关于 Si C及Cu-Si C颗粒增强镁基复合材料制备及性能的研究

作者：张毅                     

     当前金属基复合材料中增强体按形状分通常有3种：纤维、晶须和颗粒，前两种增强体的形态导致了复合材料制备工艺复杂，同时纤维增强复合材料仅在纵向受力时表现出高强度，横向承载却没有明显提升，晶须增强复合材料存在晶须断裂的问题，而颗粒增强复合材料不存在上述问题，具有晶须和纤维增强所不具备的各向同性这一优点，并且价格相对低廉，成形不受限制，日益引起人们的重视[6] 。

    本课题制备了Si C及Cu包覆Si C( Cu-Si C)颗粒增强镁基复合材料，研究其组织结构、相组成及室温力学性能，探讨了Si C 、Cu-Si C颗粒的增强机理，为镁基复合材料特别是颗粒增强镁基复合材料的进一步研究和实际应用提供参考。

1  试验材料及试验方法

    基体材料为AZ91D镁合金，其主要化学成分（质量分数）为，0. 25%的M n，0.67%的Zn，9.0%的Al，余量  为Mg，Si C颗粒直径为4um。

    采用化学镀法制备Cu包覆Si C颗粒。利用箱式 电阻炉制备Si C及Cu-Si C颗粒增强镁基复合材料。首先将盛有AZ91D镁合金的坩埚放入上开口柜式炉中加热，选取RJ-2型镁合金覆盖剂作为熔剂，待加热至7500C时将Si C及Cu-Si C颗粒分批次加入AZ91D镁合金熔体（Si C及Cu-Si C颗粒加入量均为10%），边加料边保温搅拌，1 h后浇入预热至200。C的金属型中自然冷却。搅拌方式为流动剪切强力搅拌，搅拌转速为300r／min，然后立即浇注并冷却。复合材料熔炼全程用热电偶测量坩埚外侧壁温度，而不直接测量熔液温度。

    根据GB/T 228-2010，在UTM4304电子万能试验机进行拉伸试验，拉伸速度为2 mm／min。采用SSX-550型扫描电镜(SEM)观察镁基复合材料的显微组织及断口形貌；采用能谱仪分析复合材料的化学成分；采用XRD-6000分析其相组成。

2  结果与讨论

2.1  Cu包覆Si C颗粒的制备

    金属基复合材料力学性能取决于基体与增强体的界面结合强度，而界面结合强度受熔融的基体金属与增强体之间的润湿状况的影响 [7]。由于Si C粉体与AZ91D镁合金基体间的润湿性较差，为了使二者能够很好地结合在一起，同时减轻Si C颗粒的团聚，使其在基体中分布均匀，采用化学镀法制备了Cu包覆Si C颗粒。根据镀Cu前后Si C粉末的质量密度变化及化学镀条件下镀层厚度增长速率，镀层厚度约为0.-13um ，计算出Cu-Si C粉末中Cu含量为21.9%（约占Cu-Si C。增强AZ91D镁合金复合材料的2.19%）。图1为Si C、Cu-Si C颗粒的SEM照片和XRD分析结果。对比图1a和图1b可见，Cu包覆后Si C颗粒外部结构平整，光滑，从图1c看出，化学镀Cu后Si C颗粒中检测到Cu元素的存在。表明采用化学镀法制备的Cu包覆SiC颗粒质量良好。

2.2  复合材料的组织结构

    Si CP被生成的Al4C3及Mg2Si的反应消耗完毕，可以解释图2d中Si C相衍射峰的缺失。在高温下，Al在Mg中有较大固溶度，生成Mg-Al固溶体，而生成C量少，不易被XRD检出。Al4C3的形成对细化晶粒起了关键作用[9] ，而Mg2Si的形成对合金起到很好的弥散强化作用，导致合金强度、硬度的提高。被Cu包覆的Si C颗粒与未涂覆的Si C颗粒相比，在复合材料制备过程中既减轻Si C颗粒的团聚，又能提高Si C颗粒与液态AZ91D镁合金的润湿性，Mg2Si在基体中分布均匀，保证了材料的力学性能。另一方面，因为包覆在颗粒表面的Cu层太薄，在复合材料浇注前已完全被液态镁合金溶解，所以需要厚度更大的包覆层才能够阻止Si C颗粒与液态Mg或Al反应，从而起到缓冲复合材料界面应力及增加界面结合强度的作用。

