CN117230341A - 改善镁稀土基复合材料中微米级AlN颗粒团聚的方法 - Google Patents
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Abstract
本发明公开了一种改善镁稀土基复合材料中微米级AlN颗粒团聚的方法，包括如下步骤：1)AlN/Al复合粉末的制备；2)在镁稀土基合金的半固态温区加入AlN/Al复合粉末，采用机械搅拌分散均匀，得镁稀土基复合材料熔体；3)将镁稀土基复合材料熔体升温，保温静置后水冷，得到镁稀土基复合材料。本发明的方法通过改变Al元素的加入形式，用Al粉代替Al锭，并将Al粉用于制备复合粉末实现AlN颗粒的预先分散，再结合机械搅拌不仅有效减少了AlN颗粒的团聚，还有效地改善了微米级AlN颗粒沉降的问题，提高了AlN颗粒在镁稀土基合金在垂直方向上的均匀分布，使其适用于后续的挤压工艺，为复合材料的后续变形提供了保障，是适于商业化应用的技术手段。
Description
技术领域
本发明属于金属基复合材料技术领域，具体涉及一种改善镁稀土基复合材料中微米级AlN颗粒团聚的方法。
背景技术
为满足镁合金高强、耐热等需求，在镁合金中添加RE元素已成为提高合金强度和耐热性的主要方式，目前研究者开发了兼具高强耐热的GW系合金，如Mg-10Gd-3Y-1Zn-0.4Zr等。由于RE元素的价格较高，制备成本制约了镁合金的发展。因此，为了进一步提升GW系合金的力学性能，除了添加RE元素外，添加SiC、TiB2、AlN等价格低廉、性能优异的陶瓷颗粒制备镁基复合材料，成为了发展高强、耐热镁合金的重要选择。其中AlN具有较低的密度，晶体构型与晶格参数也与Mg相近，已经成为了极具发展潜力的增强相。
目前，适于商业化的复合材料制备方法是搅拌铸造法，然而这个方法的最大挑战在于如何实现颗粒在基体中的均匀分散；由于AlN颗粒与Mg基体的润湿性较差，容易在搅拌铸造过程中形成粗大的颗粒团聚，从而限制AlN对合金性能的提升作用。专利号CN114277277A公开了一种AlN_Al颗粒增强镁铝稀土基复合材料及其制备方法，通过添加Al/AlN纳米粉，进行机械搅拌+超声波搅拌相结合的方法，成功将纳米级AlN引入到合金中，但该方法工艺比较复杂，超声和较长时间的静置过程中纳米级颗粒最终也容易产生沉降，颗粒的分散性也不能较好地保证。而微米级AlN颗粒由于价格合适，获得了更佳广泛的使用，但是微米级AlN颗粒不仅存在团聚的问题，同时还具有比纳米级AlN更容易沉降的问题，因此为了实现微米级AlN颗粒对镁合金力学性能的有效提升，需要寻找一种工艺简单、成本低廉的方法来改善复合材料制备过程中的颗粒团聚问题，为镁基复合材料的发展提供技术支持。
发明内容
本发明旨在至少在一定程度上解决相关技术中的技术问题之一。为此，本发明的主要目的在于提供一种改善镁稀土基复合材料中微米级AlN颗粒团聚的方法，旨在解决现有微米级AlN颗粒容易在搅拌铸造过程中形成粗大的颗粒团聚、以及容易沉降到熔体底部的问题。
本发明的目的是通过以下技术方案实现的：
一种改善镁稀土基复合材料中微米级AlN颗粒团聚的方法，包括如下步骤：
1)AlN/Al复合粉末的制备：在纯氩气保护的手套箱里，将微米级AlN颗粒与Al粉在球磨机进行混合球磨，球磨完成后，采用铝箔包覆球磨后的混合材料，得AlN/Al复合粉末；
