變質Al-xMg2Si合金中超細初生Mg2Si的制備

陳思穎,陳瀹鑫，于宏辰*

(1.長春工程學院 水利與環境工程學院,吉林 長春 130021；2.長春工程學院 機電工程學院,吉林 長春 130021)

作為鋁合金常見增強體之一，金屬間化合物Mg2Si具有密度低、熔點高、彈性模量大、熱膨脹系數低等特點，在提高材料力學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往往呈現粗大的樹枝晶，割裂基體產生應力集中，嚴重影響力學性能.通過在熔煉過程中加入變質元素(如P、Sr、Ca等)可以有效調控初生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的形貌調控能夠順利進行，但具有上述形貌的初生Mg2Si在合金中的晶粒尺寸仍然較大，對材料力學性能的提高效果并不明顯[5-7].因此，進一步細化Al-Mg-Si合金中初生Mg2Si的晶粒是提高合金力學性能的關鍵[8-10].針對上述情況，本文將Al-xMg2Si合金為研究對象，對其進行Ca-Sb復合變質處理，并降低MgSi的含量.其中，Ca-Sb復合變質所生成的CaSb2可以作為初生Mg2Si的異質核心，從而細化晶粒；Ca元素的加入也可以有效調控初生Mg2Si形貌，調控晶體形貌、尺寸[9-11].不僅如此，適當降低合金中的MgSi含量也可以有效細化初生Mg2Si的晶粒尺寸，從而加強合金制備過程的晶粒細化效果[4,11].

1 實驗部分

1.1 試劑與儀器

實驗用材如表1所示.

表1 實驗用材

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

1.2 實驗過程

壓縮試樣為高(h) 6 mm、直徑(Ф) 3 mm的圓柱體.室溫壓縮實驗是在材料壓縮試驗機(INSTRON-5869,INSTRON,Boston,MA,USA)上進行，試樣的壓縮應變速率為0.018 mm/min.壓縮實驗重復3次.

2 結果與討論

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

角度/2θ(a)

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

圖2為未變質Al-xMg2Si合金的光鏡組織圖.當MgSi含量為10wt.%時，合金組織初生α-Al+共晶Mg2Si，且共晶Mg2Si相呈現漢字狀形態，見圖2(a).當MgSi含量增加到12wt.%時，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Al-xMg2Si合金的光鏡圖

當MgSi含量從14wt.%增加到18wt.%時，合金中才出現初生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，其形貌由多邊形轉變為等軸樹枝晶形貌，見圖2(c)～(f).由Al-Mg2Si偽二元相圖知，平衡態下Al-Mg-Si合金的共晶成分點在MgSi含量為14wt.%.但由于本實驗是在非平衡凝固條件下進行，偏離平衡的凝固狀態導致共晶成分點從平衡態的14wt.%偏離到12wt.%.

圖3為變質Al-xMg2Si合金的光鏡圖.從圖中可以看出，在變質劑的作用下，當MgSi含量為10wt.%時，合金組織初生α-Al+共晶Mg2Si相，共晶相為漢字狀，見圖3(a).當MgSi含量增加到12wt.%時，合金中出現超細晶初生Mg2Si，其晶粒尺寸僅為5 μm；且共晶Mg2Si形貌變為短棒狀，見圖3(b).當MgSi含量從14wt.%增加到18wt.%時，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復合變質Al-xMg2Si合金的光鏡圖

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

圖4 未變質Al-xMg2Si合金的Mg2Si相3-D形貌圖

圖5為Ca-Sb復合變質Al-xMg2Si合金中Mg2Si相3-D形貌圖.在變質劑作用下，當MgSi含量為10wt.%時，合金中共晶Mg2Si形貌發生明顯變化，由層狀轉變為短棒狀，見圖5(a).當MgSi含量增加到12wt.%時，合金中出現超細初生Mg2Si晶體，其形貌為切角八面體形狀，見圖5(b).當合金中MgSi含量從14wt.%增加到18wt.%時，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復合變質Al-xMg2Si合金的Mg2Si相3-D形貌圖

對變質Al-12Mg2Si合金中初生Mg2Si進行元素線掃描發現異質核心，且核心物質的主要元素組成為Ca、Sb(圖6).對于Ca-Sb復合變質機理研究，吉林大學Wang等人對變質初生Mg2Si進行表征發現，CaSb2可以作為初生Mg2Si的異質核心，細化初生Mg2Si晶粒[8].值得注意的是，在未變質的Al-12Mg2Si合金中并未發現初生Mg2Si的存在，這也說明，CaSb2化合物的存在可以促進初生Mg2Si的形成.

圖6 Ca-Sb復合變質Al-12Mg2Si合金中初生Mg2Si元素分布

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

對Ca-Sb復合變質Al-xMg2Si合金進行壓縮、硬度性能測試，結果如圖8、表2所示.當MgSi含量從10wt.%增加到18wt.%時，合金的最大抗壓強度、布氏硬度呈現出先增大后減小的趨勢，當MgSi含量為12wt.%時，合金的抗壓強度、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、Ca-Sb復合變質Al-12Mg2Si合金差熱曲線

Engineering Strain/%(a)

Content(Mg/Si)(b)圖8 (a)Ca-Sb復合變質Al-xMg2Si合金壓縮實驗曲線(b)布氏硬度

表2 變質Al-xMg2Si合金的室溫性能匯總

對于Al-xMg2Si合金來說，Mg2Si相是該合金的唯一強化相.因此，合金金相組織及強化相顆粒的尺寸、形貌對合金的力學性能影響較為明顯[8-9].對于Ca-Sb復合變質的Al-10Mg2Si來說，由于α-Al及漢字狀共晶Mg2Si的存在，使合金整體強度、硬度有所下降；但合金塑、韌性能夠得到提升.當合金MgSi含量增加到12wt.%時，由于變質劑的介入，合金中形成切角八面體的超細初生Mg2Si.根據Hell-Petch公式可知，隨著Mg2Si晶粒尺寸的減小，合金的強度、硬度就會提高[11].不僅如此，切角八面體形貌的初生Mg2Si也有利于緩解增強體與基體間的應力集中.因此，Al-12Mg2Si合金的強度、硬度提高較明顯；但由于MgSi含量的升高，導致合金中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，并且初生Mg2Si晶粒尺寸、數量有所提高，合金的硬度、強度以及塑、韌性與變質Al-12Mg2Si合金相比有所下降.

3 結 論

(1)在未變質的Al-xMg2Si合金中逐步提高MgSi含量，合金中金相組織轉變如下：初生α-Al+共晶Mg2Si→共晶相→初生Mg2Si+共晶相.

(2)在Ca-Sb復合變質的Al-xMg2Si合金中逐步提高MgSi含量，合金中金相組織轉變如下：初生α-Al+共晶相→初生Mg2Si+共晶相.

(3)在Ca-Sb復合變質Al-12Mg2Si合金中出現具有切角八面體形貌的超細晶初生Mg2Si.

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