博士论文 SiCp增强Mg-6Zn-3Al-0.5Ca复合材料的组织与力学性能研究

摘 要

颗粒增强镁基复合材料（PRMC）兼具镁合金的轻质、高比强度、比刚度和增强体的高强度、高硬度及高耐磨等优势，在航空航天、交通运输和 3C 等领域具有广阔的应用前景。目前关于 Mg-Al 基复合材料的研究较多，但在实际应用中，PRMCs 的服役环境具有多样性，单一的基体无法满足所有的使用工况。Mg-Zn 系合金相较于其他无稀土镁合金具有良好的综合力学性能和时效强化性能，以其为基体制备复合材料，可充分发挥 Mg-Zn 合金基体的特性，并有望制备出性能优异的镁基复合材料。这不仅具有一定的学术价值，而且对于后续高性能 PRMCs 的开发具有指导意义。本文以具有良好综合力学性能的 Mg-6Zn-3Al-0.5Ca 合金为基体，SiCp 为增强体，采用半固态搅拌铸造法制备出颗粒均匀分布的镁基复合材料，研究铸态复合材料的组织及力学性能的演变机制。为提高复合材料致密度，细化组织，对复合材料进行热挤压处理。然后探索微米 SiCp（μm-SiCp，8μm）和微纳双尺寸 SiCp（8μm，60nm）的加入对挤压态复合材料的组织演化和室温力学性能的影响，并讨论复合材料的室温强化机制。最后针对不同温度、应变速率下复合材料的组织演变规律进行研究，结合同步辐射原位三维成像技术将复合材料的高温拉伸过程进行可视化，分析裂纹萌生扩展机制。具体研究内容与主要结果如下：（1） 首先，研究了 Al 元素含量对铸态 10wt%8μm-SiCp/Mg-6Zn-0.5Ca-xAl(x=0，1，3 和 5，wt%)复合材料的组织和力学性能的影响。实验结果显示，Al 元素的加入可有效扩大合金熔体的半固态区间，并改善熔体流动性及表面张力，促进了 SiCp 与熔体的润湿。Al 含量为 3wt%时，铸态复合材料中 SiCp 分布最为均匀，孔隙率最低，力学性能最佳，其屈服强度（YS）、抗拉强度（UTS）和延伸率（EL）分别为 100MPa、188MPa 和4.5%。热挤压后，合金中未溶的第二相和复合材料中的 SiCp 团聚被打破并沿挤压方向（ED）呈线性分布。由于 μm-SiCp 强烈的颗粒刺激形核效应，复合材料内部动态再结晶程度显著增加，同时促进了纳米相的析出和尺寸的细化，复合材料的平均晶粒尺寸降低至 1.2μm。室温拉伸结果表明，挤压态 10wt% 8μm-SiCp/Mg-6Zn-3Al-0.5Ca 复合材料的YS 和 UTS 分别为 300MPa 和 340MPa，显著高于基体合金 Mg-6Zn-3Al-0.5Ca 的 158MPa和 320MPa。定量计算表明，细晶强化对复合材料强度提升贡献最大，其次是位错强化、Orowan 强化和载荷传递强化。（2） 其次，研究了挤压态 10wt% 8μm-SiCp/Mg-6Zn-3Al-0.5Ca（M10）复合材料的高温力学行为，研究结果表明：M10 复合材料的峰值应力随着变形温度的降低或应变速率的增加而升高，这与高温变形过程中材料内部加工硬化和动态软化机制之间的竞争有关。相同应变速率下，变形温度的提高，复合材料内动态再结晶程度增加，滑移系开动的数量随之增加，变形能力提升；相同温度下，应变速率的增加，材料内部应变积累增加，动态再结晶程度增加。同步辐射原位三维成像观察 M10 复合材料的高温变形过程发现，150°C下时微裂纹多依附于 SiCp 萌生，并率先沿 SiCp 的表面扩展，微裂纹的空间分布整体沿加载方向呈线性分布。应变增加裂纹横向粗化，相互连接导致试样断裂失效。变形温度升高，有利于缓解局部应力集中，延缓了裂纹的萌生，裂纹集中分布于颈缩区域，并且径向合并趋势十分明显，应变增加裂纹横向扩展形成主裂纹，与其他微裂纹连接导致试样失效。（3） 最后，为进一步提升复合材料的室温强度，优化其高温性能，采用纳米 SiCp（n-SiCp）适当取代 M10 复合材料中的 μm-SiCp，制备了微纳双尺寸 SiCp（9wt% 8μm+1wt%60nm）/Mg-6Zn-3Al-0.5Ca（M9N1）复合材料，对其微观组织和室温力学性能研究发现：n-SiCp 的引入进一步提高了动态再结晶（DRX）程度，并促进了纳米相的析出，相较于M10 复合材料，纳米析出相含量进一步增加，尺寸进一步降低。由于 n-SiCp 和纳米析出相对晶界的阻碍作用，M9N1 复合材料的平均晶粒尺寸降低至 0.9μm。M9N1 复合材料的 YS 和 UTS 进一步提高至 322MPa 和 360MPa。在高温下，M9N1 复合材料的峰值应力变化趋势与 M10 复合材料相同，随着变形温度的降低或应变速率的增加而增加。变形温度的降低或应变速率增加时，由于 n-SiCp 的存在，导致复合材料内部应变积累加剧，促进了连续动态再结晶的发生，动态再结晶程度反而增加，但开动的滑移系数量明显减少，材料延伸率降低。同步辐射原位三维成像结果分析显示，M9N1 复合材料中微裂纹多由原始微孔洞扩展而来。n-SiCp 的加入改变了裂纹的扩展方式：在 150°C时，n-SiCp 可显著阻碍微裂纹沿 μm-SiCp 的表面扩展，促使微裂纹沿径向扩展。而变形温度的升高加剧了原始微孔洞的扩展与合并，并在不同区域形成多个主裂纹，而后主裂纹之间的次生裂纹以台阶的形式相连接，导致样品断裂。

