热挤压与退火处理后SiO2/Mg复合材料的织构研究

严 峰，陈 磊，滕颖丽

(大连交通大学 材料科学与工程学院，辽宁 大连 116028)*

0 引言

镁具有密度低，比强度高，导电性好，散热性好，阻尼性高等优点，并且易于机械加工和回收利用，资源储量大，是极具潜力被大量应用的工程材料［1-4］.但是，镁及其合金的低硬度、低强度、低模量、高热膨胀系数等性能缺陷限制了它的广泛应用.采用非连续增强相增强的镁基复合材料完全消除或弥补了镁的这些弱点，以其高比强、高比模、耐高温、导热、导电、热膨胀系数小、尺寸稳定性好等优异的综合性能在航天、航空、先进武器系统、汽车工业等领域有广阔的应用前景［5］，并已开始具体应用.

镁属于六方晶系，其滑移系共有四种:基面滑移系 {0001}＜ 11¯20 ＞ ，棱面滑移系{10¯10}＜11¯20 ＞ ，棱锥滑移系{10¯11} ＜ 11¯20 ＞ 和棱锥滑移系{11¯22}＜ 11¯23 ＞ .在镁基复合材料中，增强体往往选用硬、脆陶瓷粉体或晶须，这些增强体在复合材料的塑性成形或加工过程中不发生塑性变形(大长径比增强体，如晶须，在材料的塑性变形中会随基体转动而形成强烈的择优取向)，因此，对非连续增强相增强的镁基复合材料织构的研究仍然集中在基体上.

本文以SiO2晶体颗粒增强的纯镁复合材料为研究对象，通过金相显微镜与X射线衍射技术，分析其在热挤压与退火处理后微观组织与织构演化规律.

1 实验材料与方法

实验材料为采用等离子体放电烧结技术制备的2%SiO2/Mg复合材料，烧结温度为380℃，然后在400℃，挤压速度为0.5 mm/s，挤压比为37∶1的条件下，将烧结后的复合材料挤压成直径7 mm的棒材.退火处理在箱式电阻炉中进行，退火温度450℃，保温30 min后水冷.

采用金相显微镜对挤压棒材的纵剖面(剖面平行于挤压方向)进行观察.金相试样在SiC砂纸上打磨到1500#，然后在机械抛光机上用颗粒大小1 μm的金刚石膏机械抛光，腐蚀液成分:乙醇(100 mL)，苦味酸(5 g)，醋酸(5 mL)和水(10 mL).腐蚀时间60 s.用图像分析软件 Image-Pro Plus6.0对金相照片进行统计，确定样品的平均晶粒尺寸.

采用荷兰帕纳科公司(PANalytical B.V.)锐影(Empyrean)X射线衍射仪，用反射法进行织构测定.选用CuKα为入射光源，管电压为40 KV，管电流为40 mA.

2 实验结果与分析

烧结后的SiO2/Mg复合材料的组织如图1所示.烧结过程对Mg颗粒形状与尺寸没有明显影响，SiO2分布在镁颗粒边界上.从图上看，每个Mg颗粒均由多个晶粒构成，用Image-Pro Plus6.0测得平均晶粒尺寸为39.6 μm.

1 烧结后SiO2/Mg复合材料的显微组织

图2为挤压样品的纵剖面的光学显微镜下的微观组织照片，可以看到清晰的平行于挤压方向的挤压流线.在热挤压过程中，晶粒内部滑移系开动，晶粒变形，镁颗粒因此沿挤压方向拉伸并发生转动，颗粒界面形成明显流线.挤压后晶粒尺寸明显减小，呈等轴状，说明热挤压过程中镁基体发生动态再结晶，测得平均晶粒尺寸为9.8 μm.

图3为挤压样品经400℃退火30 min后纵剖面的显微组织.显微组织与退火前没有明显变化.退火后平均晶粒尺寸略有增长，为10.2 μm，在晶粒内部可观察到孪晶(见图中放大部分)，挤压态SiO2/Mg复合材料的极图如图4所示(极密度最大值已在极图中标出).投影面为挤压棒材ED/TD平面.可以看出，样品形成强烈的＜101¯10＞晶向平行于挤压轴向(ED)的纤维织构.

图2 SiO2/Mg复合材料挤压后的显微组织

图3 SiO2/Mg复合材料400℃/30 min退火后的显微组织

图4 热挤压处理后SiO2/Mg复合材料的极图

挤压态SiO2/Mg复合材料经退火处理后的极图见图5.从图上可以看出，退火后基体的织构类型没有发生变化，仍为 ＜101¯10＞晶向平行于挤压轴向的纤维织构.不同的是{0002}极密度最大值由退火前的60 提高到72，而 {10¯10}和{11¯20}极密度最大值较退火前略有下降.M.T.Pérez-Prado等的研究认为这种现象主要是由基面平行于挤压轴向的晶粒在退火过程中长大所致［6］.

图5 SiO2/Mg复合材料经400℃/30 min退火处理后的极图

3 结论

(1)SiO2/Mg复合材料在400℃挤压过程中发生再结晶，平均晶粒尺寸由挤压前的39.6 μm下降到 9.8 μm;

(2)SiO2/Mg复合材料在挤压过程中基体形成＜100＞//ED纤维织构;

(3)经400℃(30 min退火后，镁晶粒尺寸略有长大，上升到 10.2 μm;

(4)基体织构类型在退火处理后没有改变，不同的是{0002}极密度最大值由退火前的60提高到72，而{100}和{120}极密度最大值较退火前略有下降.

［1］KOJIMA Y.Platform science and technology for advanced magnesium alloy［J］.Materials Science Forum，2000，350-351:3-18.

［2］卫爱丽，付珍，赵浩峰.镁合金的生产及应用［J］.铸造设备研究，2003(1):34-37.

［3］訾炳涛，王辉.镁合金及其在工业中的应用［J］.稀有金属，2004，28(1):229-232.

［4］曾小勤，王渠东，吕宜振，等.镁合金应用新进展［J］.铸造，1998(11):39-43.

［5］PEKGULERYUZ M O.Magnesium Composites-A Critical Review.Proceedings of 1st(CANCOM91)Canadian International CompositesConference and Exhibition，Monteral［C］.［s.l.］:［s.n.］，1991.

［6］PÉREZ-PRADO M T，RUANO O A.Texture evolution during grain growth in annealed MG AZ61 alloy［J］.Scripta Materialia，2003(48):59-64.