摘 要
细化Mg2Si相是提高Mg-Al-Si合金强度和韧性的重要措施，以TiB2纳米颗粒作为Mg2Si的异质形核剂，采用半固态搅拌结合熔体超声处理法将TiB2纳米颗粒加入Mg-4Al-xSi（x=0.5, 1.0, 1.5, 2.0）（质量分数，下同）合金熔体中，制备出TiB2与Mg2Si混杂增强镁基复合材料。利用光学显微镜和扫描电镜观察了复合材料中Mg2Si相的形貌和尺寸，采用图像分析软件Image-J统计分析了Mg2Si相的体积分数，重点研究了不同Si含量复合材料的耐磨性能。结果表明，TiB2纳米颗粒的加入显著细化了Mg-4Al-xSi（x=0.5, 1.0, 1.5, 2.0）合金中的共晶Mg2Si相和初生Mg2Si相，显著提高了合金的硬度和耐磨性。随着Si含量的增加，TiB2/Mg-4Al-xSi（x=0.5, 1.0, 1.5, 2.0）复合材料的耐磨性能先升高后降低，当Si含量为1.5 %时耐磨性能最佳。
镁合金是最轻的金属结构材料，具有高比强度，阻尼性能好，导热性能优良，绿色环保等优点，在汽车和航空航天领域具有很大的发展潜力，但镁合金的强度和硬度低、耐磨性差等缺点限制了其在工业上的广泛应用。Mg2Si相具有高熔点（1 085 ℃）、高硬度（HV4 600）、高强度（1 670 MPa）、高弹性模量（120 GPa）、低热膨胀系数（7.5×10-6 K-1）和低密度（1.99×103 kg·m-3）等优点，是镁合金理想的硬质增强相。此外，Mg2Si相可通过向镁或镁合金中加入Si元素原位合成，表面洁净无污染、与基体合金的界面结合良好。然而，在普通铸造条件下，初生Mg2Si相呈粗大的树枝状，共晶Mg2Si相呈汉字状，这两种形态的Mg2Si严重割裂基体，使镁合金的强度和韧性劣化。因此，细化Mg2Si相对于提高其增强效果至关重要。
研究表明，TiB2与Mg2Si在晶体关系上存在共格关系，理论上可以作为Mg2Si的异质形核核心来细化Mg2Si。同时，TiB2具有高熔点（3173 K）、高硬度（HV2 500）和高模量（565 GPa）等特点，是改善镁合金力学性能和耐磨性能的理想增强相。Xiao等人研究了TiB2/AZ91复合材料的耐磨性能，发现TiB2纳米颗粒的加入提高了TiB2/AZ91复合材料的硬度和强度，耐磨性也高于基体镁合金。此外，Xiao等人还研究了原位Mg2Si/AZ91镁基复合材料的耐磨性能，结果表明原位Mg2Si的加入提高了镁合金的硬度和屈服强度，复合材料的耐磨性能也显著提高，磨损率随Mg2Si含量的增大而降低。然而，关于TiB2纳米颗粒和Mg2Si混杂增强镁基复合材料耐磨性能的研究还鲜有报道。本文采用半固态搅拌结合熔体超声处理法制备了TiB2/Mg-4Al-xSi（x=0.5, 1.0, 1.5, 2.0） （质量分数，下同）复合材料，利用往复摩擦试验测量了TiB2/Mg-4Al-xSi（x=0.5, 1.0, 1.5, 2.0）复合材料的磨损率，根据磨损面的微观形貌讨论了其磨损机制。
1 试样制备与方法
选择Mg-4Al-xSi（x=0.5, 1.0, 1.5, 2.0）合金为基体材料，选择TiB2纳米颗粒为增强相（其平均粒径为50 nm）。TiB2/Mg-4Al-xSi复合材料的制备流程如下：首先，将Mg-4Al-xSi（x=0.5, 1.0, 1.5, 2.0）合金锭放在低碳钢坩埚中，通过电阻加热炉（SG-7.5-12）加热至完全熔化。然后，降温至半固态温度（635 ℃），将铝箔包裹的体积分数为3 vol%的TiB2纳米颗粒预热至635 ℃并加入熔体中。随后，对熔体进行5~10 s的手动搅拌，并以600 rpm进行机械搅拌5 min。机械搅拌结束之后，将熔体重新加热至720 ℃后，将超声探头浸入熔体中，以20 kHz的频率和1.8 kW的功率对熔体进行超声处理20 min。超声处理结束之后，立即进行扒渣，最后将熔体浇注到金属型模具中。为了防止镁合金氧化燃烧，整个熔炼、搅拌和超声处理过程均在Ar气氛保护下进行。
硬度测试在维氏硬度计上进行，载荷为5 kg，保压时间为15 s，每个试样在不同位置测量五次，取平均值。利用Olympus倒置型GX71金相显微镜（OM）和JSM-6700F型扫描电镜（SEM）观察试样的微观组织，利用EDS和XRD-7000s型X射线衍射仪确定物相组成。每个试样取十个不同位置进行拍照，使用Image J图像分析软件测量Mg2Si相的尺寸和体积分数。其中，初生Mg2Si相的尺寸通过以下公式计算：
