SiC對流變軋制Mg-3Sn-1Mn-xSiC復(fù)合材料組織性能的影響

管西花，陳　輝，管仁國，趙占勇，賈志暉

(1.沈陽建筑大學(xué)機械工程學(xué)院,沈陽110168; 2.江蘇省濱鑫特鋼材料有限公司,江蘇連云港222113；

3.東北大學(xué)材料與冶金學(xué)院,沈陽110819)

SiC對流變軋制Mg-3Sn-1Mn-xSiC復(fù)合材料組織性能的影響

管西花1，陳輝1，管仁國3，趙占勇3，賈志暉2

(1.沈陽建筑大學(xué)機械工程學(xué)院,沈陽110168; 2.江蘇省濱鑫特鋼材料有限公司,江蘇連云港222113；

3.東北大學(xué)材料與冶金學(xué)院,沈陽110819)

摘要:利用剪切/攪拌與流變軋制制備了Mg-3Sn-1Mn-xSiC (質(zhì)量分數(shù)/%)復(fù)合板材，研究了SiC對流變軋制Mg-3Sn-1Mn-xSiC復(fù)合材料組織性能的影響.結(jié)果表明：經(jīng)過活化處理的SiC顆粒在Mg-3Sn-1Mn-xSiC復(fù)合材料內(nèi)部分布較均勻；SiC顆?？纱龠MMg-3Sn-1Mn-xSiC復(fù)合材料在凝固過程中Mg2Sn相異質(zhì)形核，Mg2Sn相在SiC顆粒表面形核長大；同時，SiC顆?？纱龠MMg-3Sn-1Mn-xSiC復(fù)合材料在凝固過程中α-Mg晶粒的細化與球化，隨著SiC含量增加，α-Mg晶粒平均直徑和圓度逐漸減小.制備的Mg-3Sn-1Mn-10SiC復(fù)合板材抗拉強度和伸長率分別達到242±4MPa和7.6±0.3%，比相同條件下制備的Mg-3Sn-1Mn合金板材的抗拉強度和伸長率分別提高了38 %和36 %.

關(guān)鍵詞：剪切/攪拌；Mg-3Sn-1Mn-xSiC復(fù)合板材；組織；性能

鎂合金具有密度小、比強度與比剛度高、尺寸穩(wěn)定、抗電磁干擾及屏蔽性能好等優(yōu)點，在汽車、航空航天、電子產(chǎn)品等領(lǐng)域具有較好的應(yīng)用前景[1].耐熱鎂合金最初應(yīng)用在航空工業(yè)中，隨著汽車工業(yè)的迅猛發(fā)展，耐熱鎂合金逐漸被應(yīng)用到汽車發(fā)動機及其傳動機構(gòu)的零部件方面[2].鎂基復(fù)合材料是將鎂合金與增強纖維或顆粒進行復(fù)合，通過纖維增強或者顆粒增強來提高材料的性能，成為耐熱鎂合金領(lǐng)域的研究熱點之一[3].SiC具有化學(xué)性能穩(wěn)定、導(dǎo)熱系數(shù)高、熱膨脹系數(shù)小、耐磨性能好等優(yōu)點，且其價格低廉，作為鎂合金增強顆粒已引起國內(nèi)外的高度重視；SiC顆粒增強鎂合金復(fù)合材料具有優(yōu)異的力學(xué)性能[4～8].

鎂基碳化硅復(fù)合材料制備方法主要有粉末冶金法、攪拌鑄造法、熔體滲透法、噴射沉積法和擠壓鑄造法[11,12].粉末冶金法是相對成熟的鎂基復(fù)合材料制備方法，但此法工藝較復(fù)雜，成本較高.胡強[10]等采用攪拌鑄造方法成功制備了SiC顆粒增強鎂基復(fù)合材料,該工藝簡單，但是增強顆粒易沉積和團聚，降低了復(fù)合材料的性能.Noguchi. A等[9]采用噴射沉積法成功制備了致密度較高、性能優(yōu)良的SiC顆粒增強鎂基復(fù)合材料.但此法生產(chǎn)過程需氣氛保護，成本較高.開發(fā)低成本、短流程、高效制備高性能鎂基復(fù)合材料的成形方法仍是目前業(yè)內(nèi)努力的方向.

