文章编号: 1004-0609(2004)10-1648-05
n-SiCp/MB2复合材料组织与力学性能
陈培生1, 薛 烽2, 李子全1, 王 蕾1, 孙扬善2
(1. 南京大学 物理系, 南京 210093; 2. 东南大学 材料科学与工程系, 南京 210096)
摘 要: 采用纳米级颗粒增强的镁基复合材料可望比微米级复合材料具有更好的力学性能。 采用纳米n-SiCp作为增强体, 复合粉体经机械合金化、 真空热压和热挤压得到了致密的n-SiCp/MB2镁基复合材料。 进行了热挤压态组织观察, 测试了挤压态复合材料的气孔率、 硬度、 常温和高温力学性能。 结果表明: 制备的n-SiCp/MB2复合材料致密且SiCp分布均匀, 增强体/基体界面结合良好, 基体中无明显的位错, 基体晶粒尺寸小于300nm; 复合材料的硬度、 常温和高温力学性能比基体合金的高, 但塑性下降; 复合材料拉伸断口存在韧窝, 高温拉伸断口上的韧窝更深。
关键词: 镁; 碳化硅; 复合材料 中图分类号: TG146.2
文献标识码: A
Structure and properties of n-SiCp/MB2 magnesium matrix composites
CHEN Pei-sheng1, XUE Feng2, LI Zi-quan1, WANG Lei1, SUN Yang-shan2
(1. Department of Physics, Nanjing University, Nanjing 210093, China; 2. Department of Materials Science and Engineering, Southeast University, Nanjing 210096, China)
Abstract: n-SiCp/MB2 magnesium matrix composites are fabricated by mechanical alloying, vacuum hot-press and hot extrusion, because it is possible that the composites may have better properties for using smaller nanoparticles as reinforcement. The cavity, hardness, mechanical properties at room and elevated temperatures of the as-extruded composites were tested. Microstructural observation shows that the SiC nanoparticle is uniformly distributed, the n-SiCp/Mg interface is bonded very well, and there are no microcavity, reactive product and dislocations in the matrix alloy near the interface area. The grain size of n-SiCp/MB2 composites is smaller than 300nm and also smaller than that of MB2 alloy. Hardness, tensile properties at room and elevated temperatures of the as-extruded composites are higher than those of MB2 alloy; but the plasticity decreases. Small size dimples and little amount of SiCp are obsreverd on the fracture surface, and the dimples become more deep with the tensile temperature increasing.
Key words: magnesium; silicon carbide; composite
镁基复合材料具有高的比强度、 比刚度、 阻尼性能、 耐磨性及耐高温性能, 因而在对轻质高强材料需求迫切的航空航天、 汽车等高技术领域中具有良好的应用前景。 对非连续增强体增强镁基复合材料的制备、 力学性能、 耐磨性、 界面反应和结构等进行了较多的研究[1-8], 大多采用微米级增强体。 尺寸较大的增强体在稳定基体组织和提高性能的同时也不同程度地产生了界面应力集中现象, 易于在变形过程中造成界面裂纹。 纳米材料具有独特性能而成为近来的研究热点[9 ], 采用纳米增强体增强的镁基复合材料可望集纳米材料和复合材料于一身, 降低复合材料界面的应力集中, 使复合材料性能得到进一步的提高, 但是纳米增强体的分散均匀性是一个关键问题。 镁基储氢材料的高能球磨已有研究[7, 10-14], 且机械合金化是制备纳米晶材料的有效方法[15], 采用机械合金化方法制备镁基复合材料具有可行性。 本文作者研究了纳米SiCp增强的n-SiCp/MB2镁基复合材料, 复合粉体经机械合金化、 真空热压和热挤压得到致密的纳米SiCp 增强的n-SiCp/MB2镁基复合材料, 对挤压态组织进行观察, 测试了挤压态复合材料的硬度、 常温和高温力学性能。
