張素卿 ，蘇 倩 ，于 歡 ，夏金環(huán) ，馬百常 ，莊海華 ，周吉學(xué)

1) 齊魯工業(yè)大學(xué)（山東省科學(xué)院）山東省科學(xué)院新材料研究所，濟(jì)南 250014 2) 齊魯工業(yè)大學(xué)（山東省科學(xué)院）山東省輕質(zhì)高強(qiáng)金屬材料省級(jí)重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，濟(jì)南 250014 3) 山東建筑大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，濟(jì)南 250101 4) 哈爾濱工業(yè)大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，哈爾濱 150001

隨著經(jīng)濟(jì)的高速發(fā)展，能源與環(huán)境問題日益凸顯，常規(guī)能源有限與人類需求持續(xù)增長存在矛盾，同時(shí)能源消耗帶來嚴(yán)重的環(huán)境問題，如何協(xié)調(diào)和解決這些矛盾和問題受到越來越多的關(guān)注。對(duì)于材料研究者來講，研究和開發(fā)新型輕質(zhì)高強(qiáng)結(jié)構(gòu)材料，是應(yīng)對(duì)這些全球性問題的手段與方法[1-2]。鎂元素（Mg）的原子序數(shù)為12，具有密排六方晶體結(jié)構(gòu)，金屬鎂密度低（約為金屬鐵的1/5，是金屬鋁的2/3）、比強(qiáng)度和比剛度高、切削性好、尺寸穩(wěn)定性佳、易于回收利用。鎂合金已經(jīng)應(yīng)用于汽車、軌道交通和航空航天等領(lǐng)域，能夠?qū)崿F(xiàn)輕量化，進(jìn)而有效提高能源的利用效率，減少環(huán)境污染[3]。金屬鎂和鎂合金憑借其生物相容性好、電磁屏蔽性佳、阻尼性能優(yōu)異等特點(diǎn)，在電子領(lǐng)域、醫(yī)用領(lǐng)域、體育器材和光學(xué)儀器等領(lǐng)域也具有應(yīng)用價(jià)值。因此，鎂及鎂合金材料被譽(yù)為21世紀(jì)綠色工程材料，以及本世紀(jì)最有發(fā)展前途的金屬結(jié)構(gòu)材料之一[4-5]。

細(xì)化晶?？捎行岣哝V合金室溫強(qiáng)度。通常，金屬材料的屈服應(yīng)力（σ）與晶粒尺寸（d）遵循Hall-Petch關(guān)系，即σ = σ0+k·d1/2，其中σ0為位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的摩擦力，k為Hall-Petch常數(shù)。密排六方結(jié)構(gòu)的金屬鎂滑移系較少，其Hall-Petch系數(shù)（k）值較高[6]，因此細(xì)化晶粒能夠產(chǎn)生較強(qiáng)的室溫強(qiáng)化效果。鎂合金晶粒的細(xì)化主要通過快速凝固、劇烈塑性變形和機(jī)械球磨等工藝實(shí)現(xiàn)[7]。Sun等[8]通過高壓扭轉(zhuǎn)工藝制備了晶粒尺寸約42 nm的Mg-8.2Gd-3.8Y-1.0Zn-0.4Zr鎂合金，試樣直徑10 mm、厚度1 mm。Wang等[9]采用機(jī)械球磨配合氫化脫氫的工藝制備了平均晶粒尺寸25 nm的鎂合金粉末。Yu等[10]采用機(jī)械球磨制備了平均晶粒尺寸大約46 nm的AZ61-10%Ti（原子數(shù)分?jǐn)?shù)）鎂合金粉末。從工藝復(fù)雜程度和材料尺寸角度出發(fā)，機(jī)械球磨是實(shí)現(xiàn)鎂晶粒納米化最合適的工藝之一[11-12]。

