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1 前言; Z8 j2 c* ~5 }& h" o
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。
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! e* J! x% F& }, l2 试验方法
3 U7 A$ y6 H) u, i6 |( L 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。
7 I7 w0 ^8 H2 k: H# l3 实验结果与分析
* F0 B, m# X( r$ e9 {% b3.1 Si相的形成及其控制
0 S9 T1 O8 H* l. L6 U- ] 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! T! f$ }2 w. b. w- u9 E0 ~
Fig.1 Rheologic mixed-melt structure of Zn-27Al-16vol%Si 3.2 Si相精细结构
7 s# x2 M* U! q/ I 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
- ]* ]2 m% M/ Z) WFig.2 Branching growth of silicon phase 图 3 硅相内部的精细结构(缺陷)
4 a4 v4 F% n9 h; [* c, @& EFig.3 Inner microstructure of silicon phase(defect) 3.3 界面形貌及其分析/ L3 m) J3 B3 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)/ j: n3 F! d4 Y
Fig.4 The interfacial precipitated product of silicon reinforced zinc matrix composites(a,b)" Q4 G; A; g( ^+ M- E" j1 L
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。% y1 r/ Y- e+ Q8 a8 j0 d7 R
图 5 锌基复合材料的光滑界面) z# R" P3 t6 U/ D5 S
Fig.5 The smooth interface of silicon
Z% A- L; _8 wreinforced zinc matrix composites 4 结论
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# y0 N- c4 n6 v! T (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。
! N( s+ E5 | g (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。
: l0 [8 A' b" V S5 G. ?! j% _ (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