变质Al-xMg2Si合金中超细初生Mg2Si的制备

陈思颖,陈瀹鑫，于宏辰*

(1.长春工程学院 水利与环境工程学院,吉林 长春 130021；2.长春工程学院 机电工程学院,吉林 长春 130021)

作为铝合金常见增强体之一，金属间化合物Mg2Si具有密度低、熔点高、弹性模量大、热膨胀系数低等特点，在提高材料力学性能方面有巨大潜力[1-3].然而，一般情况下，Al-Mg2Si合金中初生Mg2Si往往呈现粗大的树枝晶，割裂基体产生应力集中，严重影响力学性能.通过在熔炼过程中加入变质元素(如P、Sr、Ca等)可以有效调控初生Mg2Si的晶体形貌[4].具有立方体、切角八面体、切角立方体、八面体形貌的初生Mg2Si成功制备出来.虽然初生Mg2Si的形貌调控能够顺利进行，但具有上述形貌的初生Mg2Si在合金中的晶粒尺寸仍然较大，对材料力学性能的提高效果并不明显[5-7].因此，进一步细化Al-Mg-Si合金中初生Mg2Si的晶粒是提高合金力学性能的关键[8-10].针对上述情况，本文将Al-xMg2Si合金为研究对象，对其进行Ca-Sb复合变质处理，并降低MgSi的含量.其中，Ca-Sb复合变质所生成的CaSb2可以作为初生Mg2Si的异质核心，从而细化晶粒；Ca元素的加入也可以有效调控初生Mg2Si形貌，调控晶体形貌、尺寸[9-11].不仅如此，适当降低合金中的MgSi含量也可以有效细化初生Mg2Si的晶粒尺寸，从而加强合金制备过程的晶粒细化效果[4,11].

1 实验部分

1.1 试剂与仪器

实验用材如表1所示.

表1 实验用材

X射线衍射分析(X-ray diffraction,XRD)在X射线衍射仪(X’Pert3Powder X,Japan)上进行.合金金相制备参照标准ASTM E3-2007进行，金相腐蚀使用3 vol.% HF溶液浸泡20 s，光学显微组织分析是在光镜(Optical Microscope，OM) (Carl Zeiss-Axiovert 200 MAT,Germany)上进行的；Mg2Si相萃取实验在20 vol.% HNO3溶液中进行，扫描电镜(Scanning Electron Microscope，SEM)分析在扫描电镜(HITACHI-S-3400N，Germany)上进行,差热分析在DSC25差热分析仪上进行，晶粒统计在Naro Measure软件上进行.

1.2 实验过程

压缩试样为高(h) 6 mm、直径(Ф) 3 mm的圆柱体.室温压缩实验是在材料压缩试验机(INSTRON-5869,INSTRON,Boston,MA,USA)上进行，试样的压缩应变速率为0.018 mm/min.压缩实验重复3次.

2 结果与讨论

图1为未变质(a)和Ca-Sb复合变质(b)Al-xMg2Si合金的XRD图.从图中各衍射峰分别为Al和Mg2Si相，没有其他物质生成.

角度/2θ(a)

角度/2θ(b)图1 (a)未变质Al-xMg2Si合金的XRD图(b)Ca-Sb复合变质Al-xMg2Si合金的X射线衍射图

图2为未变质Al-xMg2Si合金的光镜组织图.当MgSi含量为10wt.%时，合金组织初生α-Al+共晶Mg2Si，且共晶Mg2Si相呈现汉字状形态，见图2(a).当MgSi含量增加到12wt.%时，合金组织仅为共晶Mg2Si，其形状仍保持汉字状不变，见图2(b).

图2 未变质Al-xMg2Si合金的光镜图

当MgSi含量从14wt.%增加到18wt.%时，合金中才出现初生Mg2Si相，随着MgSi含量的升高，初生Mg2Si晶粒尺寸从10 μm增加到30 μm，其形貌由多边形转变为等轴树枝晶形貌，见图2(c)～(f).由Al-Mg2Si伪二元相图知，平衡态下Al-Mg-Si合金的共晶成分点在MgSi含量为14wt.%.但由于本实验是在非平衡凝固条件下进行，偏离平衡的凝固状态导致共晶成分点从平衡态的14wt.%偏离到12wt.%.

图3为变质Al-xMg2Si合金的光镜图.从图中可以看出，在变质剂的作用下，当MgSi含量为10wt.%时，合金组织初生α-Al+共晶Mg2Si相，共晶相为汉字状，见图3(a).当MgSi含量增加到12wt.%时，合金中出现超细晶初生Mg2Si，其晶粒尺寸仅为5 μm；且共晶Mg2Si形貌变为短棒状，见图3(b).当MgSi含量从14wt.%增加到18wt.%时，随着MgSi含量的升高，初生Mg2Si晶粒尺寸从10 μm增加到25 μm，其形貌仍为多边形不变，见图2(c)～(f).