2)镁稀土基复合材料的熔炼铸造：在镁稀土基合金的半固态温区加入步骤1)获得的AlN/Al复合粉末，采用机械搅拌分散均匀，即得镁稀土基复合材料熔体；
3)将步骤2)中的镁稀土基复合材料熔体升温，保温静置后水冷，得到镁稀土基复合材料；
在某些具体的实施方式中，步骤1)中所述Al粉与AlN颗粒的质量比为(3-1):(1-3)，且所述Al粉与AlN颗粒的粒径为5-10μm。
在某些具体的实施方式中，所述镁稀土基复合材料中各组分的质量百分比含量为：97-99.9％的镁稀土基合金和0.1-3％的AlN颗粒。
在某些具体的实施方式中，步骤1)中的球磨条件为：球料比为(10-20):1，转速为80-120rpm，运行时间为240～360min。
在某些具体的实施方式中，所述镁稀土基复合材料中Al元素以Al粉的形式加入。
在某些具体的实施方式中，步骤3)中，所述镁稀土基复合熔体的制备过程为：
31)在CO2:SF6体积比为99:1的保护气氛中，将装有纯Mg锭的坩埚放入电阻炉中，升温至720～740℃，直至完全熔化得镁熔体；
32)依次将Mg-RE中间合金、纯Zn粒加入到镁熔体中，在720～740℃静置10～20min至合金完全熔化，刮除熔体表面浮渣，得Mg-RE-Zn合金熔体；
33)将Mg-RE-Zn合金熔体降温至半固态温区，将Al/AlN复合粉末加入到Mg-RE-Zn合金熔体中，得到AlN/Mg-RE-Zn-Al复合熔体；机械搅拌分散Mg-RE-Zn-Al合金熔体中的AlN颗粒，得到镁稀土基复合熔体。
进一步的，步骤33)中，所述Mg-RE-Zn-Al合金熔体的温度为605-630℃，机械搅拌转速为100-500rpm，搅拌时间为5-10min。
在某些具体的实施方式中，还包括将Al/AlN复合粉末、纯Mg锭、Mg-RE中间合金和纯Zn粒进行预热，预热温度为150～200℃。
在某些具体的实施方式中，步骤4)中，所述镁稀土基复合熔体的保温温度为640-650℃，静置时间为2-5min。
与现有技术相比，本发明至少具有以下优点：
1)本发明所提供的改善镁稀土基复合材料中微米级AlN颗粒团聚的方法，通过机械球磨法将Al粉和AlN颗粒进行均匀混合得到Al/AlN复合粉末，能够使较硬的AlN陶瓷颗粒均匀地依附在较软的Al粉上，从而在合金熔炼之前实现AlN颗粒的预先分散，减小颗粒团聚的倾向；同时Al与AlN复合球磨后能明显减小AlN颗粒的暴露面，减少表面气体与杂质的吸附，从而提高AlN与熔体间的润湿性，进一步减少团聚的形成。另外，由于Al的熔点低于熔体温度，而AlN的熔点远高于740℃而不熔入基体，因此当Al/AlN复合粉末加入到镁稀土合金熔体中时，Al粉会优先熔化，然后依附在Al粉上的AlN陶瓷颗粒会缓慢地原位释放到熔体中，并在外加机械搅拌的作用下进一步分散开来，进而达到均匀分散的目的；本申请中的方法相比直接添加AlN颗粒，Al/AlN复合粉末的预分散效果能明显提升复合材料中AlN颗粒的分散性，从而有效改善镁稀土基复合材料中AlN颗粒团聚的问题，减小颗粒团聚对复合材料力学性能的影响。
2)本发明中通过采用通过将合金中的Al粉代替Al锭加入，同时将该Al粉与AlN颗粒进行机械球磨处理，使得AlN颗粒预分散在Al粉上，进而改变了AlN颗粒的分散性，即本申请通过改变铝元素的加入形态，同时将Al粉与AlN颗粒预先形成复合粉末后加到Mg-RE-Zn合金中，在不改变镁稀土基复合材料成分同时，大大改善了AlN颗粒在镁稀土基合金中的分散性，大大提高了AlN颗粒在镁稀土基合金中填充量。