1 实验
复合材料基体的主要原材料采用纯金属粉末, 纯度分别为Mg 99.9%、 Zn 99.8%、 Al 99.5%, Mn, Cu以合金微粒的形式加入。 增强体为气相法合成的SiC颗粒, 纯度高、 外形光顺, 平均直径为50nm。 SiC颗粒的体积分数为6%和10%。 复合材料在QM-1SP4行星式球磨机上进行机械合金化, 转速为350r/min, 时间为25h。 充高纯Ar气的真空球磨罐的容积为500mL, 材料为1Cr18Ni9不锈钢, 磨球为淬火钢球, 球料质量比为15∶1。 复合粉体随后放入真空热压炉中进行压实, 压实前经过充分的真空脱气, 真空热压条件为380℃, 压力210MPa和真空度7×10-4 Pa。 热压坯料再在YX32-315F型液压机上挤压成d6mm的圆棒, 挤压比λ=36, 挤压温度为330℃。
挤压棒精车成标距为8mm的拉伸试样, 在CSS-2202型电子万能试验机上进行力学性能测试。 高温短时拉伸采用WT-80可编程温度测量控制仪控温, 试样在温度为150℃ 和250℃下保温4min后拉伸。 硬度测量使用HV1-10A型低负荷维氏硬度计。 采用Olympus金相显微镜进行金相观察, 在Hitachi X-650和LEO 1530 VP扫描电镜上进行断口形貌分析。 TEM分析试样用精密离子抛光系统 PIPS: GATAN Model 691进行离子减薄, 由JEOL JEM-2010 with EDS: Noran Vantage DS透射电子显微镜进行分析, 图像结果由CCD: GATAN 794记录。
2 结果与讨论
2.1 n-SiCp/MB2复合材料的组织
通过对机械合金化、 真空热压和热挤压的过程参数的优化, 制备出的n-SiCp/MB2镁基复合材料在SEM下观察, SiC颗粒分布基本均匀, 无明显团聚(图1所示), 初步观察复合材料的组织均匀细小。 在机械合金化过程中, 由于Mg不断地被粉碎焊合, 使纳米SiCp逐步实现均匀分布于基体粉末中。 随后的真空热压温度为300~450℃, 根据复合材料的硬度、 致密度和基体的晶粒尺寸的关系, 优选为380℃。 过低的热压温度使基体中存在难以焊合的微孔, 复合材料的硬度不高。 随热压温度增加, 复合材料的硬度上升。 但在过高的烧结温度条件下, 由于Mg的蒸汽压高, 出现蒸发而使复合材料的局部组织疏松, 复合材料的硬度增加不明显。 在真空烧结温度为380℃的条件下, 不存在液态复合材料凝固过程颗粒受到基体枝晶推挤(Pushing)而出现的晶界聚积, 因而复合材料中的n-SiCp分布均匀。 经330℃的热挤压后, 复合材料中n-SiC颗粒分布更趋均匀。 所测量复合材料的致密度都大于99.5%, 表明热形变处理使复合材料更趋致密, 存在于热压态复合材料中的微孔得到进一步的焊合。
图1 挤压态6%n-SiCp/MB2复合材料的显微组织
Fig.1 Microstructure of 6%n-SiCp/MB2 composite
在透射电镜下观察复合材料中的界面表明: 挤压后的n-SiCp/MB2复合材料中, SiC颗粒外形光顺, SiC颗粒与基体的界面结合较好(见图2(a)), 未见微空洞及界面反应物生成, SiC颗粒周围基体中也没有明显的位错存在。 挤压态复合材料基体的晶粒尺寸不很均匀, 平均小于300nm (见图2(b))。 高分辨率下也未见微空洞及界面反应物生成(见图2(c))。
图2 TEM下的6%n-SiCp/MB2复合材料形态
Fig.2 TEM morphology and microstructure of as-extruded 6%n-SiCp/MB2 composite
已有研究表明: 采用液相法制备复合材料时, SiCp可以作为初生相结晶晶核, SiCp与Mg具有良好的物理润湿性和相容性。 界面结构的研究表明存在界面反应物[1, 3 ]。 机械合金化过程中纳米SiCp不断受到磨球的作用, SiCp表面得到洁净, 对n-SiCp/MB2复合材料的界面结合有利; 同时去除了SiCp表面上可能存在的能够与Mg反应的物质, 最终n-SiCp/Mg界面上不再有界面反应物生成, 且纳米SiCp与基体Mg的界面结合良好。
n-SiCp周围基体中没有明显的位错存在, 这与以往的微米级增强体周围基体中存在高密度的位错明显不同[4]。 主要是由于本研究采用较低的热压和挤压温度, 并且n-SiC颗粒也限制了基体晶粒的长大, 部分晶粒尺寸达到纳米尺度, 晶界密度很高, 挤压后冷却过程中产生的位错很容易消失。 增强体尺寸由微米级减小到纳米级, 使得基体中的位错、 基体晶粒尺寸和界面结构都发生了明显变化, 必将对复合材料的力学性能、 变形机制和强化机理产生影响, 进一步的工作正在进行中。
2.2 力学性能
纳米SiCp的分布、 界面结合状况和基体晶粒度决定了复合材料的力学性能, 工艺条件尤其是温度对热压态6%n-SiCp/MB2复合材料硬度的影响最为明显。 试验表明, 热压态6%n-SiCp/MB2复合材料的硬度随热压温度的增加而增加, 到380℃以后, 硬度随热压温度的提高增加很小。
