鄒志歡，曾凡浩, ，劉吉安，李漪，古一，張福勤,

碳化硼具有低密度(2.52 g/cm3)，高硬度和高中子吸收截面等優(yōu)良性能，作為結(jié)構(gòu)材料、核材料和磨料等廣泛應用于軍民各行業(yè)中[1?2]。同時其輕質(zhì)高硬的特點，使得碳化硼在抗彈裝甲中應用潛力巨大。但是由于碳化硼燒結(jié)溫度高，脆性大，極大地限制了其應用。目前國內(nèi)外主要采用復合增韌方法改善其性能。復合增韌是在制備碳化硼時引入韌性第二相，利用第二相的韌性斷裂耗能來降低復合材料的整體脆性。復合增韌采用的方法主要有粉末冶金法和反應熔滲法。粉末冶金法是采用硬質(zhì)合金工藝，利用金屬粉末粘接碳化硼粉末致密成形。由于碳化硼熔點高(2 450 ℃)，燒結(jié)致密溫度一般高于2 100 ℃，高溫燒結(jié)時增韌金屬極容易與碳化硼發(fā)生化學反應，因此，目前還沒有找到一種能很好地粘結(jié)碳化硼的金屬材料，即類似硬質(zhì)合金中的Co或者Ni那樣的金屬材料。反應熔滲法是碳化硼復合增韌的主要方法，是各國研究的重點[3?7]。反應熔滲法[8]制備碳化硼基復合材料的主要過程是，首先按設(shè)計要求制備多孔碳化硼基體，在適當溫度和真空條件下，向多孔碳化硼基體中熔滲增韌第二相材料。研究得比較多的增韌材料是鋁及鋁合金[9?11]。近年來，由于高性能需求的抗彈材料，含Si增韌材料引起了廣泛關(guān)注[12?14]。含 Si增韌材料主要采用反應熔滲法制備。Si在1 600 ℃能完全鋪展?jié)櫇裉蓟鸹w，而且能和碳化硼快速反應形成 SiC，對復合材料的強度有利。HAYUN等[15]通過反應熔滲法制備了碳化硼基復合材料，其采用的基體為致密度為80%的碳化硼基體，該復合材料的密度 2.54 g/cm3，硬度高達 2 000±200 HV，楊氏模量為 380±10 GPa。FRAGE 等[16]在 1 480 ℃真空條件下，熔滲Al-Si合金制得碳化硼-AlSi復合材料，Si自發(fā)溶滲到B4C多孔預制件中，與B4C發(fā)生反應生成SiC，獲得SiC增強的B4C基復合材料，彎曲強度有所提高。通過反應滲Si制備碳化硼基復合材料的缺點是熔滲的溫度較高，對復合材料斷裂韌性提高不明顯。CAFRI等[17]提出一個降低熔滲溫度的方法，采用純Mg或Mg合金代替Si作為熔滲材料，使熔滲溫度降低到850 ℃。為了防止Mg被氧化，滲透過程被設(shè)計在一個特殊的Mg蒸氣氣氛的石墨坩堝內(nèi)，碳化硼與液態(tài) Mg或 Mg合金相互之間發(fā)生反應生成MgB2C2碳化物和MgB2相，制得的B4C-Mg復合材料密度極低(2.44 g/cm3)，抗沖擊性能為B4C-Si的70%。為更好地平衡復合材料的韌性和抗沖擊性能，本研究結(jié)合Mg和Si的各自特點，首次選用Mg-Si共晶合金成分作為熔滲材料。本文根據(jù)設(shè)計的孔隙率燒結(jié)制得碳化硼基體，在低溫下(1 000 ℃)向多孔碳化硼基體熔滲Mg-53%Si，制備致密度98%以上的B4C-MgSi復合材料。分別用改進泊肅葉定律和Washburn定律計算溶滲深度隨時間的關(guān)系曲線，分析熔融 MgSi在碳化硼骨架中的流動動力學規(guī)律。采用 SEM、XRD分析碳化硼基體和熔滲后復合材料的微觀形貌及結(jié)構(gòu)。分別測試碳化硼基體復合增韌后的彎曲強度、斷裂韌性，并探討復合材料的斷裂機理，以期為復合增韌碳化硼的應用奠定理論基礎(chǔ)。

