【文章来源】
特种铸造及有色合金2024年第44卷第4期
【引用格式】
马振星，游志勇，蒋傲雪，等. 单/双尺寸SiCp对AZ91D镁合金组织和性能的影响［J］. 特种铸造及有色合金，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.
导读
以AZ91D镁合金和平均颗粒尺寸为10 μm和10 nm的SiC颗粒分别作为基体和增强相，通过半固态机械搅拌法制备出单、双尺寸SiC颗粒增强镁基复合材料。结果显示，SiCp 体积分数为2%的10 nm SiCp/AZ91D复合材料的抗拉强度达到198 MPa，提升了34.7%，屈服强度达到113 MPa，提升了46.7%，伸长率达到6.4%，这主要由于纳米SiC颗粒的晶粒细化作用。断裂机制表明，SiCp/AZ91D复合材料裂纹主要沿微米SiCp-AZ91D的界面扩展。
【研究背景】
随着节能减排和环保要求的提高，镁及其合金的应用受到了广泛关注，但镁合金的强度较低，限制了其应用范围。SiC颗粒具有热膨胀系数小、耐磨性好、硬度高及抗氧化强性等特点，且不会与Mg形成稳定的化合物。SiCp与AZ91D镁合金相结合，保证镁合金拥有轻质优势的同时，还提高了其强度和耐磨性。二者制备的复合材料，已经被用于制备螺旋桨、导弹尾翼和气缸等，是应用最广的镁基复合材料之一。颗粒增强金属基复合材料可以获得更好的力学性能，如增加颗粒含量、改变颗粒尺寸等。
【研究亮点】
太原理工大学本研究以AZ91D镁合金为基体材料，不同尺寸及双尺寸SiC颗粒作为增强相，利用半固态机械搅拌法制备镁基复合材料，并研究单/双尺寸SiC颗粒对金属基复合材料显微组织和力学性能的影响及其强化原因，旨在为其应用提供参考。
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【研究方法】
AZ91D镁合金的化学成分见表1，根据Mg-Al合金二元相图，AZ91D合金理论固相线温度为468 ℃，液相线温度约为596 ℃，凝固温度区间约为128 ℃，抗拉强度为147 MPa，屈服强度为77 MPa，适合进行半固态成形制备。
增强相为SiC颗粒，其平均粒径分别为10 nm和10 µm，颗粒形貌见图1。由于SiC颗粒表面易于吸附水分和油污等杂质，对制备的复合材料性能会造成极大影响，因此试验前需要对SiC颗粒进行预处理。首先将SiC颗粒装入烧杯，用乙醇除去其表面杂质，然后再经反复水洗及烘干后将其放入坩埚中，在600 ℃高温下预热3 h，以改善SiC颗粒的分散性、界面结合性，消除SiC颗粒在机械搅拌过程中的团聚，使其更均匀分散到镁合金熔体中。
图1 SiC颗粒的表面形貌
本试验采用半固态机械搅拌法制备单尺寸10 µm/2% SiCp/AZ91D（S1），双尺寸10 µm SiC、10 nm SiC比例为9∶1，总量为2%（S9+M1），单尺寸10 nm/2% SiCp/AZ91D（M1）3种复合材料。用铝箔将SiC包成小球放入坩埚中，在600 ℃的电阻炉内预热30 min；将AZ91D镁合金表面打磨去掉氧化层后放入坩埚中，通入CO2和SF6的混合气体（CO2、SF6体积比为10∶1）加热至720 ℃保温30 min，待镁合金完全熔化后扒渣处理，并添加质量分数为0.4%的Ca进行阻燃；当温度下降到680 ℃时，加入预热至600 ℃的SiC颗粒，保温10 min；温度继续下降到585 ℃时，进行30 min、400 r/min的半固态搅拌，接着升温至720 ℃，保温10 min；冷却至595 ℃近液相线温度时保温30 min得到半固态坯料，最后浇注到预热至300 ℃的模具中，得到半固态SiCp/AZ91D复合材料。
经线切割加工将材料制成矩形标准拉伸试样，尺寸见图2。采用UTM5105万能试验机对SiCp/AZ91D复合材料试样进行拉伸试验，加载速度为1 mm/min，取3次测量结果的平均值。通过记录的拉伸试验数据，确定复合材料的抗拉强度、屈服强度及伸长率。利用ZEM20型扫描电镜和Talos F200X型TEM观察不同尺寸SiC颗粒的形貌、分布情况，测定材料的平均晶粒尺寸，结合EDS能谱对微区成分进行分析，利用Bruker D8 ADVANCE X射线衍射仪确定复合材料相的组成。
