陳思穎,陳瀹鑫，于宏辰*

(1.長春工程學(xué)院 水利與環(huán)境工程學(xué)院,吉林 長春 130021；2.長春工程學(xué)院 機(jī)電工程學(xué)院,吉林 長春 130021)

作為鋁合金常見增強(qiáng)體之一，金屬間化合物Mg2Si具有密度低、熔點(diǎn)高、彈性模量大、熱膨脹系數(shù)低等特點(diǎn)，在提高材料力學(xué)性能方面有巨大潛力[1-3].然而，一般情況下，Al-Mg2Si合金中初生Mg2Si往往呈現(xiàn)粗大的樹枝晶，割裂基體產(chǎn)生應(yīng)力集中，嚴(yán)重影響力學(xué)性能.通過在熔煉過程中加入變質(zhì)元素(如P、Sr、Ca等)可以有效調(diào)控初生Mg2Si的晶體形貌[4].具有立方體、切角八面體、切角立方體、八面體形貌的初生Mg2Si成功制備出來.雖然初生Mg2Si的形貌調(diào)控能夠順利進(jìn)行，但具有上述形貌的初生Mg2Si在合金中的晶粒尺寸仍然較大，對(duì)材料力學(xué)性能的提高效果并不明顯[5-7].因此，進(jìn)一步細(xì)化Al-Mg-Si合金中初生Mg2Si的晶粒是提高合金力學(xué)性能的關(guān)鍵[8-10].針對(duì)上述情況，本文將Al-xMg2Si合金為研究對(duì)象，對(duì)其進(jìn)行Ca-Sb復(fù)合變質(zhì)處理，并降低MgSi的含量.其中，Ca-Sb復(fù)合變質(zhì)所生成的CaSb2可以作為初生Mg2Si的異質(zhì)核心，從而細(xì)化晶粒；Ca元素的加入也可以有效調(diào)控初生Mg2Si形貌，調(diào)控晶體形貌、尺寸[9-11].不僅如此，適當(dāng)降低合金中的MgSi含量也可以有效細(xì)化初生Mg2Si的晶粒尺寸，從而加強(qiáng)合金制備過程的晶粒細(xì)化效果[4,11].

1 實(shí)驗(yàn)部分

1.1 試劑與儀器

實(shí)驗(yàn)用材如表1所示.

表1 實(shí)驗(yàn)用材

X射線衍射分析(X-ray diffraction,XRD)在X射線衍射儀(X’Pert3Powder X,Japan)上進(jìn)行.合金金相制備參照標(biāo)準(zhǔn)ASTM E3-2007進(jìn)行，金相腐蝕使用3 vol.% HF溶液浸泡20 s，光學(xué)顯微組織分析是在光鏡(Optical Microscope，OM) (Carl Zeiss-Axiovert 200 MAT,Germany)上進(jìn)行的；Mg2Si相萃取實(shí)驗(yàn)在20 vol.% HNO3溶液中進(jìn)行，掃描電鏡(Scanning Electron Microscope，SEM)分析在掃描電鏡(HITACHI-S-3400N，Germany)上進(jìn)行,差熱分析在DSC25差熱分析儀上進(jìn)行，晶粒統(tǒng)計(jì)在Naro Measure軟件上進(jìn)行.

1.2 實(shí)驗(yàn)過程

壓縮試樣為高(h) 6 mm、直徑(Ф) 3 mm的圓柱體.室溫壓縮實(shí)驗(yàn)是在材料壓縮試驗(yàn)機(jī)(INSTRON-5869,INSTRON,Boston,MA,USA)上進(jìn)行，試樣的壓縮應(yīng)變速率為0.018 mm/min.壓縮實(shí)驗(yàn)重復(fù)3次.

2 結(jié)果與討論

圖1為未變質(zhì)(a)和Ca-Sb復(fù)合變質(zhì)(b)Al-xMg2Si合金的XRD圖.從圖中各衍射峰分別為Al和Mg2Si相，沒有其他物質(zhì)生成.

角度/2θ(a)

角度/2θ(b)圖1 (a)未變質(zhì)Al-xMg2Si合金的XRD圖(b)Ca-Sb復(fù)合變質(zhì)Al-xMg2Si合金的X射線衍射圖

圖2為未變質(zhì)Al-xMg2Si合金的光鏡組織圖.當(dāng)MgSi含量為10wt.%時(shí)，合金組織初生α-Al+共晶Mg2Si，且共晶Mg2Si相呈現(xiàn)漢字狀形態(tài)，見圖2(a).當(dāng)MgSi含量增加到12wt.%時(shí)，合金組織僅為共晶Mg2Si，其形狀仍保持漢字狀不變，見圖2(b).

