CN114411031A - 一种微米钛颗粒增强镁稀土基复合材料 - Google Patents

Abstract

本发明公开一种微米钛颗粒增强镁稀土基复合材料，以镁稀土合金为基体合金，钛颗粒为增强相；所述钛颗粒的加入量为基体合金的2%‑5%，其制备方法包括：S1、将基体合金放入通有保护气氛CO₂和SF₆的坩埚中加热至720℃熔化；同时将钛颗粒预热；S2、将熔化的基体合金的温度降至半固态温度，随即加入预热好的钛颗粒，搅拌均匀；然后升温，并再次搅拌均匀；S3、将熔体在660‑720℃下进行超声处理后立即搅拌熔体，随即水冷获得微米钛颗粒增强镁稀土基复合材料。本发明提供的微米钛颗粒增强镁稀土基复合材料，钛颗粒在基体中分布均匀不团聚，具有较好的力学性能。

Description

一种微米钛颗粒增强镁稀土基复合材料

技术领域

本发明涉及一种微米钛颗粒增强镁稀土基复合材料，属于镁基复合材料技术领域。

背景技术

随着能源及环境问题的日趋严峻，制造业领域的“轻量化”的意义显得更加重大。纯镁的密度为1.74g/cm³，是钢的1/5，锌的1/4，铝的2/3，镁是地球上储量最丰富的轻金属元素之一。镁的地壳丰度约为2%，作为工业金属其含量仅次于铝与铁，位居第三位。镁合金具有低密度、优异的比强度、比刚度、电磁屏蔽性、阻尼减振性、尺寸稳定性、导热导电性、切削加工性、易于回收利用等优点，故在电子领域、汽车领域和航空航天领域有良好的应用前景。

镁及其合金作为结构材料时，其强度、刚度和耐磨性还不够理想，通过向镁及其合金中添加适量的增强相制备镁基复合材料，可在一定程度上改善镁及其合金的性能。与基体相比，镁基复合材料的强度、模量、阻尼性能、耐磨性和高温蠕变性能等均得到不同程度的改善，镁基复合材料是继铝基复合材料之后又一具有竞争力的轻金属基复合材料。与纤维增强镁基复合材料、晶须增强镁基复合材料相比，颗粒增强镁基复合材料的制备流程相对较为简单，生产成本低廉，性能良好且各向同性，是目前使用最为广泛的镁基复合材料类型。

镁基复合材料常用的颗粒增强体类型主要指具有高强度、高模量、耐磨、耐高温的陶瓷颗粒，如SiC、Si₃N₄、Al₂O₃、TiC、B₄C、TiB₂颗粒等。陶瓷颗粒用作金属基复合材料的增强体主要是为了提高基体合金的摩擦学性能、刚度、硬度和阻尼性能，但会导致材料延性降低。与陶瓷颗粒相比，金属增强相与熔融基体合金具有更好的润湿性、更大的延展性以及更高的机械相容性。金属钛相对低密度、高熔点、高刚度、高强度、钛的机械变形比典型的陶瓷颗粒高几倍，有助于提高塑性，钛和镁中之间不发生反应可以防止镁钛界面形成脆性相，且钛和镁都是六方晶体结构，相容性好。故选用钛颗粒增强镁基复合材料有望提高强度的同时保持甚至提高镁基体塑性。

但是，镁基复合材料的制备工艺对其组织及性能影响极大，同种材料由于制备工艺的不同，性能上会有很大差异。即使采用相同工艺制备的材料，不同的参数也会引起结果的变化。目前，颗粒增强镁基复合材料的制备方法主要有粉末冶金法、搅拌铸造法、挤压铸造法、喷射沉积法、原位合成法。其中，搅拌铸造法技术相对成熟，具有制备工艺简单、成本低以及生产效率高等优点，适合工业化生产。现有的超声辅助半固态搅拌法包括以下步骤：将镁合金熔化后降温至半固态加入增强颗粒搅拌，然后升温至液态超声，最后升温凝固。这种传统的超声辅助半固态搅拌法制备的复合材料中，升温过程中增强颗粒易出现沉降现象，增强颗粒尺寸较小时易出现团聚现象，从而降低复合材料的力学性能。