图2 拉伸试样尺寸
【图文解析】
图3为AZ91D和不同尺寸SiCp/AZ91D复合材料的显微组织。可以看出，添加SiC颗粒后，SiCp/AZ91D复合材料中的晶粒得到了细化，大多数SiC颗粒沿晶界偏析，主要是由于复合材料的微观结构由熔化和凝固阶段决定。在熔化阶段，半固态搅拌分散了SiC颗粒，使其作为Mg晶粒的形核参与凝固过程，同时由于液体/固体界面的推动作用，导致SiC颗粒在凝固过程中的重新分布，最终SiC颗粒倾向于聚集在晶界区域，而位于晶界的SiC颗粒的钉扎效应可以限制基体材料的晶粒生长，使得复合材料的晶粒得到细化。此外，纳米SiC颗粒可以提供高能界面，有利于新晶粒的形核。从图3b和图3d可以看出，在10 µm SiCp/AZ91D复合材料及双尺寸SiCp/AZ91D复合材料中，SiC颗粒分布较为均匀，没有明显SiC颗粒团聚现象出现。从图3c发现，10 nm SiCp/AZ91D复合材料中，大部分SiC颗粒分布相对均匀，部分SiC颗粒出现了团聚现象，原因可能是纳米SiC颗粒团聚到一定尺寸后，表面作用能下降，此时在搅拌力作用下难以均匀分散。因此，需要进一步提高纳米SiC颗粒的分散性。
图3 AZ91D和不同尺寸SiCp/AZ91D复合材料的显微组织
采用Image Pro-Plus 6.0软件测量腐蚀后复合材料的晶粒尺寸，见图4，统计结果与图3中的光学显微组织变化规律相符。相对于基体合金，微米、双尺寸及纳米SiCp/AZ91D复合材料中的晶粒分别减小了28.1%、39.8%和49.1%。对双尺寸SiCp/AZ91D复合材料进行XRD分析，见图5。可以看出，双尺寸SiCp/AZ91D复合材料组成相主要是α-Mg和第二相β-Mg17Al12。
图4 不同尺寸SiCp/AZ91D复合材料晶粒尺寸
图5 双尺寸SiCp/AZ91D复合材料的XRD图谱
图6为双尺寸SiCp/AZ91复合材料的SEM显微组织及成分分析。可以发现，SiC颗粒分布在复合材料的晶界上，见图6a。根据图6f和图6g中Mg和Al的摩尔比，可以确定图6b中A点为α-Mg相，B点为β-Mg17Al12相，β-Mg17Al12呈网状无规则地分布在晶界处。与AZ91D合金相比，SiCp/AZ91D复合材料中的β-Mg17Al12相变得不连续和细化，由块状变成片状，并且由晶界向晶内区域延伸嵌入α-Mg基体中，见图6c和图6d。图6e和图6h也进一步证实，大多数纳米SiC颗粒以团簇的形式分布在微米SiC颗粒周围，这可能是由颗粒之间的黏合或颗粒互锁引起的。
图6 双尺寸SiCp/AZ91复合材料的SEM显微照片及成分分析
图7 双尺寸SiCp/AZ91复合材料的TEM显微照片
图7为双尺寸SiCp/AZ91复合材料的TEM照片。可以看出，微米SiC颗粒与Mg基体之间有一个洁净的表面，在界面上没有发现气孔及界面反应产物。纳米SiC颗粒分布在微米SiC颗粒周围，这与SEM观察一致，在微米SiC颗粒附近的区域中没有观察到纳米SiC颗粒的团聚，这表明纳米SiC颗粒与复合材料中的基体结合良好。从图7d可以看出，纳米SiC颗粒属于面心立方结构的β-SiCp。然而，［011-0］区轴可以观察到微米SiCp属于六方结构的α-SiCp，见图7e。
图8为AZ91D合金及不同尺寸的SiC颗粒对复合材料室温力学性能的影响。可以看出，不同尺寸SiCp的加入使得复合材料的力学性能较AZ91D基体有不同程度的提高，原因包括：①细晶强化 晶粒尺寸会显著影响复合材料的屈服强度，见图3。复合材料的屈服强度随着晶粒尺寸的减小而增加，10 nm SiCp/AZ91D复合材料的屈服强度较AZ91D基体合金提高了46.7%；SiC颗粒的加入提高了复合材料的韧性，同时使得复合材料的伸长率与AZ91D基体合金相比有不同程度的提高，这主要归因于SiC颗粒的晶粒细化作用。