CN104131190A - 一种原位自生高体积分数Mg2Si增强Mg-Al基复合材料的制备方法 - Google Patents
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Abstract
本发明公开了一种原位自生Mg2Si增强Mg-Al基复合材料的制备方法,属于复合材料制备领域。该方法适用于成分为Mg-9Al-xSi(2<x<10,x为质量分数)的镁合金,其Mg2Si体积分数为8%-35%,制备方法具体为:先将纯镁、纯铝和纯硅粉按成分配比放入石墨坩埚中,在氩气保护下采用高频感应加热熔炼获得母合金锭,再将母合金锭重熔至一定温度保温一段时间之后,在脉冲磁场作用下凝固而获得原位自生Mg2Si增强Mg-Al基复合材料。与现有的普通铸造原位自生Mg2Si增强Mg-Al基复合材料方法相比,本发明提供的制备方法可获得颗粒状初生Mg2Si增强相,尺寸更小且分布均匀,并且该制备方法具有工艺简单、无污染、能耗和成本低等优点,适用于具有高体积分数Mg2Si增强相的Mg-Al基复合材料。
Description
技术领域
本发明涉及一种金属材料技术领域的镁基复合材料的制备方法,具体地说,涉及的是一种原位自生高体积分数Mg2Si增强Mg-Al基复合材料的制备方法。
背景技术
镁合金具有密度小、比强度高、比弹性模量高等优点,将镁合金应用于航天器和汽车等交通工具,使其轻量化具有重要意义。然而,镁合金的强度和抗蠕变性能较低,极大的限制了其应用范围。实践表明,在合金中引入硬质第二相颗粒而获得颗粒增强复合材料,可有效提高合金的强度和抗蠕变性能。Mg2Si 颗粒具有高熔点(1087℃)、高硬度(460 HV)、高弹性模量(120 GPa)和低密度(1.99 g·cm-3)、低热膨胀系数(7.5×10-6 K-1)等优点,是镁合金理想的颗粒增强相。通常,制备金属基颗粒增强复合材料过程中,引入增强颗粒相的方法有两种,一种是外加法,另一种是原位自生法。外加法引入增强相存在不足之处,比如界面结合问题、颗粒分布不均匀等。相比之下,原位自生法制备复合材料具有界面结合性好,增强颗粒分布均匀,不易引入外加污染,节约成本等特点,因此,原位自生法广泛应用于颗粒增强金属基复合材料的制备。于是,原位自生法也是制备Mg2Si增强Mg-Al基复合材料理想方法。
经对现有技术的文献检索发现,贾树卓等在《铸造技术》(2005年 26卷1104-1105,1108页)发表了题为“Mg-9Al-6Si 镁合金组织及性能研究”,提出在普通铸造方法制备原位自生法Mg2Si增强Mg-Al基复合材料,但该复合材料中初生 Mg2Si增强相为粗大树枝状,分布不均匀,极大地割裂了基体,恶化复合材料的性能。我们研究也表明,采用普通铸造方法制备原位自生Mg2Si增强Mg-Al基复合材料,当 Si 含量超过 2%,也就是说相应的 Mg2Si 体积分数超过 8% ,随着Si含量增加,初生 Mg2Si增强相含量增加,粗化更严重。因此,如何使粗大树枝状初生 Mg2Si相细化成颗粒状,是原位自生法Mg2Si增强Mg-Al基复合材料制备过程中需要解决的问题,尤其是含高体积分数Mg2Si的Mg-Al基复合材料的制备。
发明内容
本发明的目的在于克服现有技术的不足,提供一种原位自生Mg2Si增强Mg-Al基复合材料的方法,主要解决高体积分数原位自生Mg2Si/Mg-Al基复合材料中初生 Mg2Si增强相呈粗大树枝状之不足,从而改善增强相的强化效果,使之更好应用于航空航天、国防军工等领域制备原位自生Mg2Si增强Mg-Al基复合材料。
本发明是通过以下技术方案实现的:
本发明所涉及的Mg2Si增强Mg-Al基复合材料,是原位自生Mg2Si增强Mg-Al基复合材料。该复合材料的成分结构式为Mg-9Al-xSi, 其中2<x<10,x为Si元素的质量百分数。
所述Mg、Al、Si元素纯度大于99.9%,
所述复合材料中 Mg2Si 体积分数为 8% 至 35%。
本发明所涉及的Mg2Si增强Mg-Al基复合材料的制备方法,包括以下步骤:
