【文章來源】
特種鑄造及有色合金2024年第44卷第4期
【引用格式】
馬振星，遊志勇，蔣傲雪，等. 單/雙尺寸SiCp對AZ91D鎂合金組織和性能的影響［J］. 特種鑄造及有色合金，2024，44（4）：495-499.
MA Z X，YOU Z Y，JIANG A X，et al. Effects of single/double Size SiCp on microstructure and properties of AZ91D alloy［J］. Special Casting & Nonferrous Alloys，2024，44（4）：495-499.
導讀
以AZ91D鎂合金和平均顆粒尺寸為10 μm和10 nm的SiC顆粒分别作為基體和增強相，通過半固态機械攪拌法制備出單、雙尺寸SiC顆粒增強鎂基複合材料。結果顯示，SiCp 體積分數為2%的10 nm SiCp/AZ91D複合材料的抗拉強度達到198 MPa，提升了34.7%，屈服強度達到113 MPa，提升了46.7%，伸長率達到6.4%，這主要由于納米SiC顆粒的晶粒細化作用。斷裂機制表明，SiCp/AZ91D複合材料裂紋主要沿微米SiCp-AZ91D的界面擴充。
【研究背景】
随着節能減排和環保要求的提高，鎂及其合金的應用受到了廣泛關注，但鎂合金的強度較低，限制了其應用範圍。SiC顆粒具有熱膨脹系數小、耐磨性好、硬度高及抗氧化強性等特點，且不會與Mg形成穩定的化合物。SiCp與AZ91D鎂合金相結合，保證鎂合金擁有輕質優勢的同時，還提高了其強度和耐磨性。二者制備的複合材料，已經被用于制備螺旋槳、飛彈尾翼和氣缸等，是應用最廣的鎂基複合材料之一。顆粒增強金屬基複合材料可以獲得更好的力學性能，如增加顆粒含量、改變顆粒尺寸等。
【研究亮點】
太原理工大學本研究以AZ91D鎂合金為基體材料，不同尺寸及雙尺寸SiC顆粒作為增強相，利用半固态機械攪拌法制備鎂基複合材料，并研究單/雙尺寸SiC顆粒對金屬基複合材料顯微組織和力學性能的影響及其強化原因，旨在為其應用提供參考。
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【研究方法】
AZ91D鎂合金的化學成分見表1，根據Mg-Al合金二進制相圖，AZ91D合金理論固相線溫度為468 ℃，液相線溫度約為596 ℃，凝固溫度區間約為128 ℃，抗拉強度為147 MPa，屈服強度為77 MPa，适合進行半固态成形制備。
增強相為SiC顆粒，其平均粒徑分别為10 nm和10 µm，顆粒形貌見圖1。由于SiC顆粒表面易于吸附水分和油污等雜質，對制備的複合材料性能會造成極大影響，是以試驗前需要對SiC顆粒進行預處理。首先将SiC顆粒裝入燒杯，用乙醇除去其表面雜質，然後再經反複水洗及烘幹後将其放入坩埚中，在600 ℃高溫下預熱3 h，以改善SiC顆粒的分散性、界面結合性，消除SiC顆粒在機械攪拌過程中的團聚，使其更均勻分散到鎂合金熔體中。
圖1 SiC顆粒的表面形貌
本試驗采用半固态機械攪拌法制備單尺寸10 µm/2% SiCp/AZ91D（S1），雙尺寸10 µm SiC、10 nm SiC比例為9∶1，總量為2%（S9+M1），單尺寸10 nm/2% SiCp/AZ91D（M1）3種複合材料。用鋁箔将SiC包成小球放入坩埚中，在600 ℃的電阻爐内預熱30 min；将AZ91D鎂合金表面打磨去掉氧化層後放入坩埚中，通入CO2和SF6的混合氣體（CO2、SF6體積比為10∶1）加熱至720 ℃保溫30 min，待鎂合金完全熔化後扒渣處理，并添加品質分數為0.4%的Ca進行阻燃；當溫度下降到680 ℃時，加入預熱至600 ℃的SiC顆粒，保溫10 min；溫度繼續下降到585 ℃時，進行30 min、400 r/min的半固态攪拌，接着升溫至720 ℃，保溫10 min；冷卻至595 ℃近液相線溫度時保溫30 min得到半固态坯料，最後澆注到預熱至300 ℃的模具中，得到半固态SiCp/AZ91D複合材料。
