在保證安全服役的前提下,實現(xiàn)結(jié)構(gòu)材料的輕量化不僅有助于節(jié)能降耗、減少環(huán)境污染,而且能夠采用更少的材料滿足實際應(yīng)用對材料力學(xué)性能的需求,從而促使材料得以更高效的利用。Mg是典型的輕質(zhì)金屬結(jié)構(gòu)材料,其比重僅為1.74 g/cm3,具有突出的比強(qiáng)度和比剛度以及良好的阻尼特性和切削性能[1~3],并且容易實現(xiàn)回收利用。但是,與鋼鐵、鋁合金、鈦合金等金屬結(jié)構(gòu)材料相比,Mg及鎂合金的絕對強(qiáng)度仍然偏低[2,3],特別是在高溫條件下容易發(fā)生蠕變[4],這些都限制了Mg及鎂合金作為結(jié)構(gòu)材料的實際應(yīng)用。

通過在基體中引入增強(qiáng)相制備復(fù)合材料是提高M(jìn)g及鎂合金強(qiáng)度的有效途徑[5~7],常用的增強(qiáng)相包括氧化物[8] (如Al2O3、TiO2)、氮化物[9,10] (如BN、AlN、TiN、ZrN)、硼化物[11] (如TiB2、ZrB2)、碳化物[12] (如B4C、SiC、TiC、ZrC)和金屬[13,14] (如Ti、Ni、NiTi)等。其中,SiC陶瓷具有模量高、硬度大、密度低、耐磨性和化學(xué)穩(wěn)定性好等優(yōu)點[15],是鎂基復(fù)合材料較為理想的增強(qiáng)相[16,17]。特別是,SiC晶須(SiCw)作為一種高度取向的SiC短纖維單晶體,因具有微納米尺度和較高的長徑比而能夠在復(fù)合材料中起到顯著的增強(qiáng)作用[18~23]。

目前SiCw/Mg復(fù)合材料主要通過粉末冶金、攪拌鑄造以及擠壓鑄造等方法制備而成[19~23],得到的復(fù)合材料相比于基體金屬表現(xiàn)出更高的強(qiáng)度、硬度和耐磨性。例如,Tsukamoto[19]利用等離子燒結(jié)的方法制備得到了以SiC晶須和SiC顆粒混雜增強(qiáng)的鎂基復(fù)合材料；Tayebi等[20]采用攪拌鑄造的方法制備得到了SiCw/ZK60鎂合金復(fù)合材料,并對其進(jìn)行擠壓和時效處理,使得復(fù)合材料的屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度和彈性模量相比基體合金均顯著提高；Zheng等[21]采用擠壓鑄造的方法制備的SiCw/AZ91D鎂合金復(fù)合材料也達(dá)到了顯著的強(qiáng)化效果。然而,利用上述方法制備的SiCw/Mg復(fù)合材料在組織結(jié)構(gòu)與力學(xué)性能方面仍存在一定的局限性,主要包括：(1) 復(fù)合材料中SiCw體積分?jǐn)?shù)通常不超過20%,難以實現(xiàn)較高的增強(qiáng)相含量；(2) SiCw在Mg基體中呈分散分布,增強(qiáng)相在三維空間的連通性較差；(3) SiCw和Mg (及鎂合金)之間界面潤濕性較差,界面結(jié)合較弱,容易成為復(fù)合材料中優(yōu)先開裂的位置；(4) SiCw在Mg基體中往往隨機(jī)取向,使得其強(qiáng)化能力難以沿實際使用方向得以最大限度的利用。

與人造材料相比,自然界中的貝殼、骨骼等天然生物材料由于具有獨(dú)特的微觀三維互穿結(jié)構(gòu)而表現(xiàn)出優(yōu)異的力學(xué)性能[24],它們的不同組元在三維空間中均各自保持連續(xù),并且相互嵌鎖交錯排列,這種結(jié)構(gòu)有利于促進(jìn)應(yīng)力在各自相內(nèi)部以及兩相之間有效傳導(dǎo),并實現(xiàn)它們性能優(yōu)勢的良好結(jié)合,該結(jié)構(gòu)能夠為復(fù)合材料的結(jié)構(gòu)設(shè)計提供靈感和指導(dǎo)。本工作基于重力輔助沉降與壓縮致密化的方法制備了具有一定擇優(yōu)取向排列的SiCw多孔骨架,然后對其進(jìn)行預(yù)氧化處理以改善界面潤濕,再利用無壓熔滲的方法使Mg或鎂合金填充骨架孔隙,制備得到了具有微觀三維互穿結(jié)構(gòu)的SiCw增強(qiáng)鎂基復(fù)合材料。研究了材料的制備工藝、組織結(jié)構(gòu)與力學(xué)性能,以期為SiCw/Mg復(fù)合材料的結(jié)構(gòu)設(shè)計、優(yōu)化制備與性能改進(jìn)提供指導(dǎo)。