3)本发明提供的方法工艺简单，通过改变Al元素的加入形式，以及将其制备成复合粉末，再复合球磨和机械搅拌不仅有效减少AlN颗粒的团聚，而且还有效地改善了微米级AlN颗粒沉降的问题，提高了AlN颗粒在镁稀土基合金在垂直方向上的均匀分布，即有效提高了镁稀土基复合材料的铸锭高度，使其适用于后续的挤压工艺，为复合材料的后续变形提供了保障，是适于商业化应用的技术手段。
附图说明
为了更清楚地说明本发明具体实施方式，下面将对具体实施方式或现有技术描述中所需要使用的附图作简单地介绍。
图1为本发明所提供的实施例1、2、3中添加Al/AlN复合粉末制备镁基复合材料的工艺流程图；
图2为本发明所提供的实施例1中制备所得铸态GWZ+0.8Al/1AlN复合材料在60mm高度取样的金相组织图；
图3为本发明所提供的实施例2中制备所得铸态GWZ+0.8Al/2AlN复合材料在60mm高度取样的金相组织图；
图4为本发明所提供的实施例3中制备所得铸态GWZ+0.8Al/3AlN复合材料在60mm高度取样的金相组织图；
图5为本发明所提供的对比例1、2、3中单独添加AlN颗粒制备镁基复合材料的工艺流程图；
图6为本发明所提供的对比例1中制备所得铸态GWZA+1％AlN复合材料在60mm高度取样的金相组织图；
图7为本发明所提供的对比例2中制备所得铸态GWZA+2％AlN复合材料在60mm高度取样的金相组织图；
图8为本发明所提供的对比例3中制备所得铸态GWZA+3％AlN复合材料在60mm高度取样的金相组织图；
图9为本发明所提供的实施例1、2、3中Al/AlN复合粉末的SEM图片；
图10为本发明所提供的对比例4中制备所得铸态GWZA+AlN复合材料在不同高度取样的金相组织图。
具体实施方式
下面结合附图和实施例对本发明作进一步详述，以下实施例只是描述性的，不是限定性的，不能以此限定本发明的保护范围。
当以范围、优选范围、或者优选的数值上限以及下限的形式表述某个量、浓度或其它值或参数的时候，应当理解相当于具体揭示了通过将任意一对范围上限或优选数值与任意范围下限或优选数值结合起来的任何范围，而不考虑该范围是否具体揭示。除非另外指出，本文所列出的数值范围值在包括范围的端点，和该范围之内的所有整数和分数。
除非另外说明，本文中所有的百分比、份数、比值等均是按重量计。
本文的材料、方法和实施例均是示例性的，并且除非特别说明，不应理解为限制性的。
下述实施例和对比例中，所采用的纯镁锭、纯铝锭、纯锌粒、镁钆中间合金和镁钇中间合金，Al粉和AlN颗粒为市购产品，其中纯镁锭、纯铝锭、镁钆中间合金、镁钇中间合金的纯度为≥99.95％；纯锌粒的纯度为≥99.99％；所选Al粉的纯度为≥99.95％，所选AlN颗粒平均尺寸为5～10μm；
所采用的镁钆、镁钇中间合金中的钆、钇均占合金总质量的25～35％；
所采用的金相显微镜型号为OLYMPUS PMG3；
所采用的扫描电子显微镜型号为Tescan Vega 3LMH。
下述对比例和实施例中，本申请以Mg-10Gd-3Y-1Zn-0.8Al(以下简称GWZA)和Mg-10Gd-3Y-1Zn(以下简称GWZ)为例，对本申请所提供的镁稀土基复合材料的制备方法和改善AlN颗粒团聚的方法进行说明。