在鎂合金中添加超細(xì)金屬/陶瓷顆粒，能夠改善超細(xì)晶鎂合金的耐熱性能，進(jìn)一步提高材料的強(qiáng)度。SiC顆粒（SiCp）硬度高、耐磨性強(qiáng)、化學(xué)性質(zhì)穩(wěn)定，被廣泛應(yīng)用于顆粒增強(qiáng)鎂基復(fù)合材料[13-15]?；谝合喾▽?shí)現(xiàn)顆粒增強(qiáng)金屬基復(fù)合材料，增強(qiáng)顆粒的偏聚是難以回避的問題之一[16-18]，特別是針對(duì)高體積分?jǐn)?shù)超細(xì)顆粒而言。與液相法不同，在機(jī)械球磨過程中，固相復(fù)合粉末發(fā)生持續(xù)的焊合與破碎，在實(shí)現(xiàn)高體積分?jǐn)?shù)超細(xì)顆粒在金屬基體中的彌散化方面具有不可比擬的優(yōu)勢(shì)[19-21]。在國內(nèi)外關(guān)于粉末冶金法制備SiCp增強(qiáng)鎂基復(fù)合材料的研究中，一般都重點(diǎn)關(guān)注機(jī)械球磨實(shí)現(xiàn)SiCp在鎂基體中的彌散化[14,21-22]，關(guān)于SiCp對(duì)球磨過程中鎂基體晶粒的細(xì)化/納米化及溶質(zhì)原子的固溶/析出等組織結(jié)構(gòu)演變的影響尚待深入研究。本文通過機(jī)械球磨制備AZ91-SiCp鎂基復(fù)合材料粉末，研究SiCp對(duì)球磨后復(fù)合材料組織性能的影響，揭示納米晶AZ91-SiCp鎂基復(fù)合材料的強(qiáng)化機(jī)制。

1 實(shí)驗(yàn)材料及方法

實(shí)驗(yàn)原料采用商業(yè)AZ91鎂合金和SiCp粉末，圖1為商業(yè)AZ91鎂合金顯微組織和成分分析。由圖1（a）中 光 學(xué) 顯 微 形 貌（optical microscopy，OM）可以看出，原始AZ91鎂合金組織主要由α-Mg基體以及呈網(wǎng)狀分布的β-Mg17Al12相組成，鎂基體的晶粒比較粗大，平均晶粒大小約60 μm。圖1（b）和圖1（c）為AZ91鎂合金掃描電子顯微 形 貌（scanning electron microscopy，SEM），圖1（d）～圖1（f）分別為圖1（c）中A、B、C三點(diǎn)的能譜分析結(jié)果（energy dispersive spectrometer，EDS）。根據(jù)能譜中Mg和Al元素的原子比例，可以確定A點(diǎn)為α-Mg相，B點(diǎn)為β-Mg17Al12相，C點(diǎn)為含Mn的金屬間化合物。

圖1 商用AZ91鎂合金顯微組織和成分分析：（a）光學(xué)顯微形貌；（b）和（c）掃描電子顯微形貌；（d）～（f）圖1（c）中A、B、C位置處能譜分析Fig.1 Microstructure and composition of the commercial AZ91 magnesium alloys: (a) OM image; (b) and (c) SEM images; (d)～(f)EDS analysis of points A, B, and C in Fig. 1(c)

對(duì)SiCp粉末和破碎后的AZ91鎂合金粉末進(jìn)行球磨，球磨初始材料形貌如圖2所示。圖2（a）所示為初始SiCp粉末形貌，粉末顆粒呈多棱狀，顆粒尺寸介于200 nm～2 μm；如圖中橢圓標(biāo)記，SiCp粉末顆粒有明顯的團(tuán)聚現(xiàn)象，亞微米級(jí)別的SiCp團(tuán)聚后附著于微米級(jí)顆粒表面。如圖2（b）所示，機(jī)械破碎后的AZ91粉末呈層片狀，其尺寸約為500 μm×250 μm。

圖2 初始粉末形貌：（a）SiCp粉末；（b）AZ91鎂合金粉末Fig.2 Morphology of the initial powders: (a) SiCp; (b) AZ91 magnesium alloys

