Mg-2Si含量对过共晶Al-Si复合材料组织及性能的影响_

1、M g2S i 含量对过共晶A l -S i 复合材料组织及性能的影响刘政1刘小梅1陈明2谢敏2(1.江西理工大学机电工程学院;2.江西理工大学材料与化学工程学院摘要用直接熔体反应法制备了M g 2S i 增强过共晶A l -S i 合金复合材料,研究了M g 2S i 含量对复合材料的凝固组织和性能的影响。结果表明,M g 2S i 的形貌随着其含量的增加而明显变化,由多边形块状向颗粒状转变,最终转变成粗大的树枝状。复合材料的硬度和耐磨性能与初生M g 2S i 相的形态和数量有一定关系。关键词过共晶A l -S i 合金;M g 2E f f e c t s o f M g 2S i C

2、o n t e n t s o n M i c r o s t r u c t u r e a n d P r o p e r t i e s o f M g2S i P a r t i c l e R e i n f o r c e d H y p e r e u t e c t i c A l -S i A l l o y C o m p o s i t e s L i u Z h e n g 1,L i u X i a o m e i 1,C h e n M i n g 2,X i e M i n 2(1.F a c u l t y o f M e c h a n i c a l a n

3、 d E l e c t r o n i c E n g i n e e r i n g ,J i a n g x i U n i v e r s i t y o f S c i e n c e a n d T e c h n o l o g y ;2.F a c u l t y o f M a t e r i a l a n d C h e m i c a l E n g i n e e r i n g ,J i a n g x i U n i v e r s i t y o f S c i e n c e a n d T e c h n o l o g y A b s t r a c t

4、:M g 2S i p a r t i c l e r e i n f o r c e d h y p e r e u t e c t i c A l -S i a l l o y c o m p o s i t e s w e r e p r e p a r e d b y d i r e c t m e l t r e -a c t i o n ,a n d t h e e f f e c t s o f M g 2S i c o n t e n t o n t h e m i c r o s t r u c t u r e a n d p r o p e r t i e s o f t

5、h e c o m p o s i t e s w e r e i n -v e s t i g a t e d .T h e r e s u l t s s h o w t h a t t h e M g 2S i m o r p h o l o g y i n t h e c o m p o s i t e s i s o b v i o u s l y c h a n g ed w i t h i n -c re a s i n g i n i t s c o n t e n t ,w h i c h i s t r a n sf o r m e d f r o m p o l yg o

6、 n a l b l o c k s t r u c t u r e i n t o th e p a r ti c l e ,a n d t h e n i n t o t h e c o a r s e d e n d r i t e .T h e h a r d n e s s a n d w e a r r e s i s t a n c e o f t h e c o m p o s i t e s e x h i b i t t h e d i s t i n c t r e l a -t i o n s h i p w i t h t h e m o r p h o l o g

7、ya n d a m o u n t s o f M g 2S i p h a s e .K e y W o r d s :H y p e r e u t e c t i c A l -S i A l l o y ,M g 2S i P h a s e ,C o m p o s i t e s ,S o l i d i f i c a t i o n S t r u c t u r e ,W e a r R e s i s t a n c e 收稿日期:2011-03-02基金项目:江西省教育厅科技重点项目资助(G J J 11021第一作者简介:刘政,男,1958年出生,教授,江西理工大学机

8、电工程学院,江西赣州(341000,电话:0797-*,E -m a i l :l i u k k 66163.c o m过共晶A l -S i 合金具有优良的铸造性能和良好的力学性能,由于其组元的资源丰富、便于回收,被认为是一种绿色材料1,具有广阔的应用前景。为了进一步提高合金的性能,以满足工业需要,常添加一些微量元素,如镁、铜、锌、锰、铁、锑、锡等。这些元素与铝及硅相互作用,会显著影响合金的组织和性能。在过共晶A l -S i 合金中加入镁,主要是通过产生M g 2S i 相来强化合金,从而提高合金的力学性能。M g 2S i 除具有低的密度(1.99g /c m 3和较高的熔点(1083