ABSTRACTP

article reinforced Mg-based composites(PRMCs) who integrate the light weight, highspecific strength and stiffness of magnesium alloys with the high strength, high hardness andwear resistance of reinforcements exhbit broad application prospects in aerospace,transportation and 3C fields. In present, there are many reports on Mg-Al matrix composites.The service environment of PRMCs is various in practical applications, the single matrix cannot meet all the operating conditions. The Mg-Zn alloys have better comprehensive mechanicalproperties and age hardening performance than other rare-earth free magnesium alloys. It cannot only fully utilize advantage of Mg-Zn alloy matrix, but also prepare high-performance Mgmatrix composites if the Mg-Zn alloys are used as the matrix material of composites.In this dissertation, the Mg-6Zn-3Al-0.5Ca alloy with good comprehensive mechanicalproperties and SiCp are used as matrix alloy and reinforcement, respectively. The Mg-basedcomposites with uniform distribution of SiCp are prepared by the semisolid stirring castingmethod. And the evolution mechanism of microstructure and mechanical property of as-castcomposites is investigated. The hot extrusion is conducted for composites to improvecompactness and refine grain size of composites. Subsequently, the effect of micro SiCp (μm-SiCp) and double size SiCp (8μm and 60nm) on the microstructure evolution and room-tenperature mechainical property of as-extruded composites is explored. And the room-temperature strengthening mechanism of the composites is discussed. Finally, themicrostructure evolution of composites under different deformation temperature and strain rateis studied. In addition, the tension process of composites under elevated temperature isvisualized combined with in situ snchrotron radiation 3D imaging technique. The initiation andpropagation mechanism of micro-cracks is discussed. The specific research contents and mainresults are as follows:

目录

摘要

ABSTRACT

主要符号表

1 绪论

2 实验方法

3 μm-SiC_p/Mg-6Zn-0.5Ca-x Al 复合材料的组织及室温性能

4 μm-SiC_p/Mg-6Zn-3Al-0.5Ca 复合材料的高温变形行为

5 微纳双尺寸 SiC_p/Mg-6Zn-3Al-0.5Ca 复合材料的组织及高温力学行为

6 结论与展望

参考文献

1 绪论

1.1 研究背景及意义近年来，我国经济水平不断提高，人民的生活水平随之增加的同时，能源问题和环境问题日趋严重[1]。而我国石油资源贫乏，大量依赖进口，其中石油资源中的 70%均消耗在交通领域。随着能源消耗的日益严重及国际局势的日趋紧张，依托于我国强大的电力系统，国家战略性的提出新能源的发展战略，即采用节能的电动汽车逐渐取代传统的燃油车。汽车的减重可进一步降低能源消耗。从材料领域来看，节约能源最有效的举措之一就是采用轻质的材料部分替代现有的钢铁等高密度材料。因此，具有密度低、比强度及比刚度高的镁及其合金在航空航天、交通运输，尤其是目前的新能源汽车领域具有广阔的应用前景[2-5]。目前，镁合金已用于工业产品的大规模制造，如汽车方向盘、高铁行李架、汽车轮毂以及笔记本外壳等受力不大的部件。而在汽车关键零部件中，如变速箱、发动机中一些传统机构中的部件往往需要承受一定的热循环和应力循环，主流材质仍然是采用铝合金或者钢铁，而且这类部件在汽车整体质量中占比往往较大。因此，若能开发出力学性能优异，且耐高温的镁合金有望进一步降低车身整体质量，提高能源利用率。但镁合金的整体力学性能偏低，仍然是限制其在工业领域大规模应用的重要因素之一[6, 7]。传统的提高合金性能的方法主要有：合金化法[8]，加工变形[9]，热处理[10]等。向特定的镁合金体系中加入某些元素（如 Sn 和稀土元素），配合适当的加工变形和热处理，不仅可细化合金晶粒，弱化合金织构，还可大大提高合金的室温和高温力学性能。如向 Mg-Zn 合金中加入 Ca 元素，不仅可细化合金晶粒，还可弱化合金织构，提高合金强度和韧性[11]。但是传统的方法对合金性能提升十分有限。陶瓷颗粒（如 SiC[12]，TiB2[13]，TiC[14]和 AlN[15]等）具有高熔点、高弹性模量等优点，将其加入到镁合金中可制备出兼具低密度以及高强度、高弹性模量的镁基复合材料（Particle Reinforced Mg-based Composites，PRMCs），并大大拓宽镁基材料的应用领域，例如，在航空、国防等重点领域，镁基复合材料展现出重要的应用前景。目前已有较多关于 PRMCs 的报道[16-22]。颗粒的添加对复合材料的影响主要体现在以下几个方面：(i)在铸态复合材料中，颗粒的添加可有效地破碎合金中第二相的网状分布，并使第二相以碎小的块状依附于颗粒形核[23]；(ii)加入颗粒后，由于颗粒（尤其是陶瓷颗粒，如 SiC）与基体之间热导率明显不同，在凝固过程中颗粒往往会被固液界面推移，导致颗粒在固液界面前端富集，增加元素扩散难度，从而加剧成分过冷，细化晶粒[24]；(iii)在热变形过程中，颗粒的存在会增强颗粒刺激形核机制，从而促进动态再结晶，细化晶粒[25]；(iv)增强颗粒加入后，由于颗粒与基体之间的热导率差异，凝固或热变形冷却后会在颗粒周围形成大量的位错，提高位错密度[26]。另外，变形时加入的颗粒会破坏复合材料内部应力场的连续性，进而引起载荷传递效应，提高复合材料的力学性能[27]；(V)颗粒的引入会使得材料内部的不协调变形增加，从而引入大量位错，促进元素扩散，增加析出相数量，进一步增强 Orowan 强化效应[28]。颗粒的加入虽可显著提高材料的强度，但引入的颗粒过量时复合材料的延伸率往往呈断崖式下降[29]。镁基复合材料的制备方法主要有固相法（如粉末冶金）和液相法（如搅拌铸造法）。相比之下，搅拌铸造法的成本更低，并具有大规模生产的潜力而成为研究者制备镁基复合材料的首选方法[30]。但是，目前关于搅拌铸造法制备镁基复合材料的报道主要集中于Mg-Al 基复合材料，这主要是由于 Mg-Al 系合金良好的铸造性能，如较大的半固态区间、良好的抗氧化性以及良好的流动性等[31-33]。在实际应用中，材料的服役环境往往是复杂的，而单一 Mg-Al 基复合材料无法满足全部工况的应用，因此，开发新型高性能镁基复合材料是十分必要的。Mg-Zn 系合金具有更好的时效强化效应和良好的综合力学性能，若配和适当的其他元素，如 Ca，Sn 和 Gd 等，可生成具有高熔点的长周期堆垛有序相(Long-Period Stacking Order phases, LPSO)或 I 相，或 Mg2Sn 及 Mg2Ca 相，可以大大扩宽材料的服役温度范围。向 Mg-Zn 系合金中添加增强颗粒后可进一步制备出性能优异的 Mg-Zn 基复合材料。目前虽有一些关于 Mg-Zn 基复合材料的报道[34-37]，但多集中于 Mg-Zn 基复合材料的组织及室温性能，关于 Mg-Zn 基复合材料高温力学性能的研究则十分有限，尤其是 Mg-Zn 基复合材料在载荷-高温复杂使役环境下裂纹萌生扩展行为的研究几乎为空白。因此，对其进行针对性的研究具有十分重要的学术和工程意义。本学位论文研究中，为提高熔体抗氧化性，拟向 Mg-6Zn 合金加入 0.5wt%Ca 元素，为降低合金的热裂敏感性，增加熔体的糊状区宽度[38]，向其中加入适量的 Al 元素，研究适量的 Al 元素加入对铸态复合材料组织及性能的影响规律。采用热挤压工艺进一步优化颗粒的分布，改善组织，研究颗粒的加入对材料的组织、室温性能和高温性能的影响规律。进一步地，采用同步辐射原位三维成像技术对复合材料的高温变形过程进行原位研究，揭示高温-载荷环境下复合材料的变形、裂纹萌生与扩展行为。这对于进一步理解镁基复合材料的组织和力学行为演变以及后续高性能镁基复合材料的开发具有十分重要的指导意义。