第一步,按照Mg-9Al-xSi(2<x<10)的比例准备镁、铝和硅粉原料;
所述硅粉粒度不大于1毫米。
第二步,将第一步的原料放入石墨坩埚由高频感应加热熔炼,熔炼中,感应炉功率逐渐将高频感应加热电流由150安培增加至500安培,实现对原料的缓慢加热,直至熔化,得到母合金锭。
所述熔炼,其过程维持在 50-60分钟:前15分钟电流为150安培,之后 20分钟电流为300安培,最后15-25分钟电流为500安培。 具体时间根据复合材料中Mg2Si 的体积分数而定,体积分数越高,加热时间越长。
所述熔炼以及熔化在密封腔室中进行,使用石墨坩埚,气氛为纯度大于99.99%的纯氩气氛,气氛压力为1个大气压。
第三步,将上述母合金锭放入石墨坩埚中,在电阻炉中重新加热至复合材料中基体全完熔化,并将温度升至一定温度保温 10 分钟。
所述加热过程在氩气保护下进行,气氛为氩纯度大于99.99%的纯氩气氛,气氛压力为 1 个大气压;
所述一定温度为 630℃ 至 650℃,根据复合材料中 Mg2Si 的体积分数而定,体积分数越高,温度取值越高。
第四步,将第三步重新加热后装有母合金的石墨坩埚置于脉冲磁场中,合金在脉冲磁场作用下凝固制得原位自生 Mg2Si 增强 Mg-Al 基复合材料。
所述脉冲磁场的强度由电压控制,所用电压为 300 V;脉冲磁场的频率为 5 至 25 赫兹,最佳频率为 20 赫兹;脉冲磁场作用时间为 2 至 4 分钟。
本发明提供的原位自生 Mg2Si 增强 Mg-Al 基复合材料的方法,与现有的普通铸造原位自生 Mg2Si 增强 Mg-Al 基复合材料方法相比,具有的有益效果是:初生Mg2Si颗粒细小且分布均匀、工艺简单、无污染、能耗和成本低,并且可应用于Mg2Si高体积分数 Mg2Si。
附图说明
图1和图2 分别是实施例1和比较例4(普通铸造方法)的金相组织照片;
图3和图4 分别是实施例2和比较例5(普通铸造方法)的金相组织照片;
图5和图6 分别是实施例3和比较例6(普通铸造方法)的金相组织照片。
具体实施方式
下面结合附图对本发明的实施例作详细说明:本实施例在以本发明技术方案为前提下进行实施,给出了详细的实施方式和具体的操作过程,但本发明的保护范围不限于下述的实施例。
实施例1、Mg-9Al-2Si(Mg2Si相体积分数8%的Mg2Si 增强 Mg-Al 基复合材料)
第一步,按照Mg-9Al-2Si的比例准备镁、铝和硅粉原料:使用纯度大于99%的、重量比为89:9:2的 Mg、Al及Si,硅粉粒度1毫米。
第二步,将第一步的原料放入石墨坩埚由高频感应加热熔炼,熔炼中,感应炉电流逐渐提高,前15分钟电流为150安培,之后 20分钟电流为300安培,最后15分钟电流为500安培。这样实现对原料的缓慢加热,直至熔化,得到母合金锭。整个熔炼过程在密封腔室中进行,气氛为纯度大于99.999%的纯氩气氛,气氛压力为1个大气压。
第三步,将上述母合金锭放入石墨坩埚中,在电阻炉中重新加热至复合材料中基体全完熔化,并将温度升至630℃保温 10 分钟。整个加热过程在氩气保护下进行,气氛为氩纯度大于99.99%的纯氩气氛,气氛压力为 1 个大气压。
第四步,将第三步重新加热保温后装有母合金的石墨坩埚置于脉冲磁场中,脉冲磁场的电压为 300 V,频率为 20 赫兹,脉冲磁场作用时间为 2 分钟后停止作用,合金冷却制得原位自生 Mg2Si 增强 Mg-Al 基复合材料。
该实施例所得的原位自生 Mg2Si 增强 Mg-Al 基复合材料的金相组织如图 1所示,其中 Mg2Si 相呈细小颗粒状。作为对比,图2为采用普通铸造方法制备的原位自生 Mg2Si 增强 Mg-Al 基复合材料的金相组织图。由图1可以看出,采用本发明方法获得了颗粒状的初生Mg2Si增强相,分布更为均匀,而图6所示比较例中初生Mg2Si呈树枝状,且尺寸较大,分布不均匀。
实施例2、Mg-9Al-6Si(Mg2Si相体积分数19%的Mg2Si 增强 Mg-Al 基复合材料)