經線切割加工将材料制成矩形标準拉伸試樣，尺寸見圖2。采用UTM5105萬能試驗機對SiCp/AZ91D複合材料試樣進行拉伸試驗，加載速度為1 mm/min，取3次測量結果的平均值。通過記錄的拉伸試驗資料，确定複合材料的抗拉強度、屈服強度及伸長率。利用ZEM20型掃描電鏡和Talos F200X型TEM觀察不同尺寸SiC顆粒的形貌、分布情況，測定材料的平均晶粒尺寸，結合EDS能譜對微區成分進行分析，利用Bruker D8 ADVANCE X射線衍射儀确定複合材料相的組成。
圖2 拉伸試樣尺寸
【圖文解析】
圖3為AZ91D和不同尺寸SiCp/AZ91D複合材料的顯微組織。可以看出，添加SiC顆粒後，SiCp/AZ91D複合材料中的晶粒得到了細化，大多數SiC顆粒沿晶界偏析，主要是由于複合材料的微觀結構由熔化和凝固階段決定。在熔化階段，半固态攪拌分散了SiC顆粒，使其作為Mg晶粒的形核參與凝固過程，同時由于液體/固體界面的推動作用，導緻SiC顆粒在凝固過程中的重新分布，最終SiC顆粒傾向于聚集在晶界區域，而位于晶界的SiC顆粒的釘紮效應可以限制基體材料的晶粒生長，使得複合材料的晶粒得到細化。此外，納米SiC顆粒可以提供高能界面，有利于新晶粒的形核。從圖3b和圖3d可以看出，在10 µm SiCp/AZ91D複合材料及雙尺寸SiCp/AZ91D複合材料中，SiC顆粒分布較為均勻，沒有明顯SiC顆粒團聚現象出現。從圖3c發現，10 nm SiCp/AZ91D複合材料中，大部分SiC顆粒分布相對均勻，部分SiC顆粒出現了團聚現象，原因可能是納米SiC顆粒團聚到一定尺寸後，表面作用能下降，此時在攪拌力作用下難以均勻分散。是以，需要進一步提高納米SiC顆粒的分散性。
圖3 AZ91D和不同尺寸SiCp/AZ91D複合材料的顯微組織
采用Image Pro-Plus 6.0軟體測量腐蝕後複合材料的晶粒尺寸，見圖4，統計結果與圖3中的光學顯微組織變化規律相符。相對于基體合金，微米、雙尺寸及納米SiCp/AZ91D複合材料中的晶粒分别減小了28.1%、39.8%和49.1%。對雙尺寸SiCp/AZ91D複合材料進行XRD分析，見圖5。可以看出，雙尺寸SiCp/AZ91D複合材料組成相主要是α-Mg和第二相β-Mg17Al12。
圖4 不同尺寸SiCp/AZ91D複合材料晶粒尺寸
圖5 雙尺寸SiCp/AZ91D複合材料的XRD圖譜
圖6為雙尺寸SiCp/AZ91複合材料的SEM顯微組織及成分分析。可以發現，SiC顆粒分布在複合材料的晶界上，見圖6a。根據圖6f和圖6g中Mg和Al的摩爾比，可以确定圖6b中A點為α-Mg相，B點為β-Mg17Al12相，β-Mg17Al12呈網狀無規則地分布在晶界處。與AZ91D合金相比，SiCp/AZ91D複合材料中的β-Mg17Al12相變得不連續和細化，由塊狀變成片狀，并且由晶界向晶内區域延伸嵌入α-Mg基體中，見圖6c和圖6d。圖6e和圖6h也進一步證明，大多數納米SiC顆粒以團簇的形式分布在微米SiC顆粒周圍，這可能是由顆粒之間的黏合或顆粒互鎖引起的。
圖6 雙尺寸SiCp/AZ91複合材料的SEM顯微照片及成分分析
圖7 雙尺寸SiCp/AZ91複合材料的TEM顯微照片
圖7為雙尺寸SiCp/AZ91複合材料的TEM照片。可以看出，微米SiC顆粒與Mg基體之間有一個潔淨的表面，在界面上沒有發現氣孔及界面反應産物。納米SiC顆粒分布在微米SiC顆粒周圍，這與SEM觀察一緻，在微米SiC顆粒附近的區域中沒有觀察到納米SiC顆粒的團聚，這表明納米SiC顆粒與複合材料中的基體結合良好。從圖7d可以看出，納米SiC顆粒屬于面心立方結構的β-SiCp。然而，［011-0］區軸可以觀察到微米SiCp屬于六方結構的α-SiCp，見圖7e。
