纳米SiC颗粒对Mg9Al-1Si合金组织及力学性能的影响

郭玉玲 ，王万华 ，李 明 ，王志文 ，王红霞

（1.晋中职业技术学院机电工程系，山西榆次 030600；2.太原理工大学材料科学与工程学院，山西太原 030024）

Mg-Al-Si合金，由于Si与Mg电负性差（Mg∶1.31，Si∶1.90）大于 0.4，Si在 Mg中几乎不溶，极易在镁基体内部原位反应生成高熔点，高硬度的Mg2Si增强相，从而成为一种潜在的高温合金，受到国内外广泛关注和重视[1]。但是Mg2Si相在原位生成过程中常形成粗大的汉字状形态，使合金的力学性能（尤其是伸长率）受到很大影响[1]。为了改变Mg2Si相的尺寸和形态，研究人员主要通过添加稀土或碱土金属对Mg-Al-Si进行变质。但同时，一些研究也发现，Sb元素变质Mg2Si相的效果不太理想[2]，Ca元素变质容易使合金产生热裂等缺陷[3]，P元素添加容易发生燃烧且添加数量控制不易[4]。因此，寻找他变质和细化汉字状Mg2Si相的微合金化元素或颗粒材料是非常有必要的。El-Mahallawi[5]等研究表明，通过引入纳米陶瓷颗粒可以很好地细化亚共晶Al-Si合金中的基体相和共晶Si，使合金在强度提高34%的基础上，伸长率提高了90%；清华大学李文珍和哈工大聂凯波等[6，7]也发现纳米SiC颗粒可以细化AZ91镁合金的基体和第二相，同时提高镁基复合材料的强度和伸长率。但利用纳米SiC颗粒改善Mg-Al-Si合金系组织和性能的研究尚未见报道。故本实验重点研究纳米SiC颗粒对Mg-Al-Si合金系组织和性能的影响。

1 实验材料及方法

利用99.9%镁锭、99.9%铝锭、含30%Si的Al-Si中间合金、平均粒度为40 nm～60 nm的SiC颗粒配制Mg9Al-1%Si和Mg9Al-1%Si-1%SiC（以下记作Mg9Al-1Si和Mg9Al-1S i-1SiC）两种成分的合金。采用机械搅拌铸造法在SXZ-5-2电阻炉中进行镁合金熔炼实验。将涂刷自制水玻璃涂料的不锈钢坩埚放入熔炼炉中，随炉升温至450℃，将预热到200℃炉料放入坩埚中。放料时，从下至上，依次加入镁锭、Al-Si中间合金、铝锭，在铝锭的表面添加少量的Al-Be合金，起到阻燃作用。再通入保护气进行熔炼保护。将熔炼温度调至760℃后保温25 min，再将温度降到660℃，扒渣下搅拌桨，待温度降至590℃开始搅拌（加SiC），顺时针搅拌10 min，逆时针搅拌10 min，升温到660℃，撤桨。待温度升至740℃，保温10 min后扒渣，加入六氯乙烷除气精炼，再将温度升至760℃静置30 min，随后降温至700℃浇入40 mm×200 mm的金属模具中。

利用线切割机在距坯料底端20 mm处截取试样，采用LeicaDM2500金相显微镜和配带能谱仪的JSM-6700F型场发射扫描电子显微镜（SEM）进行组织观察；采用KY2 2000型X射线衍射仪进行物相分析。最后将棒料线切割成尺寸如图1所示的拉伸试样，圆角及各面打磨光滑，以 0.01 mm/s（ε＝10-3s-1）的速率在WDW-100KN型电子万能试验机上进行拉伸实验，每种合金试样重复做3次，取平均值。

图1 拉伸试样尺寸

2 结果及分析

2.1 Mg9Al-1Si合金显微组织及相分析

图2为Mg9Al-1Si合金的金相显微组织图。由图2可见，Mg9Al-1Si合金组织由亮白色团絮状的α-Mg基体和沿晶界网状分布的β-Mg17Al12相及贯穿于晶内和晶界的粗大汉字状或细长鱼骨状的黑色新相组成。经XRD分析显示该新相为Mg2Si相，如图3所示。