D=（4A/π）1/2 （1）
式中: D和A分别为单个Mg2Si相的等效直径和面积。
摩擦磨损性能测试在如图1所示的自制的球-盘往复摩擦磨损试验机上进行。在摩擦磨损中，磨损试样为直径为Φ30 mm×5 mm的圆片，材料为TiB2/Mg-4Al-xSi复合材料。摩擦副为直径为9 mm的氧化锆陶瓷球，其中球形摩擦副固定，圆盘试样做直线往复滑动，往复行程为5 mm，往复运动频率为6 Hz，滑动总距离为500 m，载荷取5 N。在每次测试之前，用砂纸打磨试样，随后用乙醇清洗。在试样称重前，先将试样浸放在装有酒精的烧杯中，用超声波清洗机清洗试样，然后用电子天平（精度为±0.1mg）称量试样，获得磨损前的试样质量，待磨损试验完成后，采用相同步骤获得磨损后的试样质量，二者相减即可得到磨损质量，磨损率为磨损质量与滑动距离的比值。为了研究磨损机制，使用扫描电子显微镜和EDS表征试样磨损表面的形貌和成分。
图1 球-盘往复摩擦磨损试验机
2 结果和讨论
2.1 微观组织
图2为TiB2/Mg-4Al-1.5Si复合材料的XRD图谱。由图2可以看出，复合材料主要由α-Mg、Mg2Si、TiB2和Mg17Al12组成，说明通过机械搅拌和超声处理后，TiB2纳米颗粒已被分散到基体合金中。
图2 TiB2/Mg-4Al-1.5Si复合材料的XRD图谱
图3为Mg-4Al-xSi（x=0.5, 1.0, 1.5, 2.0）合金及其复合材料的光学显微组织。从图3可以看出，Mg-4Al-xSi合金及其复合材料的微观组织主要由a-Mg、汉字状共晶Mg2Si、方块状初生Mg2Si和孤岛状Mg17Al12相组成，由于复合材料中TiB2纳米颗粒的尺寸较小且含量较少，在低倍的显微照片中难以观察到。当硅含量为0.5 wt.%和1.0 wt.%时，Mg-4Al-xSi合金中的Mg2Si相以汉字状共晶相析出，当硅含量增大到1.5 wt.%和2.0 wt.%时，Mg2Si相以短棒状共晶相和块状初生相析出。添加TiB2纳米颗粒后，共晶Mg2Si相变得更短和更细，初生Mg2Si相的平均尺寸分别由60.56 μm和68.03 μm减小至16.83 μm和23.18 μm。共晶Mg2Si相和初生Mg2Si相的形貌和尺寸变化表明，TiB2纳米颗粒的加入对共晶Mg2Si相和初生Mg2Si相都具有显著的细化效果。此外，加入TiB2纳米颗粒后，b-Mg17Al12相也明显细化，由粗大的孤岛状转变为细小的颗粒状。
（a） 合金，x=0.5
（b） 合金，x=1.0
（c） 合金，x=1.5
（d） 合金，x=2.0
（e） 复合材料，x=0.5
（f）复合材料， x=1.0
（g）复合材料，x=1.5
（h）复合材料，x=2.0
图3 Mg-4Al-xSi合金及其复合材料的金相组织
图4为TiB2/Mg-4Al-xSi复合材料中Mg2Si相含量随Si含量的变化图，结果表明，随Si含量从0.5 wt.%增大到2.0 wt.%，Mg2Si相的体积分数从1.89%增大到8.20%。这是由于随着Si含量的增加，合金体系中可用于形成Mg2Si的Si原子增多，从而增加了形成Mg2Si的化学驱动力。此外，Si含量的增加还可能改变合金的凝固路径，影响Mg2Si相的成核和生长过程。在较高的硅浓度下，合金中Mg2Si相的饱和度增加，有利于Mg2Si相的成核和生长。
图4 不同Si含量复合材料中Mg2Si相的体积分数
2.2 硬度
图5为TiB2/Mg-4Al-xSi（x=0.5, 1.0, 1.5, 2.0）复合材料的维氏硬度。结果表明，随着Si含量的增加，复合材料的硬度先增大后降低，当Si含量为1.5wt.%时达到最大值。此后，复合材料的硬度值随Si含量的增大而降低，一方面是由于Mg2Si相本身具有较高的硬度和模量，能够承受较高的应力，从而提高了复合材料的承载能力。另一方面，Mg2Si相能够阻碍位错的运动，通过位错强化作用提高材料的抗变形能力。然而，当Mg2Si相含量达到一定程度后，加之Mg2Si相尺寸增大，界面处的应力导致材料的脆性增大，从而降低了材料的硬度。因此，当Si含量达到2.0 wt.%时，复合材料的硬度反而有所下降。
图5 TiB2/Mg-4Al-xSi（x=0.5, 1.0, 1.5, 2.0）复合材料的维氏硬度
2.3 耐磨性能
