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1 前言
& e- `6 h( u$ l* F, r3 p! | M6 t+ M 硅颗粒硬度高且具有一定的强度，像SiCp和Al2O3p一样，可作为复合材料增强体。ZA27合金中硅颗粒的复合将大大改善材质的磨损特性［1，2］。硅颗粒又与SiCp和Al2O3p不同，它与铝之间可发生共晶反应，因此与基体组织之间具有良好的浸润性。这与SiC和Al2O3等颗粒与基体合金的界面反应不同［3，4］。本文主要研究硅相增强的ZA27复合材料中硅相的形态控制以及界面反应特征。2 n1 G& m$ }# X% O5 p" k
. Y* B& v8 a% y2 试验方法
. `; C: j8 w7 b! Y: t8 O6 J 研究对象是ZA27+16vol%Si的复合材料。常规的制备方法是将各种原材料，如Al-Si合金、锌和铝合金按成分配比置于一起进行熔融处理，获得的组织是从均匀的液态随温度降低逐渐冷却、凝固时因界面前沿溶质再分布和成分偏析所产生的不平衡组织。本文提出将原材料Al-30%Si和Zn-5.5%Al分别加热到不同熔融状态，然后复合搅拌并快速成形的流变混熔复合新方法，制备上述复合材料，并通过透射电子显微镜EM430(附EDAX能谱，加速电压250kV)进行观察和分析。) ^: I. z. H9 Y) U q
3 实验结果与分析
/ k" M$ X W, }# ?3.1 Si相的形成及其控制
. y% r- e/ G3 {' m- q1 o1 G! ` Zn-27Al-16vol%Si通过常规铸造方法制得试样的组织，硅相粗大，分布在基体中。利用流变混熔方法制得的试样组织，硅相得到了大大细化(图1)。这是因为Al-30%Si冷却时当温度降至液固相区，首先析出初晶硅，初晶硅不断长大，当加入Zn-5.5%Al熔液后在机械搅拌、流变混合的作用下会对原熔液中的初生Si施加一定的剪切力，造成初生Si中形成裂纹而破碎，同时，在混合体系中对于Al-30%Si中的初生硅相则是非稳相，这样在流变动力学作用下，使得硅相得到细化。部分初生Si破碎后并开始熔化。但由于初生硅在降温过程中已长大成相当尺寸，在快速混熔和流变复合下，初生硅相得到碎化，但不可能完全熔化，碎化的硅相形态则得到改善，形成细小的规则的多角状的硅相，就像SiCp和Al2O3p等一样，是良好的增强体。 图 1 流变混熔Zn-27Al-16vol%Si的组织0 M+ p/ I) | c) S" I) ?+ e
Fig.1 Rheologic mixed-melt structure of Zn-27Al-16vol%Si 3.2 Si相精细结构
" f F- H: o* q. ^$ L4 c. r Al-Si合金中硅相的长大方式为小平面长大方式。同样在Zn-27Al-16vol%Al中，硅相也是小平面长大。由于其与基体合金热膨胀系数的差别，在形成时产生较大的热应力，因而硅晶体中将产生机械孪晶、亚晶界和层错等缺陷。图2所示硅相呈长条状，并形成分枝，这是共晶硅相的分枝生长。图3为硅相内部存在的缺陷，主要以面缺陷为主(孪晶、层错)。Si生长过程中出现分枝的原因在于：当共晶Si的生长在某一方向受到阻碍，它可以通过孪晶机制转移到其它晶面上继续生长，从而在形态上呈现图2中的结构。 图 2 硅相的分枝生长/ W9 ~* x* r; X: {& B# ]
Fig.2 Branching growth of silicon phase 图 3 硅相内部的精细结构(缺陷); X! K) l; R# W: h8 g3 E
Fig.3 Inner microstructure of silicon phase(defect) 3.3 界面形貌及其分析9 e, R9 I/ p; d& w
硅同锌铝基体之间界面观察发现：两者之间的界面平直。在α-Al同硅相之间的界面近铝的一侧均发现有细小的析出相，如图4a，其能谱见图4c，由能谱分析证明该析出相为η相，η相附近有大量应力条纹。原因是：(1)基体与硅相之间热膨胀系数的显著差别，高温冷却时造成很大的热应力。(2)η相依附于Si相形核长大，η相为六方结构，与硅相的晶格结构有较大差异，从而引起晶格的畸变，造成较大的内应力。界面上还有另外一种粗大的短棒状η相，如图4b所示。该类η相是由于凝固时偏析，形成的锌铝离异共晶组织。界面上的两种η相与ZA27基体组织α相中常见的二次析出η相(球形、椭球形)形态上有明显的区别。 图 4 硅相增强的锌基复合材料界面微结构(a,b)以及界面产物能谱分析(c)
U4 A4 e" P- r, p. a/ H9 MFig.4 The interfacial precipitated product of silicon reinforced zinc matrix composites(a,b)
& h7 R# F6 u9 _1 ^4 a6 i2 ?and its analysis by energy spectrum(c) 没有析出处的界面平直光滑，共析组织(α+η)与硅相之间的界面形貌如图5所示。流变混合熔体凝固时，随着Si相析出长大，α相紧随其后形成。由于凝固过程中的偏析，锌在初生Si相附近富集，富锌η相直接依附硅相界面形核析出(如图4a)或者形成离异共晶(如图4b)。图4a所示的界面析出相细小，而离异共晶组织中的富锌η相则较粗大。4 P6 E' Q- m' O# c7 H2 S
图 5 锌基复合材料的光滑界面
/ b1 i) }' V$ x( kFig.5 The smooth interface of silicon" n3 y6 ]/ P5 |
reinforced zinc matrix composites 4 结论9 I6 C* y' n, c- @( e3 y. @+ f1 O
% m$ v4 n4 c6 J' k O' B
(1) 流变混熔复合方法是制备Si相增强锌基复合材料的一种行之有效的方法。0 c3 `: S7 i3 Z6 Y! `0 F- W; t
(2) 硅相以粗大的多角状初晶硅和条状共晶硅的形式存在，硅相本身的精细结构中发现有大量缺陷，以面缺陷为主。0 {+ h9 b7 y( A( N7 R
(3) 硅相与基体的界面附近近基体一侧有η相。一种是细小的η析出相，另一种是凝固过程中形成的离异共晶组织中的η相。没有η相析出处的界面平直。 | 
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发表于 2009-6-10 14:18:21
发表于 2009-6-10 14:25:12