劉洪旭 李彩霞 張洋 閆志峰

摘 要：為了研究不同SiCp含量對AZ91D鎂合金的強(qiáng)化機(jī)理，采用掃描電子顯微鏡測定了各相的微觀結(jié)構(gòu)組織形貌和分布特征。同時，結(jié)合X射線衍射分析結(jié)果，探究其強(qiáng)化機(jī)制。結(jié)果表明，納米SiCp加入使基體組織變?yōu)橹鶢罹Ш蜆渲?。納米SiCp的加入可以顯著改善基體結(jié)構(gòu)。在本次實(shí)驗中，納米SiCp的含量與晶粒尺寸成反比。當(dāng)納米SiCp質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.5%時，AZ91D鎂合金的晶粒細(xì)化效果特別顯著，此時晶粒尺寸達(dá)到103.05 μm。適量的納米SiCp可以改善AZ91D鎂合金的力學(xué)性能，但抗拉強(qiáng)度隨著增強(qiáng)體含量先增加后減少。當(dāng)增強(qiáng)體含量為0.5%時，拉伸強(qiáng)度達(dá)到最大值。

關(guān)鍵詞：納米SiCp;AZ91D鎂合金;微觀組織;力學(xué)性能

DOI：10.15938/j.jhust.2021.03.018

中圖分類號： TG146.2+2;TB333

文獻(xiàn)標(biāo)志碼： A

文章編號： 1007-2683（2021）03-0121-06

Effect of Nano SiC on Microstructure and Properties

of AZ91D Magnesium Alloy

LIU Hong-xu1， LI Cai-xia1， ZHANG Yang1， YANG Zhi-feng2

（1.School of Material Science and Engineering，Harbin University of Science and Technology， Harbin 150040， China;

2.Harbin Solid State Electronics Co.， Ltd.， Harbin 150040， China）

Abstract：In order to study the effect of different SiCp content on the microstructure and properties of AZ91D alloy， the effects of SiCp on the as-cast microstructure and mechanical properties of AZ91D magnesium alloy were investigated by means of metallographic microscope， scanning electron microscopy and X-ray diffraction analysis. The average grain size and area of the composites were determined. The results show that， in this experiment， the higher the content of SiCp， the smaller the size of the crystal grains. Adding proper amount of SiCp can improve the microstructure of AZ91D magnesium alloy and improve its mechanical properties. In this experiment， when the SiCp content is 0.5%， the grain refining effect of the AZ91D magnesium alloy Is most obvious， and the grain size is 103.05μm. The addition of SiCp can also improve the tensile strength， elongation and hardness of AZ91D magnesium alloy. The tensile strength， elongation and hardness of the alloy are 218.34MPa， 6.17% and 78.42HV.

Keywords：SiC nanoparticles; AZ91D magnesium alloy; microstructure; mechanical properties

0 引 言

作為最輕的高性能結(jié)構(gòu)材料之一，具有高的比強(qiáng)度和比剛度的鎂合金廣泛應(yīng)用于汽車、電子電器、國防軍工和航空航天等領(lǐng)域，被譽(yù)為21世紀(jì)的綠色結(jié)構(gòu)材料[1-3]。然而，鎂是一種緊密堆垛的六方晶體結(jié)構(gòu)，其滑移系相對較少，這會影響鎂合金的塑性變形能力、常溫力學(xué)性能、高溫強(qiáng)度和蠕變性能[3]。晶粒細(xì)化是提高鎂合金塑性變形能力的一種手段，有助于提高鎂合金性能[4-6]。納米SiCp作為鎂基復(fù)合材料的主要增強(qiáng)相，具有良好的耐磨性、抗沖擊性、抗氧化性能[7]。SiCp能夠提升鎂合金的機(jī)械性能[8-12]。在鎂合金中加入1.5 %的納米SiCp，復(fù)合材料的屈服強(qiáng)度、伸長率和硬度分別由85MPa、4.1%和73.6HV提高到124MPa、6.7%和91.5HV[12]。在AZ91D鎂合金中加入0.2%的納米SiCp，AZ91D合金的平均晶粒尺寸從鑄態(tài)480μm降到124μm[13]。在鎂合金中添加1%的納米SiCp，復(fù)合材料的抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度和伸長率分別由123、65MPa和2.2%提高到170、80MPa和6.5%[14]。添加石墨烯納米片的鎂合金，其抗拉強(qiáng)度、伸長率和硬度等性能都有所提高[15]。

