Si/Al基复合材料及其复合优化的方法
【技术领域】
[0001]本发明属于铝基复合材料的技术领域，涉及一种铝基复合材料中初生相和共生相强化方法，特别涉及一种Mg2Si/Al基复合材料及其初生相与共生相复合优化的方法。
【背景技术】
[0002]铝基复合材料是以铝或者铝合金为基体，以特定的工艺自生成或者通过外部添加增强相复合而成的新型材料。Mg2Si/Al复合材料作为一种内生铝基复合材料，以其高强度、高模量、低热膨胀系数、制备工艺简单、成本较低等引起复合材料研究者的关注。目前阻碍其应用的主要原因是初生Mg2Si组织粗大，形状复杂且不规则，易于割裂基体；共生相尺寸较大，团簇状特征明显。这些特征使其呈现出较低的塑韧性，如低断裂韧性、低延伸率和高缺口敏感性等，降低了材料的综合性能。因此，有效控制初生Mg2Si相的形核过程，通过优化初生相和共生相组织提高复合材料的塑韧性，并分析成核机理和组织演化规律，成为Mg2SiAl复合材料研究领域的重要课题。
[0003]目前，研究者采用单一手段优化，虽然效果明显，但作用仍然有限。变质是指在复合材料熔炼过程中，向熔体中加入某种合金元素或者盐类化合物作为变质剂，通过改变增强相的形核和生长方式，从而有效改变增强相的尺寸和形貌特征，进而改善复合材料性能的一种方法。吴董华等(铸造，2011，P368-371)采用Sr元素对Mg2Si/Al复合材料进行变质，初生相由250 μπι降低至50 μπι，但共生相并无明显变化。而热处理是强化铝合金的重要方法，由于铝在温度变化过程中没有同素异构转变，因此其热处理强化不能通过α -Al的相变来完成，而主要通过固溶时效过程来改变合金元素和第二相分布，达到强化效果。文献(Material and Design, 2011, P 2701-2709)中采用热处理对Mg2Si/Al复合材料进行优化，虽然延伸率大幅度提高，但抗拉强度明显下降。因此，寻求一种可以复合优化Mg2Si/Al复合材料组织初生相和共生相的方法非常必要。
【发明内容】
[0004]为了克服现有技术的缺点与不足，本发明的目的在于提供一种Mg2Si/Al基复合材料的复合优化方法。将复合材料的制备、初生相和共生相复合优化合为一体，其方法简单，简化了工艺，可获得较高硬度和强度、塑韧性的复合材料。
[0005]本发明的另一目的在于提供由上述优化方法制备得到的Mg2Si/Al基复合材料。
[0006]本发明的目的通过以下技术方案实现:
[0007]—种Mg2Si/Al基复合材料的复合优化方法，具体包括以下步骤:
[0008](I)未优化的Mg2Si/Al基复合材料制备；
[0009]将纯铝、铝硅中间合金置于坩祸中，加入覆盖剂，升温至760°C _780°C保温，待纯铝和铝硅中间合金完全熔化后，降温至700°C -720°C，加入镁块，快速搅拌，待镁完全熔化后，保温；加入精炼剂，静置保温，得到未优化的Mg2Si/Al基复合材料；
[0010](2)变质处理；将步骤(I)中未优化的Mg2Si/Al基复合材料升温至780°C -800°C，完全熔化后加入铜磷中间合金，搅拌，保温静置15-20min，浇铸，得到铸锭；
[0011](3)热处理；将铸锭进行固溶处理，水淬，人工时效处理，得到优化的Mg2Si/Al基复合材料。
[0012]步骤(I)中所述覆盖剂在加入坩祸前需进行预热，预热温度为150°C -200°C;所述覆盖剂为NaCl与KCl的混合物，所述NaCl与KCl的质量比为1:1 ;所述覆盖剂的用量为未优化的Mg2Si/Al基复合材料质量的1-1.5% ;
[0013]步骤⑴中所述精炼剂为C2Cl6，所述精炼剂的用量为未优化的Mg2Si/Al基复合材料质量的1.5-2.5%，优选为20Z0o