采用南大儀器生產(chǎn)的QM-3SP4型行星式球磨機(jī)進(jìn)行機(jī)械球磨實(shí)驗(yàn)，不銹鋼磨球的直徑為φ5 mm、φ8 mm和φ10 mm。采用高速球磨和低速球磨配合的球磨工藝，高低速球磨時(shí)間均為2 h，球料比60:1。為防止連續(xù)球磨時(shí)間過長導(dǎo)致球磨溫度過高，進(jìn)而加速球磨過程中的粘球粘罐現(xiàn)象，縮短單次球磨時(shí)間。高速球磨時(shí)選擇更短的單次球磨時(shí)間，并采用間歇式球磨，每兩次球磨之間間隔一定時(shí)間，確保球磨罐完全冷卻，并添加質(zhì)量分?jǐn)?shù)1%的硬脂酸作為球磨控制劑。機(jī)械球磨實(shí)驗(yàn)過程中的裝粉和取粉操作均是在真空手套箱中進(jìn)行，MTK1020型真空手套箱為南大儀器生產(chǎn)。使用威海試驗(yàn)機(jī)制作有限公司生產(chǎn)的三梁兩柱液壓式萬能試驗(yàn)機(jī)對(duì)粉末進(jìn)行冷壓實(shí)驗(yàn)，具體冷壓實(shí)驗(yàn)參數(shù)如下：模具直徑φ10 mm，加壓速率0.5 kN·s?1，壓制壓力2038 MPa，保壓時(shí)間2 min。

利用荷蘭Panalytical分析儀器公司生產(chǎn)的Empyrean型智能X射線衍射儀進(jìn)行試樣X射線衍射（X-ray diffraction，XRD）圖譜的測(cè)定，采用Cu Kα靶（λCu=1.5418 nm），射管工作電壓40 kV，工作電流40 mA，掃描角度2θ=20°～90°，掃描速度4°·min?1。為了測(cè)定原始AZ91鎂合金鎂基體晶粒尺寸，對(duì)其進(jìn)行了光學(xué)顯微形貌觀察與分析。將待觀察試樣分別經(jīng)200#、400#、600#金相砂紙粗磨，800#、1000#、1200#金相砂紙精磨，隨后在拋光機(jī)上精拋，超聲波清洗后進(jìn)行腐蝕，再用無水乙醇對(duì)腐蝕后試樣進(jìn)行沖洗、烘干并觀察，腐蝕液為5 g苦味酸+5 mL冰醋酸+10 mL蒸餾水+100 mL無水乙醇的混合溶液，腐蝕時(shí)間約為10 s。采用美國FEI公司生產(chǎn)的Quanta 200FEG型場(chǎng)發(fā)射掃描電子顯微鏡對(duì)不同狀態(tài)的鎂合金試樣進(jìn)行微觀組織與形貌觀察，并通過設(shè)備自帶的能譜儀分析元素種類與含量。掃描電子顯微試樣的制備包括粗磨、精磨、拋光以及超聲波清洗。使用HVS-1000型維氏硬度儀對(duì)初始試樣及球磨后復(fù)合粉末進(jìn)行硬度測(cè)試，其中施加載荷1 kg，保壓時(shí)間15 s。

2 結(jié)果與討論

2.1 微觀組織觀察與分析

在機(jī)械球磨過程中，高速運(yùn)動(dòng)的磨球與磨球以及磨球與罐壁之間發(fā)生強(qiáng)烈碰撞，SiCp粉末和鎂合金粉末在球磨過程中受到類鐓粗/碾壓的機(jī)械作用，鎂合金發(fā)生持續(xù)的焊合-破碎-焊合，使得SiCp從鎂顆粒的邊緣逐漸進(jìn)入到鎂顆粒內(nèi)部，最終在鎂基體中均勻彌散分布。圖3所示為球磨后含不同體積分?jǐn)?shù)SiCp的AZ91鎂合金粉末的微觀組織和SiCp尺寸分布，其中灰色相為鎂基體，白色相為SiCp。如圖所示，球磨后SiCp在鎂基體中均勻分布，同時(shí)得到細(xì)化。AZ91-xSiCp（x=5%、10%、15%，體積分?jǐn)?shù)）復(fù)合粉末中SiCp尺寸從球磨前的800 nm分別細(xì)化到的190 nm、204 nm和255 nm。隨著SiCp體積分?jǐn)?shù)的增加，球磨后SiCp平均顆粒尺寸增大，并且小尺寸顆粒所占比重逐漸較小，這主要是由于球磨過程中，隨著SiCp粉末含量的增加，SiCp粉末受到磨球撞擊作用的總次數(shù)增加，然而，單個(gè)SiCp受到碰撞的次數(shù)減少，因此粉末顆粒破碎程度減弱。球磨后AZ91-xSiCp（x=5%、10%、15%，體積分?jǐn)?shù)）復(fù)合粉末中SiCp尺寸小于200 nm的比重分別為74%、64%和56%。