所用SiCw粉體純度為99.5% (質(zhì)量分?jǐn)?shù),下同),該粉體利用化學(xué)合成的方法使晶須形核并沿著軸向連續(xù)均勻生長制備而成,晶須直徑不超過2.5 μm,長徑比不小于20。以平均直徑分別為20和30 nm的Al2O3粉體和Y2O3粉體作為SiCw的燒結(jié)助劑[25],其中添加的Al2O3與Y2O3的質(zhì)量比為57∶43,SiCw與燒結(jié)助劑質(zhì)量比為9∶1。選用熔點為58℃的石蠟作為SiCw的分散介質(zhì),其中石蠟與陶瓷粉體(SiCw和燒結(jié)助劑之和)質(zhì)量比為12∶1。選用純度為99.95%的純Mg和AZ91D鎂合金作為基體。

具有微觀三維互穿結(jié)構(gòu)的SiCw/Mg復(fù)合材料的制備工藝如圖1所示。具體如下：首先將SiCw和燒結(jié)助劑Al2O3與Y2O3按照比例添加到150℃熔融石蠟中,使用JJ-1H型電動攪拌器以300 r/min的速率攪拌15 min,得到均勻分散的混合漿料,將漿料倒入溫度為150℃的不銹鋼模具中；在重力作用下,SiCw在漿料中緩慢自發(fā)沉降到模具底部,在此過程中,SiCw長軸傾向于在與重力方向垂直的水平平面內(nèi)發(fā)生擇優(yōu)取向排列,并且相互搭接,晶須之間留有空隙；待熔融的石蠟沿模具縫隙排出后,在150℃保溫條件下沿垂直方向?qū)悠芳訅褐?30 MPa并保壓30 min,促使多余的石蠟排出并進(jìn)一步增強(qiáng)SiCw在水平平面內(nèi)的擇優(yōu)取向排列,使得SiCw長軸更傾向于與二維層面方向平行,冷卻至室溫后卸壓得到SiCw坯體；將坯體在空氣中以2℃/min的速率升溫至700℃,保溫3 h后隨爐冷卻,以去除其中含有的石蠟,從而使SiCw骨架具有多孔結(jié)構(gòu)；在流動Ar氣氣氛中,將樣品加熱至1800℃并保溫1 h進(jìn)行燒結(jié),隨爐冷卻后得到具有一定的強(qiáng)度且擇優(yōu)取向排列的SiCw多孔骨架。

為改善SiCw與Mg基體之間的潤濕性,對SiCw骨架進(jìn)行預(yù)氧化處理,即在空氣中將骨架加熱至一定溫度后保溫1 h。該處理能夠在骨架中的SiCw表面生成一層SiO2薄膜,利用SiO2與基體金屬M(fèi)g或AZ91D鎂合金之間發(fā)生以下界面反應(yīng)來改善界面潤濕性,以促進(jìn)后續(xù)熔滲過程[26,27]：

SiC在加熱過程中,從800℃左右開始氧化[28],當(dāng)溫度達(dá)到1100℃之前增重不明顯,氧化較弱[29],而當(dāng)加熱到1300℃時,氧化產(chǎn)物SiO2的厚度會顯著增大[28]。基于上述SiC氧化特征,本實驗中的預(yù)氧化處理溫度選定為1100、1200和1300℃。

利用純Mg和AZ91D鎂合金對預(yù)氧化處理后的SiCw骨架進(jìn)行無壓熔滲處理,具體工藝為：將骨架置于石墨坩堝中,將純Mg或AZ91D鎂合金塊放置在骨架上方,采用SRYL-2300/9型石墨電阻爐在流動Ar氣氣氛中加熱至850℃并保溫30 min,然后隨爐冷卻,最終得到具有微觀三維互穿結(jié)構(gòu)的SiCw骨架增強(qiáng)鎂基復(fù)合材料。