9、外,还具有高压缩强度(1640M P a 和高杨氏模量(120G P a 以及低热膨胀系数(7.5×10-6K -12,是一种优异的复合材料增强体。M g 2S i 颗粒增强过共晶A l -S i 合金复合材料属于典型的轻质高强材料,极有希望用其制造需要耐蚀耐磨和耐高温的零部件,如发动机的气缸、活塞等,从而大大减轻产品的质量并提高其性能。在不同M g 2S i 含量的A l -S i 复合材料中,M g 2S i 含量为20%的A l 基复合材料的力学性能最好3。由于本研究制备的M g 2S i /A l -S i 复合材料中M g 2S i 相为主要的增强相,因此,研究M g 2S

10、 i 含量对M g 2S i /A l -S i 复合材料组织及性能的影响具有一定意义。1试验材料和试验方法试验以工业纯铝(纯度99.7%、A l -50S i 中间合金、金属镁为原料,在S G 2-3-10型坩埚电阻炉内熔炼不同M g 2S i 含量的M g 2S i /A l -S i 复合材料,试样组成见表1。首先将石墨坩埚预热到500600,同时将A l -S i 表1M g2S i /A l -S i 试样的组成(质量分数试样编号MA 1MA 2MA 3MA 4MA 5合金成分A l -6.43M g-20S i A l -7.6M g-20S i A l -9.5M g -20S

11、i A l -11.4M g-20S i A l -12.68M g-20S i 计算M g 2S i 含量A l -10M g 2S i -16.34S i A l -12M g 2S i -15.6S i A l -15M g 2S i -14.5S i A l -18M g 2S i -13.4S i A l -20M g 2S i -12.68S i 998实用研究特种铸造及有色合金2011年第31卷第10期合金锭、工业纯铝预热到200左右,加入到坩埚,升温使其熔化。熔化过程中加入覆盖剂,形成熔池后,除去表面熔渣。然后加入0.3%0.5%的C 2C l 6除气精炼。将温度控制在750时

12、,加入不同质量分数的镁块。为防止镁块的烧损,用铝箔包住镁块,以钟罩压入铝液深处,静置10m i n ,然后在750浇注成铸锭,采取直接水冷的方式进行冷却。浇注前,将金属型预热到350450,目的是减缓铸型的激冷作用,避免产生浇不足、冷隔、裂纹等缺陷。所有显微组织试样都是在铸锭的同一位置切取。金相试样经过预磨、粗磨、细磨、抛光后用体积分数为0.5%的H F 水溶液进行显微组织浸蚀,然后用光学显微镜观察凝固组织,并用M I A P S (M i c r o -i m a g e A n a l y -s i s &P r o c e s s 图相分析软件对每个试样中的M g 2S i 颗粒

13、进行平均等积圆直径测定。在H B -3000型布氏硬度计试验机(钢球直径为5m m ,负荷为250N 上测试材料的硬度,测5个点取平均值;用MM -P 2型磨损试验机做磨损试验:载荷为5001000N ,对磨材料为G C r 15轴承钢环,试验时间为3m i n ,摩擦速度分别为0.38m /s 和0.63m /s ,干摩擦。磨损程度用质量损失表示。用电光分析天平称量试样磨损前后的质量(精确到0.1m g ,并依此算出每种试样的磨损质量损失。磨损质量损失m =试样磨损前的质量-试样磨损后的质量,试样试验前后必须严格除去油污,烘干后称量,以免残余的油污影响准确性。2试验结果与分析2.1M g 2

14、S i 含量对M g 2S i /A l -S i 复合材料组织的影响图1是不同M g 2S i 含量的M g 2S i /A l -S i 复合材料的凝固组织。由图1可见,M g 2S i /A l -S i 复合材料主要由白色的-A l 相,深色的初生M g 2S i 以及灰色的初晶硅和共晶组织组成。当M g 2S i 含量为10%时,M g 2S i /A l -S i 复合材料凝固组织中存在大块多边形的灰色初晶硅,尺寸在120m 左右,初生M g 2S i 多呈细小的四边形状,部分有球化的趋势,颗粒尺寸较细小。随着M g 2S i 含量的增加,复合材料中的初生M g 2S i 开始聚集

15、长大,形成粗大的多边形块状或多边形上长有大的孔洞,有的形成十字架的汉字状结构,其尺寸逐渐增大。当M g 2S i 含量为18%时,复合材料中的初生M g 2S i 进一步聚集长大,逐渐形成粗大的树枝晶,其尺寸变得粗大。当M g 2S i 含量为20%时,复合材料中粗大的M g 2S i 枝晶开始断裂,形成较小的树枝晶,尺寸又变得细小 。(a w (M g 2S i =10%(b w (M g 2S i =12%(c w (M g 2S i =15%(d w (M g 2S i =18%(e w (M g 2S i =20%图1M g 2S i 不同含量的A l -S i 复合材料凝固组织图2和

