t h e a s - c a s t a s 9 6 c o m p o s i t e m 9 2 s i 相大多成为不规则粒状( 图3 - 8 ( c ) ) 。保温2 4 h ，除了组织中仍有少量条块状m 9 2 s i 相外，m 9 2 s i 相尺寸进一步减小，绝大多数已经粒化，且均匀分布，m 9 2 s i 相的尺寸约为 l o - 3 0 p m ( 图3 - 8 ( d ) ) 。 在t 4 处理过程中，保温时间小于1 2 h ，材料中仍存在肼日，当保湓时间大于1 2 h 后， 材料中的脚基本全部溶入到a - m g 基体中。金相观察结果与x r d 分析结果( 见图3 2 所 示) 相一致。当固溶处理时间较长时，a - m g 相发生长大，如图3 8 ( a ，d ) 所示。 固溶度大小是合金元素能否在基体金属中扩散的基本条件，s i 在a - m g 基体中的固溶 度很低( 最大固溶度为o 0 0 3 a t ) ，所以s i 原子几乎不能在a - m g 基体中扩散。在 m 9 2 s i m g - a i 基复合材料中，s i 原子扩散只能通过m 9 2 s i a - m g 界面进行 1 0 2 1 。这种通过 界面的扩散过程可以用吉布斯汤姆逊定理说明1 1 0 3 1 。根据吉布斯汤姆逊定理枝晶在生 长过程中由于温度场和溶质场的波动，表面存在两率的波动，大曲率处对应的基体中溶质 浓度高于其他部位。因此，m 9 2 s i m g - a i 基复合材料中棱状枝晶m 9 2 s i 相大曲率处对应的 基体中硅浓度可表示为1 伽： l n ( c o ( r ) c o ( m ) ) = 罢 ( 3 1 ) 一7 式中e ( ，) 为基体中曲率半径，处的硅浓度，乞( m ) 为平界面处的硅浓度，o r 为表面 张力， ，。为硅原子体积，r 为绝对温度，七。为与形状有关的系数。由式( 3 1 ) 可知曲率 半径越小相应硅浓度也越大。 3 铸态m g ：s i 。m g a 1 基复合材料 图3 - 8 不同时间t 4 固溶处理m 9 2 s i m g - a i 基复合材料组织 f i g 3 - 8m i c r o s t m c t u r e so fm 9 2 s i f m g - a lc o m p o s i t e sa f t e r1 4t r e a t m e n tw i t hv a r i o u ss o l u t i o nt i m e s ( a ) 2 h ，( b ) s h ，( c ) 1 2 h ，( d ) 2 4 h 图3 - 9 为m 9 2 s i m g - a i 基复合材料热处理过程中m 9 2 s i 枝晶发生熔断、球化的示意图。 m 9 2 s i 相大曲率处与小曲率处之间形成硅浓度梯度。由于m 9 2 s i 相本身为棱状枝晶，合金 加热到4 1 5 时因硅的活性增加，硅从 高浓度的r 曲率处向低浓度的平界面 处扩散，结果破坏了该处局部硅浓度平 衡。为保持硅浓度平衡，小曲率半径处 的m 9 2 s i 相发生溶解以补充硅浓度的 不足u 蚴，而在平界面处的a - m g 基体 中因硅的过饱和可能析出m 9 2 s i 。如此 不断进行，大曲率处被溶解。因此， m 9 2 s i 相首先在尖角处溶解钝化，组织 中多边形块状m 9 2 s i 相首先球化( 图 3 - 8 ( b ) ) 。而棱状枝晶随着保温时间的延 长，在二次或三次枝晶臂的根部曲率较 大( 存在凹坑) 处，与坑壁接触的固溶 图3 - 9m 9 2 s i 枝晶熔断、球化机理示意图 f i g 3 9t h es c h e m a t i cd r a w i n go fm e c h a n i c so fd i s s o l v i n g ， b r e a k i n ga n ds p h e r o i d z i n gp r o c e s sm 9 2 s id e n d r i t e 西安理工大学硕士学位论文 体具有较高的溶解度，引起硅的扩散并以m 9 2 s i 的形式在附近平界面m 9 2 s i 相上析出。 为了保持这种亚稳定平衡，凹坑两侧的m 9 2 s i 相尖角将逐渐溶解，而使曲率半径增大， 这样又破坏了此处相界表面张力的平衡。为了保持表面张力的平衡，凹坑将因m 9 2 s i 相 的溶解而加深( 如图3 8 ) 。如此不断进行，直至整个“脖颈”熔断( 图3 - 8 0 ) ) 。由于熔 断“枝干”必然存在凹坑，m 9 2 s i 相在熔断过程和熔断后，又按尖角溶解、平面析出长大 而向球化转化，最终形成各处曲率相近的颗粒状m 9 2 s i ( 图3 - 8 ( c ，d ) ) 。 图3 1 0 为经t 6 ( 4 1 5 x 1 2 h + 1 7 5 x 1 6 h ) 处理组织。由于m 9 2 s i 相的熔点很高，时 效处理对其形貌和分布基本上没有影响。时效处理主要是重新形成8 - m g l 7 a 1 。2 相并引起其 形貌及分布的变化。