為此，本文將剪切/攪拌復(fù)合和流變軋制成形有機結(jié)合，制備了SiC顆粒增強鎂基復(fù)合板材.SiC顆粒作為異質(zhì)添加顆粒會對復(fù)合材料的組織產(chǎn)生影響，進而會影響到其性能，而與此相關(guān)的研究報道較少.本文在制備SiC顆粒增強鎂基復(fù)合板的基礎(chǔ)上，研究了SiC對流變軋制Mg-3Sn-1Mn-xSiC (質(zhì)量分數(shù)/%)復(fù)合材料組織性能的影響.

1實驗

采用連續(xù)流變軋制成形實驗機進行實驗，如圖1所示，軋輥直徑為400 mm，制備的合金板材橫截面尺寸為4 mm×160 mm.

圖1　流變軋制成形原理圖Fig.1　Schematic diagram of rheo-rolling1—攪拌器；2—控制器；3—傾斜板；4—振動器；5—冷卻水；6—工作輥；7—冷卻水；8—復(fù)合板；9—卷取

實驗所用Mg-3Sn-1Mn合金主要成分 (質(zhì)量分數(shù)/%) 為：Sn 3，Mn 1，Si 0.01，Cu 0.05，Ni 0.01，F(xiàn)e 0.01.為了改善SiC的潤濕性，對其進行活化處理.用3.7 % (摩爾濃度1.2 mol/L) 稀鹽酸溶液對SiC顆粒進行酸洗，將酸洗后的SiC顆粒用蒸餾水沖洗并烘干.采用功率為3 kW的電阻爐熔煉Mg-3Sn-1Mn合金，熔煉過程中通入氬氣保護，合金熔體溫度升高到720 ℃時采用六氯乙烷進行除氣.當(dāng)合金熔體溫度為640 ℃時，加入SiC顆粒并不斷攪拌30 min，攪拌速度為1100 r/min；剪切攪拌過程中取20 g熔體快速淬火觀察快速凝固組織；攪拌后的熔體澆注到如圖1所示的振動傾斜板上，復(fù)合材料熔體通過振動傾斜板后進入流變軋機，軋制成板材.對流變軋制板材取樣，用砂紙將試樣表面磨光并拋光后，利用X’Pert型X射線衍射儀分析析出相.另外，拋光后的試樣采用15 ml HCl+56 ml C2H5OH+47 ml H2O腐蝕液腐蝕后利用SSX-550型掃描電鏡和OlympusBX51金相顯微鏡分析基體中各元素分布及組織.利用CMT5105拉伸試驗機測試其抗拉強度和伸長率.

2結(jié)果與討論

2.1　SiC對流變軋制Mg-3Sn-1Mn-xSiC復(fù)合板材組織的影響

圖2為不同SiC顆粒處理方式制備的Mg-3Sn-1Mn-5SiC復(fù)合板材的SEM及EDS分析結(jié)果.從圖2(a)中可以看出未經(jīng)活化處理的SiC顆粒在基體中分布不均勻，出現(xiàn)了團聚現(xiàn)象，而經(jīng)過活化處理的SiC顆粒在基體中分布比較均勻，如圖2(c)所示.產(chǎn)生上述現(xiàn)象的主要原因是未經(jīng)活化處理的SiC顆粒表面常常吸附有Fe等其他污染物，降低了SiC顆粒與合金熔體的潤濕性，因此SiC顆粒產(chǎn)生團聚現(xiàn)象.對SiC顆粒進行活化處理后可有效去除這些雜質(zhì)，改善了SiC顆粒與合金熔體的潤濕性，提高了SiC顆粒的分散性，從而利于SiC顆粒與Mg-3Sn-1Mn合金的復(fù)合.

圖2　不同SiC顆粒處理方式制備的Mg-3Sn-1Mn-5SiC復(fù)合板材的SEM及EDS分析結(jié)果(640 ℃, 1 100 r/min, 攪拌30 min)Fig.2　SEM and EDE results of Mg-3Sn-1Mn-5SiC composite with different treatments of SiC particles(640 ℃, 1 100 r/min, stirring time 30 min)(a)—未活化處理； (b)—A位置能譜； (c)—活化處理； (d)—B位置能譜