    Cu在Cu- Si Cp增强AZ91D镁合金基体中的溶解不但与B-Mg17Al12相消失和Mg2 Si相的生成有关，而且还与XRD分析结果一致。Cu（原子半径0.128 nm）向Mg(原子半径0. 160 nm)中溶解使Mg晶格尺寸减小，反映为图2d中a-Mg的XRD峰位整体右移0.100～0.140。

2.3  复合材料的力学性能

    图3为AZ91D，Si C及Cu-Si C颗粒增强AZ91D复合材料在室温下的力学性能。从图3看出，添加Si C。和Cu-Si CP的复合材料抗拉强度均高于AZ91D镁合金基体，分别达144.9和195.7 M Pa，伸长率却低于基体。Si C颗粒增强镁合金的伸长率最低（约2.2%），仅为AZ91D镁合金的1／3左右。这是因为添加Si C后形成的Mg2 Si相分布在a-Mg晶粒内部，对a-Mg起到强化作用，同时Mg2Si具有很好强度，在复合材料拉伸过程中，均匀分布的Mg2Si可以有效承载从基体转移过来的载荷，从而提高了材料的抗拉强度。而添加Cu-Si C颗粒后，进一步细化了晶粒，提高了Si C与基体的润湿性，通过Mg2 Si周围形成层片状的a+B相增强了界面结合力。因此，与Si C颗粒相比，其抗拉强度及伸长率均有所增加。

    图4为AZ91D，Si C及Cu-Si C颗粒增强AZ91D复合材料在室温下的拉伸断口形貌。从图4a看出，AZ91D镁合金基体的断口形貌比较缩松且呈片状断裂，局部存在尚未脱离的片屑，表现为脆性断裂特征。而Si C及Cu-Si C颗粒增强镁合金的断口较AZ91D断口更加密实，且形貌相似，均存在大量的韧窝（添加Cu-Si C颗粒后断口韧窝更加细小），局部存在解理台阶，其断裂方式为韧性断裂及部分准解理断裂。

    镁为密排六方结构，室温下只有3个滑移系，而BMg17 Al12的立方晶系使其具有更多的滑移系，但这些滑移系的运动均需要较大的剪切应力，因此室温拉伸过程中在各种滑移系综合作用的结果下，裂纹在B-Mg17Al12及 B-Mg17Al12与a-Mg的界面处萌生，并不断的扩展，导致AZ91D发生了脆性断裂；当添加Si C颗粒后，重新弥散析出的硬质强化相Mg2Si在a-Mg基体中均匀分布，一方面对合金起到很好的弥散强化作用，另一方面，强化相Mg2 Si起到应力转移的作用，即载荷从基体向增强体传递，增强体是载荷的主要承担者。此外，添加Si C颗粒后通过新相Al4 C3及Mg2Si的生成进一步细化晶粒，使材料位错密度增加，产生Owanro强化机制等[10]，提高了材料的室温力学性能。添加Cu-Si C颗粒后，优化了增强体与基体的界面结合状态，使其在有效传递载荷的同时又能阻止裂纹的扩展，进一步提高了材料的抗拉强度。 

 3  结  论

    (1) Si C颗粒增强镁基复合材料主要由a-Mg和Mg2 Si相组成，Si C镀Cu后能够进一步细化晶粒，同时在Mg2 Si相周边出现层片状的a+B相。

    (2) Si CP／AZ91D和Cu-Si CP/AZ91D复合材料的抗拉强度均高于AZ91D合金基体，分别达144.9和195.7 M Pa，但其伸长率显著低于AZ91D合金基体。．

(3)室温拉伸时，AZ91D表现为明显的脆性断裂特征，而Si CP／AZ91D和Cu-Si CP／AZ91D复合材料为韧性断裂及部分准解理断裂。

4摘  要  利用化学镀法制备了Cu包覆Si C P，研究了Si CP及Cu- Si CP增强镁基复合材料(Si CP/A291D和Cu- Si CP／A291D)的性能。采用扫描电镜(SEM)、X射线衍射仪及UTM4304电子万能试验机分析测试了镁基复合材料的组织结构，相组成及力学性能。结果表明，Si C颗粒增强镁基复合材料主要由a-Mg和Mg2Si相组成，Si C镀Cu后能够进一步细化晶粒，同时

在Mg2Si相周边出现层片状的a+B相。Si CP/AZ91D和Cu- Si CP/AZ91D复合材料的力学性能显著高于AZ91D基体合金，Cu- Si C。/AZ91D复合材料的的抗拉强度达195.7 M Pa。室温拉伸时，AZ91D合金表现为典型的脆性断裂特征，而Si CP／A291D和Cu-Si C／AZ91D复合材料表现为韧性断裂及部分准解理断裂。