第一步,按照Mg-9Al-6Si的比例准备镁、铝和硅粉原料:使用纯度大于99%的、重量比为85:9:6的 Mg、Al及Si,硅粉粒度1毫米。
第二步,将第一步的原料放入石墨坩埚由高频感应加热熔炼,熔炼中,感应炉电流逐渐提高,前15分钟电流为150安培,之后 20分钟电流为300安培,最后20 分钟电流为500安培。这样实现对原料的缓慢加热,直至熔化,得到母合金锭。整个熔炼过程在密封腔室中进行,气氛为纯度大于99.999%的纯氩气氛,气氛压力为1个大气压。
第三步,将上述母合金锭放入石墨坩埚中,在电阻炉中重新加热至复合材料中基体全完熔化,并将温度升至640℃保温 10 分钟。整个加热过程在氩气保护下进行,气氛为氩纯度大于99.99%的纯氩气氛,气氛压力为 1 个大气压。
第四步,将第三步重新加热保温后装有母合金的石墨坩埚置于脉冲磁场中,脉冲磁场的电压为 300 V,频率为 20 赫兹,脉冲磁场作用时间为 3 分钟后停止作用,合金冷却制得原位自生 Mg2Si 增强 Mg-Al 基复合材料。
该实施例所得的原位自生 Mg2Si 增强 Mg-Al 基复合材料的金相组织如图 3所示,其中 Mg2Si 相呈细小颗粒状。作为对比,图4为采用普通铸造方法制备的原位自生 Mg2Si 增强 Mg-Al 基复合材料的金相组织图。由图3可以看出,采用本发明方法获得颗粒状的初生 Mg2Si增强相,而非图6所示的树枝状初生Mg2Si增强相。
实施例3、Mg-9Al-10Si(Mg2Si相体积分数8%的Mg2Si 增强 Mg-Al 基复合材料)
第一步,按照Mg-9Al-10Si的比例准备镁、铝和硅粉原料:使用纯度大于99%的、重量比为81:9:10的 Mg、Al及Si,硅粉粒度1毫米。
第二步,将第一步的原料放入石墨坩埚由高频感应加热熔炼,熔炼中,感应炉电流逐渐提高,前15分钟电流为150安培,之后 20分钟电流为300安培,最后25分钟电流为500安培。这样实现对原料的缓慢加热,直至熔化,得到母合金锭。整个熔炼过程在密封腔室中进行,气氛为纯度大于99.999%的纯氩气氛,气氛压力为1个大气压。
第三步,将上述母合金锭放入石墨坩埚中,在电阻炉中重新加热至复合材料中基体全完熔化,并将温度升至650℃保温 10 分钟。整个加热过程在氩气保护下进行,气氛为氩纯度大于99.99%的纯氩气氛,气氛压力为 1 个大气压。
第四步,将第三步重新加热保温后装有母合金的石墨坩埚置于脉冲磁场中,脉冲磁场的电压为 300 V,频率为 20 赫兹,脉冲磁场作用时间为 4 分钟后停止作用,合金冷却制得原位自生 Mg2Si 增强 Mg-Al 基复合材料。
该实施例所得的原位自生 Mg2Si 增强 Mg-Al 基复合材料的金相组织如图 5所示,其中 Mg2Si 相呈细小颗粒状。作为对比,图6为采用普通铸造方法制备的原位自生 Mg2Si 增强 Mg-Al 基复合材料的金相组织图。由图5可以看出,采用本发明方法获得了颗粒状的初生 Mg2Si增强相,而非图6所示的树枝状初生Mg2Si增强相。
Claims (8)
1.一种原位自生Mg2Si增强Mg-Al基复合材料的制备方法,应用合金成分范围为Mg-9Al-xSi(2<x<10),其中铝和硅含量都为质量分数,同时包括如下步骤:
第一步,按照Mg-9Al-xSi(2<x<10)的比例准备镁、铝和硅粉原料;
第二步,将第一步的原料放入石墨坩埚由高频感应加热熔炼,熔炼中,感应炉功率逐渐将高频感应加热电流由150安培增加至500安培,实现对原料的缓慢加热,直至熔化,得到母合金锭;
第三步,将上述母合金锭放入石墨坩埚中,在电阻炉中重新加热至复合材料中基体全完熔化,并将温度升至一定温度保温 10 分钟;
第四步,将第三步重新加热后并装有母合金的石墨坩埚置于脉冲磁场中,合金在脉冲磁场作用下凝固制得原位自生 Mg2Si 增强 Mg-Al 基复合材料。
2.根据权利要求1所述的原位自生Mg2Si增强Mg-Al基复合材料的制备方法,第一步中,所述Mg、Al、Si元素纯度大于99.9%,硅粉粒度不大于1毫米。