根據(jù)上述分析，選用應(yīng)用廣泛的AZ91D鑄造鎂合金，通過加入不同含量的納米SiCp，研究AZ91D合金顯微組織和力學(xué)性能。

1 試驗材料與方法

選擇的基體為AZ91D鎂合金，增強(qiáng)體顆粒為50nm的納米SiCp，同時使用RJ-2號覆蓋劑，防止基體鎂合金過度燃燒。將該合金在720℃下保溫30min，然后倒入預(yù)熱至200℃的金屬模具中，并在室溫下冷卻。腐蝕劑選用4%硝酸酒精，腐蝕時間為5s。鎂合金鑄錠加工成1平方厘米的小正方形塊，然后用不同型號的砂紙打磨完后，用1.5μm的Al2O3懸濁液作為拋光劑，尼絨布作為拋光布，進(jìn)行拋光，經(jīng)腐蝕液腐蝕完成后，F(xiàn)EI-SIRION掃描電鏡（SEM）用于觀察顯微組織，通過JEM-2100型透射電子顯微鏡進(jìn)行組織結(jié)構(gòu)分析，采用Gatan-600型離子束雙噴減薄儀對試樣進(jìn)行減薄。在CSS-44300萬能試驗機(jī)上測試力學(xué)性能，應(yīng)變速率為0.028s-1。拉伸試樣尺寸如圖1所示。

2 試驗結(jié)果及分析

2.1 顯微組織分析

鑄態(tài)顯微組織SEM圖如圖2所示。納米SiCp的加入改變了合金組織的微觀結(jié)構(gòu)，白色第二相β-Mg17Al12均在晶界處析出。在不含納米SiCp的AZ91D鎂合金中，顯微組織由粗大的α-Mg和不連續(xù)網(wǎng)狀分布的β-Mg17Al12組成，當(dāng)加入質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.25%的納米SiCp時，合金的晶粒尺寸明顯變小，主要以長條的柱狀晶為主，且在晶界處析出較多的白色顆粒狀第二相（圖2（b））。當(dāng)納米SiCp的質(zhì)量分?jǐn)?shù)增長為0.5%時，合金晶粒尺寸繼續(xù)變小，以長條狀分布的α-Mg相轉(zhuǎn)變?yōu)闃渲?。沿晶界分布的?Mg17Al12相顆粒顯著增加，如圖2（c）所示。隨著納米SiCp的含量繼續(xù)增加，合金組織的晶粒尺寸繼續(xù)減小，但變化速度明顯降低，如圖2（d），2（e）所示。合金組織晶粒尺寸減小的原因可能是納米SiCp可以作為異質(zhì)形核核心，因為α-Mg和納米SiCp之間的錯配度很小（約為4%）[16-18]，初生的α-Mg相可以在納米SiCp上形核，并且納米SiCp的存在抑制了晶粒生長，使得復(fù)合材料的晶粒顯著細(xì)化，起到細(xì)晶強(qiáng)化的效果。圖2（d），2（e）中晶粒尺寸減小速度下降的原因可能是納米SiCp具有較高的比表面能，由于加入量過大且攪拌不均勻從而發(fā)生團(tuán)聚現(xiàn)象，影響晶粒的細(xì)化效果。因此，添加適量的納米SiCp可以細(xì)化晶粒，并增加組織均勻性、改善合金性能。

圖3為AZ91D-質(zhì)量分?jǐn)?shù)0.5%SiCp中元素的面分布，質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.5%SiC/AZ91D合金中，α-Mg基體中Al元素主要集中在晶界，呈半連續(xù)分布，Si均勻分布于基體中，并且僅發(fā)生少量聚集現(xiàn)象。Al主要分布在晶界處，因為第二相粒子β-Mg17Al12在晶界處析出。少量的Al分布于晶界的邊緣，同時Al的含量從晶粒內(nèi)部到晶界處呈遞增趨勢。根據(jù)Al元素分布的變化特征，Mg17Al12由晶粒內(nèi)向晶粒外析出。由于降溫工藝的選擇，最終導(dǎo)致第二相無法全部析出。如圖3（d）所示，納米SiCp開始出現(xiàn)團(tuán)聚現(xiàn)象，根據(jù)圖2的分析，納米SiCp含量的增加，影響組織的晶粒的細(xì)化程度，最終導(dǎo)致長條的柱狀晶和扇狀的樹枝晶減小，并且從側(cè)面論證了上文中所述的圖2（d），2（e）中晶粒尺寸減小速度下降的原因。