1 實驗

實驗用的碳化硼多孔基體由粒度為W5(3.3± 0.20 μm)和W10(6.7±0.25 μm)碳化硼粉末按質(zhì)量比1:1充分混合，然后在溫度為1 650 ℃(保溫時間為10 min)、壓強為 30 MPa的條件下采用放電等離子燒結(jié)(SPS)制備。碳化硼基體高度為10 mm，直徑為40 mm。熔滲物為Mg粉和Si粉，按Mg-53%Si(摩爾分數(shù))的成分配比充分混合。將基體表面用砂紙打磨干凈，用酒精在超聲波清洗器中清洗10 min后，放入干燥箱中烘干備用。熔滲時，先把碳化硼基體放入小型石墨坩堝中，然后在基體上均勻鋪滿足夠的Mg-Si混合粉，蓋上石墨蓋后再把小型石墨坩堝放入帶蓋的大型石墨坩堝中，建立一個半封閉的空間體系，以防止Mg和Si揮發(fā)到爐腔中。熔滲時先抽真空到0.01 Pa，然后再通入氬氣到微正壓，升溫到1 000 ℃并保溫1 h，隨爐冷卻后取出試樣。

熔滲后取出的試樣表面采用金剛石磨盤磨平，然后部分試樣用電火花線切割成尺寸為 10 mm×10 mm×5 mm的樣品，用以測量熔滲前后的密度及孔隙率。密度與開孔率主要利用阿基米德原理，即排水法測定。

采用金剛石磨盤打磨平整，用粒度為0.1～0.5 μm的金剛石懸浮液拋光去除樣品表面劃痕，超聲清洗后，采用Nova Nano SEM 230場發(fā)射顯微鏡(SEM)及其附帶的EDAX能譜儀觀察和分析樣品的顯微組織結(jié)構(gòu)及微區(qū)成分含量。采用Dmax2500VB X射線衍射儀(XRD)分析熔滲后樣品中相的組成成分。采用洛氏硬度計在樣品表面分別取3個不同的點測量洛氏硬度。三點彎曲測試樣品用電火花線切割成尺寸為 3 mm×4 mm×35 mm條狀試樣，采用Instron3369材料力學試驗機來測定載荷位移曲線，計算確定復合材料的抗彎強度。三點彎曲測定支點跨距為30 mm，轉(zhuǎn)速為0.5 mm/min。

本實驗采用壓痕法測定 B4C-MgSi復合材料的斷裂韌性。加載力為9.8 N，加載時間為15 s，計算公式[19]為KIC=0.073(L/c3/2)，式中c為裂紋長度的一半，L為加載力的大小。選取兩個相同的試樣，每個試樣取 4個有效壓痕與裂紋，共 8個數(shù)據(jù)點，之后取平均值。

2 結(jié)果與討論

2.1 熔滲深度動力學計算

熔滲動力學研究重點內(nèi)容之一是熔滲速率，即溶滲深度和時間的關(guān)系。通過Mg-Si相圖[18]可知，Mg-Si體系存在兩個共晶點，一個是639 ℃(Si的摩爾分數(shù)為1.2%)，另一個是944 ℃(Si的摩爾分數(shù)為53%)。在本次實驗中采用Mg-53%Si共晶合金作為熔滲合金。該共晶合金由純 Si和 Mg2Si金屬間化合物組成，其中Mg2Si的密度為1.99 g/cm3，楊氏模量為120 GPa。由文獻[8]可知，采用懸滴法測得的Mg-53%Si與碳化硼基體的潤濕角小于5°。本文采用兩種模型，即改進的泊肅葉模型和 Washburn模型，分別計算熔融的 Mg和Mg-53%Si合金在多孔碳化硼基體中的熔滲深度和時間的關(guān)系，以獲得二種合金在碳化硼基體中的熔滲動力學規(guī)律，為實際的復合材料制備提供參考。