图2 Mg9Al-1Si合金金相组织图

图3 Mg9Al-1SiC-1Si合金XRD图

Mg9Al-1Si合金由700℃浇注后开始凝固，温度下降至液相线时，高熔点的Mg2Si相开始形核，初生的α-Mg也开始形核。据Mg-Si二元相图可知，Si的质量分数为1.38%且在638.8℃时，将发生离异共晶反应L→Mg2Si+α-Mg[8]。本实验合金Si质量分数为1%，但由于合金浇入金属模具，冷速较快，合金凝固过程属于非平衡凝固。凝固温度下降至638.8℃时，会出现Mg2Si和α-Mg离异共晶组织，而后再析出的Mg2Si依附在原有的Mg2Si上继续长大，离异共晶的α-Mg相则依附于先共晶的α-Mg固溶体上，形成α-Mg+Mg2Si的共晶团，所以呈现出细长的鱼骨状Mg2Si分布在α-Mg基体晶粒内部的组织。共晶团生长程中，由于成分偏析，大量Al元素及部分Si元素聚集到晶界处，此时局部Si含量可能大于其共晶成分，就形成了粗大汉字状的Mg2Si.当温度降低到Mg-Al共晶温度时，β-Mg17Al12沿晶界析出。因此形成了如图2所示的组织。

2.2 SiC颗粒对Mg9Al-1Si合金显微组织的影响

图4为Mg9Al-1Si-1SiC合金金相显微组织图。分别对比图 4a）、b）与图 5a）、b）可知，在 Mg9Al-1Si合金中添加1%纳米SiC颗粒后，α-Mg基体晶粒显著细化；β相也变细，变小，网状分布改善并不明显。粗大汉字状Mg2Si消失，鱼骨状Mg2Si增加，变得更加细小，分布更均匀。同时，在晶界处出现了大量的黑色团聚物，对其进行SEM扫描及EDS分析可知晶界处黑色团聚物为SiC，见图5.

图4 Mg9Al-1Si-1SiC合金金相组织图

图5 SEM和EDS图

分析添加1%纳米SiC颗粒后Mg9Al-1Si合金组织变化的原因，认为一方面由于SiC的熔点为2 700℃，700℃浇注温度下不会熔化，合金凝固时将会成为α-Mg晶粒的异质核心，增加形核率，促进了α-Mg基体的细化。另一方面，由于SiC颗粒无法固溶到α-Mg基体中，凝固过程中必然被推挤到凝固前沿，富集到晶界上，使晶界前沿的残余液体形成较大成分过冷，促进了α-Mg和Mg2Si的形核，同时阻碍α-Mg和Mg2Si共晶团的生长，故α-Mg基体细化，Mg2Si也相应变细变小。成分过冷促进Mg2Si形核率增加，分布范围更广更均匀，生长时需要消耗更多的硅元素，使得凝固后期残余液相中局部Si元素聚集减少，导致粗大汉字状Mg2Si消失；β-Mg17Al12相最后沿晶界析出，受富集在晶界处的纳米SiC颗粒阻碍，变小变细，但依然呈网状形态；纳米SiC颗粒则在合金凝固后团聚在晶界处。

2.3 纳米SiC颗粒对Mg9Al-1Si合金力学性能的影响

图6是Mg9Al-1Si和Mg9Al-1Si-1SiC两种合金的力学性能对比图。由图6可见，Mg9Al-Si合金中加入1%纳米SiC颗粒后，屈服强度由96 MPa提高到109 MPa，提高了13.5%；抗拉强度由112 MPa提高到173 MPa，提高了54%；伸长率由0.48%提高到1.56%，提高了225%.说明Mg9Al-1Si合金中添加纳米SiC，力学性能得到明显改善。这主要由于纳米SiC颗粒本身作为硬质第二相，材料受载时，对基体变形产生约束，或对基体中位错运动的阻碍产生的弥散强化作用，同时促进了α-Mg基体晶粒的细化，形成细晶强化作用，使其强度得到较大的提高；另一方面，促进了粗大汉字状Mg2Si消失，鱼骨状Mg2Si和β-Mg17Al12相变得更加细小，减小了其对基体的割裂作用，塑性得到大幅提高[9]。

图6 两种合金的力学性能对比图

3 结论

1）Mg9Al-1Si合金组织由α-Mg基体、网状β-Mg17Al12相及粗大汉字状或细长鱼骨状的Mg2Si相组成。

2）Mg9Al-1Si合金中添加质量分数为1%纳米SiC颗粒，可显著细化α-Mg基体晶粒，使β-Mg17Al12相和鱼骨状的Mg2Si相变得更加细小，还能抑制粗大汉字状Mg2Si相形成。但对β-Mg17Al12相的网状分布改善不大。

3）纳米SiC颗粒的加入可以有效提高Mg9Al-1Si合金的力学性能。其中屈服强度由96 MPa提高到109 MPa，提高了13.5%；抗拉强度由112 MPa提高到173 MPa，提高了54%；伸长率由0.48%提高到1.56%，提高了225%.

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