实施例1
本实施例通过机械球磨法将0.8％的Al粉和1％的AlN颗粒混合均匀，得到0.8Al/1.0AlN复合粉末；随后按照图1所示工艺制备了铸态GWZ+0.8Al/1.0AlN复合材料，具体包括以下步骤：
根据设计的合金成分(以质量百分比计，所述GWZ基体合金包括Gd：10％，Y：3％，Zn：1％，余量为Mg)以及烧损率，计算熔炼所需纯Mg锭、Mg-30wt.％Gd、Mg-30wt.％Y、纯Zn粒、Al粉、AlN颗粒的质量；
通过机械球磨法将0.8％的Al粉和1％的AlN颗粒混合均匀，得到0.8Al/1.0AlN复合粉末；Al粉与AlN颗粒的粒径为5～10μm；球磨机的球料比为10:1，转速为100rpm，运行时间为300min；
将前述纯Mg锭、Mg-30wt.％Gd、Mg-30wt.％Y的合金原材料进行打磨，去除表面氧化层，按照计算的质量进行配料，然后进行200℃预热；
待高温电阻炉预热一段时间后，将纯Mg锭放入坩埚并夹入炉中，并设置740℃的高温、通入99％CO2+1％SF6保护气体；
纯Mg锭熔化后，用打渣勺捞除浮渣，将相应配比的Mg-30wt.％Gd、Mg-30wt.％Y夹入坩埚中；待合金完全熔化后，用打渣勺将浮渣捞除后，加入相应配比的纯Zn粒；
待合金完全熔化后，将电阻炉温度设置为630℃，待合金进入半固态温区，加入用铝箔包裹的0.8Al/1.0AlN复合粉末，并进行5min机械搅拌，搅拌速度选择300rpm，直至熔体呈锥形涡流状；
机械搅拌结束后，升温至650℃进行3min保温静置；最后水冷至室温，得到铸态GWZ+0.8Al/1.0AlN复合材料。
本实施例制备的铸态GWZ+0.8Al/1.0AlN复合材料的金相显微组织，如图2所示，从图2可以看出，添加的AlN颗粒分散比较均匀，没有观察到明显的团聚现象；与对比例1进行比较，可以明显地发现：添加0.8Al/1.0AlN复合粉末制备复合材料得到的颗粒分散性，要比单独加入1％AlN颗粒更好。
实施例2
本实施例通过机械球磨法将0.8％的Al粉和2％的AlN颗粒混合均匀，得到0.8Al/2.0AlN复合粉末；随后按照图5所示工艺制备了铸态GWZ+0.8Al/2.0AlN复合材料，具体包括以下步骤：
根据设计的合金成分(以质量百分比计，所述GWZ基体合金包括Gd：10％，Y：3％，Zn：1％，余量为Mg)以及烧损率，计算熔炼所需纯Mg锭、Mg-30wt.％Gd、Mg-30wt.％Y、纯Zn粒、Al粉、AlN颗粒的质量；
通过机械球磨法将0.8％的Al粉和2％的AlN颗粒混合均匀，得到0.8Al/2.0AlN复合粉末；Al粉与AlN颗粒的粒径为5～10μm；球磨机的球料比为10:1，转速为100rpm，运行时间为300min；
将前述纯Mg锭、Mg-30wt.％Gd、Mg-30wt.％Y的合金原材料进行打磨，去除表面氧化层，按照计算的质量进行配料，然后进行200℃预热；
待高温电阻炉预热一段时间后，将纯Mg锭放入坩埚并夹入炉中，并设置740℃的高温、通入99％CO2+1％SF6保护气体；
纯Mg锭熔化后，用打渣勺捞除浮渣，将相应配比的Mg-30wt.％Gd、Mg-30wt.％Y夹入坩埚中；待合金完全熔化后，用打渣勺将浮渣捞除后，加入相应配比的纯Zn粒；