②弥散强化，虽然复合材料中α-Mg的晶界处形成β-Mg17Al12脆性相，会降低合金的抗拉强度，但SiC的加入起到了阻碍位错运动作用，使得复合材料中的β-Mg17Al12变得不连续和精细化，见图5f，这将有助于抗拉强度的提高。③载荷传递，SiC颗粒与ɑ-Mg界面结合良好，在拉伸过程中较硬的SiC颗粒可以保护内部较软的ɑ-Mg，起到了载荷传递作用，从而进一步提高抗拉强度，见图8。④由于微米SiC与α-Mg基体之间的热膨胀系数不同，引起位错密度增加，微米尺寸SiC颗粒的存在对提高强度的贡献主要归因于热失配强化和细晶强化作用，纳米SiC颗粒对晶粒产生的钉扎作用更显著，更容易分布在晶粒内部。因此纳米SiC颗粒比微米SiC颗粒具有更好的Orowan强化和细晶强化作用，双尺寸SiC颗粒的协同效应，使得少量纳米和微米SiC颗粒混合的双尺寸复合材料较单尺寸微米SiCp/AZ91D复合材料的屈服强度、抗拉强度及伸长率分别提高了15.7%、18.3%和50.0%。
图8 AZ91D和SiCp/AZ91D复合材料力学性能
不同尺寸SiC颗粒对AZ91D合金硬度的影响见图9。可以看出，不同尺寸SiC颗粒的复合材料相比AZ91D合金的硬度均有了大幅提升。基体合金的显微硬度（HV）为68，当加入10 nm SiC颗粒时，该复合材料的显微硬度为112，提升了64.7%。其原因是SiC颗粒的细晶强化作用及其细化的β-Mg17Al12与基体形成应力场，可以抵抗表面受到的压力，从而使得受到压力时处于晶格上的原子不容易发生偏移，宏观上即表现为硬度的增加。同时结合图5中XRD分析，生成的硬脆相Mg2Si也进一步提升了复合材料的硬度。
图9 AZ91D和SiCp/AZ91D复合材料平均硬度
图10为拉伸试验后双尺寸复合材料的SEM和TEM显微组织。可以看到，断裂主要发生在微米SiC颗粒富集区与AZ91D基体的界面处，因为与AZ91D基体相比，SiC颗粒可以承受更高的外部载荷，并且在拉伸过程中，SiC-AZ91D的界面附近的基体容易产生应力集中，从而导致位错活化，在微米和纳米SiC颗粒周围堆积。微米SiC颗粒与AZ91D基体存在高密度位错，见图10b。此外，在微米SiC颗粒附近还观察到有大量变形孪晶，见图10c，这说明孪晶中也出现了高密度位错。在纳米SiC颗粒周围同样存在高密度位错和位错堆积，见图10d。
图10 拉伸试验后双尺寸复合材料的SEM和TEM显微组织
图11为双尺寸复合材料中SiC颗粒与AZ91D基体的TEM界面形貌。可以发现，在一些微米SiC颗粒的周围出现了裂纹，而纳米SiCp和AZ91D基体之间的界面结合较好，没有出现裂纹。因为SiC颗粒在拉伸过程中对AZ91D基体塑性变形抗力取决于颗粒尺寸，微米SiC颗粒抵抗塑性变形的能力高于纳米SiC颗粒，从而导致了微米SiC颗粒与AZ91D基体界面的应力集中，SiCp/AZ91复合材料在拉伸过程中的不均匀变形，一些微米颗粒的边缘可能会产生较大的应力集中，当应力大于界面结合强度时，在AZ91D基体和微米SiC颗粒之间的界面处就会出现裂纹。随着颗粒尺寸从微米减小到纳米，颗粒的表面缺陷减少，导致高的界面结合强度。另一方面，抵抗塑性变形的能力减弱，因此应力集中较小，纳米SiCp与AZ91D基体界面结合良好，不易产生裂纹。
图11 双尺寸复合材料中SiC颗粒与AZ91D基体的TEM形貌
【主要结论】
（1）半固态机械搅拌法制备的单、双尺寸SiCp/AZ91D的微观形貌表明，微米和纳米颗粒SiC颗粒的加入能有效减小晶粒的尺寸，并且复合材料中的β-Mg17Al12相变得不连续和细化。
（2）SiCp/AZ91D复合材料室温力学性能均优于AZ91D基体合金。其中，力学性能最高的10 nm的SiCp/AZ91D相对于AZ91D的抗拉强度、屈服强度、伸长率、硬度分别提高了34.7%、46.7%、200%和64.7%，强度的提升主要归因于SiC颗粒的细晶强化作用。
（3）在拉伸过程中，SiCp/AZ91D复合材料裂纹主要沿微米SiCp-AZ91D的界面扩展，而纳米SiC颗粒周围没有出现微裂纹。