添加不同含量的納米SiCp試樣的XRD分析結(jié)果如圖4所示。圖中可以看到合金組織由α-Mg、Mg17Al12和Mg2Si相組成，結(jié)合LAN等[19]的研究，Mg2Si相的形成原因可能是納米SiCp表面包裹著一層SiO2，在高溫制備復(fù)合材料期間，發(fā)生以下反應(yīng)：

2Mg+SiO2=Si+2MgO，2Mg+Si=Mg2Si

Mg2Si是高硬度結(jié)構(gòu)材料，表明輕微的界面反應(yīng)可以改善復(fù)合材料的力學(xué)性能，并提高納米SiCp與Mg-Al合金之間的界面結(jié)合力。

而XRD圖譜中未能檢測到納米SiCp原因可能是加入的納米SiCp尺寸太小，加入的數(shù)量過少，并且由于發(fā)生上述反應(yīng)形成Mg2Si相而對SiCp的數(shù)量進(jìn)行了一定程度的消耗，從而導(dǎo)致X射線無法精確定位。

由復(fù)合材料的TEM形貌（圖5（a））表明鎂合金基體中形成高密度位錯，形成的原因：由于基體相與增強(qiáng)體相之間膨脹系數(shù)差引起應(yīng)力梯度，從而導(dǎo)致位錯纏結(jié)形成高密度位錯。圖5（b）顯示了Mg2Si與基體之間界面，接觸面較為平坦，再次證明了上述反應(yīng)的發(fā)生與Mg2Si相的生成。圖5（c）表示孿晶組織在高密度位錯區(qū)域形成。由于高密度位錯的形成，促進(jìn)了孿晶的形成。高密度位錯的形成阻止了晶面的滑移，提高材料的力學(xué)性能。

圖6為AZ91D合金平均晶粒尺寸和面積。通過Nano Measure軟件測定納米SiCp對AZ91D合金的平均晶粒尺寸和面積的影響，在不加入納米SiCp時，合金的平均晶粒尺寸和面積分別為為148.40μm和17793.65μm2;隨著熔體中納米SiCp含量的增加，合金的晶粒尺寸和面積顯著減小。加入0.25%納米SiCp后，晶粒尺寸和面積明顯變小，分別為112.29μm和10676.19μm2，納米SiCp含量的增加且均勻分布，阻礙了α-Mg基體晶粒長大，導(dǎo)致平均晶粒尺寸和面積顯著減小。當(dāng)納米SiCp添加量為1%時，達(dá)到最小，分別為89.25μm和7375μm2。

2.2 力學(xué)性能和斷口分析

圖7和圖8表示不同含量的納米SiCp對復(fù)合鎂合金力學(xué)性能的影響，包括抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度和斷后伸長率。隨著納米SiCp含量增加，可以明顯的觀察到以上所述的力學(xué)性能均呈現(xiàn)先上升后下降的趨勢。其中質(zhì)量分?jǐn)?shù)0.5%SiCp增強(qiáng)體對AZ91D合金的力學(xué)性能改善最大，延伸率增加了54.25%，抗拉強(qiáng)度提升為218.34MPa。

結(jié)合上文所述，在納米SiCp質(zhì)量分?jǐn)?shù)低于0.5%時，復(fù)合材料斷后伸長率的增加與晶粒細(xì)化程度有關(guān)，納米SiCp含量越高，晶粒尺寸越小，材料斷后伸長率越高?？估瓘?qiáng)度與屈服強(qiáng)度的升高可能是由于以下原因：在添加納米SiCp之后，α-Mg基體與納米SiCp的界面不一致是由于α-Mg基體和納米SiCp點(diǎn)陣常數(shù)、晶體結(jié)構(gòu)的不同所致。因此，提高復(fù)合材料強(qiáng)度可從4個方面解釋：①位錯增加。在鎂合金鑄錠的冷卻過程中，由于納米SiCp與α-Mg基體之間的熱膨脹系數(shù)不同，在納米SiCp與α-Mg的之間的界面處發(fā)生應(yīng)變錯配，納米SiCp與α-Mg基體界面上產(chǎn)生新的位錯是由于納米SiCp對α-Mg鎂基體的熱應(yīng)力提高所導(dǎo)致。引起位錯密度增加，使納米SiCp對AZ91D合金強(qiáng)度提高;②彌散強(qiáng)化。在復(fù)合材料中納米SiCp可以明顯阻礙位錯運(yùn)動，納米SiCp的釘扎作用可以顯著提高合金的強(qiáng)度;③載荷傳遞。由于納米SiCp與α-Mg界面結(jié)合良好，因此在拉伸過程中應(yīng)力將從較軟α-Mg轉(zhuǎn)移到較硬的納米SiCp。由于納米SiCp的強(qiáng)度遠(yuǎn)高于α-Mg強(qiáng)度，因此較軟α-Mg得到保護(hù)，從而提高了強(qiáng)度;④細(xì)晶強(qiáng)化。從圖2中可以看出，納米SiCp的加入明顯細(xì)化了晶粒。