t 4 处理后，晶界上的 伊m g i t a l l 2 相全部溶入到a - m g 基体中( 见 图3 - 8 ( c , d ) ) 。在1 7 5 的人工时效中，颗粒 状卢m 9 1 7 a 1 1 2 相不经“g p ”区和过渡相阶段 直接沿晶界非连续析出5 5 ，1 嘶1 0 7 1 。随时效时 间的延长，卢m g l 7 a 1 1 2 相析出的数量持续增 加，直到1 6 h 后其数量基本不再发生变化， 从晶界开始的非连续析出进行到一定程度 后，晶内产生连续析出。形态则经历由颗粒 状、块状与胞状共存到向晶内蔓延的胞状组 织 5 5 1 。 图3 1 1 展示了热处理前后m 9 2 s i m g - a i 基复合材料硬度( h v l ) 随固溶时问和时效 时间的变化规律。由图可见，t 4 处理总的 趋势是复合材料硬度随固溶时间延长而下 降( 固溶时间为0 表示铸态) 。复合材料 ( a s 9 6 ) 铸态硬度为h v l l 2 3 ，经2 4 h 固溶 处理后硬度下降为h v l l l 2 ，与铸态 m 9 2 s i m g - a i 基复合材料硬度相比下降了 8 ，9 。在时效处理过程中材料硬度重新恢复 ( 时效时间为0 表示4 1 5 x 1 2 h 固溶处理态 的硬度) ，随时效时间的延长材料硬度逐步 升高，经1 6 h 时效后硬度达到最大值，继续 延长时效时间材料硬度不再变化。时效后材 料最大硬度为h v l l 4 1 3 ，较时效前提高了 2 6 2 ，与铸态材料相比硬度提高了1 4 9 ， 较普通铸态a z 9 1 d 硬度1 0 ( i - i v l 6 2 3 ) 提 图3 - 1 0t 6 处理m 9 2 s i m g - a i 基复合材料组织 f i g 3 1 0t h em l c r o s t r u c t u r e so fm 9 2 s i m g - a i c o m p o s i t em a t e r i a l sa f t e r t 6h e a tt r e a t m e n tf o r1 2 h 图3 - 1 1m 9 2 s i m g - a i 基复合材料( a s 9 6 ) 硬度随固溶 和时效时间的变化 f i g 3 一1 1v a r i a t i o no fh a r d n e s so fm 9 2 s i m g - a l c o m p o s i l em a t e r i a l s ( a s 9 6 ) w i t hs o l u t i o na n da g e i n g t i m e 3 铸态m g ：s i ，m g - m 基复合材料 高1 2 6 8 。 由于在复合材料的固溶和时效过程中发生了p - m g t 7 a 1 1 2 相的溶解、析出和形态转变， 从而导致该复合材料硬度发生变化“明。热处理过程中m 9 2 s i 相虽然在形貌上发生了较大 变化，但其体积分数没有发生变化，因而其对硬度的贡献在热处理前后保持不变。 综上，结合组织与硬度的变化，最佳固溶处理工艺为4 1 5 c x l 2 h ，水淬；最佳时效处 理工艺为1 7 5 x 1 6 h ，空冷。 3 2 2t 4 和t 6 对复合材料组织与力学性能的影响 a 组织 图3 1 2 为t 4 ( 4 1 5 x 1 2 h 。水淬) 和t 6 ( 1 4 + 1 7 5 x 1 6 h ，空冷) 热处理a s 9 3 和 a s 9 9 的显微组织。由图可知，经过t 4 处理后，a s 9 3 和a s 9 9 中的8 - m 9 1 7 a 1 1 2 相都完全 溶) k 至l j a - m g 基体中，形成过饱和固溶体( 图3 1 2 ( a c ) ) 。经t 6 处理后，肛m g l 7 a l l 2 相又 重新在基体中均匀弥散析出( 图3 - 1 2 ( b ，d ) ) 。值得注意的是，卢m g l t a l l 2 相的析出并不是 在整个基体组织内析出，而是在a - m g 基体晶粒内析出，原来的共晶区域并没有析出( 遗 憾的是，本文尚不能给出此种现象一个合理的解释，关于这方面还需要进行更深入地研 究) 。与a s 9 6 不同的是，a s 9 3 经固溶处理后，m 9 2 s i 相并没有球化，即使尖角也没有 图3 1 2 复合材料a s 9 3 ，a s 9 9 热处理( t 4 , t 6 ) 显微组织 f i g 3 1 2t h em i c r o s t r u c t u r e $ o f a s 9 3 ，a s 9 9c o m p o s i t e sa f t e rh e a tt r e a t m e n t0 4 ，t 6 ) ( a ) a s 9 3 - t 4 ，( b ) a s 9 3 - t 6 ，( c ) a s 9 9 - t 4 ，( d ) a s 9 9 - t 6 西安理工大学硕士学位论文 明显的钝化，这可能是由于a s 9 3 中与m 9