圖3 球磨后AZ91-xSiCp（x=5%、10%、15%，體積分?jǐn)?shù)）復(fù)合粉末顯微形貌及SiCp尺寸分布：（a）AZ91-5%SiCp復(fù)合粉末顯微形貌；（b）AZ91-5%SiCp復(fù)合粉末中SiCp尺寸分布；（c）AZ91-10%SiCp復(fù)合粉末顯微形貌；（d）；AZ91-10%SiCp復(fù)合粉末中SiCp尺寸分布；（e）AZ91-15%SiCp復(fù)合粉末顯微形貌；（e）；AZ91-15%SiCp復(fù)合粉末中SiCp尺寸分布Fig.3 SEM image and SiC particle size distribution of the milled AZ91-xSiCp (x=5%, 10%, 15%, volume fraction) composite powders: (a) SEM image of the milled AZ91-5%SiCp composite powders; (b) SiC particle size distribution of the milled AZ91-5%SiCp composite powders; (c) SEM image of the milled AZ91-10%SiCp composite powders; (d) SiC particle size distribution of the milled AZ91-10%SiCp composite powders; (e) SEM image of the milled AZ91-15%SiCp composite powders; (f) SiC particle size distribution of the milled AZ91-15%SiCp composite powders;

2.2 X射線衍射圖譜分析

機(jī)械球磨過程中，在機(jī)械力的驅(qū)動(dòng)下，復(fù)合粉末處于非平衡狀態(tài)，將引起材料晶粒的細(xì)化、第二相的分解或元素的固溶等現(xiàn)象。圖4給出了原始AZ91及球磨后復(fù)合粉末的X射線衍射圖譜，由圖可知，球磨初始材料AZ91由α-Mg和β-Mg17Al12相組成，沒有探測(cè)到圖1中所示富Mn相。隨后對(duì)相同球磨工藝獲得的AZ91鎂合金粉末及AZ91-xSiCp（x=5%、10%、15%，體積分?jǐn)?shù)）復(fù)合粉末進(jìn)行X射線衍射實(shí)驗(yàn)，由圖可知，球磨后粉末均含有β相，但相對(duì)強(qiáng)度有所減弱，說明球磨過程中發(fā)生了Mg17Al12相的分解；球磨后復(fù)合粉末檢測(cè)到SiCp相衍射峰，沒有其它相衍射峰的存在，說明球磨過程中沒有其它相的生成；球磨后鎂相衍射峰的半峰寬增大，這主要?dú)w因于球磨過程中鎂基體發(fā)生劇烈塑性變形，引起位錯(cuò)的增殖與塞積從而形成位錯(cuò)胞，位錯(cuò)間界對(duì)初始大晶粒起到分割的作用，隨著變形的繼續(xù)，發(fā)生位錯(cuò)間界-小角度晶界-大角度晶界的轉(zhuǎn)化，鎂基體晶粒得到細(xì)化。

圖4 球磨前后AZ91鎂合金及復(fù)合粉末X射線衍射圖譜Fig.4 X-ray diffraction patterns of the AZ91 magnesium alloys and the composite powders before and after milling

基于X射線衍射圖譜，可以得到不同球磨時(shí)間X射線衍射圖譜中各個(gè)衍射峰的半峰寬，其中總半峰寬（β（2θ））由設(shè)備的半峰寬（βi（2θ））和試樣半峰寬（βs（2θ））共同組成，根據(jù)衍射峰曲線擬合的不同，總半峰寬與設(shè)備半峰寬和試樣半峰寬的關(guān)系可以用Lorentzian模型（式（1））、Gaussian模型（式（2））或者兩種模型的混合來表示。X射線衍射峰與Lorentzian模型高度吻合，而中子衍射峰與Gaussian模型吻合較好，因此目前大多數(shù)X射線衍射數(shù)據(jù)經(jīng)常采用Lorentzian模型[23-24]。