3.根据权利要求1所述的原位自生Mg2Si增强Mg-Al基复合材料的制备方法,第二步中,所述熔炼过程维持在 50-60分钟。
4.根据权利要求1所述的原位自生Mg2Si增强Mg-Al基复合材料的制备方法,第二步中,所述熔炼以及熔化在密封腔室中进行,使用石墨坩埚,气氛为纯度大于99.99%的纯氩气氛,气氛压力为1个大气压。
5.根据权利要求1所述的原位自生Mg2Si增强Mg-Al基复合材料的制备方法,第三步中,所述加热过程在氩气保护下进行,气氛为氩纯度大于99.99%的纯氩气氛,气氛压力为 1 个大气压。
6.根据权利要求1所述的原位自生Mg2Si增强Mg-Al基复合材料的制备方法,第三步中,所述一定温度为 630℃ 至 650℃。
7.根据权利要求1所述的原位自生Mg2Si增强Mg-Al基复合材料的制备方法,第四步中,所述凝固过程在脉冲磁场下进行。
8.根据权利要求1所述的原位自生Mg2Si增强Mg-Al基复合材料的制备方法,第四步中,所述脉冲磁场的强度由电压控制,所用电压为 300 V;脉冲磁场的频率为 5 至 25 赫兹;脉冲磁场作用时间为 2 至 4 分钟。
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CN104498787A (zh) * | 2014-12-24 | 2015-04-08 | 辽宁工业大学 | 一种原位自生Mg2Si颗粒增强铝基复合材料的制备方法 |
Citations (3)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
CN101514409A (zh) * | 2009-03-31 | 2009-08-26 | 南昌大学 | 原位Mg2Si颗粒增强金属基复合材料的制备方法 |
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CN102787265A (zh) * | 2012-07-27 | 2012-11-21 | 南昌大学 | 一种原位Mg2Si颗粒增强Mg-Al-Mn-Zn复合材料的组织细化方法 |
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Patent Citations (3)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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CN101514409A (zh) * | 2009-03-31 | 2009-08-26 | 南昌大学 | 原位Mg2Si颗粒增强金属基复合材料的制备方法 |
CN102121074A (zh) * | 2011-04-15 | 2011-07-13 | 江苏大学 | 一种制备纳米颗粒增强镁基复合材料的方法 |
CN102787265A (zh) * | 2012-07-27 | 2012-11-21 | 南昌大学 | 一种原位Mg2Si颗粒增强Mg-Al-Mn-Zn复合材料的组织细化方法 |
Non-Patent Citations (1)
Title |
---|
贾树卓等: "热处理对原位自生Mg2Si/Mg-Al基复合材料组织与性能的影响", 《材料热处理学报》, vol. 27, no. 6, 31 December 2006 (2006-12-31), pages 25 - 28 * |
Cited By (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
CN104498787A (zh) * | 2014-12-24 | 2015-04-08 | 辽宁工业大学 | 一种原位自生Mg2Si颗粒增强铝基复合材料的制备方法 |
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