2.1.1 改進的泊肅葉模型

金屬熔體屬于不可壓縮層流，符合牛頓流體的性質(zhì)，在基體孔隙中流動時符合泊肅葉律(Poiseuille定律)：

式中：Q為體積流速；μ為動力粘度；ΔP為壓力差；h為液滴高度；r為材料中孔隙的半徑。由于體積流速Q(mào)=πr4v，v為流體速度，將此帶入公式(1)中可以得到：

液體自發(fā)進行滲透的驅(qū)動力為毛細管力，與壓力差相等，即：

式中：rlv為液體的表面張力；θ 為液固潤濕角。

然而對于多孔介質(zhì)來說，由于孔隙并不是完全單一的直線毛細管，則上述公式中的r需由有效半徑reff替代。而有效半徑則由粉末的孔隙率ω，粉末的密度ρ，粉末的體積比表Sw，粉末的形狀因子K有關(guān)。假設(shè)粉末顆粒間均為點接觸，結(jié)合式(5)的卡門?柯青(Carman-Kozeng)方程，得：

聯(lián)合上述式(2)和(6)可以得到：

可以得到：

對于反應潤濕來說，潤濕角會隨反應時間延長而下降，上述公式中的潤濕角可用臨界潤濕角來表示(即過了孕育期開始潤濕時的潤濕角)：

2.1.2 改進的Washburn模型

Washburn[20]在 1921年考慮毛細管力在泊肅葉定律中的運用時，提出了毛細管流方程，在涉及多孔介質(zhì)滲流時，提出了簡化公式，但是其對截面的均一性要求較高，應用的范圍十分有限，在之后的研究中，研究者逐漸發(fā)現(xiàn)該模型只在多孔介質(zhì)毛細上升的前期有比較高的契合度，在實驗的后期會出現(xiàn)十分明顯的偏離現(xiàn)象，這與多孔介質(zhì)中毛細上升的鎖定效應與溫度梯度有關(guān)。Washburn提出了兩個假設(shè)：(a)多孔基體中的孔隙為圓柱體；(b)液體上升的慣性力可以忽略不計。

由Washburn 簡化公式：

可推出：

如果實驗為反應潤濕，則樣品中孔隙半徑會隨反應時間延長而逐漸減小，所以上述公式中的半徑r 需用有效半徑reff替代：

考慮到反應是金屬和基體之間反應物形成，后續(xù)反應通過原子擴散控制，有效孔隙半徑和時間的關(guān)系：

將上式帶入公式(16)得到：

積分可以得到：

通過公式(12)和公式(19)可以計算出熔滲深度 h與時間t之間的關(guān)系，也可計算出最大熔滲深度與熔滲所用的時間。公式中的γ 為液態(tài)Mg的表面張力，查閱《Smithells Metal Reference Book》[21]可知，

式中：γ0為 Mg 在熔點時的表面張力(γ0=0.66 N·m?1)；Mg的熔點為650 ℃；t 為實驗的溫度；t0為Mg的熔點；dr/dt=?0.183 Nm/mK。由公式(20)可計算出 Mg在各個溫度下的表面張力(見表1)。μ為在熔滲過程中Mg的動力粘度，查閱文獻可知，Mg的粘度系數(shù)與溫度之間的關(guān)系為：

式(21)中：η為所求溫度下 Mg的粘度系數(shù)，E=8.71 kJ/mol；R=8.314 J/K為常數(shù)；η為在熔點的溫度下Mg的粘度系數(shù)；T為實驗所在的溫度，得到的Mg在實驗溫度下的粘度系數(shù)(見表1)。

B4C粉末的比表面積Sw=5.82×103cm2，體積比表面積S0=14.55×103cm2，計算得到B4C基體平均孔隙半徑r0=1.012 μm。Mg和Mg-Si共晶合金在B4C中擴散系數(shù)D大約為10?12cm2/s。將表1中數(shù)據(jù)帶入公式(12)和公式(19)中，可以得到純Mg在1 000 ℃的溫度下，滲入碳化硼基體的深度與時間關(guān)系分別為：