圖3為Mg-3Sn-1Mn-xSiC復(fù)合材料的XRD分析結(jié)果，該復(fù)合材料中含有SiC、Mg2Sn和α-Mg三相，說明SiC在鎂液中的穩(wěn)定性較好，沒有發(fā)生反應(yīng).隨著SiC含量增加，Mg2Sn相衍射峰增強，說明Mg2Sn相含量也逐漸增加.根據(jù)SEM線掃描發(fā)現(xiàn)SiC顆粒與基體接觸面Sn含量較多，如圖4所示，結(jié)合XRD分析結(jié)果(圖3)可知，該相為Mg2Sn相，因此可以確定在SiC表面形成了Mg2Sn相.元素間形成化合物的難易程度，可從其電負性差值來判斷.電負性差值越大，元素間結(jié)合力越大，越容易形成金屬化合物.Mg、Sn電負性差值較大為0.65，且Mg2Sn相熔點較高，為778 ℃，生成熱為-20.82 kJ/mol，結(jié)合能為251.827 kJ/mol ，因此Mg2Sn相可以穩(wěn)定存在.如圖5所示，SiC顆粒為Mg2Sn相的異質(zhì)形核提供了基底條件，利于Mg2Sn相在其表面形核長大，促進了合金中Mg2Sn相的形成，隨著SiC含量增加，Mg2Sn相衍射峰加強，如圖3所示.圖6為不同SiC含量(質(zhì)量分數(shù)/%)的Mg-3Sn-1Mn-xSiC復(fù)合材料內(nèi)部組織，圖7為不同SiC含量的Mg-3Sn-1Mn-xSiC復(fù)合材料內(nèi)部α-Mg晶粒直徑及圓度的比較.從圖6、7可以看出，SiC可以有效細化、球化α-Mg晶粒，隨著SiC含量增加，α-Mg晶粒平均直徑和圓度逐漸減小，晶粒逐漸球化.未添加SiC的Mg-3Sn-1Mn合金內(nèi)部主要由枝晶組成，其晶粒平均直徑為 86±2.5 μm，晶粒平均圓度為3.1±0.1；當(dāng)SiC質(zhì)量分數(shù)增加到10 %時，Mg-3Sn-1Mn-10SiC合金內(nèi)部主要由球形晶和玫瑰晶組成，晶粒平均直徑為47±1.4 μm，晶粒平均圓度為1.8±0.1.SiC細化Mg-3Sn-1Mn合金晶粒主要原因是：(1) SiC可以提高初生α-Mg晶粒的異質(zhì)形核率.SiC熔點較高，為2 730 ℃，可以在鎂熔體中穩(wěn)定存在.另外，研究表明SiC密排面(1 1 1)晶面和α-Mg的密排面(0 0 0 1)晶面晶格錯配度為3.96 %，晶格匹配程度良好[13]，因此在Mg-3Sn-1Mn合金熔體中SiC顆粒能夠作為初生α-Mg晶粒的異質(zhì)形核基底，從而提高合金熔體中α-Mg的形核率.α-Mg以SiC顆粒為基底形核并生長，將SiC顆粒逐漸包覆起來，如圖6所示.(2) SiC顆粒在攪拌剪切作用下促進了α-Mg枝晶破碎.隨著SiC顆粒含量增多，合金熔體中固相顆粒逐漸增多，在強烈的剪切攪拌作用下，熔體內(nèi)部顆粒碰撞作用加劇，使粗大的枝晶逐漸破碎、球化.2.2SiC對流變軋制Mg-3Sn-1Mn-xSiC復(fù)合材料性能的影響

圖3　不同SiC含量(質(zhì)量分數(shù)/%)的Mg-3Sn-1Mn-xSiC復(fù)合材料XRD分析結(jié)果Fig.3　XRD results of Mg-3Sn-1Mn-xSiC compositematerials with different content of SiC(a)—w(SiC)=5%； (b)—w(SiC)=10%

圖4—Mg-3Sn-Mn-10SiC復(fù)合材料中SiC表面SEM及EDS分析結(jié)果Fig.4　SEM and EDS results of SiC surface in Mg-3Sn-Mn-10SiC composite(a) —SiC表面SEM; (b)—Mg元素分布; (c)—Sn元素分布; (d)—Si元素分布; (e)—C元素分布

圖5　SiC顆粒表面Mg2Sn相形成示意圖Fig.5　Schematic diagram of Mg2Sn phaseformation on the surface of SiC particle