[0014]步骤(I)中所述快速搅拌的时间为l_5min ;待镁块完全熔化后，所述保温的时间为2-5min ;所述静置保温的时间为5_10min。
[0015]步骤⑴中所述未优化的Mg2Si/Al基复合材料中Mg2Si质量百分比含量为5% -30%。
[0016]步骤(I)中所述纯铝、铝硅中间合金以及镁块的用量是根据未优化的Mg2Si/Al基复合材料中各元素的重量比来确定的。
[0017]步骤⑴中所述未优化的Mg2Si/Al基复合材料是以Mg2Si为强化颗粒，以铝硅为基体的复合材料，优选为Mg2Si/Al-12Si基复合材料；其中Mg2Si质量百分比含量为5% -30% ；Al-12Si中12表示的是Si在Al_12Si中的质量百分比为12%。
[0018]步骤(I)中所述铝硅中间合金为Al-50Si中间合金，50表示的是Si在Al-50Si中间合金的质量百分比为50%。
[0019]步骤⑵中所述铜磷中间合金为Cu-14%P中间合金(14%是指P元素在Cu-14%P中间合金中的质量百分含量为14% )，所述铜磷中间合金的P元素的含量占未优化Mg2Si/Al基复合材料质量的0.1% -0.5% ;步骤(2)中所述搅拌的转速为200-500r/min，所述搅拌的时间为l_3min。所述铜磷中间合金在加入前需进行预热，预热温度为150°C _200°C。
[0020]步骤(3)中所述固溶处理的温度为520 °C -560 °C，固溶处理时间为O?24h，优选为3h-12h ;所述人工时效处理温度为160°C _190°C，处理时间为O?24h，优选为6_16h。
[0021]所述Mg2Si/Al基复合材料由上述优化方法制备得到。
[0022]本发明的多元复合细化变质处理方法的原理如下:
[0023]Mg2Si/Al-12Si复合材料从合金角度属于Al_13Si_17Mg三元合金。从Al-Si相图看，Si在铝中的饱和溶解度为1.6%左右，而且随温度降低，溶解度急剧下降，在300°C时溶解度仅为0.05%。根据Mg-Si相图，Mg2Si是Mg-Si系合金中唯一的稳定化合物。在铝熔体中，Mg和Si反应生成Mg2Si相，并在熔体中和凝固过程中生长，其最终形貌与熔体温度、各合金元素含量及凝固速度等有关。
[0024]2Mg (s) +Si (s) =Mg2Si(S)
[0025]Mg2Si/Al-12Si复合材料铸态组织(即未优化的Mg2Si/Al_12Si复合材料)分别为深灰色的致密团簇状组织、黑色且尖角众多的汉子状组织和白色的粗大树枝状组织(见图1)。为了确定相的组成，对铸态组织做了 XRD物相分析(见图3)，从图谱中可以看出铸态组织中有三种相，分别是α -Al相、Mg2Si相和Si相。
[0026]P之所以能对初生Mg2Si相产生较好的变质效果，是因为P的加入为Mg2Si提供了更多的形核核心，增加了其形核率，促进其非均匀形核。虽然较大的过冷度使得形核率和长大速度均增加，但已形成的Mg2Si的长大速度不及在熔液其他区域异质形核的速度，因此Mg2Si相更加细小。关于P对初生Mg2Si相的变质作用，研究界一致认定是异质形核作用，但关于具体的形核核心，学者仍有争议，目前主要有两种说法，分别是Mg3 (PO4)2和A1P。研究表明，二者均与Mg2Si晶格有着小于15%的晶格错配度，满足成为形核核心的条件。
[0027]在固溶处理过程中，固溶处理温度和保温时间是对其组织和性能影响最大的因素，对铸态复合材料(即未优化的Mg2Si/Al-12Si复合材料)做了 DSC测试(见图2)。由图可知，材料在566.6°C有明锐的吸热峰，此温度即为共晶相的熔化温度。因此，固溶处理温度必须低于566.6°C。时效强化的原理是通过过饱和固溶体的脱溶析出某些相，这些相由于具有特定的晶体结构，可以与铝基体保持共格或者半共格关系，使得铝基体周围产生弹性畸变，阻碍位错运动，使