 M9N1 及 M10 复合材料的力学性能曲线：（a）工程应力应变曲线，（b）加工硬化率曲线Fig. 5.8 The mechanical property curves of M9N1 and M10 composites: (a) engineering stress-straincurves, (b) work hardening rate curves

1.2 镁基复合材料研究现状1.2.1 镁基复合材料的种类在镁基复合材料中，按照增强相的长径比进行划分，可将其分为不连续增强体(如陶瓷颗粒，氧化物颗粒等)[39]、半连续增强体(如碳纤维，晶须等)[40, 41]和连续增强体(如纤维)[42, 43]，如图 1.1 为不同类型增强体的示意图[44]。其中连续和半连续增强体增强的镁基复合材料具有较好的力学性能，但是通常采用压力浸渗法制备，过程往往较为复杂，一般包括增强体预制体的制备和合金浆料的制备。另外为了避免杂质的影响，制备过程往往需要在真空下进行[43]，这就使得制得的复合材料的成本大大增加，并且尺寸受到限制。另外，在后续变形过程中，如热挤压变形，连续增强体可能发生断裂，并沿挤压方向发生定向排列，导致复合材料的性能具有较强的择优取向。相较而言，颗粒增强体增强的镁基复合材料制备工艺相对简单，成本低，且性能具有各向同性等优势，而成为镁基复合材料领域的研究热点。

M9N1 复合材料变形过程中宏观应变分布

1.2.2 颗粒增强镁基复合材料的研究概况目前关于 PRMCs 研究较多，根据增强颗粒的种类划分可以分为金属颗粒（一般为在基体内固溶度很低或几乎不固溶的金属或合金，如 Cu、Ti、TC4 颗粒和高熵合金颗粒等）和陶瓷颗粒（如 SiCp、Al2O3、TiB2、AlN 和 TiCp 等）。Fan 等人[45]采用超声辅助搅拌铸造法成功制备了 Tip/Mg-6Zn-0.5Ca 复合材料，并对其性能开展了研究，结果如图 1.2 所示，其中 A280 表示在 280°C挤压后的 Mg-6Zn-0.5Ca合金，C200、C240 和 C280 分别表示在 200°C、240°C和 280°C挤压后的 Tip/Mg-6Zn-0.5Ca复合材料。Tip 在挤压变形过程中被显著拉长，挤压温度降低，Tip 的长径比增加。Tip 的加入促进了动态再结晶，并破碎了长条状的 Ca2Mg6Zn3 相，细化了 MgZn2 相，这种对第二相的细化效果在较低的挤压温度下更加明显。由于细晶强化、纳米析出相的 Orowan强化和 Tip 的载荷传递效应使得材料的强度大大增加。另外，Tip 在拉伸过程中可随基体变形，这使得复合材料在变形前期拥有高的加工硬化率。Ye 等人[46]采用粉末冶金法制备了 μm-Tip/AZ31 复合材料，并对其组织及力学性能进行了研究，结果表明，Tip 与基体之间存在界面反应，在 Tip 表面发现了 TiAl 相，TiAl 相和基体之间存在着纳米尺寸的MgO 层。Tip 含量为 9wt%时复合材料拥有最佳的强度塑性匹配（YS：264MPa，UTS：294MPa，EL：8%），导致其性能优异的主要原因为：(1)Tip 加入导致细晶强化；(2)Tip 与基体之间良好的界面结合；(3)Tip 的加入导致织构的弱化；(4)变形时 Tip 可随基体发生协调变形。另外，Sankaranarayanan 等人[28, 47]采用熔化沉积制备了 Tip、Cup 和 Tip+Cup 增强纯镁复合材料，并对其组织及力学性能进行研究，结果发现，金属颗粒的加入使得基体的晶粒尺寸明显细化。Mg-Tip 和 Mg-Cup 复合材料的力学性能受增强颗粒的固有性质及颗粒与基体的界面反应影响较大。Tip 和 Cup 的混合加入显著提高材料的强度。