16、图3为M g 2S i /A l -S i 复合材料中M g 2S i 含量与M g 2S i 颗粒尺寸及形状因子的关系曲线。由图2可见,M g 2S i 颗粒的尺寸随着M g 2S i 含量的增加而增加,当M g 2S i 含量从10%增加至18%时,M g 2S i 的颗粒尺寸从21m 增加至83.3m ;当M g 2S i 含量超过18%时,其尺寸又逐渐减小。然而,由图3可见,M g 2S i 的形貌也随着M g 2S i 含量的增加而变化。随着M g 2S i 含量的增加,M g 2S i 的形状因子逐渐降低,但是M g 2S i 含量超过18%时,其形状因子又逐渐增加。这些都表明M

17、g 2S i 的含量对M g 2S i /A l -S i 复合材料的凝固组织有显著的影响 。图2初生M g 2S i 颗粒尺寸在A l -M g -S i 三元体系中,M g 与Si 反应生成M g 2S i 为整个固相反应中的主反应,而且该反应为放热009特种铸造及有色合金2011年第31卷第10期 图3初生M g2S i形状因子反应。因此,在凝固过程中,随着生成M g2S i含量的增加,熔体中释放的结晶潜热增加,从而导致凝固时各熔体中的实际温度有所不同;M g2S i含量低的熔体的实际温度较低,过冷度较大,更易形成细小的晶粒;M g2S i含量高的熔体的实际温度较高,过冷度较小,晶粒易于

18、长大。同时,熔体的实际温度较高时,熔体要将较多的热量传给金属铸型,从而导致金属铸型与熔体温度差减小,减慢了合金的凝固速度,延长了复合材料的凝固时间,进而增加了初生M g2S i相的长大时间,使初生M g2S i相能够充分的长大成粗大的十字架汉字状结构或呈现出树枝晶形态4。在过共晶A l-M g-S i合金熔体中,平衡凝固组织中并无-A l晶粒。但是高的冷却速度限制了M g和S i在熔体中的扩散。随着初生M g2S i在熔体中的析出长大,在M g2S i周围熔体中M g、S i含量逐渐减少,相应地,在每个M g2S i晶粒周围存在部分富A l区域,M g2S i 就是在这种M g、S i含量较低

19、,A l含量相对较高的溶液中生长。由于结晶潜热的耗散远比原子扩散快,因此,随着M g2S i晶粒生长,这部分富A l区域在随后的凝固过程中便形成了-A l晶粒。随着初生M g2S i晶粒的长大,固/液界面前沿不断产生高A l低M g、S i的边界层, M g、S i元素过饱和度不均匀性也明显增加,M g、S i元素过饱和度大的地方,生长速度就快,晶粒更易于长大成树枝晶,反之则生长速度慢,晶粒趋于细小。同时,在A l熔体中,S i原子的扩散能力低于M g原子的扩散能力。在凝固过程中,固/液界面S i原子在液相中的浓度增加。因此,随着M g量的增加,M g、S i元素过饱和度增大,致使生长速度加快

20、,而生长速度较快的突破边界层之外的这部分,其横向生长速度因高A l低M g、S i边界层仍然限制着侧向的生长,因此,具有较快的垂直于固液界面的生长速度,使固/液界面开始失稳,从而生成了长的树枝晶5,这与试验中所得结果相符(对比图1a 与图1d。Z HA N GJ等6利用相互作用系数i j研究了熔体中M g、S i之间的相互作用。i j=-H i j/N i N j式中,H ij 为1m o l的i和1m o l的j物质的混合焓,N为摩尔分数。较大的相互作用系数表明较强的相互作用。试验中,由于S i的含量是固定的,随着M g量的增加,相互作用系数Mg2S i逐渐减小,M g、S i间的相互作用减

21、弱,从液态合金中形成M g2S i晶粒便变得困难起来。因此,一旦从液态合金中形核,初生M g2S i晶粒的生长便变得困难。从另一方面来看,形成新的晶核变得容易了,这便解释了图1e中粗大的M g2S i枝晶开始断裂,形成较小的树枝晶原因。2.2M g2S i含量对M g2S i/A l-S i复合材料性能的影响图4为不同M g2S i含量对M g2S i/A l-S i复合材料硬度的影响。由图4可以看出,随着复合材料中M g2S i含量的增加,复合材料的硬度发生明显变化。当M g2S i含量为12%时,材料的硬度达到最大,布氏(H B硬度为108;M g2S i含量为18%时,材料的硬度最小,为