发明内容

针对现有技术存在的上述不足，本发明的目的在于提供一种微米钛颗粒增强镁稀土基复合材料，解决现有微米钛颗粒在镁基体中分布不均匀，以及钛颗粒沉降导致复合材料的综合性能降低的问题。

解决上述技术问题，本发明采用如下技术方案：

一种微米钛颗粒增强镁稀土基复合材料，以镁稀土合金为基体合金，钛颗粒为增强相，所述钛颗粒的加入量为基体合金的2%-5%；其制备方法包括：

S1、将基体合金放入通有保护气氛CO₂和SF₆的坩埚中加热至720℃熔化；同时将钛颗粒预热；

S2、将熔化的基体合金的温度降至半固态温度，随即加入预热好的钛颗粒，搅拌均匀；然后升温，并再次搅拌均匀；其中，所述半固态温度为600-630℃，此时的搅拌速度为600-900rpm，搅拌时间为3-10min；升温至680-700℃，此时的搅拌速度为300-900rpm，搅拌时间为20-60s；

S3、将熔体在660-720℃下进行超声处理后立即搅拌熔体，随即水冷获得微米钛颗粒增强镁稀土基复合材料；其中，超声功率为600-2000w，超声时间为5-15min；超声处理后的搅拌速度为300-900rpm，搅拌时间为20-60s。

进一步，所述钛颗粒的粒径范围为1-7μm。在这个粒径范围内的钛颗粒能够有效分散在基体镁稀土合金中。如尺寸小于1μm则较难分散，而尺寸较大时，其增强效果较差。

作为优选，步骤S1中，所述钛颗粒的预热温度为80-200℃，预热时间为30-120min。将钛颗粒预热后不容易团聚，能够更好的分散在基体镁稀土合金中。

相比现有技术，本发明具有如下有益效果：

1、本发明提供的微米钛颗粒增强镁稀土基复合材料的铸态试样抗拉强度可达200MPa，屈服强度128MPa，延伸率4.7%，具有良好的力学性能。

2、本发明提供的微米钛颗粒增强镁稀土基复合材料，以镁稀土合金为基体合金，钛颗粒为增强相，其制备方法包括在镁稀土合金融化后将其降温到半固态温度时，加入钛颗粒并搅拌，能够宏观分散钛颗粒。在半固体搅拌结束后升温至液态再次搅拌，能够改善半固态搅拌后升温至液态的过程中钛颗粒的沉降问题，使钛颗粒均匀分布于镁稀土熔体中。然后进行超声处理，微观分散钛颗粒。最后在超声结束后再次进行搅拌，改善超声设备预热过程中钛颗粒的沉降问题。本发明中搅拌速度太低时，钛颗粒无法被充分分散，搅拌速度太高时，容易卷入较多气体和氧化夹杂等缺陷，因此，上述搅拌的速度和温度对本发明制备的合金材料的性能具有重要的影响。通过这样的方法，有效改善半固态铸造法制备镁基复合材料中存在的钛颗粒易沉降，钛颗粒在基体中分布不均匀的问题，提高了钛颗粒增强镁稀土基复合材料的力学性能。

3、本发明具有工艺简单、成本低以及生产效率高的优点，适合工业化生产。

附图说明

图1为本发明中实施例2制备的微米钛颗粒增强镁稀土基复合材料的光学显微图。

图2为本发明中对比例1制备的铸造镁稀土基复合材料的光学显微图。

图3为本发明中对比例2制备的传统钛颗粒增强镁稀土基复合材料的光学显微图。

具体实施方式

下面将结合具体实施例和附图对本发明作进一步详细说明。

一、微米钛颗粒增强镁稀土基复合材料及其制备

实施例1

一种微米钛颗粒增强镁稀土基复合材料，以镁稀土合金为基体合金，平均粒径为3μm的钛颗粒为增强相；其制备方法包括：

S1、将1.2Kg Mg-Gd-Y合金放入通有保护气氛CO₂和SF₆的坩埚（直径89mm，高270mm）中加热至720℃熔化。同时将24g钛颗粒在150℃下预热60min。

