B4C/AZ91鎂基復(fù)合材料的微觀組織及力學(xué)性能研究

趙興國 ，聶慧慧 ，陳洪勝 ，張媛琦

（1.太原理工大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，山西太原030024；2.太原理工大學(xué)機(jī)械與運(yùn)載工程學(xué)院，山西太原 030024；3.山西省鎂基重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，山西太原 030024）

顆粒增強(qiáng)鎂基復(fù)合材料（P MM Cs）由于具有高的強(qiáng)度，良好的彈性模量、硬度以及耐磨性能使其成為航空航天、汽車、電子電工等領(lǐng)域潛在的應(yīng)用材料[1-3]。在鎂基復(fù)合材料中，作為顆粒增強(qiáng)體的材料主要有 SiCp、TiC、Al2O3、B4C 和 Ti B2等[4-6]。其中B4C材料密度小，僅為2.53 g/cm3，其硬度僅次于金剛石和立方氮化硼，具有良好的物理、化學(xué)穩(wěn)定性，是優(yōu)良的金屬基復(fù)合材料的顆粒增強(qiáng)體[7]，此外B4C中硼的同位素10B具有較大的熱中子吸收截面，是良好的中子吸收體，將B4C顆粒添加到鎂或鋁合金基體當(dāng)中可制備成集結(jié)構(gòu)/功能一體化的中子吸收材料。

目前，制備顆粒增強(qiáng)金屬基復(fù)合材料的方法主要有液態(tài)鑄造法、噴射沉積法、粉末冶金法以及機(jī)械合金化法[8-10]。楊國超[11]采用全液態(tài)攪拌鑄造法制備B4C/A Z91D復(fù)合材料，對該復(fù)合材料的制備工藝進(jìn)行了試驗(yàn)，試探了不同工藝因素（如：攪拌速度、攪拌溫度、攪拌器轉(zhuǎn)速等）對復(fù)合材料的顆粒分布均勻性的影響。程建峰[12]采用半固態(tài)攪拌方法制備了SiCp/A Z91鎂基復(fù)合材料，并對其進(jìn)行半固態(tài)真空熱壓及熱處理，結(jié)果表明顆粒增強(qiáng)鎂基復(fù)合材料適宜采用半固態(tài)攪拌鑄造法制備，并且具有增強(qiáng)顆粒分布均勻、顆粒沉降及團(tuán)聚現(xiàn)象控制良好、氣孔率低的特點(diǎn)。武高輝教授等人[13]采用液態(tài)濺射方法制備了SiCp/Al基復(fù)合材料，對復(fù)合材料的微觀組織和力學(xué)性能進(jìn)行了研究。X.P.Li等人[14]采用等離子放電后軋制的方法制備了SiC顆粒增強(qiáng)AA6061復(fù)合材料，制備的復(fù)合材料具有優(yōu)異的力學(xué)性能。

本文利用蒙特卡洛數(shù)值模擬方法對不同B4C顆粒含量的鎂基復(fù)合材料的中子吸收性能進(jìn)行了模擬計(jì)算，采用真空熱壓燒結(jié)方法（V HPS）制備了體積分?jǐn)?shù)為20%B4C顆粒增強(qiáng)鎂基（B4C/A Z91）復(fù)合材料，研究了燒結(jié)溫度對復(fù)合材料微觀組織和力學(xué)性能的影響。對不同燒結(jié)溫度下復(fù)合材料的致密度、硬度進(jìn)行了測試分析。采用配有能譜（EDS）的掃描電子顯微鏡（SE M）對B4C/A Z91復(fù)合材料的微觀組織進(jìn)行了分析，運(yùn)用X射線衍射儀（X R D）結(jié)合EDS對復(fù)合材料的物相進(jìn)行分析。采用萬能試驗(yàn)機(jī)對復(fù)合材料的壓縮性能進(jìn)行測試，結(jié)合SE M斷口分析對復(fù)合材料的斷裂機(jī)理進(jìn)行討論。

1 試驗(yàn)材料與方法

采用蒙特卡洛數(shù)值模擬方法對不同B4C顆粒含量的鎂基復(fù)合材料的中子吸收性能進(jìn)行模擬計(jì)算。選擇能量為0.025e V的各向同性點(diǎn)源為中子發(fā)射源，點(diǎn)源距入射面距離為13 cm，模擬試件尺寸為5 cm×5 cm，入射粒子數(shù)為8×107個(gè)，模擬過程中假設(shè)試件內(nèi)部無空洞、裂紋等缺陷，模擬過程示意圖如圖1所示。

選用A Z91鎂合金粉末為基體材料，B4C顆粒為增強(qiáng)體，A Z91鎂合金基體材料和B4C顆粒增強(qiáng)體的SE M微觀組織形貌如圖2所示，化學(xué)成分如表1和2所示。