22、89.9。当M g2S i含量从10%增加到12%时,材料的硬度略有升高,M g2S i含量为12%时材料的布时氏硬度比M g2S i含量为10%的高0.5。随着M g2S i含量从12%增加到18%时,材料的硬度开始下降。其中M g2S i含量为15%时,布氏硬度降低了2.2;当M g2S i含量为18%时,布氏硬度降低了18.1,这与材料中初生M g2S i开始聚集长大成粗大的树枝晶有一定关系。当M g2S i含量继续增加到20%时, 。图4M g2S i含量对复合材料硬度的影响结合图1和图4发现,随着M g2S i含量的增加,凝固组织中M g2S i相开始由多边形块状聚集成粗大的树枝状,

23、复合材料硬度也相应降低。由于单相M g2S i在室温到450之间具有脆性和严重的晶间脆裂倾向,因此粗大的树枝状M g2S i在外压力的作用下比细小的球状或多边形块状M g2S i晶粒更易于破碎,从而造成复合材料硬度下降。另外,试验中S i含量是固定的,当M g的加入量增加时,生成的M g2S i数量也增加,这势必要消耗更多的S i,从而使得复合材料中初生S i数量减少。由于初生S i也是硬质相,当初生S i数量减少时,复合材料的硬度也会相应降低。复合材料的耐磨性能取决于材料的硬度、初生M g2S i相形态和分布等因素。一般来说,复合材料中增强相的尺寸越小,分布越均匀,则其耐磨性能越好;并且试验

24、发现,复合材料的耐磨性能与其硬度呈正相关关系,19 M g2S i含量对过共晶A l-S i复合材料组织及性能的影响刘政等即材料的整体硬度高,则耐磨性能越好。图5为不同载荷下,不同M g 2S i 含量的M g 2S i /A l -S i 复合材料低速(0.38m /s磨损曲线。由图5可知,M g 2S i /A l -S i 复合材料的耐磨性能随着载荷的增加而增大;其中,M g 2S i 含量为12%时材料的耐磨性能最好;M g 2S i 含量为18%时材料的耐磨性能最差。当M g 2S i 含量低于15%时,材料的耐磨性能随载荷的增加呈线性增加。当M g 2S i 含量为18%和20%时

25、,材料的磨损量随载荷的变化进入两个区域,当载荷为500750N 时,材料的磨损量随载荷的增加呈线性增加;当载荷增加到1000N 时,材料的磨损量呈现为非线性的快速增加 。5摩擦速度为0.38m /s 时载荷对复合材料耐磨性能的影响图6为750N 载荷条件下,不同M g 2S i 含量的M g 2S i /A l -S i 复合材料在不同摩擦速度下的磨损曲线。由图6可见,随摩擦速度的增加,材料的磨损量均在增加。在低速磨损时,不同M g 2S i 含量的M g 2S i /A l -S i 复合材料磨损量变化不大,曲线趋于平稳,只是在M g 2S i 含量为18%处略有升高;在高速(0.63m /

26、s 磨损时,当M g 2S i 含量超过15%后复合材料的磨损量快速升高 。图6750N 荷载下转速对复合材料耐磨性能的影响为了分析磨损机理,选取M g 2S i 含量分别为12%和18%的M g 2S i /A l -S i 复合材料的磨损表面进行研究(见图7图10。可以看出,M g 2S i 含量为12%的复合材料的磨损表面明显不同于M g 2S i 含量为18%的复合材料的磨损表面。造成这种现象的原因可能有以下两种,一是由于细小、分布均匀的增强相颗粒提高了材料的硬度,阻止了磨损亚表面基体在外力作用下的塑性流变,降低了材料与对磨块之间的粘着作用,导致磨损剧变明显滞后;二是反应生成的增强相颗