試樣的半峰寬受到晶粒尺寸和微觀應(yīng)變的共同作用，其表達(dá)式如式（3）所示[25]。

式中：k為Scherrer常數(shù)，λ為X射線的波長，θ為布拉格角，D為晶粒尺寸，ε為微觀應(yīng)變。

將式（3）兩邊同時(shí)乘以 cosθ，可以將其轉(zhuǎn)化為式（4）。

根據(jù)X射線衍射圖譜數(shù)據(jù)，可以得到關(guān)于βs(2θ)cosθ和sinθ的曲線?；谇€斜率和截距，可以計(jì)算得到材料的晶粒尺寸，結(jié)果如圖5所示。從圖中可以看出，機(jī)械球磨后鎂基體平均晶粒尺寸從最初的60 μm細(xì)化到納米級(jí)別，這是由于機(jī)械球磨過程中鎂基體發(fā)生持續(xù)的塑性變形，機(jī)械球磨前期，復(fù)合粉末內(nèi)部形成具有高位錯(cuò)密度，位錯(cuò)密度達(dá)到臨界值時(shí)，大晶粒轉(zhuǎn)變?yōu)楸恍〗嵌染Ы绶指糸_的亞晶粒，隨著機(jī)械球磨的繼續(xù)進(jìn)行，鎂基體中發(fā)生劇烈塑性變形的剪切帶逐漸融合，小角度晶界逐漸被大角度晶界所替代，最終引起晶粒細(xì)化。初始SiCp體積分?jǐn)?shù)的不同，球磨后鎂基體晶粒尺寸有所差異。AZ91鎂合金粉末球磨后的平均晶粒尺寸為80 nm，AZ91-xSiCp（x=5%、10%、15%，體積分?jǐn)?shù)）復(fù)合粉末鎂基體平均晶粒尺寸分別為53 nm，48 nm和29 nm，可以看出SiCp可以明顯細(xì)化鎂基體，并且隨著SiCp體積分?jǐn)?shù)的增加，這種細(xì)化的趨勢(shì)逐步擴(kuò)大。這是由于球磨過程中，SiCp逐漸在鎂基體中彌散分布，鎂基體由于塑性變形而引起位錯(cuò)的增殖與運(yùn)動(dòng)，SiCp能夠釘扎鎂基體的位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)，提高球磨過程中塑性變形引起的位錯(cuò)塞積程度，鎂基體晶粒細(xì)化進(jìn)程加速；同時(shí)，SiCp可以抑制晶界原子的擴(kuò)散行為，削弱了球磨過程中碰撞熱效應(yīng)所引起的晶粒的長大，因此添加SiCp可以獲得晶粒尺寸更小的鎂基體，并且隨著SiCp含量的增加，球磨鎂基體晶粒尺寸逐漸減小。

圖5 球磨后AZ91鎂合金及復(fù)合粉末鎂基體晶粒尺寸Fig.5 Grain sizes of the AZ91 magnesium alloys and the magnesium matrix in the composite powders after milling

基于X射線衍射圖譜，計(jì)算得到不同狀態(tài)鎂相晶格參數(shù)，結(jié)果如圖6所示。從圖中可以看出，相對(duì)于金屬M(fèi)g的理論晶格參數(shù)，球磨初始材料AZ91中鎂相的晶格參數(shù)有所降低，這主要是由于Al元素在鎂基體中固溶引起的，相同的現(xiàn)象在其它鎂合金中也得到證實(shí)。機(jī)械球磨后AZ91鎂合金中Mg相的晶格參數(shù)繼續(xù)減小，這主要是由于球磨過程中，在機(jī)械力和濃度梯度的驅(qū)動(dòng)下，富Al相中Al元素向鎂基體中發(fā)生擴(kuò)散，引起Al元素在鎂基體中的固溶，這種固溶程度遠(yuǎn)遠(yuǎn)高于平衡狀態(tài)下Al元素在鎂基體中的固溶，Al元素在鎂基體中的過飽和固溶引起了球磨后Mg相晶格參數(shù)的減小。對(duì)比含不同體積分?jǐn)?shù)SiCp的復(fù)合粉末Mg相的晶格參數(shù)可以發(fā)現(xiàn)，隨著SiCp含量的提高，鎂基體晶格常數(shù)a和c均有所增加，說明SiCp抑制了球磨過程中Al元素在鎂基體中的固溶，可以歸因于鎂基體中彌散分布的SiCp減小了富Al相與鎂基體的接觸面積，Al元素的擴(kuò)散行為受到阻礙。