S2、将熔化的基体合金的温度降至半固态温度615℃，随即加入预热好的钛颗粒搅拌4min，搅拌速度为600rpm。然后升温至液态690℃，再次搅拌20s，搅拌速度为300rpm。

S3、将熔体在690℃下，超声功率1600w超声10min后立即搅拌熔体20s，搅拌速度为300rpm，随即水冷获得微米钛颗粒增强镁稀土基复合材料。

实施例2

一种微米钛颗粒增强镁稀土基复合材料，以镁稀土合金为基体合金，平均粒径为3μm的钛颗粒为增强相，其制备方法包括以下步骤：

S1、将1.2Kg Mg-Gd-Y合金放入通有保护气氛CO₂和SF₆的坩埚（直径89mm，高270mm）中加热至720℃熔化；同时将42g钛颗粒在150℃下预热80min。

S2、将熔化的基体合金的温度降至半固态温度615℃，随即加入预热好的钛颗粒搅拌5min，搅拌速度为600rpm。然后升温至液态690℃，再次搅拌30s，搅拌速度为300rpm。

S3、将熔体在690℃下，超声功率1600w超声10min后立即搅拌熔体30s，搅拌速度为300rpm，随即水冷获得微米钛颗粒增强镁稀土基复合材料。

实施例3

一种微米钛颗粒增强镁稀土基复合材料，以镁稀土合金为基体合金，平均粒径为3μm的钛颗粒为增强相，其制备方法包括以下步骤：

S1、将1.2Kg Mg-Gd-Y合金放入通有保护气氛CO₂和SF₆的坩埚（直径89mm，高270mm）中加热至720℃熔化；同时将60g钛颗粒在150℃下预热100min。

S2、将熔化的基体合金的温度降至半固态温度615℃，随即加入预热好的钛颗粒搅拌6min，搅拌速度为600rpm。然后升温至液态690℃，再次搅拌40s，搅拌速度为300rpm。

S3、将熔体在690℃下，超声功率1600w超声10min后立即搅拌熔体40s，搅拌速度为300rpm，随即水冷获得微米钛颗粒增强镁稀土基复合材料。

对比例1

一种镁稀土合金，其制备方法包括以下步骤：

S1、将1.2Kg Mg-Gd-Y合金放入通有保护气氛CO₂和SF₆的坩埚中加热至720℃熔化。

S2、将熔化的基体合金的温度降至半固态温度615℃，搅拌5min，搅拌速度为600rpm。然后升温至液态690℃，再次搅拌30s，搅拌速度为300rpm。

S3、将熔体在690℃下，超声功率1600w超声10min后立即搅拌熔体30s，搅拌速度为300rpm，随即水冷获得铸造镁稀土合金。

对比例2

一种钛颗粒增强镁稀土基复合材料，以镁稀土合金为基体合金，平均粒径为3μm的钛颗粒为增强相，采用现有的超声辅助半固态搅拌法制备，其制备方法包括以下步骤：

S1、将1.2Kg Mg-Gd-Y合金放入通有保护气氛CO₂和SF₆的坩埚（直径89mm，高270mm）中加热至720℃熔化。

S2、将熔化的基体合金的温度降至半固态温度615℃，随即加入钛颗粒42g搅拌5min，搅拌速度为600rpm。

S3、将熔体升温至690℃，超声功率1600w超声10min，随即水冷，获得传统钛颗粒增强镁稀土基复合材料。

二、性能测试与分析

图1~3分别是实施例2制备的微米钛颗粒增强镁稀土基复合材料、对比例1制备的铸造镁稀土合金以及对比例2制备的传统钛颗粒增强镁稀土基复合材料（底部）的光学显微图片。从图1可知，实施例2制备的钛颗粒增强镁基复合材料基体组织致密无孔洞，钛颗粒分布均匀，无明显团聚现象。而图3中，采用现有超声辅助半固态搅拌法制备的镁稀土合金中，在合金下部的钛颗粒的团聚现象非常明显。从图2中可知，对比例1制备的铸造镁稀土合金组织致密五空洞，说明本发明提供的方法不会影响镁基体本身的组织与性能。