待合金完全熔化后，将电阻炉温度设置为630℃，待合金进入半固态温区，加入用铝箔包裹的0.8Al/2.0AlN复合粉末，并进行5min机械搅拌，搅拌速度选择300rpm，直至熔体呈锥形涡流状。
机械搅拌结束后，升温至650℃进行3min保温静置；最后水冷至室温，得到铸态GWZ+0.8Al/2.0AlN复合材料。
本实施例制备的铸态GWZ+0.8Al/2.0AlN复合材料的金相显微组织，如图3所示，从图3可以看出，随着AlN含量的增加，添加的AlN颗粒分散比较均匀，同样没有观察到明显的团聚现象；与对比例2进行比较，明显发现添加0.8Al/2.0AlN复合粉末制备复合材料得到的颗粒分散性，要比单独加入2％AlN颗粒更好。
实施例3
本实施例通过机械球磨法将0.8％的Al粉和3％的AlN颗粒混合均匀，得到0.8Al/3.0AlN复合粉末；随后按照图5所示工艺制备了铸态GWZ+0.8Al/3.0AlN复合材料，具体包括以下步骤：
根据设计的合金成分(以质量百分比计，所述GWZ基体合金包括Gd：10％，Y：3％，Zn：1％，余量为Mg)以及烧损率，计算熔炼所需纯Mg锭、Mg-30wt.％Gd、Mg-30wt.％Y、纯Zn粒、Al粉、AlN颗粒的质量；
通过机械球磨法将0.8％的Al粉和3％的AlN颗粒混合均匀，得到0.8Al/3.0AlN复合粉末；Al粉与AlN颗粒的粒径为5～10μm；球磨机的球料比为10:1，转速为100rpm，运行时间为300min；
将前述纯Mg锭、Mg-30wt.％Gd、Mg-30wt.％Y的合金原材料进行打磨，去除表面氧化层，按照计算的质量进行配料，然后进行200℃预热；
待高温电阻炉预热一段时间后，将纯Mg锭放入坩埚并夹入炉中，并设置740℃的高温、通入99％CO2+1％SF6保护气体；
纯Mg锭熔化后，用打渣勺捞除浮渣，将相应配比的Mg-30wt.％Gd、Mg-30wt.％Y夹入坩埚中；待合金完全熔化后，用打渣勺将浮渣捞除后，加入相应配比的纯Zn粒；
待合金完全熔化后，将电阻炉温度设置为630℃，待合金进入半固态温区，加入用铝箔包裹的0.8Al/3.0AlN复合粉末，并进行5min机械搅拌，搅拌速度选择300rpm，直至熔体呈锥形涡流状。
机械搅拌结束后，升温至650℃进行3min保温静置；最后水冷至室温，得到铸态GWZ+0.8Al/3.0AlN复合材料。
本实施例制备的铸态GWZA+0.8Al/3.0AlN复合材料的金相显微组织，如图4所示，从图4可以看出，随着AlN含量的增加，添加的AlN颗粒分散也非常均匀，同样没有观察到明显的团聚现象；与对比例3进行比较，明显发现添加0.8Al/3.0AlN复合粉末制备复合材料得到的颗粒分散性，要比单独加入3％AlN颗粒较好。
对比例1
本发明中单独添加AlN制备GWZA+AlN复合材料的制备方法如图5所示，按照图5所示工艺制备了铸态GWZA+1％AlN复合材料，具体包括以下步骤：
根据设计的合金成分(以质量百分比计，所述GWZA基体合金包括Gd：10％，Y：3％，Zn：1％，Al：0.8％，余量为Mg)以及烧损率，计算熔炼所需纯Mg锭、Mg-30wt.％Gd、Mg-30wt.％Y、纯Al锭、纯Zn粒、AlN颗粒的质量；
将前述纯Mg锭、Mg-30wt.％Gd、Mg-30wt.％Y、纯Al锭的合金原材料进行打磨，去除表面氧化层，按照计算的质量进行配料，然后进行200℃预热；