在納米SiCp質(zhì)量分?jǐn)?shù)高于5%后，材料的力學(xué)性能開始下降，結(jié)合上文所述，力學(xué)性能下降的原因可能是隨著材料中的納米SiCp的含量逐漸增加，加入的納米SiCp開始發(fā)生團(tuán)聚現(xiàn)象并且逐漸嚴(yán)重。

為了進(jìn)一步表明納米SiCp含量對AZ91D合金的力學(xué)性能，圖9為復(fù)合材料顯微硬度。隨著納米SiCp含量的增加，納米SiCp對AZ91D合金的硬度增加。AZ91D合金的顯微硬度為64.82 HV，納米SiCp的加入量為質(zhì)量分?jǐn)?shù)0.25%時，該合金的顯微硬度為73.4 HV，提升了13.24%;納米SiCp加入質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.5%時，其顯微硬度為78.42HV，提升了20.98%;添加質(zhì)量分?jǐn)?shù)0.75%時，其顯微硬度為 82.24HV，提升了26.87%;加入質(zhì)量分?jǐn)?shù)1%納米SiCp，其顯微硬度為85.58HV，達(dá)到了最大，提升了32.03%。這可能是因為隨著SiCp含量的增加，一方面生成了硬脆相Mg2Si，另一方面納米SiCp阻礙了合金原子的運(yùn)動，硬度提升為其宏觀表現(xiàn)之一。

圖10為不同納米SiCp含量對AZ91D合金的斷口形貌。如圖所示，AZ91D合金的斷裂形式為脆性斷裂，解理臺階在圖a中清晰可見，顯示出明顯的脆性斷裂特征。網(wǎng)狀的β-Mg17Al12相在AZ91D合金中分布，β-Mg17Al12割裂了α-Mg基體，主要表現(xiàn)為解理斷裂形式，屬于脆性斷裂。鎂合金原樣的斷口中存在著明顯的由解理臺階和晶粒斷裂而形成的河流花樣和撕裂棱，斷口整體形貌不夠平整。這是由于鑄態(tài)試樣中存在大量的枝狀和網(wǎng)狀的第二相，造成一定的應(yīng)力集中，在外力作用下裂紋容易萌生并在此處擴(kuò)展，呈現(xiàn)出明顯的解理脆性斷裂特征。

如圖10（b）主要以韌性斷裂的特征為主。隨著納米SiCp含量增加，斷裂形式發(fā)生變化，從脆性斷裂轉(zhuǎn)變?yōu)轫g性斷裂。

圖10（c）中出現(xiàn)了許多深韌窩。鎂合金是緊密堆垛的六方形結(jié)構(gòu)，滑移系很少，并且在拉伸過程中開始沿著晶面破裂，由于一處的斷裂會帶動周圍晶粒的斷裂，因此圖中斷裂韌窩較深。

復(fù)合材料斷裂方式的轉(zhuǎn)變是由于顆粒的強(qiáng)化作用。納米SiCp可以增加晶界對位錯運(yùn)動的阻礙作用;分布在β-Mg17Al12周圍的納米SiCp起到一定的強(qiáng)化作用，使得脆性斷裂減少。

3 結(jié) 論

1）納米SiCp的加入可以有效的起到對AZ91D鎂合金細(xì)化晶粒的作用，并且會改變其晶粒組織結(jié)構(gòu)。

2）隨著納米SiCp的增加，AZ91D鎂合金的屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度和延伸率都呈現(xiàn)出先升高后降低的趨勢。合金的硬度隨著含量納米SiCp的增加而增大。

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（編輯：王 萍）