圖1 模擬過程示意圖

圖2 SEM微觀組織形貌圖

表1 AZ91鎂合金的化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%）

表2 B4C顆粒粉末的化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%）

采用真空熱壓燒結(jié)爐對B4C/A Z91鎂基復(fù)合材料進(jìn)行燒結(jié)。燒結(jié)前按照體積分?jǐn)?shù)20%B4C顆粒進(jìn)行稱量混粉，為了防止A Z91鎂合金發(fā)生氧化，整個(gè)稱量過程在充有氬氣的手套箱中完成。將稱量好的混合粉末置于球磨機(jī)上進(jìn)行球磨混粉，球磨機(jī)轉(zhuǎn)速為300 r/min，球料比為5：1，采用氧化鋯球作為對磨材料，球磨時(shí)間為30 min.在真空燒結(jié)過程中，真空度為10 Pa，模具選用石墨模具，內(nèi)徑尺寸20 mm，燒結(jié)過程中對試驗(yàn)持續(xù)施壓，施加壓力為40 M Pa，燒結(jié)溫度分別為470℃、490℃和510℃，燒結(jié)保溫時(shí)間為5 min.

采用阿基米德排水法對不同燒結(jié)溫度下B4C/A Z91復(fù)合材料的致密度進(jìn)行測試，采用金相顯微鏡（O M）和配有能譜（EDS）的掃描電子顯微鏡（SE M）對復(fù)合材料的微觀組織形貌進(jìn)行觀察。試驗(yàn)前，采用SiC砂紙對制樣進(jìn)行打磨拋光處理，打磨拋光后將試樣置于無水乙醇當(dāng)中，防止氧化。通過X射線衍射儀結(jié)合EDS能譜對不同燒結(jié)溫度條件下復(fù)合材料內(nèi)部的物相進(jìn)行分析。運(yùn)用維氏硬度儀對復(fù)合材料的硬度進(jìn)行測試，測試過程中施加載荷為5 N，保載時(shí)間為15 s，單一試樣測試十次取平均值。通過萬能試驗(yàn)機(jī)對復(fù)合材料的壓縮力學(xué)性能進(jìn)行測試，壓縮速度為0.5 mm/min，試樣過程中每組試樣測試五組數(shù)據(jù)并取平均值，對壓縮試樣斷口采用SE M進(jìn)行觀察，結(jié)合斷口的微觀組織形貌對復(fù)合材料強(qiáng)化機(jī)理和斷裂失效機(jī)制進(jìn)行討論。

2 結(jié)果與討論

2.1 中子吸收性能、微觀組織及物相分析

圖3為鎂基復(fù)合材料中B4C顆粒含量與中子吸收率之間的關(guān)系。由圖可以看出，在同一B4C顆粒含量下，隨著材料厚度的增加，中子吸收材料的中子吸收性能呈指數(shù)上升的趨勢，中子透過率降低，中子吸收性能提高。在同一厚度條件下，隨著B4C顆粒含量的增加，中子吸收性能也隨之提高，當(dāng)B4C顆粒體積分?jǐn)?shù)為20%時(shí)，材料的中子吸收率可達(dá)90%以上，具有良好的中子吸收性能。

圖3 顆粒含量與中子透過率之間關(guān)系

對不同燒結(jié)溫度下體積分?jǐn)?shù)20%B4C/A Z91鎂基復(fù)合材料的致密度進(jìn)行測試，結(jié)果如表3所示。由表可以可知，隨著燒結(jié)溫度的升高，復(fù)合材料的致密度升高，當(dāng)燒結(jié)溫度為510℃時(shí)，B4C/A Z91鎂基復(fù)合材料的致密度可達(dá)97.19%.這是由于隨著燒結(jié)溫度的升高，基體鎂合金容易發(fā)生塑性變形，使得復(fù)合材料內(nèi)部的氣孔、裂紋減少，致密度提高。

表3 不同溫度下B4C/AZ91中子吸收復(fù)合材料密度測試

圖4為不同燒結(jié)溫度條件下，B4C/A Z91鎂基復(fù)合材料的SE M微觀組織形貌圖。由圖可以看出B4C顆粒均勻的分布在鎂合金基體當(dāng)中，未出現(xiàn)大面積的團(tuán)聚現(xiàn)象，顆粒主要分布在鎂合金基體的晶界部位，B4C顆粒與基體鎂合金之間界面結(jié)合良好。隨著燒結(jié)溫度的升高，當(dāng)燒結(jié)溫度為510℃時(shí)，在復(fù)合材料內(nèi)部基體鎂合金部位出現(xiàn)了少量的微裂紋。在復(fù)合材料承受載荷的過程中，這些微裂紋的存在會成為裂紋萌生的裂紋源，在復(fù)合材料內(nèi)部擴(kuò)展開裂，最終導(dǎo)致復(fù)合材料的宏觀失效。