表1 純Mg和Mg-Si共晶合金的表面張力Table 1 Surface tension of pure Mg and Mg-Si eutectic alloy

式(22)為改進的泊肅葉模型，(23)為Washburn模型。擬合公式(22)和公式(23)，得出以下曲線圖，圖1(a)為改進泊肅葉模型計算出的曲線，圖 1(b)為 Washburn模型計算出的曲線。由圖1可知，純Mg在1 000 ℃下隨時間延長，熔滲深度快速增加，前30 min的熔滲速率快，之后速度減慢并進入相對平穩(wěn)速度的熔滲階段。對于泊肅葉模型，由于沒有考慮熔融液體和基體的反應，其熔滲深度隨時間延長一直增加，這與實際熔滲的情況有所區(qū)別。Mg在熔滲過程中，隨時間延長，不斷反應生成MgSi2化合物，這會改變流體通道(孔隙大小)，減小熔滲深度。而Washburn考慮到反應熔滲的影響，有效孔隙不斷減小，導致熔滲深度隨時間延長不斷減小，最后反應導致孔隙堵塞，深度不再增加。60 min時，泊肅葉模型計算得到的熔滲深度為3.2 cm，Washburn模型計算的深度為2.2 cm。

圖1 1 000 ℃下，不同模型計算得到的純Mg在碳化硼中的熔滲深度?時間曲線Fig.1 Calculated depth-time curves of B4C by melt infiltration with pure Mg at different model(a) Improved Poiseuille model; (b) Washburn model

Mg-Si共晶合金在1 000 ℃下滲入多孔碳化硼基體的深度與時間的關(guān)系分別為：

式(24)為改進的泊肅葉模型，(25)為Washburn模型。擬合公式(24)和公式(25)，可得到Mg-Si合金在碳化硼基體中的熔滲深度-時間關(guān)系曲線。圖2(a)為改進泊肅葉模型計算出的曲線，圖2(b)為Washburn模型計算的曲線。由圖2可知，Mg-Si共晶合金的熔滲趨勢和純Mg基本一致，熔滲速度開始較快，之后相對平穩(wěn)。熔滲深度比純Mg有所加大。例如60 min時泊肅葉模型計算得到的深度為3.7 cm，Washburn模型計算的深度為 2.6 cm。可以看到，由于Si元素的加入，Mg-Si合金在碳化硼中的熔滲深度有所增加。實驗所用的2 cm厚的樣品在1 000 ℃溫度下保溫60 min，能夠完全滲透致密,但實驗所用4 cm厚的樣品1 000 ℃溫度下保溫120 min并不能滲透，切開后測量滲透深度約為3 cm，與Washburn模型相似，說明Washburn模型與實驗結(jié)果更匹配。

2.2 密度與開孔率

表2所列為測定的碳化硼基體熔滲前后的密度及開孔率圖以及數(shù)據(jù)，可以看到熔滲前碳化硼基體平均密度為1.43 g/cm3，平均開孔率為43.1%。一般來說，碳化硼基體密度太高，孔隙較少，增韌材料難以滲透致密，增韌效果有限。實驗將碳化硼基體孔隙率控制在40%以上，對后續(xù)的熔滲實驗比較有利。熔滲后樣品的平均密度顯著提升至 2.34 g/cm3，開孔率降低至1.0%～2.0%左右，表明熔滲后基體中的孔隙較少，Mg-53%Si粉末充分的滲入了基體中，填滿碳化硼基體孔隙。

2.3 顯微組織分析

圖2 1 000 ℃下，不同模型計算得到的Mg-Si合金在碳化硼中的熔滲深度?時間曲線Fig.2 Depth-time curves of B4C by melt infiltration with MgSi alloy calculated by different model(a) Improved Poiseuille model; (b) Washburn model

表2 碳化硼基體熔滲前后的密度及開孔率Table 2 Density and porosity of B4C before and after melt infiltration