燒結(jié)SiCw骨架的孔隙率可以通過其表觀密度基于以下公式計算得到[30]：

式中, $?$為骨架孔隙率； ${?}_{\mathrm{n}}$為骨架的表觀密度,g/cm3； ${?}_{\mathrm{t}}$為SiCw的理論密度,3.23 g/cm3。采用Archimedes排水法測量熔滲得到的復(fù)合材料的密度,利用FA2204B型電子分析天平(精度0.1 mg)分別測量試樣在空氣和蒸餾水中的質(zhì)量,依據(jù)下式計算得到復(fù)合材料的密度[31]：

式中, ${?}_{\mathrm{a}}$為復(fù)合材料的密度,g/cm3； ${?}_{\mathrm{w}}$為蒸餾水的密度,1 g/cm3； ${?}_{\mathrm{1}}$和 ${?}_{\mathrm{2}}$分別為復(fù)合材料試樣在空氣和蒸餾水中的質(zhì)量,g。

采用D8 Advance型X射線衍射儀(XRD)對復(fù)合材料進(jìn)行物相分析；利用Inspect F50型場發(fā)射掃描電子顯微鏡(SEM)在20 kV加速電壓下觀察SiCw骨架和復(fù)合材料的微觀形貌,其中SiCw骨架在觀察之前進(jìn)行噴金處理以減少表面電荷累積；采用Xradia 800 Ultra型三維納米X射線顯微鏡在40 kV加速電壓下對復(fù)合材料的三維微觀結(jié)構(gòu)進(jìn)行X射線三維成像(XRT)掃描重建,實驗的原理和方法見文獻(xiàn)[32],具體操作為：利用水冷低速金剛石線切割機(jī)切取長和寬度皆為2 mm、厚度為4 mm復(fù)合材料試樣,且樣品的厚度方向與其層狀方向垂直。將樣品固定在JJ-1H型電動攪拌器上并以1000 r/min的速率勻速旋轉(zhuǎn),使用粒度為6.5 μm的砂紙對試樣進(jìn)行機(jī)械研磨并利用型號為VHX-1000E的超景深三維顯微系統(tǒng)測量尺寸,得到直徑約50 μm、長度不小于70 μm的圓柱形樣品,使樣品長軸平行于由X射線源和探測器組成的平面的法線方向；將樣品沿其長軸方向以0.4°/min的速率勻速旋轉(zhuǎn)180°,每隔0.2°采集一張二維投影圖像；然后,基于濾波反投影算法將二維投影圖像重建為三維圖像,三維圖像體素尺寸約為64 nm3；最后,利用Avizo Fire軟件對XRT數(shù)據(jù)進(jìn)行處理分析。

在室溫下對復(fù)合材料進(jìn)行力學(xué)性能測試,所測試樣品通過水冷低速金剛石線切割機(jī)從熔滲得到的塊體中切取,并利用粒度為6.5 μm的砂紙對試樣表面進(jìn)行機(jī)械研磨。利用Instron E1000型力學(xué)試驗機(jī)進(jìn)行三點彎曲測試,加載方向垂直于復(fù)合材料中SiCw擇優(yōu)取向的平面,即平面的法線方向加載。根據(jù)ASTM C1161-13,樣品寬度為2.6 mm、厚度為1.95 mm、跨距為26 mm,加載速率為0.1 mm/min。

采用單邊缺口三點彎曲實驗測試復(fù)合材料的斷裂韌性,該實驗在JSM-6510型SEM腔體內(nèi)部的SERVO PULSER型原位力學(xué)試驗臺上完成,加載方向垂直于SiCw擇優(yōu)取向的平面。根據(jù)ASTM E1820-13,試樣寬度為2 mm、厚度為4 mm、跨距為16 mm,加載速率為3 μm/min,加載前利用水冷低速金剛石線切割機(jī)在試樣中心切出深度為1.8 mm的缺口,并利用蘸有2.5 μm粒徑水溶金剛石研磨膏的不銹鋼刀片對缺口尖端進(jìn)行銳化處理,使缺口總長度接近試樣厚度的一半(即2 mm)。通過原位掃描電子顯微觀察記錄裂紋擴(kuò)展長度(Δa),基于非線性彈性斷裂力學(xué)通過公式計算材料的 $?$積分[33]：

式中, $?$為非線性彈性條件下裂紋擴(kuò)展單位面積所需的能量,kJ/m2； $?$為載荷-位移曲線下方的面積,J； $?$為樣品厚度,m； $?$為未裂韌帶長度,即裂紋尖端至試樣后緣距離,m。