Deng[50]等采用搅拌铸造法制备了微米+亚微米级 SiCp 增强 AZ91 镁基复合材料，并对比了不同尺寸颗粒增强复合材料的力学性能。结果表明，微米级 SiCp 增强的复合材料较 AZ91 合金其强度提高幅度显著，但是塑性明显下降，其强度提高的主要原因在于 SiCp加入引起的细晶作用。而双尺寸颗粒增强镁基复合材料的强度和延伸率相较于单尺寸颗粒强化复合材料均有大幅提升，主要原因在于微米级颗粒的细晶作用和亚微米级颗粒对位错的钉扎作用。Nie 等[51]利用超声辅助搅拌铸造法制备了纳米 SiCp（NN-SiCp）增强AZ91 复合材料，并对其组织及性能进行了研究。结果发现，铸态合金在加入 NN-SiCp后显微组织由铸态中的不规则块状转变为板条状。由于 NN-SiCp 的加入产生的 Orowan强化效应，复合材料的强度和延伸率均得到极大提高。Shen 等[52]对纳米及 SuM-SiCp（SuM：亚微米）强化 AZ31B 复合材料的拉伸断裂机制进行了对比。两种不同尺寸颗粒的加入使得变形过程中 SiCp 与基体之间积累了大量的位错（如图 1.3（a-e）所示，其中 N-1+0.5-4 表示 NN-SiCp 含量为 1vol. %，0.5μm 的 SiCp 含量为 4vol. %增强的 AZ31复合材料）。高密度位错区域的形成是导致其强度提高的主要因素。SuM-SiCp 与基体之间在变形过程中产生了微裂纹，而 NN-SiCp 与基体之间结合良好（如图 1.3（f）所示）。Zhu 等[53]采用搅拌铸造法成功制备出了双纳米级 SiCp+TiCp（n-SiCp+TiCp）增强 AZ91 复合材料。结果表明，复合材料的强度和延伸率较 AZ91 合金均有大幅提升，主要原因在于挤压过程中纳米级颗粒及动态析出的纳米级 Mg-Al 相对动态再结晶晶粒生长的阻碍作用，使得复合材料具有超细的晶粒尺寸，且在变形过程中，纳米相产生的 Orowan 强化效果赋予了复合材料超高的强度、延伸率及加工硬化率。综上，颗粒的加入可显著影响复合材料的组织，并增强其力学性能，对组织的影响集中于两方面，一是颗粒（尤其是金属颗粒）与基体之间可能会发生界面反应，引起复合材料相组成的变化[54, 55]；二是颗粒在变形时会阻碍位错运动，进而在颗粒周围积累较大的应变，促进动态再结晶（Dynamic recrystallization, DRX），细化晶粒[56, 57]。颗粒对复合材料力学性能的强化主要是由于颗粒对组织的细化，颗粒引起的载荷传递效应，以及颗粒在变形时引入大量位错，促进了大量析出相的生成，引起 Orowan 强化[58, 59]。