圖4 不同燒結(jié)溫度下B4C/AZ91鎂基復(fù)合材料的SEM微觀組織形貌

圖5 為不同燒結(jié)溫度條件下，B4C/A Z91鎂基復(fù)合材料的X射線衍射（X R D）圖譜。由圖5可以看出，在B4C/A Z91鎂基復(fù)合材料內(nèi)部的物相主要為M g和B4C相。相關(guān)研究結(jié)果表明：在溫度分別為437℃和450℃的溫度條件下，M g和Al反應(yīng)會生成Al3M g2與Al12M g17兩種金屬間化合物，但由于在基體鎂合金中，Al元素的含量較少，Al3M g2與Al12M g17兩種金屬間化合物的X射線衍射峰值不明顯。同時(shí)B4C顆粒表面會自然的生產(chǎn)一層B2O3的氧化硼，該氧化膜的熔點(diǎn)較低為450℃，在燒結(jié)過程中，B4C顆粒表面的B2O3薄膜會與M g發(fā)生化學(xué)反應(yīng)，在B4C顆粒與基體鎂合金的界面處生成M g B2和M gO兩種化合物，界面處化合物的生成有利于顆粒與基體之間的界面結(jié)合，提高復(fù)合材料的力學(xué)性能。

圖5 B4C/AZ91鎂基復(fù)合材料的XRD圖譜

圖6 為B4C/A Z91鎂基復(fù)合材料中，B4C顆粒與基體鎂合金之間界面的微觀組織形貌和EDS線掃描能譜。由圖6a）可以看出，B4C顆粒與鎂合金基體之間的界面處未出現(xiàn)微裂紋、氣孔等缺陷，在界面處存在一層界面反應(yīng)層。由圖6b）可以看出，在界面處各個(gè)元素呈光滑過渡，未出現(xiàn)陡峭的過渡峰，在界面處O元素的含量較高，表明在界面有M gO的存在，界面反應(yīng)層厚度約為3μm.

圖6 B4C與AZ91基體界面微觀組織及EDS線掃描圖譜

2.2 力學(xué)性能分析

圖7 所示為不同燒結(jié)溫度條件下的A Z91鎂合金材料與B4C/A Z91鎂基復(fù)合材料的硬度圖。由圖可以看出，隨著燒結(jié)溫度的升高，兩種材料的硬度值幾乎沒有變化。A Z91鎂合金材料的硬度值大約為65 H V～70 H V；B4C/A Z91鎂基復(fù)合材料的硬度值大約為H V130～H V135.說明在比較小的溫度差距范圍下，溫度對材料的硬度沒有特別大的影響；但是B4C/A Z91鎂基復(fù)合材料的硬度值明顯高于純A Z91鎂合金材料，大約為純鎂合金材料的2倍，這是由于B4C屬于硬質(zhì)顆粒并且彌散地分布在A Z91鎂合金基體中，從而大大地提高了純A Z91鎂合金的硬度，起到了第二相彌散強(qiáng)化的作用。

圖7 不同溫度下AZ91鎂合金材料與B4C/AZ91鎂基復(fù)合材料的硬度

圖8 為不同燒結(jié)溫度條件下，A Z91鎂合金與B4C/A Z91鎂基復(fù)合材料壓縮的應(yīng)力-應(yīng)變曲線。從圖中可以看出，隨著燒結(jié)溫度的升高，A Z91鎂合金與B4C/A Z91鎂基復(fù)合材料的壓縮強(qiáng)度呈先升高后降低的趨勢。當(dāng)燒結(jié)溫度為490℃時(shí)，純A Z91鎂合金與B4C/A Z91鎂基復(fù)合材料的抗壓縮強(qiáng)度取得最大值，分別可以達(dá)到327 M Pa與403 M Pa，均高于470℃和510℃燒結(jié)溫度下制備的材料。這是由于在470℃的燒結(jié)溫度下，材料結(jié)合不是非常致密，因此可能產(chǎn)生比較多的裂紋源；而在510℃時(shí)，M g與Al反應(yīng)生成的脆性金屬間化合物含量過多，從而降低了材料的抗壓強(qiáng)度。但是與純A Z91鎂合金材料相比，B4C/A Z91鎂基復(fù)合材料的抗壓強(qiáng)度明顯提高，相反延伸率降低。這是由于B4C硬質(zhì)顆粒強(qiáng)化作用，提高了鎂合金的強(qiáng)度從而降低了塑性。