在Ⅰ型平面應(yīng)變條件下,裂紋尖端與 $?$積分相對應(yīng)的有效應(yīng)力強(qiáng)度因子可以基于 $?$通過下式計算得到[34]：

式中, ${?}_{?}$為應(yīng)力強(qiáng)度因子,MPa·m1/2； $?$為材料的Young's模量,GPa； $?$為Poisson比。隨后利用Inspect F50型場發(fā)射SEM在20 kV加速電壓下觀察復(fù)合材料的斷后形貌。

圖2為燒結(jié)處理前后SiCw骨架的SEM像以及燒結(jié)SiCw骨架和經(jīng)過不同溫度預(yù)氧化處理后骨架的XRD譜。由SEM像(圖2a~c)可以看出,燒結(jié)前SiCw骨架中晶須之間相互搭接交錯排列,經(jīng)燒結(jié)后SiCw在相鄰位置相互連接形成一個整體,得到具有微觀多孔結(jié)構(gòu)的SiCw骨架,經(jīng)測定孔隙率為58.2% ± 0.9%,可推導(dǎo)出SiCw的體積分?jǐn)?shù)約為41.8%,并且骨架中的SiCw以及孔隙均在三維空間各自保持連續(xù)并相互穿插,表現(xiàn)為與天然生物材料相似的微觀三維互穿結(jié)構(gòu)；此外,SiCw骨架整體表現(xiàn)出一定的層狀結(jié)構(gòu)特征,并且層與層之間相互交錯,沒有明顯的界限,SiCw長軸傾向于與二維層面方向平行,而在層面內(nèi)則隨機(jī)取向排列,這是由于SiCw具有高的長徑比(≥ 20),在熔融石蠟中發(fā)生沉降時,其長軸傾向于在水平方向擇優(yōu)取向排列進(jìn)行鋪層[35]。在燒結(jié)前沿垂直于層面方向?qū)iCw坯體進(jìn)行壓縮致密化處理,可以進(jìn)一步促進(jìn)SiCw沿層面方向擇優(yōu)取向排列。由XRD譜(圖2d)可以看出,燒結(jié)后的SiCw骨架中,除SiC外,還含有少量的Y3Al2(Al2O4)3,該相由添加的燒結(jié)助劑Al2O3和Y2O3反應(yīng)生成[25]。對SiCw骨架進(jìn)行預(yù)氧化處理后,可以看到骨架中有氧化產(chǎn)物SiO2生成,并且隨著預(yù)氧化溫度的升高,SiO2衍射峰相對強(qiáng)度增大,說明其相對含量逐漸增加。燒結(jié)后的SiCw骨架在預(yù)氧化處理前后微觀形貌沒有明顯差異,這是由于在該處理溫度范圍,SiCw表面僅生成厚度約為幾納米的SiO2薄膜[26,27]。

圖3為經(jīng)不同溫度預(yù)氧化處理的SiCw骨架熔滲純Mg和AZ91D鎂合金得到的復(fù)合材料的XRD譜以及對應(yīng)1100和1300℃預(yù)氧化溫度的復(fù)合材料的SEM像。由XRD譜(圖3a)可以看出,SiCw/Mg復(fù)合材料中除Mg、SiC和SiO2外,還含有MgO和Mg2Si,說明骨架在熔滲純Mg過程中,SiCw表面的SiO2與Mg發(fā)生了 式(1)所示的化學(xué)反應(yīng),該反應(yīng)有助于改善增強(qiáng)相與鎂基體之間的界面潤濕性。隨著預(yù)氧化溫度的升高,上述反應(yīng)產(chǎn)物的衍射峰相對強(qiáng)度逐漸增大,說明隨著骨架中氧化產(chǎn)物SiO2的增加,熔滲過程中的界面反應(yīng)逐漸增強(qiáng)。由SEM像可以看出,經(jīng)1100℃預(yù)氧化處理的SiCw骨架熔滲純Mg所得到的復(fù)合材料中存在較多的微觀孔洞,這是由于預(yù)氧化溫度較低,導(dǎo)致骨架中氧化產(chǎn)物SiO2較少,因而熔滲過程中界面反應(yīng)較弱,鎂熔體難以完全填充骨架中的孔隙(圖3b)。與之相比,經(jīng)1300℃預(yù)氧化處理得到的復(fù)合材料中沒有明顯的微觀孔洞,但是生成相含量明顯增多,尺寸較為粗大并且相互連接,這是由于較高的預(yù)氧化溫度導(dǎo)致骨架中氧化產(chǎn)物SiO2過多,熔滲過程中發(fā)生了較強(qiáng)的界面反應(yīng),生成的反應(yīng)產(chǎn)物過多并發(fā)生粗化長大(圖3c)。