圖2 未變質(zhì)Al-xMg2Si合金的光鏡圖

當(dāng)MgSi含量從14wt.%增加到18wt.%時(shí)，合金中才出現(xiàn)初生Mg2Si相，隨著MgSi含量的升高，初生Mg2Si晶粒尺寸從10 μm增加到30 μm，其形貌由多邊形轉(zhuǎn)變?yōu)榈容S樹枝晶形貌，見圖2(c)～(f).由Al-Mg2Si偽二元相圖知，平衡態(tài)下Al-Mg-Si合金的共晶成分點(diǎn)在MgSi含量為14wt.%.但由于本實(shí)驗(yàn)是在非平衡凝固條件下進(jìn)行，偏離平衡的凝固狀態(tài)導(dǎo)致共晶成分點(diǎn)從平衡態(tài)的14wt.%偏離到12wt.%.

圖3為變質(zhì)Al-xMg2Si合金的光鏡圖.從圖中可以看出，在變質(zhì)劑的作用下，當(dāng)MgSi含量為10wt.%時(shí)，合金組織初生α-Al+共晶Mg2Si相，共晶相為漢字狀，見圖3(a).當(dāng)MgSi含量增加到12wt.%時(shí)，合金中出現(xiàn)超細(xì)晶初生Mg2Si，其晶粒尺寸僅為5 μm；且共晶Mg2Si形貌變?yōu)槎贪魻睿妶D3(b).當(dāng)MgSi含量從14wt.%增加到18wt.%時(shí)，隨著MgSi含量的升高，初生Mg2Si晶粒尺寸從10 μm增加到25 μm，其形貌仍為多邊形不變，見圖2(c)～(f).

圖3 Ca-Sb復(fù)合變質(zhì)Al-xMg2Si合金的光鏡圖

圖4為未變質(zhì)Al-xMg2Si合金中Mg2Si相3-D形貌圖.當(dāng)MgSi含量為10wt.%時(shí)，合金中共晶Mg2Si形貌為片狀，見圖4(a).當(dāng)MgSi含量增加到12wt.%時(shí)，共晶Mg2Si保持片狀不變，見圖4(b).當(dāng)MgSi含量從14wt.%增加到16wt.%時(shí)，合金中初生Mg2Si為切角八面體形貌，見圖4(c)～(d).當(dāng)MgSi含量繼續(xù)增加到18wt.%時(shí)，初生Mg2Si形貌轉(zhuǎn)變?yōu)榈容S樹枝晶，見圖4(e).

圖4 未變質(zhì)Al-xMg2Si合金的Mg2Si相3-D形貌圖

圖5為Ca-Sb復(fù)合變質(zhì)Al-xMg2Si合金中Mg2Si相3-D形貌圖.在變質(zhì)劑作用下，當(dāng)MgSi含量為10wt.%時(shí)，合金中共晶Mg2Si形貌發(fā)生明顯變化，由層狀轉(zhuǎn)變?yōu)槎贪魻?，見圖5(a).當(dāng)MgSi含量增加到12wt.%時(shí)，合金中出現(xiàn)超細(xì)初生Mg2Si晶體，其形貌為切角八面體形狀，見圖5(b).當(dāng)合金中MgSi含量從14wt.%增加到18wt.%時(shí)，初生Mg2Si形貌保持切角八面體形狀不變，見圖5(c)～(e).

圖5 Ca-Sb復(fù)合變質(zhì)Al-xMg2Si合金的Mg2Si相3-D形貌圖

對(duì)變質(zhì)Al-12Mg2Si合金中初生Mg2Si進(jìn)行元素線掃描發(fā)現(xiàn)異質(zhì)核心，且核心物質(zhì)的主要元素組成為Ca、Sb(圖6).對(duì)于Ca-Sb復(fù)合變質(zhì)機(jī)理研究，吉林大學(xué)Wang等人對(duì)變質(zhì)初生Mg2Si進(jìn)行表征發(fā)現(xiàn)，CaSb2可以作為初生Mg2Si的異質(zhì)核心，細(xì)化初生Mg2Si晶粒[8].值得注意的是，在未變質(zhì)的Al-12Mg2Si合金中并未發(fā)現(xiàn)初生Mg2Si的存在，這也說明，CaSb2化合物的存在可以促進(jìn)初生Mg2Si的形成.