对经过380℃真空热压和330℃热挤压后的MB2合金和n-SiCp/MB2复合材料的硬度进行测量, 结果如表1所示: 6%n-SiCp/MB2复合材料的硬度为Hv110.2, 明显高于基体合金硬度; 含有10%SiC 的n-SiCp/MB2复合材料的硬度更高, 这显然是n-SiCp的贡献。 相同材料的挤压态硬度又比热压态硬度高。 挤压态复合材料硬度值的提高与挤压态所用的压力比热压时压力大, 挤压后复合材料的组织更加均匀、 致密度得到提高有关。
表1 MB2及n-SiCp/MB2的硬度值
Table 1 Hardness(Hv) of MB2 alloy and n-SiCp/MB2 composites
表2所示为基体合金和复合材料的室温、 150℃和250℃拉伸性能结果。 可见n-SiCp/MB2复合材料的强度与基体合金相比都得到提高, 但延伸率下降; 随拉伸温度的升高, 塑性明显提高, 强度逐渐降低。 250℃拉伸的强度仍然在110MPa以上, 显示了复合材料较好的高温性能。 在试验的力学性能测试条件下复合材料的塑性明显低于基体合金的。 表2中10%n-SiCp/MB2材料的强度略低于6%n-SiCp/MB2的, 表明强度并不是与纳米颗粒的含量成简单的线性关系, 这里6%n-SiCp含量更适合于复合材料强度的提高。 n-SiCp/MB2复合材料的延伸率受n-SiCp含量、 温度和应变速率等变形条件的影响较大。
表2 挤压态MB2及n-SiCp/MB2的室温、 150℃和250℃拉伸性能
Table 2 Mechanical properties of extruded MB2 alloy and composites at different temperatures
复合材料强度的提高与n-SiCp的增强作用以及具有良好的界面结合密切相关。 大量纳米SiCp的存在和由此引入的界面, 使得塑性变形过程中的滑移变得困难, 塑性相应下降。 挤压态n-SiCp/MB2复合材料中SiCp分布较均匀, 组织致密, 基体晶粒得到细化, 这也促进了复合材料强度与硬度的提高。 在多种复合材料强化的机理中, 根据前文的HREM观察认为n-SiCp的弥散强化可能是n-SiCp/MB2力学性能提高的主要原因。
2.3 断口分析
图3所示为6%n-SiCp/MB2复合材料在室温、 150℃和250℃拉伸断口形貌。 在低倍下观察到复合材料的室温拉伸断口(图3(a))存在一定的塑性断裂特征。 n-SiCp/MB2的150℃拉伸断口形貌在高倍下观察(图3(b))发现: 基体合金经过很大的塑性变形, n-SiCp或存在于断面的韧窝中或嵌入处于撕裂岭的基体中, n-SiCp与基体的界面结合良好。 n-SiCp/MB2的250℃拉伸断口形貌(图3(c))在高倍下观察与150℃拉伸断口形貌(图3(b))存在明显差异, 250℃拉伸时基体的塑性变形与协调变形能力进一步增强, 塑性明显提高。 变形区域在试样的轴向扩展, 最终的拉伸断口存在更大更深的塑性变形空洞, 在这一过程中n-SiCp和基体的结合一直是紧密的。 大量均匀分布的n-SiCp使复合材料[CM(22]组织致密, 基体晶粒细化(平均晶粒尺寸约300nm得到进一步的证实), 这也促进了复合材料强度与硬度的提高, 但也使得复合材料的塑性下降。
图3 6%n-SiCp/MB2复合材料在不同拉伸温度时的断口形貌
Fig.3 Fractographs of 6%n-SiCp/MB2 composites at various tensile temperatures
3 结论
1) 经机械合金化、 真空热压和热挤压得到了致密的纳米SiCp 增强的n-SiCp/MB2镁基复合材料。
2) 复合材料的增强体/基体界面结合良好, 无界面反应物生成, 基体中无明显的位错, 基体晶粒度小于300nm。
3) 与基体相比, n-SiCp/MB2复合材料硬度和强度均得到提高。
4) 随拉伸温度的升高, 复合材料的塑性明显提高, n-SiCp和基体的界面结合紧密。
REFERENCES
[1] 金头男, 聂祚仁, 李斗星. 浸渍/挤压(SiCw+B4Cp)/Mg(AZ91)复合材料的界面特征[J]. 中国有色金属学报, 2002, 12(4): 284-289.
JIN Tou-nan, NIE Zuo-ren, LI Dou-xing. Interfacial characteristic in (SiCw+B4Cp)/Mg(AZ91) magnesium alloy composite[J]. The Chinese Journal of Nonferrous Metals, 2002, 12(4): 284-289.
[2] ZHAO Min, WU Kun, YAN Feng, et al. Superplasticity in magnesium-based composite[J]. Trans Nonferrous Met Soc China, 2003, 13(Spec. issue): 195-197.
[3] 陈玉喜, 李斗星, 张国定. (SiCw+B4Cp)/MB15Mg基复合材料的微观结构[J]. 金属学报, 2000, 36(11): 1229-1232.