從圖3(a)中可知碳化硼基體中只有 B4C單相。熔滲后除了基體中的碳化硼之外，還生成了碳化物 SiC和Mg2Si金屬間化合物(圖3(b))。對比B4C的衍射峰發(fā)現(xiàn)，B4C的衍射峰發(fā)生輕微偏移現(xiàn)象。一般認為[5]，高溫熔滲過程中，Si會滲入到B4C中，將B4C晶體結(jié)構(gòu)中的C-B-C三原子鏈中C置換出來，得到富B含Si的B4C晶相，被置換出來的C與Si直接反應生成SiC，其反應方程式為：Si+C=SiC，Si的固溶會使B4C晶格發(fā)生畸變，導致衍射峰偏移。Mg與Si在較低的溫度就會發(fā)生反應，生成 Mg2Si。其反應式為2Mg+Si=Mg2Si。結(jié)合SEM和XRD可知，熔滲過程中Mg全部反應完畢，沒有殘留于復合材料中。生成的新相 SiC和 Mg2Si填充在多孔碳化硼基體的孔隙中。而Si尚有部分殘留，與SEM分析的結(jié)果一致。

圖3 B4C基體和B4C-MgSi復合材料的XRD圖,Fig.3 XRD patterns of B4C substrate (a) and B4C-MgSi composites (b)

圖4 為熔滲后復合材料的照片，由于硅和基體的置換反應強烈，導致樣品熔滲后表面體積變化，有反應凹坑，基體被鎂硅合金完全滲透。圖5為采用放電等離子燒結(jié)的多孔碳化硼基體在掃描電鏡下的形貌圖。由圖 5(a)可知，碳化硼顆粒在燒結(jié)過程中顆粒已經(jīng)明顯變形，互相接觸形成燒結(jié)頸，連接成一個互通的多孔碳化硼骨架結(jié)構(gòu)，孔隙尺寸不太均勻，表明碳化硼基體處于燒結(jié)的初期階段。由圖5(b)中可以明顯觀察到，樣品含有許多的連通不規(guī)則形狀的孔隙，為后續(xù)的Mg-Si材料的熔滲提供了一個良好的基礎(chǔ)。

圖4 熔滲后B4C-MgSi復合材料實物圖Fig.4 Photo of B4C-MgSi composite

圖5 不同倍數(shù)下碳化硼基體的掃描電鏡形貌圖Fig.5 SEM images of B4C substrate at different magnification

圖6 為Mg-53%Si粉末熔滲進入碳化硼基體后的掃描電鏡二次電子形貌圖。圖中黑色部分是碳化硼，灰色部分是增韌材料。從圖6(a)中可以看到，Mg-53%Si粉末充分的分布在碳化硼基體的孔隙中，只剩少量孔隙未被填充 (圖6(b))，與上述計算得到熔滲后的開孔率(1.0%～2.0%)較吻合。熔滲后制得的B4C-MgSi復合材料致密度高，Mg-Si和碳化硼結(jié)合緊密。

圖6 不同倍數(shù)下B4C-MgSi復合材料的SEM形貌圖Fig.6 SEM images of the B4C-MgSi composites at different magnification

圖7 和表3分別為B4C-MgSi復合材料的SEM背散射圖及其能譜分析數(shù)據(jù)。從圖 7(a)中不同襯度可以看出，該復合材料含有三個不同的相區(qū)：深色區(qū)域A，灰色區(qū)域B以及亮白色點狀區(qū)域C。對三個不同的區(qū)域進行能譜分析，圖3所示為B4C基體和B4C-MgSi復合材料的XRD圖。結(jié)合圖3，可以確定其對應區(qū)域分別為基體B4C、熔滲后新形成SiC、Mg2Si混合相以及殘留的Si相。熔滲物中SiC與Mg2Si相結(jié)合得較為緊密，在圖中無法明顯的區(qū)分SiC相和Mg2Si相。