圖6 球磨前后AZ91鎂合金及復(fù)合粉末鎂相的晶格常數(shù)Fig.6 Lattice parameters of the magnesium phase in the AZ91 magnesium alloys and the composite powders before and after milling

2.3 硬度演變與強(qiáng)化機(jī)制分析

機(jī)械球磨引起鎂基體晶粒細(xì)化/納米化，SiCp在鎂基體中彌散分布，分解的Mg17Al12相中Al元素在鎂基體中固溶，微觀組織的演變引起材料力學(xué)性能的改變。初始AZ91鎂合金的硬度為HV 65，機(jī)械球磨后AZ91鎂合金的硬度達(dá)到HV 136，隨著SiCp體積分?jǐn)?shù)的升高，復(fù)合粉末的硬度逐漸增大，AZ91-xSiCp（x=5%、10%、15%，體積分?jǐn)?shù)）復(fù)合粉末的硬度分別為HV 166、HV175和HV 185，如圖7所示，相比于初始AZ91鎂合金分別提高了155%、169%和185%。Chen等[26]通過特殊的凝固工藝制備了納米級(jí)別6%SiC顆粒增強(qiáng)鎂基復(fù)合材料（Mg18Zn-6SiC，體積分?jǐn)?shù)），其硬度達(dá)到HV 183，相對(duì)于未添加SiC顆粒的鎂基材料提高了140%；Mg18Zn-6SiC鎂基復(fù)合材料硬度高于本文制備的AZ91-5%SiCp復(fù)合材料（HV 166），歸其原因?yàn)榧{米級(jí)別SiC顆粒的優(yōu)異強(qiáng)化效果，因此對(duì)機(jī)械球磨制備的納米晶AZ91-5%SiCp復(fù)合材料的強(qiáng)化機(jī)制進(jìn)行研究。

圖7 球磨前后AZ91鎂合金及復(fù)合粉末的硬度Fig.7 Hardness of the AZ91 magnesium alloys and the composite powders before and after milling

金屬基復(fù)合材料的強(qiáng)化機(jī)制[27]主要包括細(xì)晶強(qiáng)化（ΔσHP），彌散強(qiáng)化（ΔσOrowan），承載強(qiáng)化 （ΔσLoad）和固溶強(qiáng)化（ΔσSS）。研究證實(shí)，彌散強(qiáng)化、承載強(qiáng)化和固溶強(qiáng)化模型同樣適用于納米晶鎂基復(fù)合材料[15]，然而，細(xì)晶強(qiáng)化模型（σ = σ0+k·d1/2）中Hall-Petch系數(shù)k值隨晶粒尺寸的納米化發(fā)生改變[6,28]。因此，本文采用差值法，通過對(duì)強(qiáng)度增量總量以及彌散強(qiáng)化、承載強(qiáng)化和固溶強(qiáng)化增量分量的計(jì)算，獲得四種強(qiáng)化機(jī)制強(qiáng)化效果所占比例。根據(jù)金屬材料硬度和屈服強(qiáng)度的對(duì)應(yīng)關(guān)系[29]，納米晶AZ91-5%SiCp復(fù)合材料強(qiáng)度的增量為337 MPa。對(duì)于球磨后AZ91鎂合金硬度的增大，主要來源于細(xì)晶強(qiáng)化和固溶強(qiáng)化，SiCp的引入在提高細(xì)晶強(qiáng)化效果的同時(shí)，引起彌散強(qiáng)化和承載強(qiáng)化，使得強(qiáng)度進(jìn)步一步提高，其強(qiáng)度的增量（Δσ）可由式（5）表示。

以球磨后AZ91-5%SiCp復(fù)合粉末為例，計(jì)算各個(gè)強(qiáng)化模型所帶來的強(qiáng)度增量，根據(jù)Orowan強(qiáng)化模型，在變形過程中，位錯(cuò)線將繞過彌散分布的細(xì)小SiCp，在其周圍留下一個(gè)位錯(cuò)環(huán)而讓位錯(cuò)通過，位錯(cuò)線的彎曲增加了位錯(cuò)影響區(qū)的晶格畸變能，從而增加了位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的阻力，滑移難以進(jìn)行，強(qiáng)度得到提高，Orowan機(jī)制強(qiáng)化的強(qiáng)度增量可以由式（6）表示。