圖6　不同SiC含量(質(zhì)量分數(shù)/%)的Mg-3Sn-1Mn-xSiC復(fù)合材料內(nèi)部組織Fig.6　Microstructures of Mg-3Sn-1Mn-xSiCcomposite with different content of SiC(a) —未添加SiC; (b)—w(SiC)=10 %

圖7　不同SiC含量(質(zhì)量分數(shù)/%)的Mg-3Sn-1Mn-xSiC復(fù)合材料內(nèi)部α-Mg晶粒直徑及圓度的比較Fig.7　Grain diameter and roundness ofMg-3Sn-1Mn-xSiC with different content of SiC

通過實驗研究可知，在攪拌溫度為640 ℃，攪拌轉(zhuǎn)速為1 100 r/min，攪拌時間為30 min，澆注溫度為640 ℃的工藝條件下，Mg-3Sn-Mn-10SiC復(fù)合板材具有良好的組織和性能.該條件下制備的Mg-3Sn-Mn-10SiC合金板材內(nèi)部組織主要由球形晶和玫瑰晶組成，SiC分布均勻，如圖8所示.復(fù)合板材的抗拉強度和伸長率分別達到242±4 MPa和7.6±0.3 %，其力學(xué)性能下限值與相同條件下制備的Mg-3Sn-1Mn合金板材的抗拉強度(175 MPa)和伸長率(5.6 %)相比，抗拉強度和伸長率分別提高了38 %和36 %.

圖8　Mg-3Sn-Mn-10SiC復(fù)合板材內(nèi)部組織Fig.8　Internal microstructures ofMg-3Sn-Mn-10SiC composite plate(a)—橫截面組織; (b)—縱截面組織

3結(jié)論

(1)利用剪切/攪拌與流變軋制制備了Mg-3Sn-1Mn-xSiC復(fù)合板材，經(jīng)過活化處理的SiC顆粒在此復(fù)合材料內(nèi)部分布較均勻.

(2)SiC顆?？纱龠MMg-3Sn-1Mn-xSiC復(fù)合材料在凝固過程中Mg2Sn相異質(zhì)形核，Mg2Sn相在SiC顆粒表面形核長大；同時，SiC顆?？纱龠MMg-3Sn-1Mn-xSiC復(fù)合材料在凝固過程中α-Mg晶粒的細化與球化，隨著SiC含量增加，α-Mg晶粒平均直徑和圓度逐漸減小.

(3)制備的Mg-3Sn-1Mn-10SiC復(fù)合板材抗拉強度和伸長率分別達到242±4MPa和7.6±0.3%，比相同條件下制備的Mg-3Sn-1Mn合金板材的抗拉強度和伸長率分別提高了38 %和36 %.

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Effect of SiC on microstructure and property of Mg-3Sn-1Mn-xSiC

composite prepared by rheo-rolling

Guan Xihua1, Chen Hui1, Guan Renguo3, Zhao Zhanyong3, Jia Zhihui2

(1. School of Mechanical Engineering, Shenyang Jianzhu University, Shenyang 110168, China;

2. Jiangsu Province Binxin Special Steel Material Company Limited, Lianyungang 222113, China;

3. School of Materials and Metallurgy, Northeastern University, Shenyang 110819, China)

Abstract:Mg-3Sn-1Mn-xSiC (mass fraction/%) composite strip was prepared by stirring and rheo-rolling, and the effect of SiC on microstructure and property of Mg-3Sn-1Mn-xSiC composite was investigated. The results indicated that distribution of the activated SiC particles is uniform in the Mg-3Sn-1Mn-xSiC composite. SiC particle could promote heterogeneous nucleation of Mg2Sn phase during solidification of Mg-3Sn-1Mn-xSiC composite, and Mg2Sn phase could nucleate and grow on SiC surface. In addition, SiC particle could promote refinement and nodularizalion ofα-Mg grain during solidification. With increase of SiC content, the average diameter and roundness ofα-Mg grain decrease. The tensile strength and elongation of Mg-3Sn-1Mn-10SiC composite strip reache 242±4 MPa and 7.6±0.3 % which are increased by 38 % and 36 % respectively compared with that of Mg-3Sn-1Mn alloy strip prepared by the same process.

Key words:rheo-rolling; Mg-3Sn-1Mn-xSiC composite strip; microstructure; property

中圖分類號：TG 335.81

文獻標識碼：A

文章編號：1671-6620(2015)03-0201-06

doi:10.14186/j.cnki.1671-6620.2015.03.009