2.4 力學性能

對熔滲前后的樣品進行了洛氏硬度測試，結(jié)果如表3所列?？梢钥闯觯迨嫌捕绕骄祻?9.3 HRA上升到了71.3 HRA，熔滲后樣品的洛氏硬度比熔滲前提升20%。多孔基體由于孔隙存在使承受負荷的有效截面積減少，硬度不高。熔滲過程中 MgSi合金充分滲入到碳化硼基體孔隙中，反應生成了SiC和Mg2Si。SiC的密度為3.1 g/cm3，維氏硬度為2 200。Mg2Si的密度為1.99 g/cm3，維氏硬度為450。由于兩種高硬化合物有效填充了碳化硼基體的孔隙，提高了碳化硼的致密度，使得B4C-MgSi復合材料的整體硬度增加。

圖7 B4C-MgSi復合材料的背散射掃描圖Fig.7 Backscattered-electron diffraction (BSED) images of the B4C-MgSi composites at different magnification

表3 碳化硼基體熔滲前后的洛氏硬度Table 3 Rockwell hardness of B4C before and after melt infiltration

圖8為碳化硼基體和B4C-MgSi復合材料彎曲載荷?位移曲線圖。碳化硼基體的平均彎曲載荷為 130 N，復合材料樣品的平均彎曲載荷為240 N。表4為計算得到的熔滲前后B4C彎曲強度。從表4可知，碳化硼基體彎曲強度平均值 155.32 MPa，熔滲后制得的B4C-MgSi彎曲強度平均值為285.81 MPa，不同位置彎曲強度相差不大?？梢?，熔滲后，碳化硼的彎曲強度增加84%。這說明MgSi合金反應熔滲到碳化硼基體中，通過反應生成的SiC和Mg2Si起到填充增密補強作用，其彎曲強度顯著提高。Mg2Si是一種輕質(zhì)高強的材料，其密度只有1.99 g/cm3，抗拉強度為1 670 MPa，彈性模量為120 GPa。而SiC則是高模陶瓷，其彈性模量為410 GPa，彎曲強度為380 MPa。因此反應生成的這兩種化合物，對提高復合材料的強度有利。

圖8 碳化硼基體和B4C-MgSi復合材料彎曲載荷?位移曲線圖Fig.8 Bending load-displacement curves of B4C substrate(a) and B4C-MgSi composites (b)

表4 碳化硼基體和B4C-MgSi復合材料的彎曲強度和斷裂韌性對比Table 4 Bending strength and fracture toughness of B4C and B4C-MgSi composites

大量研究表明，由于碳化硼的脆性大，在采用單邊缺口梁法加工試樣時，標準裂紋往往不易獲得，數(shù)據(jù)的分散性大，誤差較大。而近年來發(fā)展起來的壓痕法比較適合高硬脆的陶瓷斷裂韌性測量，裂紋可穩(wěn)定獲得且不易弄碎樣品，得到了許多實驗的驗證[19]。因此本文對 B4C-MgSi復合材料的斷裂韌性采用壓痕法測試，通過量取壓痕周圍的裂紋長度計算其斷裂韌性。圖9為B4C-MgSi復合材料的維氏硬度壓痕形貌。從圖中可以觀察到壓痕的裂紋從壓痕尖端延伸到基體中，量取裂紋的長度(2c)，通過公式KIC=0.073 (L/c3/2)計算B4C-MgSi復合材料的斷裂韌性，如表4所列。從表 4可知 B4C-MgSi復合材料的平均斷裂韌性為5.27±0.53 MPa·m1/2，比碳化硼本身的斷裂韌性(2.6 MPa·m1/2)高出近一倍，說明反應熔滲生成的 SiC和Mg2Si對B4C-MgSi復合材料增韌效果明顯。