CHEN Yu-xi, LI Dou-xing, ZHANG Guo-Sding. Microstructure studies of a (SiCw+B4Cp)/MB15 magnesium alloy matrix composite[J]. Acta Metallugica Sinica, 2000, 36(11): 1229-1232.
[4] 陈培生, 孙扬善, 蒋建清, 等. SiC/MB2复合材料高应变速率超塑性变形的空洞行为[J]. 中国有色金属学报, 2002, 12(1): 140-4.
CHEN Pei-sheng, SUN Yang-shan, JIANG Jian-qing, et al. Cavity behavior of SiC/MB2 magnesium matrix composites during high strain rate superplasticity deformation[J]. The Chinese Journal of Nonferrous Metals, 2002, 12(1): 140-144.
[5] Lim S W, Imai T, Nishida Y, et al. High strain rate superplasticity of TiC particulate reinforced magnesium alloy composite by vortex method[J]. Script Metall, 1995, 32(11): 1713-1717.
[6] Wang H Y, Jiang Q C, Li X L, et al. In situ synthesis of TiC/Mg composites in molten magnesium[J]. Scr Mater, 2003, 48(9): 1349-1354.
[7] 陈 东, 陈廉, 刘实, 等. 新型复合材料Mg/MWNTs的储放氢性能[J]. 中国有色金属学报, 2003, 13(4): 850-853.
CHEN Dong, CHEN Lian, LIU Shi, et al. Hydrogen adsorption/desorption property of advance composite Mg/MWNTs[J]. The Chinese Journal of Nonferrous Metals, 2003, 13(4): 850-853.
[8] 董 群, 陈礼清, 赵明久, 等. 碳颗粒尺寸对自发渗透原位制备TiCp/Mg微观组织的影响[J]. 中国有色金属学报, 2004, 14(4): 614-619.
DONG Qun, CHEN Li-qing, ZHAO Ming-jiu, et al. Effect of carbon particle size on microstructures of TiCp/Mg reinforced magnesium matrix composites by in situ reactive infiltration process[J]. The Chinese Journal of Nonferrous Metals, 2004, 14(4): 614-619.
[9] 卢 柯, 卢 磊. 金属纳米材料力学性能的研究进展[J]. 金属学报, 2000, 36(8): 785-789.
LU Ke, LU Lei. Progress in mechanical properties of nanocrystalline materials[J]. Acta Metallugica Sinica, 2000, 36(8): 785-789.
[10] 房文斌, 张文丛, 于振兴, 等. 镁基储氢材料的研究进展[J]. 中国有色金属学报, 2002, 12(5): 853-862.
FANG Wen-bin, ZHANG Wen-cong, YU Zheng-xin, et al. Recent development of Mg-based hydrogen storage material[J]. The Chinese Journal of Nonferrous Metals, 2002, 12(5): 853-862.
[11] 王尔德, 胡连喜. 机械合金化纳米晶材料研究进展[J]. 粉末冶金技术, 2002, 20(2): 135-139.
WANG Er-de, HU Lian-xi. Research progress in Nano-crystalline materials by mechanical alloying [J]. Powder Metallurgy Technology, 2002, 20(2): 135-139.
[12] CAO Peng, LI Lu, MAN On LAI. Fabrication and characteristics of magnesium alloys produced via powder metallurgy[J]. Trans Nonferrous Met Soc China, 2000, 10(6): 757-760.
[13] Wang L, Qin X Y. The effect of mechanical milling on the formation of nanocrystalline Mg2Si through solid-state reaction[J]. Scr Mater, 2003, 49(3): 243-248.
[14] Gao Y, Zeng M Q, Li B L, et al. Solid state reaction and formation of nano-phase composite hydrogen storage alloy by mechanical alloying of MmNi3.5-(Co MnAl)1.5 and Mg[J]. J Mater Sci, 2003, 38(11): 2499-2504.
[15] 范景莲, 汪登龙, 黄伯云. MA制备W-Ni-Fe纳米复合粉末工艺优化[J]. 中国有色金属学报, 2004, 14(1): 6-12.
FAN Jing-lian, WANG Deng-long, HUANG Bai-yun, et al. Optimzation on mechanical alloying process of 90W-7Ni-3Fe nano-crystalline composite powder[J]. The Chinese Journal of Nonferrous Metals, 2004, 14(1): 6-12.
基金项目: 国家自然科学基金资助项目(50201006、 59571004)
收稿日期: 2004-03-16; 修订日期: 2004-06-21
作者简介: 陈培生(1968-), 男, 副教授, 博士.
通讯作者: 陈培生, 电话: 025-84892860; E-mail: chenpeisheng@nuaa.edu.cn
(编辑 吴家泉)