待高温电阻炉预热一段时间后，将纯Mg锭放入坩埚并夹入炉中，并设置740℃的高温、通入99％CO2+1％SF6保护气体；
纯Mg锭熔化后，用打渣勺捞除浮渣，将相应配比的Mg-30wt.％Gd、Mg-30wt.％Y夹入坩埚中；待合金完全熔化后，用打渣勺将浮渣捞除后，加入相应配比的纯Al锭和纯Zn粒；
待合金完全熔化后，将电阻炉温度设置为630℃，待合金进入半固态温区，加入用铝箔包裹的1％AlN颗粒，并进行5min机械搅拌，搅拌速度选择300rpm，直至熔体呈锥形涡流状；
机械搅拌结束后，升温至650℃进行3min保温静置；最后水冷至室温，得到铸态GWZA+1％AlN复合材料。
本对比例制备的铸态GWZA+1％AlN复合材料的金相显微组织，如图6所示，从图6可以看出，添加的AlN颗粒分散并不均匀，存在较明显的团聚现象。
对比例2
本对比例按照图5所示工艺制备了铸态GWZA+2％AlN复合材料。
根据设计的合金成分(以质量百分比计，所述GWZA基体合金包括Gd：10％，Y：3％，Zn：1％，Al：0.8％，余量为Mg)以及烧损率，计算熔炼所需纯Mg锭、Mg-30wt.％Gd、Mg-30wt.％Y、纯Al锭、纯Zn粒、AlN颗粒的质量；
将前述纯Mg锭、Mg-30wt.％Gd、Mg-30wt.％Y、纯Al锭的合金原材料进行打磨，去除表面氧化层，按照计算的质量进行配料，然后进行200℃预热；
待高温电阻炉预热一段时间后，将纯Mg锭放入坩埚并夹入炉中，并设置740℃的高温、通入99％CO2+1％SF6保护气体；
纯Mg锭熔化后，用打渣勺捞除浮渣，将相应配比的Mg-30wt.％Gd、Mg-30wt.％Y夹入坩埚中；待合金完全熔化后，用打渣勺将浮渣捞除后，加入相应配比的纯Al锭和纯Zn粒；
待合金完全熔化后，将电阻炉温度设置为630℃，待合金进入半固态温区，加入用铝箔包裹的2％AlN颗粒，并进行5min机械搅拌，搅拌速度选择300rpm，直至熔体呈锥形涡流状。
机械搅拌结束后，升温至650℃进行3min保温静置；最后水冷至室温，得到铸态GWZA+2％AlN复合材料。
本对比例制备的铸态GWZA+2％AlN复合材料的金相显微组织，如图7所示，从图7可以看出，随着AlN颗粒含量的增加，颗粒分散更不均匀，团聚现象也更加严重。
对比例3
本对比例按照图5所示工艺制备了铸态GWZA+3％AlN复合材料。
根据设计的合金成分(以质量百分比计，所述GWZA基体合金包括Gd：10％，Y：3％，Zn：1％，Al：0.8％，余量为Mg)以及烧损率，计算熔炼所需纯Mg锭、Mg-30wt.％Gd、Mg-30wt.％Y、纯Al锭、纯Zn粒、AlN颗粒的质量；
将前述纯Mg锭、Mg-30wt.％Gd、Mg-30wt.％Y、纯Al锭的合金原材料进行打磨，去除表面氧化层，按照计算的质量进行配料，然后进行200℃预热；
待高温电阻炉预热一段时间后，将纯Mg锭放入坩埚并夹入炉中，并设置740℃的高温、通入99％CO2+1％SF6保护气体；
纯Mg锭熔化后，用打渣勺捞除浮渣，将相应配比的Mg-30wt.％Gd、Mg-30wt.％Y夹入坩埚中；待合金完全熔化后，用打渣勺将浮渣捞除后，加入相应配比的纯Al锭和纯Zn粒；
待合金完全熔化后，将电阻炉温度设置为630℃，待合金进入半固态温区，加入用铝箔包裹的3％AlN颗粒，并进行5min机械搅拌，搅拌速度选择300rpm，直至熔体呈锥形涡流状。