與上述預(yù)氧化溫度相比,經(jīng)1200℃預(yù)氧化處理的SiCw骨架熔滲純Mg得到的復(fù)合材料中沒有明顯的微觀孔洞等缺陷,如圖4a所示,說明Mg基體完全填充SiCw骨架中的孔隙,并且增強(qiáng)相及反應(yīng)產(chǎn)物組織細(xì)小均勻,未發(fā)生明顯粗化。材料的三維微觀結(jié)構(gòu)如XRT像(圖4b和c)所示,可以看到SiCw在二維層面方向擇優(yōu)取向排列,并且Mg基體和SiCw相互交錯連通,復(fù)合材料整體表現(xiàn)為微觀三維互穿結(jié)構(gòu)。

基于上述結(jié)果,SiCw骨架的最佳預(yù)處理溫度選定為1200℃。在此基礎(chǔ)上,本工作選用強(qiáng)度更高、工程應(yīng)用更為廣泛的AZ91D鎂合金作為基體,將其熔滲入經(jīng)1200℃預(yù)氧化處理的SiCw骨架中制備得到了SiCw/AZ91D鎂合金復(fù)合材料。從XRD譜(圖3a)可以看出,該復(fù)合材料中除MgO和Mg2Si外,還含有MgAl2O4相,說明除了 式(1)所示化學(xué)反應(yīng)外,熔滲過程中還發(fā)生了 式(2)所示的化學(xué)反應(yīng)。SEM像(圖4d)顯示復(fù)合材料中沒有明顯的微觀孔洞,但是反應(yīng)產(chǎn)物含量較多,尺寸較粗大并且相互連接。

利用Archimedes排水法測得經(jīng)1200℃預(yù)氧化處理的SiCw骨架熔滲純Mg和AZ91D鎂合金得到的復(fù)合材料的密度分別為(2.26 ± 0.05)和(2.45 ± 0.04) g/cm3,盡管與基體金屬相比有所增大,但相比鋁合金、鈦合金等常用的金屬結(jié)構(gòu)材料仍然較小,復(fù)合材料保留了輕質(zhì)的優(yōu)勢。

圖5a為經(jīng)不同預(yù)氧化溫度處理的SiCw骨架熔滲得到的復(fù)合材料的典型彎曲應(yīng)力-應(yīng)變曲線。可以看出,對應(yīng)1100℃預(yù)氧化溫度的復(fù)合材料在(181 ± 5) MPa應(yīng)力處發(fā)生屈服,然后進(jìn)入加工硬化階段,在(237 ± 19) MPa應(yīng)力處發(fā)生斷裂。材料彎曲強(qiáng)度較低,但表現(xiàn)出一定的塑性變形能力,這與Mg基體相對含量較多有關(guān),并且材料內(nèi)部存在的微觀孔洞也限制了其強(qiáng)度。對應(yīng)1200和1300℃預(yù)氧化溫度的復(fù)合材料沒有發(fā)生塑性變形,而是在應(yīng)力達(dá)到最高點后瞬間斷裂。其中,對于1300℃預(yù)氧化溫度,復(fù)合材料的強(qiáng)度在122~244 MPa范圍內(nèi)表現(xiàn)出較大的分散性,這是由于材料中反應(yīng)產(chǎn)物較多,尺寸粗大并且相互連接,導(dǎo)致材料脆性偏大,對缺陷較為敏感,因而強(qiáng)度的穩(wěn)定性較差。與上述材料相比,對應(yīng)1200℃預(yù)氧化溫度的復(fù)合材料彎曲強(qiáng)度最大,為(316 ± 19) MPa,這是由于材料中不存在明顯的微觀孔洞等缺陷,并且增強(qiáng)相及反應(yīng)產(chǎn)物組織細(xì)小均勻。與純Mg相比,熔滲AZ91D鎂合金的復(fù)合材料表現(xiàn)出更高的彎曲強(qiáng)度,為(411 ± 13) MPa,但同樣沒有塑性變形,這是因為一方面AZ91D鎂合金強(qiáng)度比純Mg更高,另一方面復(fù)合材料中的脆性增強(qiáng)相與反應(yīng)產(chǎn)物更多。