将实施例1~3制备的微米钛颗粒增强镁稀土基复合材料和对比例1制备的铸造镁稀土合金、对比例2制备的传统钛颗粒增强镁稀土基复合材料进行室温拉伸实验，实验结果如表1所示。

表1 实施例1~3和对比例1~2制备的合金材料的室温力学性能

从表1可知，加入钛颗粒后复合材料相对于基体的拉伸性能提高。随着钛颗粒质量分数的提高，屈服强度略有下降，这跟晶粒尺寸密切相关。而抗拉强度与延伸率先升高后下降，这是由于钛颗粒含量较少时，颗粒总界面面积相对较小，位错强化、载荷转移等增强机制发挥作用较小，当钛颗粒含量较多时，钛颗粒更加容易出现团聚现象，导致开裂几率增加，性能下降。当钛颗粒质量分数为3.5%时，抗拉强度与延伸率均最高，分别达到200MPa和4.7%。相对于对比例1制备的基体合金分别提高了18%和34%。与对比例2中现有超声辅助半固态搅拌法制备的合金相比，提高了15.6%和27%。采用本发明提供的方法制备的微米钛颗粒增强镁稀土基复合材料的力学性能明显提高。

可见，本发明提供的微米钛颗粒增强镁稀土基复合材料中，钛颗粒在基体中分布均匀，不沉降不团聚，具有良好的力学性能。本发明提供的微米钛颗粒增强镁稀土基复合材料，铸态试样抗拉强度可达200MPa，屈服强度128MPa，延伸率4.7%，具有良好的力学性能。

最后需要说明的是，以上实施例仅用以说明本发明的技术方案而非限制技术方案，本领域的普通技术人员应当理解，那些对本发明的技术方案进行修改或者等同替换，而不脱离本技术方案的宗旨和范围，均应涵盖在本发明的权利要求范围当中。

Claims (4)

1.一种微米钛颗粒增强镁稀土基复合材料，其特征在于，以镁稀土合金为基体合金，钛颗粒为增强相；所述钛颗粒的加入量为基体合金的2%-5%，其制备方法包括：

S1、将基体合金放入通有保护气氛CO₂和SF₆的坩埚中加热至720℃熔化；同时将钛颗粒预热，预热温度为80-200℃；

S2、将熔化的基体合金的温度降至半固态温度，随即加入预热好的钛颗粒，搅拌均匀；然后升温，并再次搅拌均匀；其中，所述半固态温度为600-630℃，此时的搅拌速度为600-900rpm，搅拌时间为3-10min；升温至680-700℃，此时的搅拌速度为300-900rpm，搅拌时间为20-60s；

S3、将熔体在660-720℃下进行超声处理后立即搅拌熔体，随即水冷获得微米钛颗粒增强镁稀土基复合材料；其中，超声功率为600-2000w，超声时间为5-15min；超声处理后的搅拌速度为300-900rpm，搅拌时间为20-60s。

2.根据权利要求1所述微米钛颗粒增强镁稀土基复合材料，其特征在于，所述钛颗粒的粒径范围在1-7μm。

3.根据权利要求1所述微米钛颗粒增强镁稀土基复合材料，其特征在于，所述钛颗粒的预热温度为80-200℃，预热时间为30-120min。

4.根据权利要求1所述微米钛颗粒增强镁稀土基复合材料，其特征在于，所述镁稀土合金为Mg-Gd-Y系镁合金。

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