机械搅拌结束后，升温至650℃进行3min保温静置；最后水冷至室温，得到铸态GWZA+3％AlN复合材料。
本对比例制备的铸态GWZA+3％AlN复合材料的金相显微组织，如图8所示，从图8可以看出，随着AlN颗粒含量的进一步增加，颗粒分散更不均匀，团聚现象也同样十分明显。
通过对比例1、2、3的结果可以看出，单独添加AlN颗粒进行机械搅拌，并不能有效分散镁基复合材料中的颗粒团聚；并且随着AlN颗粒含量的增加，颗粒分散更加不均匀，颗粒团聚的问题也更加严重；无法起到改善镁稀土基复合材料的力学性能的作用。
对比例4
本对比例所提供的AlN/Mg-RE-Zn-Al复合材料，其组分和配比与对比例1、2、3相同，其工艺步骤也基本相同，不同之处在于在进行机械搅拌结束后，将熔体升温至670℃再施加功率为150-300W的20kHz的超声波进行7min的搅拌分散。该工艺制备得到的1％AlN/Mg-RE-Zn-Al和2％AlN/Mg-RE-Zn-Al复合材料的有效铸锭高度仅为25mm左右，这说明使用超声波搅拌时，长时间的超声和静置会带来微米级AlN颗粒的严重沉降，不仅工艺复杂、浪费能耗和合金材料，也难以用于后续的挤压变形。而申请的方法中，不需要进行超声分散，微米级AlN颗粒并不会明显沉降，制备得到的镁稀土基复合材料的有效铸锭高度为60mm，即该方法不仅工艺简单节约能耗，也保证了原材料不浪费，制备得到的有效铸锭高度的镁稀土基复合材料也适合采用挤压工艺进行加工处理。
综合实施例1、2、3与对比例1、2、3的比较结果可以看出：单独添加AlN颗粒进行机械搅拌不能有效分散镁基复合材料中的颗粒团聚；并且随着AlN含量的增加，颗粒分散更加不均匀，颗粒团聚的问题也更加严重，AlN颗粒的加入量有限；但是将Al粉和AlN颗粒进行球磨混合之后，将Al/AlN复合粉末加入到合金中进行机械搅拌，能有效改善原先的颗粒团聚和沉降的问题，并且随着AlN含量的增多，AlN颗粒也不会发生明显的聚集，而是保持均匀地分散在合金的晶界周围。这说明，通过Al粉与AlN颗粒球磨混合，再加入熔体中进行机械搅拌的方法，是一种行之有效的改善镁稀土基复合材料中AlN颗粒团聚和沉降的技术方法。
这主要是因为可能是：通过机械球磨法将Al粉和AlN颗粒混合成复合粉末时，能够使较硬的AlN颗粒均匀地依附在较软的Al粉上，如图9所示，从而在合金熔炼之前实现AlN颗粒的预先分散，减小颗粒团聚的倾向。另外，由于Al的熔点低于熔体温度，而AlN的熔点远高于740℃而不熔入基体，因此当Al/AlN复合粉末加入到镁稀土合金熔体中时，Al粉会优先熔化，然后依附在Al粉上的AlN陶瓷颗粒会缓慢地原位释放到熔体中，并在外加机械搅拌的作用下进一步分散，达到均匀分散的目的。并且从图9可以看出，AlN附着在Al粉上能明显减小AlN颗粒的暴露面，减少表面气体与杂质的吸附，从而提高AlN与熔体间的润湿性，进一步减少团聚的形成。相比直接添加AlN颗粒，Al/AlN复合粉末的预分散效果能明显提升复合材料中AlN颗粒的分散性，从而有效改善镁稀土基复合材料中AlN颗粒团聚和沉降的问题，减小颗粒团聚和沉降对复合材料力学性能的影响。