圖9 B4C-MgSi復合材料的維氏硬度壓痕Fig.9 Creasing of B4C-MgSi composite

圖10 為B4C-MgSi復合材料的斷口形貌圖。從圖中可知，存在許多暗黑色平滑平面，屬于明顯的脆性斷裂，而純碳化硼塊體一般斷裂方式為穿晶斷裂[22]，結(jié)合 SEM形貌可以確定其為碳化硼基體。碳化硼顆粒周圍的部分，根據(jù)上述對B4C-MgSi復合材料的SEM、XRD分析再結(jié)合文獻[23]，可以確定該部分為SiC與Mg2Si相的混合相。在有限的碳源條件下，Si與碳發(fā)生反應，在碳化硼顆粒的周圍生成SiC相，剩余的Si與Mg發(fā)生反應生成Mg2Si相。兩種相相互混合，充分地填充在碳化硼周圍。SiC與Mg2Si混合相分布在碳化硼顆粒周圍，有撕裂棱現(xiàn)象，可以推斷外加載荷作用下，基體和混合相共同承載，碳化硼顆粒超過其彎曲極限載荷后穿晶斷裂，同時撕裂周圍的混合相，混合相呈現(xiàn)韌性斷裂特征。因此，B4C-MgSi復合材料的斷裂方式是一種混合的斷裂模式，從碳化硼基體單一的脆性斷裂轉(zhuǎn)變成脆性斷裂與韌性斷裂的混合斷裂方式，復合材料的斷裂韌性得以提高。

圖10 B4C-MgSi復合材料斷裂形貌圖Fig.10 SEM image of the fracture surface of B4C-MgSi composite

3 結(jié)論

1) 在溫度為1 000 ℃的條件下，采用熔滲法向多孔碳化硼基體中熔滲Mg-Si共晶合金，制得B4C-MgSi復合材料。B4C-MgSi復合材料主要由 B4C、SiC和Mg2Si金屬間化合物以及殘留的少量Si組成。熔滲前碳化硼基體孔隙率為 43%左右，熔滲后得到的 B4CMgSi復合材料孔隙率僅為1.0%～2.0%。

2) 采用改進泊肅葉模型和Washburn模型計算表明，熔融Mg和Mg-Si合金可有效滲入多孔碳化硼基體，在1 000 ℃下，熔融Mg在多孔碳化硼中的熔滲深度隨時間延長而增加，熔滲速度先快后平穩(wěn)，60 min可達2.2 cm以上，相同條件下MgSi合金比純Mg的滲透深度更大。

3) B4C-MgSi復合材料較碳化硼基體的力學性能有了明顯的提升，平均洛氏硬度從59.3 HRA上升到71.3 HRA，平均彎曲強度從155.32 MPa上升到285.81 MPa。B4C-MgSi復合材料的平均斷裂韌性為5.27±0.53 MPa·m1/2，比碳化硼本身的斷裂韌性高出近一倍，表明熔滲法制備的 B4C-MgSi復合材料增韌效果明顯。B4C-MgSi復合材料的斷裂方式為脆性斷裂與韌性斷裂相結(jié)合的混合斷裂模式，不再是碳化硼基體單一的脆性斷裂。

REFERENCES

[1] JIANG Guojian, et al. Combustion of Na2B4O+Mg+C to synthesis B4C powders[J]. Journal of Nuclear Materials, 2009,393: 487?491.

[2] GRASSO S, HU C, VASYLKIV O, et al. High-hardness B4C textured by a strong magnetic field technique[J]. Scripta Materialia, 2011, 64(3): 256?259.

[3] REHMAN S S, JI W, KHAN S A, et al. Microstructure and mechanical properties of B4C densified by spark plasma sintering with Si as a sintering aid[J]. Ceramics International,2015, 41(1): 1903?1906.

[4] TU R, LI N, LI Q, et al. Microstructure and mechanical properties of B4C-HfB2-SiC ternary eutectic composites prepared by arc melting[J]. Journal of the European Ceramic Society,2016, 36(4): 959?966.

[5] ZHANG X, ZHANG Z, WANG W, et al. Preparation of B4C composites toughened by TiB2-SiC agglomerates[J]. Journal of the European Ceramic Society, 2017, 37(2): 865?869.