圖5b為經(jīng)1200℃預(yù)氧化處理的SiCw骨架熔滲得到的復(fù)合材料單邊缺口三點彎曲的典型載荷-位移曲線及裂紋擴(kuò)展形貌。可以看出,對于以純Mg為基體的復(fù)合材料,載荷隨位移增加而緩慢增大,到達(dá)最高點后呈現(xiàn)階梯式下降,材料的宏觀裂紋擴(kuò)展路徑較為曲折,發(fā)生了明顯的偏轉(zhuǎn)(圖5b右插圖)。與之相比,對于AZ91D鎂合金為基體的復(fù)合材料,載荷到達(dá)最高點后突然下降,對應(yīng)的載荷最高值更大,但宏觀裂紋擴(kuò)展路徑較為平直,沒有發(fā)生明顯的偏轉(zhuǎn)(圖5b左插圖)。

圖6a為經(jīng)1200℃預(yù)氧化處理得到的以純Mg和AZ91D鎂合金為基體的復(fù)合材料在裂紋擴(kuò)展過程中的 $?$積分隨Δa變化的曲線。與 $?$積分相對應(yīng)的裂紋尖端 ${?}_{?}$可以根據(jù) 式(6)計算得到,如圖6b所示,其中 式(6)中所涉及的復(fù)合材料的 $?$可以通過混合定律進(jìn)行估算[36]：

式中, ${?}_{\mathrm{f}}$為SiCw的Young's模量,481GPa； ${?}_{\mathrm{m}}$為基體的Young's模量,對于純Mg為45 GPa； $?$為基體的體積分?jǐn)?shù),其值可以通過熔滲前SiCw骨架的孔隙率確定為58.2%。計算得到復(fù)合材料的 $?$為227.3 GPa,其Poisson比可取為0.3[36]。

由圖6可以看出,隨著裂紋的擴(kuò)展,復(fù)合材料的 $?$積分和 ${?}_{?}$均呈現(xiàn)逐漸增大的趨勢,表現(xiàn)出上升的R曲線(裂紋擴(kuò)展阻力關(guān)于裂紋穩(wěn)定擴(kuò)展長度的函數(shù)曲線)行為,表明其裂紋擴(kuò)展過程比較穩(wěn)定,裂紋擴(kuò)展阻力隨Δa的增加而不斷增大[37,38]。其中,誘發(fā)裂紋開始擴(kuò)展的初始 $?$積分測定為(1.1 ± 0.1) kJ/m2,相對應(yīng)的初始應(yīng)力強(qiáng)度因子 ${?}_{?}$為(16.3 ± 0.9) MPa·m1/2。根據(jù)ASTM E1820-13,試樣在Ⅰ型平面應(yīng)變條件下的最大臨界 $?$積分應(yīng)不大于bσy / 10和Bσy / 10中的最小值(其中,σy為材料的屈服強(qiáng)度),同時最大裂紋擴(kuò)展長度不應(yīng)超過0.25 $?$。應(yīng)用該判據(jù),本實驗中允許的最大裂紋擴(kuò)展長度為0.5 mm,最終得到復(fù)合材料的臨界 $?$積分(${?}_{\mathrm{{\rm I}}\mathrm{C}}$)和相對應(yīng)的平面應(yīng)變斷裂韌性(${?}_{{?}_{\mathrm{{\rm I}}\mathrm{C}}}$)分別為(1.5 ± 0.2) kJ/m2和(19.6 ± 1.5) MPa·m1/2。與純Mg相比,以AZ91D鎂合金為基體的復(fù)合材料在裂紋開始擴(kuò)展時即發(fā)生斷裂,得不到上升的R曲線,測得誘發(fā)裂紋開始擴(kuò)展的初始 $?$積分和相對應(yīng)的初始應(yīng)力強(qiáng)度因子 ${?}_{?}$分別為(1.6 ± 0.3) kJ/m2和(19.8 ± 1.7) MPa·m1/2。

圖7為經(jīng)1200℃預(yù)氧化處理得到的以純Mg為基體的復(fù)合材料側(cè)面的裂紋擴(kuò)展形貌以及斷后樣品的斷面形貌。可以看出,裂紋在擴(kuò)展過程中在微觀尺度上發(fā)生了連續(xù)的偏轉(zhuǎn),偏轉(zhuǎn)后的裂紋面兩側(cè)相互搭接形成橋聯(lián),在裂紋的張開過程中,構(gòu)成連接橋的SiCw與基體之間發(fā)生相對滑移(如圖7a中箭頭所示),并且逐漸從基體中拔出,從而能夠阻礙裂紋的張開與擴(kuò)展。同時,復(fù)合材料的斷面在微觀上凹凸不平,存在明顯的凹坑(如圖7b中箭頭所示),這是由于斷裂時SiCw從基體中拔出造成的,該過程也有助于消耗能量,阻礙裂紋擴(kuò)展和最終斷裂,從而提高復(fù)合材料的斷裂韌性。