TiB2/Mg-4Al-xSi（x=0.5, 1.0, 1.5, 2.0）复合材料的磨损率如图5所示。从图5中可以看出，当Si含量为0.5 wt.%时，复合材料的磨损率为1.18×10-5 g/m，当Si含量为1.0 wt.%时，复合材料的磨损率降低到了1.14×10-5 g/m，相较前者降低了3.4%。当Si含量为1.5 wt.%时，复合材料的磨损率降低到0.80×10-5 g/m，相较TiB2/Mg-4Al-0.5Si复合材料降低了32.2%。而当Si含量为2.0 wt.%时，复合材料的磨损率又升高到1.12×10-5 g/m。复合材料的磨损率随Si含量的增加先降低后升高，当Si含量为1.5 wt.%时，复合材料的磨损率最低。当Si含量增加到2.0 wt.%时，复合材料的磨损率又有所增加。复合材料磨损率随Mg2Si含量的增多而先减小后增大的情况在Prosanta等人的研究中也有报道，这可能是由于当Mg2Si相的含量和尺寸达到一定程度后，过多的Mg2Si相可能导致材料的脆性增加，使得材料在受到磨损作用时更容易产生基体开裂和增强相脱落，从而增加磨损率。其次，Mg2Si相的尺寸增大可能导致界面之间的应力集中，增加了材料在磨损过程中的断裂和剥落风险。
图6 复合材料磨损率随Si含量的变化曲线
2.4 磨损表面形貌
图7为不同Si含量的TiB2/Mg-4Al-xSi（x=0.5, 1.0, 1.5, 2.0）复合材料磨损表面的SEM形貌。从图7a-b可以看出，当Si含量为0.5 wt.%和1.0 wt.%时，磨损表面有又深又宽的犁沟，犁沟两侧有明显的基体合金塑性流动的痕迹，且磨损表面多处存在黏着点，因此，试样的磨损机制主要为磨粒磨损和黏着磨损。从图7c可以看出，当Si含量的增加至1.5 wt.%时，磨损表面较为平整，只有一些较浅的沟槽，磨痕表面残留有大小不等的颗粒状磨粒，主要是由于摩擦副陶瓷球的犁削和微切削作用，或者脱落的硬脆的金属间化合物在接触面上导致。因此，TiB2/Mg-4Al-1.5Si复合材料的磨损机制主要为磨粒磨损。该试样磨损表面受损程度较小，其原因是随着Mg2Si含量的增多，Mg2Si颗粒有效地承担起垂直压力，减少了软基体与对磨球的接触，同时Mg2Si颗粒也阻碍了基体塑性变形，减少了金属粘结作用，从而提高了材料的耐磨性能。从图7d可以看出，当Si含量增加至2.0 wt.%时，试样磨损表面上出现成排连续的犁沟，但犁沟的宽度和深度均小于图7a-b中的犁沟，说明TiB2/Mg-4Al-2Si复合材料的磨损机制以磨粒磨损为主。此外，磨痕表面又出现了少量凹坑，这是由于随着Si含量的进一步增加，初生Mg2Si相的尺寸变大，在滑动摩擦过程中容易产生应力集中，进而发生颗粒脱落，形成凹坑。
（a） x=0.5 （b） x=1.0
（c） x=1.5 （d） x=2.0
图7 TiB2/Mg-4Al-xSi复合材料磨损面的形貌
3 结论
（1） 随着Si含量增多，Mg-4Al-xSi（x=0.5, 1.0, 1.5, 2.0）合金中的Mg2Si相增多，且尺寸增大。TiB2纳米颗粒的加入显著细化了的初生Mg2Si相和共晶Mg2Si相。
（2） TiB2/Mg-4Al-xSi（x=0.5, 1.0, 1.5, 2.0）复合材料中Mg2Si相的体积分数随Si含量的增大而增大，但其硬度先升高后降低，当Si含量为1.5 wt.%时达到最大值，复合材料磨损率随Si含量的变化趋势与硬度一致。
（3） 当颗粒含量为0.5 wt.%和1.0 wt.%时，TiB2/Mg-4Al-xSi（x=0.5, 1.0）复合材料的磨损机制为磨粒磨损和黏着磨损并存，当颗粒含量增加到1.5 wt.%和2.0 wt.%时，TiB2/Mg-4Al-xSi（x=1.5, 2.0）复合材料的磨损机制以磨粒磨损为主。
作者：刘健，赵宇，王武孝，何娜，龚航
单位：西安理工大学印刷包装与数字媒体学院 西安理工大学材料科学与工程学院
引用格式：
刘健，赵宇，王武孝，等.TiB2/Mg-4Al-xSi镁基复合材料的耐磨性能研究[J].铸造,2024,73(11):1548-1553.
LIU J,ZHAO Y,WANG W X,et al..Study on the Wear Resistance of TiB2/Mg-4Al-xSi Magnesium Matrix Composites[J].Foundry,2024,73(11):1548-1553.
来源：《铸造》杂志202411期
编辑：于浩
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