1.2.3 颗粒增强镁基复合材料的制备工艺目前已有较多的方法制备 PRMCs，按照基体的状态进行分类，可分为固相法、液相法和半固相法。（1）固相法固相法主要包括粉末冶金法和搅拌摩擦法。粉末冶金法可有效克服基体与颗粒之间润湿性差的问题，在保证颗粒均匀分布的同时还可制备出致密度较高的复合材料[60]，因此目前该方法是制备复合材料的最常用的方法。其主要流程是采用球磨工艺对粉末进行混合，然后在一定压力下进行冷压成形，之后在高温下烧结后即可得到组织均匀的复合材料。其流程图如图 1.4 所示。为进一步改善颗粒分布，增加复合材料的致密度，往往需对得到的复合材料进行热变形，如热挤压，热轧等[61]。而搅拌摩擦法的原理与搅拌摩擦焊相同，制备材料时首先对母材预制型槽，将粉末均匀放置于型槽内部，采用熔点较高的搅拌头快速搅拌，依靠与母材之间的摩擦热将母材快速熔化，使颗粒在基体中均匀分布。目前已有众多学者采用粉末冶金法和搅拌摩擦法成功制备了镁基复合材料，并对其组织和性能开展了研究。如 Penther 等人[62]采用粉末冶金法制备了 n-SiCp 增强纯镁基体通过合理的优化工艺，粉末冶金法和搅拌摩擦法均可制备出颗粒分布均匀的复合材料。另外，由于粉末冶金法制备复合材料时温度往往低于合金熔点，因此可有效避免或减少颗粒与基体之间界面反应。此外，粉末冶金法几乎可忽略增强体与基体之间的润湿性问题，故可制备高含量增强体的复合材料。但是该方法的缺点也十分明显，首先是该法的制备流程和设备复杂，复合材料的制备成本高昂；其次是该方法不适合大批量生产；另外，由于需要对粉末进行混合，金属粉末在球磨时为避免氧化往往需要在惰性气体中进行，对于镁和铝等易燃的金属粉末，该方法存在较大的安全风险。而搅拌摩擦法相对于粉末冶金法可制备的复合材料尺寸更为有限，因此更多地用于制备涂层材料[67-69]。（2）液相法液相法主要包括压力浸渗法[70]、搅拌铸造法[71]和喷射成形法[72]。压力浸渗法制备复合材料之前，先将预制的增强体块放入预制的模具中，在一定压力和温度下，将液态的镁熔体压入至预制的增强体块中，整个过程一般是在真空环境下进行。压力浸渗往往是在高压的环境下进行，因此可显著降低气孔、夹渣等缺陷，制备的复合材料密度较高。另外，该法可直接制备出近净成型的复合材料。Cevik 等人[73]采用压力浸渗法制备了 TiB2和石墨复合增强的 AZ91 复合材料，并对其耐磨性进行研究，结果显示，随着石墨含量的增加，复合材料的孔隙率上升，石墨含量为 0.25vol. %时，复合材料的压缩强度和硬度达到最大，分别为 415MPa 和 140.6HB，同时复合材料拥有最好的耐磨性。Guan 等人[74]采用压力浸渗法制备了 SiC/AZ91 复合材料，并对其组织、力学性能和耐磨性进行了研究。压力浸渗法的原理图如图 1.5（a）所示。结果表明，压力浸渗法制备的复合材料中 SiCp 分布均匀，颗粒与基体之间未发生界面反应（如图 1.5（b）和（c））。由于 SiCp与基体之间导热系数的差异，导致复合材料中形成大量热配位错，促进了析出相的形成。相比于 AZ91 合金，复合材料的硬度、压缩强度以及耐磨性均显著提升。