將SiCw在二維層面內(nèi)擇優(yōu)定向排列是本工作中構(gòu)筑微觀三維互穿結(jié)構(gòu)的關(guān)鍵,這里主要是通過分散在液態(tài)石蠟中的SiCw在重力作用下自發(fā)沉降以及后續(xù)的壓縮致密化來實現(xiàn)的。由于SiCw具有高的長徑比(≥ 20),在熔融石蠟中發(fā)生沉降時,SiCw長軸傾向于沿水平方向相互搭接進(jìn)行鋪層,從而實現(xiàn)一定的擇優(yōu)取向排列。在燒結(jié)前,沿垂直于層面方向?qū)iCw坯體進(jìn)行壓縮致密化處理,可以使SiCw長軸向?qū)用娣较蚱D(zhuǎn),從而進(jìn)一步促進(jìn)擇優(yōu)取向排列。將SiCw坯體中的石蠟去除并燒結(jié)后,SiCw骨架中形成了在三維空間中相互連通的微觀孔隙,熔滲時Mg或鎂合金填充這些孔隙,得到具有微觀三維互穿結(jié)構(gòu)的SiCw骨架增強(qiáng)鎂基復(fù)合材料。另外,在制備過程中,可以通過調(diào)節(jié)工藝參數(shù)對增強(qiáng)相的體積分?jǐn)?shù)加以調(diào)節(jié)。例如,在壓縮致密化處理過程中,通過增大壓力,可以提高增強(qiáng)相的體積分?jǐn)?shù),此外,通過升高骨架燒結(jié)溫度或延長燒結(jié)時間,也可以促使SiCw骨架燒結(jié)更加致密,從而提高最終得到的復(fù)合材料中增強(qiáng)相的體積分?jǐn)?shù)。復(fù)合材料中SiCw骨架強(qiáng)度高于Mg基體,相對較軟的基體和相對較硬的增強(qiáng)相在三維空間中均各自保持連續(xù),并且相互嵌鎖交錯排列,使得基體對增強(qiáng)相的粘結(jié)作用進(jìn)一步的增強(qiáng),提高SiCw骨架和Mg基體之間的摩擦力,有利于促進(jìn)應(yīng)力在各自相內(nèi)部以及兩相之間有效傳導(dǎo)[39,40],而SiCw的擇優(yōu)取向排列也有利于沿層面方向獲得較高的強(qiáng)化效率,使得復(fù)合材料的強(qiáng)度相比于基體得以明顯提高(鑄態(tài)純Mg和AZ91D鎂合金的彎曲強(qiáng)度分別約為95[41]和211 MPa[42])。

SiCw與Mg熔體之間的潤濕性對于利用熔滲工藝制備復(fù)合材料至關(guān)重要。研究[43]表明,SiC與Mg潤濕性有限,只有少量SiC可以作為初生Mg的異質(zhì)形核位點,因而表現(xiàn)出較差的潤濕性。本工作對SiCw骨架進(jìn)行預(yù)氧化處理,使SiCw表面生成一層SiO2薄膜,利用SiO2與基體Mg或AZ91D鎂合金熔體之間發(fā)生如 式(1)和(2)所示的界面反應(yīng)來促進(jìn)相互潤濕[26,27,44,45]。然而,當(dāng)氧化產(chǎn)物SiO2生成量較少時,熔滲時界面反應(yīng)較弱,導(dǎo)致熔體難以完全填充骨架,因而得到的復(fù)合材料中存在較多的微觀孔洞等缺陷；而當(dāng)氧化產(chǎn)物SiO2生成量過多時,熔滲時界面反應(yīng)較強(qiáng),導(dǎo)致反應(yīng)產(chǎn)物生成量過多、組織粗化并且相互連接,從而引起復(fù)合材料明顯脆化。為了平衡上述矛盾,本工作對SiCw骨架的預(yù)氧化溫度進(jìn)行調(diào)節(jié),最終確定1200℃為最佳預(yù)氧化溫度,在該溫度進(jìn)行預(yù)氧化處理有利于獲得適量的氧化產(chǎn)物SiO2,既可以通過界面反應(yīng)促進(jìn)熔體完全填充骨架獲得致密的復(fù)合材料,又可以避免反應(yīng)產(chǎn)物生成量過多并發(fā)生粗化,得到的復(fù)合材料不僅表現(xiàn)出相對最高的彎曲強(qiáng)度,而且兼具一定的斷裂韌性。