图3 Ca-Sb复合变质Al-xMg2Si合金的光镜图

图4为未变质Al-xMg2Si合金中Mg2Si相3-D形貌图.当MgSi含量为10wt.%时，合金中共晶Mg2Si形貌为片状，见图4(a).当MgSi含量增加到12wt.%时，共晶Mg2Si保持片状不变，见图4(b).当MgSi含量从14wt.%增加到16wt.%时，合金中初生Mg2Si为切角八面体形貌，见图4(c)～(d).当MgSi含量继续增加到18wt.%时，初生Mg2Si形貌转变为等轴树枝晶，见图4(e).

图4 未变质Al-xMg2Si合金的Mg2Si相3-D形貌图

图5为Ca-Sb复合变质Al-xMg2Si合金中Mg2Si相3-D形貌图.在变质剂作用下，当MgSi含量为10wt.%时，合金中共晶Mg2Si形貌发生明显变化，由层状转变为短棒状，见图5(a).当MgSi含量增加到12wt.%时，合金中出现超细初生Mg2Si晶体，其形貌为切角八面体形状，见图5(b).当合金中MgSi含量从14wt.%增加到18wt.%时，初生Mg2Si形貌保持切角八面体形状不变，见图5(c)～(e).

图5 Ca-Sb复合变质Al-xMg2Si合金的Mg2Si相3-D形貌图

对变质Al-12Mg2Si合金中初生Mg2Si进行元素线扫描发现异质核心，且核心物质的主要元素组成为Ca、Sb(图6).对于Ca-Sb复合变质机理研究，吉林大学Wang等人对变质初生Mg2Si进行表征发现，CaSb2可以作为初生Mg2Si的异质核心，细化初生Mg2Si晶粒[8].值得注意的是，在未变质的Al-12Mg2Si合金中并未发现初生Mg2Si的存在，这也说明，CaSb2化合物的存在可以促进初生Mg2Si的形成.

图6 Ca-Sb复合变质Al-12Mg2Si合金中初生Mg2Si元素分布

图7为未变质、变质Al-12Mg2Si合金差热曲线(冷却段).未变质Al-12Mg2Si合金中只有α-Al相和共晶Mg2Si相的放热峰，而变质Al-12Mg2Si合金中，在610 ℃处出现初生Mg2Si的放热特征峰，这充分说明初生Mg2Si在变质Al-12Mg2Si合金中是存在的.

对Ca-Sb复合变质Al-xMg2Si合金进行压缩、硬度性能测试，结果如图8、表2所示.当MgSi含量从10wt.%增加到18wt.%时，合金的最大抗压强度、布氏硬度呈现出先增大后减小的趋势，当MgSi含量为12wt.%时，合金的抗压强度、布氏硬度最高，分别为425 MPa和121 HB.但合金压缩变形随MgSi含量的增加而降低，变形最大的合金为Al-10Mg2Si合金(13.7%).

Temperature/℃图7 未变质、Ca-Sb复合变质Al-12Mg2Si合金差热曲线

Engineering Strain/%(a)

Content(Mg/Si)(b)图8 (a)Ca-Sb复合变质Al-xMg2Si合金压缩实验曲线(b)布氏硬度

表2 变质Al-xMg2Si合金的室温性能汇总

对于Al-xMg2Si合金来说，Mg2Si相是该合金的唯一强化相.因此，合金金相组织及强化相颗粒的尺寸、形貌对合金的力学性能影响较为明显[8-9].对于Ca-Sb复合变质的Al-10Mg2Si来说，由于α-Al及汉字状共晶Mg2Si的存在，使合金整体强度、硬度有所下降；但合金塑、韧性能够得到提升.当合金MgSi含量增加到12wt.%时，由于变质剂的介入，合金中形成切角八面体的超细初生Mg2Si.根据Hell-Petch公式可知，随着Mg2Si晶粒尺寸的减小，合金的强度、硬度就会提高[11].不仅如此，切角八面体形貌的初生Mg2Si也有利于缓解增强体与基体间的应力集中.因此，Al-12Mg2Si合金的强度、硬度提高较明显；但由于MgSi含量的升高，导致合金中Mg2Si硬脆相的增加，这使得合金的塑、韧性有所下降.随着合金中MgSi含量从14wt.%增加至18wt.%，初生Mg2Si+共晶相是合金中的主要组织形态，并且初生Mg2Si晶粒尺寸、数量有所提高，合金的硬度、强度以及塑、韧性与变质Al-12Mg2Si合金相比有所下降.

3 结 论

(1)在未变质的Al-xMg2Si合金中逐步提高MgSi含量，合金中金相组织转变如下：初生α-Al+共晶Mg2Si→共晶相→初生Mg2Si+共晶相.

(2)在Ca-Sb复合变质的Al-xMg2Si合金中逐步提高MgSi含量，合金中金相组织转变如下：初生α-Al+共晶相→初生Mg2Si+共晶相.

(3)在Ca-Sb复合变质Al-12Mg2Si合金中出现具有切角八面体形貌的超细晶初生Mg2Si.

(4)超细晶初生Mg2Si的形成对提高合金力学性能有很大帮助，合金最大抗压强度由375 MPa增加至425 MPa，相应合金的布氏硬度也明显提高，由75 HB增加至121 HB.