6 结论与展望

6.1 结论

本文以 Mg-6Zn-0.5Ca 合金为基体，采用半固态搅拌铸造法制备了 10wt% SiCp/Mg-6Zn-0.5Ca 复合材料。研究了 Al 元素的加入对铸态复合材料组织、SiCp 的分布和力学性能的影响规律。后续对复合材料进行挤压变形以进一步优化其组织，并对挤压态微米SiCp（平均直径 8μm），微纳双尺寸 SiCp（9wt% 8μm +1wt% 60nm）/Mg-6Zn-3Al-0.5Ca复合材料的室温和高温性能进行研究，分析了复合材料的室温强化机制，结合原位同步辐射成像技术对 SiCp/Mg-6Zn-3Al-0.5Ca 复合材料的高温拉伸过程进行了三维可视化，分析了温度、微米 SiCp 以及微纳双尺寸 SiCp 的引入对复合材料裂纹萌生及扩展过程影响。具体结论如下：（1） SiCp/Mg-6Zn-0.5Ca 复合材料主要由 α-Mg，Ca2Mg6Zn3 和 MgZn2 相组成。Al元素加入后，生成了 Ca2(Mg,Al)6Zn3 和 Mg32(Al,Zn)49 相。SiCp 为第二相提供了形核核心，打破了第二相的网状分布，使其以碎小的块状形式依附于 SiCp 分布。SiCp 与基体之间未发生界面反应。Al 含量为 3wt%时 SiCp 分布最均匀，微孔洞含量及单个微孔洞体积均为最小，此时铸态复合材料的力学性能达到最佳，屈服强度、抗拉强度和延伸率分别为 100MPa、188MPa 和 4.4%。（2） 挤压后，基体合金及微米 SiCp/Mg-6Zn-3Al-0.5Ca 复合材料的组织均为动态再结晶区域和未再结晶区域组成的双峰晶粒组织。μm-SiCp 的加入增强了颗粒刺激形核机制，促进了动态再结晶，导致未再结晶区域面积分数降低。合金和复合材料中网状分布的第二相及 SiCp 团聚被打破，沿挤压方向呈线性分布。第二相的面积分数增加，平均尺寸相较于合金有所降低。复合材料的平均晶粒尺寸由基体合金的 7.3μm 被细化至1.2μm。织构类型基本不变，由于动态再结晶程度的增加织构强度显著降低。复合材料的屈服强度和抗拉强度分别为 300MPa 和 340MPa，远高于 Mg-6Zn-3Al-0.5Ca 合金的158MPa 和 320MPa。计算表明细晶强化对复合材料的强度贡献最大，其次是位错强化、Orowan 强化和载荷传递强化。（3） 高温条件下，10wt% 8μm SiCp/Mg-6Zn-3Al-0.5Ca 复合材料的峰值应力随变形温度的降低或应变速率的增加而增大。应变速率相同（0.001s-1），变形温度增加（150°C增至 200°C），复合材料中动态再结晶面积分数由 24.82%增加至 67.96%，滑移系的开动数量增加。变形温度相同（150°C），应变速率增加（0.0001s-1 增至 0.001s-1）使得复合材料内部应力集中加剧，促进了动态再结晶过程。复合材料的主要变形机制均为柱面<a>和锥面<c+a>滑移系开动。不同温度下复合材料中裂纹均以颗粒界面脱粘的方式萌生。150°C时，裂纹率先沿颗粒界面扩展，然后径向合并，导致试样断裂；250°C时裂纹沿颗粒表面扩展的趋势减弱，沿径向合并趋势显著增加。（4） n-SiCp 的加入极大地增强了复合材料内部的颗粒刺激形核效应，使得微纳双尺寸 SiCp/Mg-6Zn-3Al-0.5Ca 复合材料的动态再结晶的程度进一步增加，平均晶粒尺寸进一步细化。n-SiCp 的加入并不影响材料的相种类，但纳米析出相的体积分数相较于单尺寸微米 SiCp 增强的复合材料显著提高，平均尺寸细化显著细化至 0.082μm。复合材料的室温强度进一步提升，屈服强度和抗拉强度分别为 322MPa 和 360MPa。高温下，微纳双尺寸 SiCp/Mg-6Zn-3Al-0.5Ca 复合材料的峰值应力随变形温度的降低或应变速率的增加而增加。应变速率不变（0.001s-1），变形温度增加（150°C增至 200°C），动态再结晶区域的面积分数基本不变，变形机制由柱面<a>滑移系和锥面<c+a>滑移系开动向多相滑移系开动转变。150°C时，应变速率增加（0.0001s-1 至 0.01s-1），复合材料的动态再结晶程度由 25.40%增加至 33.43%，变形机制由基面<a>和锥面<c+a>滑移系开动向柱面<a>滑移系开动转变。（5） 在不同变形温度下，微纳双尺寸 SiCp/Mg-6Zn-3Al-0.5Ca 复合材料的裂纹萌生和扩展机制略有不同。150°C时复合材料中的原始微孔洞在载荷的作用下扩展长大，形成主裂纹，同时在其他区域形成大量分布均匀的微裂纹，主裂纹在后续变形中会率先扩展至最近的表面，然后沿径向快速扩展贯穿整个试样导致材料断裂；温度增加至 250°C时，显著促进了裂纹的扩展，局部区域微裂纹之间的合并趋势加剧，在不同区域形成主裂纹，主裂纹之间并以台阶状的形式相连，导致复合材料断裂。n-SiCp 的引入使得复合材料中裂纹的萌生机制由微米颗粒的界面脱粘转变为原始微孔洞的扩展。另外，在 150°C时，微纳双尺寸颗粒增强的复合材料中裂纹倾向于沿径向合并。基体随温度的增加而发生软化，促进了原始微孔洞的扩展以及后续微裂纹之间的合并，导致多个主裂纹的形成。