[6] HAYUN S, WEIZMANN A, DARIEL M P, et al. Microstructural evolution during the infiltration of boron carbide with molten silicon[J]. Journal of the European Ceramic Society, 2010, 30(4):1007?1014.

[7] MOSHTAGHIOUN B M, GARCIA D G, DOMINGGUEZ A.High-temperature plastic deformation of spark plasma sintered boron carbide-based composites: The case study of B4C-SiC with/without graphite (g)[J]. Journal of the European Ceramic Society, 2016, 36(5): 1127?1134.

[8] ZHOU Y, NI D, KAN Y, et al. Microstructure and mechanical properties of reaction bonded B4C-SiC composites: the effect of polycarbosilane addition[J]. Ceramics International, 2017, 43:5887?5895.

[9] XIAN Y, QIU R, WANG X, et al. Interfacial properties and electron structure of Al/B4C interface: A first-principles study[J].Journal of Nuclear Materials, 2016, 478: 227?235.

[10] WU H, ZENG F, YUAN T, et al. Wettability of 2519Al on B4C at 1000–1250 ℃ and mechanical properties of infiltrated B4C-2519Al composites[J]. Ceramics International, 2014, 40(1):2073?2081.

[11] LUO G, WU J, XIONG S, et al. Microstructure and mechanical behavior of AA2024/B4C composites with a network reinforcement architecture[J]. Journal of Alloys & Compounds,2017, 701: 554?561.

[12] ZHANG M, ZHANG W, ZHANG Y, et al. Fabrication,microstructure and mechanical behavior of SiCw-B4C-Si composite[J]. Materials Science & Engineering A, 2012, 552(34):410?414.

[13] MAZAHERY A, SHABANI M O. Tribological behaviour of semisolid–semisolid compocast Al-Si matrix composites reinforced with TiB2, coated B4C particulates[J]. Ceramics International, 2012, 38(3): 1887?1895.

[14] SARIKAYA O, ANIK S, ASLANLAR S, et al. Al-Si/B4C composite coatings on Al-Si substrate by plasma spray technique[J]. Materials & Design, 2007, 28(9): 2443?2449.

[15] HAYUN S, WEIZMANN A, DARIEL M P, et al. The effect of particle size distribution on the microstructure and the mechanical properties of boron carbide-based reaction-bonded composites[J]. International Journal of Applied Ceramic Technology, 2009, 6(4): 492?500.

[16] FRAGE N, LEVIN L, FRUMIN N, et al. Manufacturing B4C-(Al,Si) composite materials by metal alloy infiltration[J].Journal of Materials Processing Technology, 2003, s143?144(1):486? 490.

[17] CAFRI M, DILMAN H, DARIEL M P, et al. Boron carbide/magnesium composites: Processing, microstructure and properties[J]. Journal of the European Ceramic Society, 2012,32(12): 3477?3483.

[18] YAN X Y, CHANG Y A, ZHANG F. A thermodynamic analysis of the Mg-Si system[J]. Journal of Phase Equilibria, 2000, 21(4):379.

[19] DEMIRSKYI D, SAKKA Y, VASYLKIV O. High-strength B4C-TaB2eutectic composites obtained via in situ by spark plasma sintering[J]. Journal of the American Ceramic Society,2016, 99(7): 2436?2441.

[20] WASHBURN E W. The dynamics of capillary flow[J]. Physical Review, 1921, 17(3): 273?283.

[21] BRANDES E A, BROOK G B. Smithells metals reference book[M]. Butterworth-Heinemann, Oxford, United Kingdom,1992.

[22] ZHANG X, ZHANG Z, WANG W, et al. Densification behaviour and mechanical properties of B4C-SiC intergranular/intragranular nanocomposites fabricated through spark plasma sintering assisted by mechanochemistry[J]. Ceramics International, 2017, 43(2): 1904?1910.

[23] INDRAKANTI S S, NESTERENKO V F, MAPLE M B, et al.Hot isostatic pressing of bulk magnesium diboride: Mechanical and superconducting properties[J]. Philosophical Magazine Letters, 2001, 81(12): 849?857.