圖6 Ca-Sb復(fù)合變質(zhì)Al-12Mg2Si合金中初生Mg2Si元素分布

圖7為未變質(zhì)、變質(zhì)Al-12Mg2Si合金差熱曲線(冷卻段).未變質(zhì)Al-12Mg2Si合金中只有α-Al相和共晶Mg2Si相的放熱峰，而變質(zhì)Al-12Mg2Si合金中，在610 ℃處出現(xiàn)初生Mg2Si的放熱特征峰，這充分說明初生Mg2Si在變質(zhì)Al-12Mg2Si合金中是存在的.

對(duì)Ca-Sb復(fù)合變質(zhì)Al-xMg2Si合金進(jìn)行壓縮、硬度性能測試，結(jié)果如圖8、表2所示.當(dāng)MgSi含量從10wt.%增加到18wt.%時(shí)，合金的最大抗壓強(qiáng)度、布氏硬度呈現(xiàn)出先增大后減小的趨勢(shì)，當(dāng)MgSi含量為12wt.%時(shí)，合金的抗壓強(qiáng)度、布氏硬度最高，分別為425 MPa和121 HB.但合金壓縮變形隨MgSi含量的增加而降低，變形最大的合金為Al-10Mg2Si合金(13.7%).

Temperature/℃圖7 未變質(zhì)、Ca-Sb復(fù)合變質(zhì)Al-12Mg2Si合金差熱曲線

Engineering Strain/%(a)

Content(Mg/Si)(b)圖8 (a)Ca-Sb復(fù)合變質(zhì)Al-xMg2Si合金壓縮實(shí)驗(yàn)曲線(b)布氏硬度

表2 變質(zhì)Al-xMg2Si合金的室溫性能匯總

對(duì)于Al-xMg2Si合金來說，Mg2Si相是該合金的唯一強(qiáng)化相.因此，合金金相組織及強(qiáng)化相顆粒的尺寸、形貌對(duì)合金的力學(xué)性能影響較為明顯[8-9].對(duì)于Ca-Sb復(fù)合變質(zhì)的Al-10Mg2Si來說，由于α-Al及漢字狀共晶Mg2Si的存在，使合金整體強(qiáng)度、硬度有所下降；但合金塑、韌性能夠得到提升.當(dāng)合金MgSi含量增加到12wt.%時(shí)，由于變質(zhì)劑的介入，合金中形成切角八面體的超細(xì)初生Mg2Si.根據(jù)Hell-Petch公式可知，隨著Mg2Si晶粒尺寸的減小，合金的強(qiáng)度、硬度就會(huì)提高[11].不僅如此，切角八面體形貌的初生Mg2Si也有利于緩解增強(qiáng)體與基體間的應(yīng)力集中.因此，Al-12Mg2Si合金的強(qiáng)度、硬度提高較明顯；但由于MgSi含量的升高，導(dǎo)致合金中Mg2Si硬脆相的增加，這使得合金的塑、韌性有所下降.隨著合金中MgSi含量從14wt.%增加至18wt.%，初生Mg2Si+共晶相是合金中的主要組織形態(tài)，并且初生Mg2Si晶粒尺寸、數(shù)量有所提高，合金的硬度、強(qiáng)度以及塑、韌性與變質(zhì)Al-12Mg2Si合金相比有所下降.

3 結(jié) 論

(1)在未變質(zhì)的Al-xMg2Si合金中逐步提高M(jìn)gSi含量，合金中金相組織轉(zhuǎn)變?nèi)缦拢撼跎?Al+共晶Mg2Si→共晶相→初生Mg2Si+共晶相.

(2)在Ca-Sb復(fù)合變質(zhì)的Al-xMg2Si合金中逐步提高M(jìn)gSi含量，合金中金相組織轉(zhuǎn)變?nèi)缦拢撼跎?Al+共晶相→初生Mg2Si+共晶相.

(3)在Ca-Sb復(fù)合變質(zhì)Al-12Mg2Si合金中出現(xiàn)具有切角八面體形貌的超細(xì)晶初生Mg2Si.

(4)超細(xì)晶初生Mg2Si的形成對(duì)提高合金力學(xué)性能有很大幫助，合金最大抗壓強(qiáng)度由375 MPa增加至425 MPa，相應(yīng)合金的布氏硬度也明顯提高，由75 HB增加至121 HB.