6.2 创新点

（1）提出了 Al 元素的熔体改性方案，并揭示了 Al 元素在微米 SiCp/Mg-6Zn-0.5Ca复合材料中的作用机理及复合材料的强化机制，即 Al 元素可增加熔体的半固态区间，改善熔体与颗粒的润湿性，促进 SiCp 均匀分布。微米 SiCp 可促进动态再结晶，细化晶粒，并在变形时起载荷传递作用，提高材料强度。（2）基于多尺度粒子强化思想，采用微纳双尺寸颗粒预混合方法，设计并制备了颗粒分布均匀的双尺寸 SiCp/Mg-6Zn-3Al-0.5Ca 复合材料，揭示了双尺寸颗粒的作用机制，即双尺寸颗粒的引入可充分发挥微米颗粒的刺激形核效应以及纳米颗粒对晶界的钉扎作用，从而增强细晶强化和 Orowan 强化效应，提高材料性能。（3）采用同步辐射原位三维成像技术针对镁基复合材料的高温拉伸过程进行研究，揭示了微米、微纳双尺寸及温度变化对复合材料高温变形过程中的裂纹萌生及扩展机制的影响规律，即微裂纹以颗粒界面脱粘的方式形核，然后沿颗粒表面扩展，随后径向粗化，导致样品断裂；纳米颗粒阻碍了微裂纹沿颗粒表面扩展，促使其径向扩展；微米颗粒增强的复合材料中，温度升高延缓了微裂纹的萌生，促进裂纹径向扩展；纳米颗粒加入后，温度升高加剧了原始微孔洞的扩展，导致多个区域形成主裂纹，主裂纹之间以台阶状形式相连，致使材料断裂。

6.3 展望

本文研究了微米及微纳双尺寸 SiCp/Mg-6Zn-3Al-0.5Ca 复合材料铸态组织和性能、挤压态组织及室温力学性能，并分析了复合材料的强化机制。研究了复合材料在高温、载荷负载服役环境下的力学行为，建立了相关的本构方程，分析讨论了变形过程中组织演化，并采用同步辐射原位成像技术可视化了复合材料在高温变形过程中的裂纹萌生扩展过程。但本研究方向仍然存在一些不足，后续可针对这些不足继续进行深入研究，具体如下：（1） SiCp 的引入虽可大大增加材料的强度，但是往往导致材料延伸率成断崖式下降，如本文制备的双尺寸 SiCp/Mg-6Zn-3Al-0.5Ca 复合材料的强度可达 340MPa，但延伸率仅为 3.3%，限制其工程应用。受限于 SiCp 与基体间的巨大物理性质差异，变形时微裂纹多产生于 SiCp 与基体间的界面处。因此，可采用与镁基体物理性质相差不大的金属颗粒作为增强体，但金属颗粒的增强效果相比于陶瓷颗粒差，以金属颗粒为主要增强相，配之以适量的陶瓷颗粒有望制备出性能优异的镁基复合材料，而目前虽有关于这方面的研究，但并不完善和系统，尤其是高温力学性能方面的报道几乎为空白。（2） 关于镁基复合材料同步辐射研究方面，本文虽进行了相关研究，但是由于时间关系并不完善，具体体现在以下两方面，一是未对裂纹萌生扩展过程进行定量化分析，这主要是因为每个阶段采集时间较长，而在这一过程中同步辐射光源强度不稳定，导致各个阶段的阈值不相同，采集的定量化信息不准确；二是由于是自制的原位拉伸设备的软硬件并不完善，拉伸过程中应变未得到有效采集，导致无法得到复合材料的拉伸曲线。因此，后续需要进一步优化算法，得到准确的裂纹萌生及扩展的定量化信息，同时升级原位拉伸设备的软硬件。（3） 本文结合同步辐射原位成像技术可视化了复合材料在高温下的裂纹萌生扩展过程，但是受制于同步辐射技术限制，裂纹萌生扩展时的局部信息，如加载后微裂纹未萌生前复合材料内部应力应变分布状态、裂纹萌生后裂纹尖端应力场及应变场状态演变等影响裂纹扩展的关键信息无法得到可视化分析，仅能结合以往的经验进行推演。若能根据同步辐射采集到的复合材料三维组织信息建立成真实的三维有限元模型，并考虑基体组织的影响，与粘塑性自洽多晶体塑性模型结合，则直接可视化复合材料在高温加载过程中的失效断裂过程，这将极具学术价值。

参 考 文 献

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