27、粒细小且与基体结合紧密,抑制颗粒从基体上剥落加速磨损的倾向,加强了复合材料抵抗粘着和变形的能力,从而使复合材料的耐磨性得到提高7 。(a w (M g 2S i =12%(b w (M g 2S i =18%图7不同M g 2S i 含量的复合材料在500N 载荷低速磨损(a w (M g 2S i =12%(b w (M g 2S i =18%图8不同M g 2S i 含量的复合材料在750N 载荷低速磨损(a w (M g 2S i =12%(b w (M g 2S i =18%图9不同M g 2S i 含量的复合材料在1000N 载荷低速磨损磨损试验结果和对试样磨损表面的观察表明,在一定

28、程度上,M g 2S i 颗粒体积分数高的复合材料的耐磨性不一定优于体积分数较低的。材料的耐磨性能最终还是取决于材料的凝固过程和凝固组织。有关过共晶A l -S i 合金的研究表明,冷却速度是调节M g 2S i 数量和形貌的一个重要手段。当冷却速度比较慢时,M g、S i 原209特种铸造及有色合金2011年第31卷第10期 子有(a w (M g 2S i =12%(b w (M g 2S i =18%图10不同M g 2S i 含量的复合材料在750N 载荷高速磨损足够的时间通过因初生M g 2S i 形核产生的溶质贫乏区,使剩余熔体中溶质浓度增加,最终M g 2S i 的体积分数将增多

29、;当冷却速度比较大时,M g 、S i 原子扩散能力的减弱,一部分溶质原子滞留在原位,使剩余熔体中溶质变化不大,M g 2S i 的体积分数略有增加;当冷却速度很大时,初生M g 2S i 晶核的自由生长也可能被抑制,甚至可能造成M g 2S i 的体积分数低于理论计算值。另外,M g 2S i 增强体尺寸与初生M g 2S i 晶核的生长密切相关。当合金冷却速度较慢时,M g 2S i 晶核可在较高温度下形成,且剩余熔体中溶质仍有比较大的扩散能力,增强体将长成比较粗大的多角形颗粒。冷却速度快,熔体的过冷度大,M g 2S i 晶核的生长受到抑制,只能在更低的温度形成,因此合金熔体会同时产生更

30、多数量的初生M g 2S i 晶核。而当合金冷却速度很大时,溶质的扩散能力进一步降低,最终形成细小的短棒状增强体。M g 2S i 增强体形态的变化也正是初生M g 2S i 晶核生长被抑制的表现8。3结论采用熔体直接反应法制备了不同M g 2S i 含量的M g 2S i /A l -S i 复合材料。随着复合材料中M g 2S i 含量的增加,凝固组织中M g 2S i 的形态发生明显变化。在较低M g 2S i 含量(10%12%的复合材料中,M g 2S i 呈现多边形块状结构;当M g 2S i 含量达到15%时,复合材料中M g 2S i 呈现十字架的汉字状结构;当M g 2S i

31、 含量达到18%和20%时,复合材料中的M g 2S i 进一步聚集长大,形成粗大的树枝晶。M g 2S i /A l -S i 复合材料的硬度和耐磨性能与初生M g 2S i 相的形态和数量有一定关系。在试验研究范围内,M g 2S i 含量为12%时,材料的硬度及耐磨性能最好;M g 2S i 含量为18%时,材料的硬度及耐磨性能最差。参考文献1钱翰城,吴奇峰,赵建华,等.铸造亚共晶铝硅合金绿色化规划探讨J .特种铸造及有色合金,2002(6:1-4.2熊伟,秦晓英,王莉.金属间化合物M g 2S i 的研究进展J .材料导报,2005,19(6:4-7.3Z HA N G J ,F A

32、N Z ,WA N G Y Q.M i c r o s t r u c t u a l r e f i n e m e n t i n A l -M g 2S i i n s i t u c o m p o s i t e s J .J o u r n a l o f M a t e r i a l s S c i e n c e L e t t e r s ,1999,18:783-784.4J I A N G Q C ,WA N G H Y ,WA N G Y.M o d i f i c a t i o n o f M g 2S i i n M g -S i a l l o y s w i

33、 t h y t t r i u m J .M a t e r .S c i .E n g .,2005,A 392:130-135.5WA N G H Y ,WA N G W ,Z HA M.I n f l u e n c e o f t h e a m o u n t o f K B F 4o n t h e m o r p h o l o g y o f M g 2S i i n M g -5S i a l l o y s J .M a t e r i a l s C h e m i s -t r y a n d P h y s i c s ,2008,108:353-358.6Z HA N G J ,F A