本工作中SiCw/Mg復(fù)合材料的斷裂韌性與其微觀三維互穿結(jié)構(gòu)密切相關(guān)。Somekawa和Mukai[46]通過對純Mg在不同溫度進(jìn)行擠出處理,得到的最高斷裂韌性為17.8 MPa·m1/2；而AZ91D鎂合金的強(qiáng)度高于同等狀態(tài)的純Mg,其擠壓鑄造態(tài)的斷裂韌性約為15 MPa·m1/2 [47]。本工作經(jīng)1200℃預(yù)氧化處理得到的復(fù)合材料中裂紋擴(kuò)展較為穩(wěn)定,表現(xiàn)出上升的R曲線行為,斷裂韌性可達(dá)19.6 MPa·m1/2,這是由于裂紋傾向于沿相對較軟的Mg基體相發(fā)生偏轉(zhuǎn),同時擇優(yōu)取向排列的SiCw在裂紋面兩側(cè)形成橋聯(lián),在裂紋擴(kuò)展過程中,這些連接橋與基體之間發(fā)生相對滑移并逐漸從基體中拔出,從而阻礙裂紋的張開與擴(kuò)展[48]。與微觀塑性變形等直接作用于裂紋尖端的材料本征增韌機(jī)制(intrinsic toughening mechanisms)[49]不同,裂紋偏轉(zhuǎn)、橋聯(lián)以及連接橋的拔出等微觀過程主要發(fā)生在裂紋尾部,屬于外在增韌機(jī)制(extrinsic toughening mechanisms)[49~51],在裂紋擴(kuò)展過程中,這些機(jī)制能夠承擔(dān)載荷并且消耗能量,從而對作用于裂紋尖端的外加應(yīng)力起到一定的屏蔽作用,降低裂紋尖端的有效應(yīng)力強(qiáng)度因子,從而提高復(fù)合材料的斷裂韌性。與純Mg相比,以AZ91D鎂合金為基體的復(fù)合材料盡管彎曲強(qiáng)度有所提高,但裂紋一開始擴(kuò)展便發(fā)生斷裂,沒有上升的R曲線行為,這是由于復(fù)合材料中界面反應(yīng)產(chǎn)物過多并發(fā)生粗化、連接,引起裂紋偏轉(zhuǎn)、橋聯(lián)等增韌機(jī)制失效,使得復(fù)合材料明顯脆化。

(1) 利用SiCw在熔融石蠟中的重力輔助沉降以及后續(xù)的壓縮致密化處理,實現(xiàn)了SiCw在二維層面內(nèi)擇優(yōu)取向排列；通過對SiCw骨架預(yù)氧化處理,改善了SiCw與Mg基體之間的潤濕性,從而利用無壓熔滲方法獲得了致密的SiCw/Mg復(fù)合材料。

(2) SiCw骨架的最佳預(yù)氧化溫度為1200℃,該溫度處理得到的SiCw/Mg復(fù)合材料中沒有明顯的微觀孔洞等缺陷,同時避免了界面反應(yīng)產(chǎn)物過多以及粗化、連接,得到的復(fù)合材料表現(xiàn)出相對最高的彎曲強(qiáng)度,并且兼具一定的斷裂韌性。

(3) 經(jīng)1200℃預(yù)氧化處理得到的微觀三維互穿結(jié)構(gòu)SiCw/Mg復(fù)合材料中裂紋擴(kuò)展較為穩(wěn)定,表現(xiàn)出上升的R曲線行為,這是由于復(fù)合材料中存在裂紋偏轉(zhuǎn)、橋聯(lián)以及連接橋拔出等增韌機(jī)制,對作用于裂紋尖端的外加應(yīng)力起到一定的屏蔽作用,從而阻礙裂紋的擴(kuò)展。

(4) 與以純Mg為基體的復(fù)合材料相比,以AZ91D鎂合金為基體的復(fù)合材料中界面反應(yīng)產(chǎn)物過多并發(fā)生粗化、連接,因此盡管彎曲強(qiáng)度有所提高,但不存在裂紋偏轉(zhuǎn)、橋聯(lián)以及連接橋拔出等增韌機(jī)制,引起復(fù)合材料明顯脆化,沒有上升的R曲線行為。