圖8為AZ91D合金及不同尺寸的SiC顆粒對複合材料室溫力學性能的影響。可以看出，不同尺寸SiCp的加入使得複合材料的力學性能較AZ91D基體有不同程度的提高，原因包括：①細晶強化 晶粒尺寸會顯著影響複合材料的屈服強度，見圖3。複合材料的屈服強度随着晶粒尺寸的減小而增加，10 nm SiCp/AZ91D複合材料的屈服強度較AZ91D基體合金提高了46.7%；SiC顆粒的加入提高了複合材料的韌性，同時使得複合材料的伸長率與AZ91D基體合金相比有不同程度的提高，這主要歸因于SiC顆粒的晶粒細化作用。②彌散強化，雖然複合材料中α-Mg的晶界處形成β-Mg17Al12脆性相，會降低合金的抗拉強度，但SiC的加入起到了阻礙位錯運動作用，使得複合材料中的β-Mg17Al12變得不連續和精細化，見圖5f，這将有助于抗拉強度的提高。③載荷傳遞，SiC顆粒與ɑ-Mg界面結合良好，在拉伸過程中較硬的SiC顆粒可以保護内部較軟的ɑ-Mg，起到了載荷傳遞作用，進而進一步提高抗拉強度，見圖8。④由于微米SiC與α-Mg基體之間的熱膨脹系數不同，引起位錯密度增加，微米尺寸SiC顆粒的存在對提高強度的貢獻主要歸因于熱失配強化和細晶強化作用，納米SiC顆粒對晶粒産生的釘紮作用更顯著，更容易分布在晶粒内部。是以納米SiC顆粒比微米SiC顆粒具有更好的Orowan強化和細晶強化作用，雙尺寸SiC顆粒的協同效應，使得少量納米和微米SiC顆粒混合的雙尺寸複合材料較單尺寸微米SiCp/AZ91D複合材料的屈服強度、抗拉強度及伸長率分别提高了15.7%、18.3%和50.0%。
圖8 AZ91D和SiCp/AZ91D複合材料力學性能
不同尺寸SiC顆粒對AZ91D合金硬度的影響見圖9。可以看出，不同尺寸SiC顆粒的複合材料相比AZ91D合金的硬度均有了大幅提升。基體合金的顯微硬度（HV）為68，當加入10 nm SiC顆粒時，該複合材料的顯微硬度為112，提升了64.7%。其原因是SiC顆粒的細晶強化作用及其細化的β-Mg17Al12與基體形成應力場，可以抵抗表面受到的壓力，進而使得受到壓力時處于晶格上的原子不容易發生偏移，宏觀上即表現為硬度的增加。同時結合圖5中XRD分析，生成的硬脆相Mg2Si也進一步提升了複合材料的硬度。
圖9 AZ91D和SiCp/AZ91D複合材料平均硬度
圖10為拉伸試驗後雙尺寸複合材料的SEM和TEM顯微組織。可以看到，斷裂主要發生在微米SiC顆粒富集區與AZ91D基體的界面處，因為與AZ91D基體相比，SiC顆粒可以承受更高的外部載荷，并且在拉伸過程中，SiC-AZ91D的界面附近的基體容易産生應力集中，進而導緻位錯活化，在微米和納米SiC顆粒周圍堆積。微米SiC顆粒與AZ91D基體存在高密度位錯，見圖10b。此外，在微米SiC顆粒附近還觀察到有大量變形孿晶，見圖10c，這說明孿晶中也出現了高密度位錯。在納米SiC顆粒周圍同樣存在高密度位錯和位錯堆積，見圖10d。
圖10 拉伸試驗後雙尺寸複合材料的SEM和TEM顯微組織
圖11為雙尺寸複合材料中SiC顆粒與AZ91D基體的TEM界面形貌。可以發現，在一些微米SiC顆粒的周圍出現了裂紋，而納米SiCp和AZ91D基體之間的界面結合較好，沒有出現裂紋。因為SiC顆粒在拉伸過程中對AZ91D基體塑性變形抗力取決于顆粒尺寸，微米SiC顆粒抵抗塑性變形的能力高于納米SiC顆粒，進而導緻了微米SiC顆粒與AZ91D基體界面的應力集中，SiCp/AZ91複合材料在拉伸過程中的不均勻變形，一些微米顆粒的邊緣可能會産生較大的應力集中，當應力大于界面結合強度時，在AZ91D基體和微米SiC顆粒之間的界面處就會出現裂紋。随着顆粒尺寸從微米減小到納米，顆粒的表面缺陷減少，導緻高的界面結合強度。另一方面，抵抗塑性變形的能力減弱，是以應力集中較小，納米SiCp與AZ91D基體界面結合良好，不易産生裂紋。
圖11 雙尺寸複合材料中SiC顆粒與AZ91D基體的TEM形貌
【主要結論】
（1）半固态機械攪拌法制備的單、雙尺寸SiCp/AZ91D的微觀形貌表明，微米和納米顆粒SiC顆粒的加入能有效減小晶粒的尺寸，并且複合材料中的β-Mg17Al12相變得不連續和細化。
（2）SiCp/AZ91D複合材料室溫力學性能均優于AZ91D基體合金。其中，力學性能最高的10 nm的SiCp/AZ91D相對于AZ91D的抗拉強度、屈服強度、伸長率、硬度分别提高了34.7%、46.7%、200%和64.7%，強度的提升主要歸因于SiC顆粒的細晶強化作用。
（3）在拉伸過程中，SiCp/AZ91D複合材料裂紋主要沿微米SiCp-AZ91D的界面擴充，而納米SiC顆粒周圍沒有出現微裂紋。