圖8 不同燒結(jié)溫度條件下AZ91鎂合金與B4C/AZ91鎂基復(fù)合材料的應(yīng)力-應(yīng)變曲線

圖9 為不同燒結(jié)溫度條件下，A Z91鎂合金材料的壓縮斷口微觀組織形貌圖。從圖中可以明顯看出，該材料呈脆性斷裂。產(chǎn)生這種現(xiàn)象是由于在室溫條件下，鎂合金的滑移系較少，不容易發(fā)生塑性變形，在斷口處呈現(xiàn)解理特征的45°剪切斷裂。發(fā)生斷裂的裂紋源為燒結(jié)完成后鎂合金材料產(chǎn)生孔洞的位置。

圖9 AZ91鎂合金材料的斷口微觀組織形貌

圖10 B4C/AZ91鎂基復(fù)合材料斷口微觀組織形貌

圖10 為不同燒結(jié)溫度條件下，B4C/A Z91鎂基復(fù)合材料的壓縮斷口微觀組織形貌。由圖可以看出，B4C/A Z91鎂基復(fù)合材料的斷裂呈現(xiàn)明顯的脆性斷裂。鎂基復(fù)合材料的斷裂機(jī)理與A Z91純鎂合金的斷裂機(jī)理一致，但與鎂合金材料相比，產(chǎn)生裂紋源的位置為鎂合金基體與B4C顆粒結(jié)合的界面處。

2.3 強(qiáng)化機(jī)理分析

B4C顆粒加入到鎂合金基體當(dāng)中，抗壓強(qiáng)度升高主要可以歸結(jié)為以下幾方面原因：

首先，根據(jù)文獻(xiàn)[15]，B4C顆粒與基體鎂合金的熱膨脹系數(shù)不同，隨著燒結(jié)溫度的變化，在B4C顆粒與基體鎂合金之間產(chǎn)生熱配錯(cuò)強(qiáng)化，會提高復(fù)合材料的強(qiáng)度，由熱配錯(cuò)強(qiáng)化所引起的強(qiáng)度提高Δσ1（M Pa）可由公式1進(jìn)行計(jì)算[15]：

式中，K—為比例常數(shù)；

Δα—B4C顆粒與基體的熱膨脹系數(shù)差，m/K；

ΔT—材料制備過程與室溫溫度差值，K；

G—剪切模量，M Pa；

b——柏氏矢量，

d—顆粒的平均粒徑，m；

f—顆粒含量體積分?jǐn)?shù)，%.

其次，在鎂合金基體當(dāng)中加入B4C顆粒時(shí)，根據(jù)文獻(xiàn)[16]，B4C顆粒在復(fù)合材料內(nèi)部起到了載荷傳遞的作用，在承受載荷的過程中，載荷從基體通過界面?zhèn)鬟f到B4C顆粒上，良好的界面結(jié)合強(qiáng)度是載荷傳遞的關(guān)鍵，由載荷傳遞所引起的B4C/A Z91鎂基復(fù)合材料強(qiáng)度的提高（Δσ2）可由公式（2）進(jìn)行計(jì)算[16]：

最后，根據(jù)文獻(xiàn)[1]，在基體鎂合金中加入B4C顆粒時(shí)，鎂合金基體中的位錯(cuò)在運(yùn)動過程中遇到B4C顆粒時(shí)，容易在B4C顆粒周邊塞積，形成位錯(cuò)環(huán)，阻礙位錯(cuò)運(yùn)動，有助于提高B4C/A Z91鎂基復(fù)合材料的強(qiáng)度，其強(qiáng)化效果類似于Orowan強(qiáng)化，由Orowan強(qiáng)化所引起的復(fù)合材料強(qiáng)度的提高Δσ3可由公式3進(jìn)行計(jì)算[1]：

式中，λ—為顆粒之間的距離，m.

3 結(jié)論

采用真空熱壓方法制備了B4C/A Z91鎂基復(fù)合材料，對中子吸收復(fù)合材料的中子吸收性能、微觀組織、物相以及壓縮強(qiáng)度進(jìn)行了測試與分析，具體結(jié)論如下：

1）在B4C/A Z91鎂基復(fù)合材料內(nèi)部，隨著材料厚度和B4C顆粒含量的增加，中子吸收材料的中子吸收性能提高。

2）采用真空熱壓法制備的B4C/A Z91鎂基復(fù)合材料內(nèi)部，B4C顆粒分布均勻，未出現(xiàn)明顯的裂紋、氣孔等缺陷，顆粒/基體之間界面結(jié)合良好。

3）B4C/A Z1鎂基復(fù)合材料內(nèi)部物相主要為M g和B4C，界面處存在一層界面反應(yīng)層，反應(yīng)層厚度為3μm.

4）隨著燒結(jié)溫度的提高，復(fù)合材料的壓縮強(qiáng)度呈先升高后降低的趨勢，最高可達(dá)407 M Pa，斷裂方式為脆性剪切斷裂，強(qiáng)化機(jī)理主要為熱配錯(cuò)強(qiáng)化、載荷傳遞強(qiáng)化和Orowan強(qiáng)化機(jī)理。