以上实施例仅用以说明本发明的技术方案，而非对其限制；尽管参照前述各实施例对本发明进行了详细的说明，本领域的普通技术人员应当理解：其依然可以对前述各实施例所记载的技术方案进行修改，或者对其中部分或者全部技术特征进行等同替换；而这些修改或者替换，并不使相应技术方案的本质脱离本发明各实施例技术方案的范围，其均应涵盖在本发明的权利要求和说明书的范围当中。
Claims (9)
1.一种改善镁稀土基复合材料中微米级AlN颗粒团聚的方法，其特征在于，包括如下步骤：
1)AlN/Al复合粉末的制备：在纯氩气保护的手套箱里，将微米级Al粉与AlN颗粒在球磨机进行混合球磨，球磨完成后，采用铝箔包覆球磨后的混合材料，得AlN/Al复合粉末；
2)镁稀土基复合材料的熔炼铸造：在镁稀土基合金的半固态温区加入步骤1)获得的AlN/Al复合粉末，采用机械搅拌分散均匀，即得镁稀土基复合材料熔体；
3)将步骤2)中的镁稀土基复合材料熔体升温，保温静置后水冷，得到镁稀土基复合材料。
2.根据权利要求1所述的改善镁稀土基复合材料中微米级AlN颗粒团聚的方法，其特征在于，步骤1)中所述Al粉与AlN颗粒的质量比为(3-1):(1-3)，且所述Al粉与AlN颗粒的粒径为5-10μm。
3.根据权利要求1或2所述的改善镁稀土基复合材料中的微米级AlN颗粒团聚的方法，其特征在于，所述镁稀土基复合材料中各组分的质量百分比含量为：97-99.9％的镁稀土基合金和0.1-3％的AlN颗粒。
4.根据权利要求1所述的改善镁稀土基复合材料中微米级AlN颗粒团聚的方法，其特征在于，步骤1)中的球磨条件为：球料比为(10-20):1，转速为80-120rpm，运行时间为240～360min。
5.根据权利要求1所述的改善镁稀土基复合材料中微米级AlN颗粒团聚的方法，其特征在于，所述镁稀土基复合材料中Al元素以Al粉的形式加入。
6.根据权利要求5所述的改善镁稀土基复合材料中微米级AlN颗粒团聚的方法，其特征在于，步骤3)中，所述镁稀土基复合熔体的制备过程为：
31)在CO2:SF6体积比为99:1的保护气氛中，将装有纯Mg锭的坩埚放入电阻炉中，升温至720～740℃，直至完全熔化得镁熔体；
32)依次将Mg-RE中间合金、纯Zn粒加入到镁熔体中，在720～740℃静置10～20min至合金完全熔化，刮除熔体表面浮渣，得Mg-RE-Zn合金熔体；
33)将Mg-RE-Zn合金熔体降温至半固态温区，将Al/AlN复合粉末加入到Mg-RE-Zn合金熔体中，得到AlN/Mg-RE-Zn-Al复合熔体；机械搅拌分散Mg-RE-Zn-Al合金熔体中的AlN颗粒，得到镁稀土基复合熔体。
7.根据权利要求6所述的改善镁稀土基复合材料中微米级AlN颗粒团聚的方法，其特征在于，步骤33)中，所述Mg-RE-Zn-Al合金熔体的温度为605-630℃，机械搅拌转速为100-500rpm，搅拌时间为5-10min。
8.根据权利要求7所述的改善镁稀土基复合材料中微米级AlN颗粒团聚的方法，其特征在于，还包括将Al/AlN复合粉末、纯Mg锭、Mg-RE中间合金和纯Zn粒进行预热，预热温度为150～200℃。
9.根据权利要求1所述的改善镁稀土基复合材料中微米级AlN颗粒团聚的方法，其特征在于，步骤4)中，所述镁稀土基复合熔体的保温温度为640-650℃，静置时间为2-5min。
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