式中：?為常數(shù)，Gm為基體材料的剪切模量，b為柏氏矢量，dp為增強(qiáng)相的顆粒尺寸，Vp增強(qiáng)相體積分?jǐn)?shù)。因此，SiCp所引起的強(qiáng)度增量ΔσOrowan=25 MPa。

在球磨過程中，一部分Al固溶到了鎂基體中，使得鎂晶格發(fā)生畸變，晶格畸變?cè)龃罅俗冃芜^程中位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的阻力，材料的滑移抗力增大，強(qiáng)度隨之增加，固溶強(qiáng)化模型可以由式（7）表示。

式中：δ為錯(cuò)配參數(shù)，c為固溶元素的固溶度。假設(shè)球磨后AZ91鎂合金中的Al元素與鎂基體完全固溶，根據(jù)式（7）中強(qiáng)度增量ΔσSS=6 MPa，因此對(duì)于球磨后AZ91鎂合金，細(xì)晶強(qiáng)化和固溶強(qiáng)化所引起的強(qiáng)化效果分別為97.5%和2.5%。

承載強(qiáng)化（ΔσLoad）與復(fù)合材料的混合效應(yīng)有關(guān)，鎂合金基體中存在大量彌散分布的SiCp作為承載相，當(dāng)復(fù)合材料受到載荷作用時(shí)，由于SiCp彈性模型高于鎂基體，基體所受到應(yīng)力被有效的傳遞至SiCp上，載荷發(fā)生轉(zhuǎn)移，產(chǎn)生承載增強(qiáng)作用。對(duì)于顆粒增強(qiáng)的復(fù)合材料來說，第二相粒子作為承載相引起的強(qiáng)度增量可以由式（8）表示。

式中：σm為基體材料的屈服強(qiáng)度，基體材料的屈服強(qiáng)度可表示為σm=σ0+ΔσHP，因此AZ91-5%SiCp鎂合金的ΔσLoad=5.4+0.025ΔσHP。

因此，可以計(jì)算得到球磨后AZ91-5%SiCp復(fù)合粉末細(xì)晶強(qiáng)化、彌散強(qiáng)化、固溶強(qiáng)化和承載強(qiáng)化所引起的強(qiáng)化效果所占比例分別為86.9%、7.4%、1.8%和3.8%。SiCp的引入增強(qiáng)了細(xì)晶強(qiáng)化效果，但由于彌散顆粒引起的彌散強(qiáng)化和承載強(qiáng)化，細(xì)晶強(qiáng)化所占比重有所降低，當(dāng)SiCp體積分?jǐn)?shù)增加到15%，細(xì)晶強(qiáng)化比重降低至81.5%，可以看出細(xì)晶強(qiáng)化是納米晶AZ91-xSiCp（x=5%、10%、15%，體積分?jǐn)?shù)）復(fù)合材料主要的強(qiáng)化機(jī)制。變形過程中，晶內(nèi)位錯(cuò)滑移至晶界附近，由于晶界原子錯(cuò)排引起畸變能的增加，位錯(cuò)難以直接傳遞至相鄰的晶粒中去，引起位錯(cuò)的塞積，納米晶組織引起晶界含量的顯著增加，材料得到明顯的強(qiáng)化效果。

3 結(jié)論

（1）采用高速球磨和低速球磨工藝制備了AZ91-xSiCp（x=5%、10%、15%，體積分?jǐn)?shù)）復(fù)合粉末，亞微米級(jí)別的SiCp在鎂基體中均勻彌散分布，鎂基體平均晶粒尺寸從初始的60 μm細(xì)化至納米級(jí)別。

（2）研究了SiCp對(duì)球磨過程中復(fù)合粉末微觀組織演變的影響規(guī)律。隨著SiCp體積分?jǐn)?shù)的增加，球磨后復(fù)合粉末鎂基體的平均晶粒尺寸逐漸減小，分別為53 nm、48 nm和29 nm，SiCp的平均尺寸逐漸增大，分別為190 nm，204 nm和255 nm，Al元素在鎂基體的固溶受到抑制。

（3）揭示了球磨制備的SiCp增強(qiáng)鎂基復(fù)合材料的強(qiáng)化機(jī)制，球磨后AZ91-xSiCp（x=5%、10%、15%，體積分?jǐn)?shù)）復(fù)合粉末的硬度分別為HV 166、HV175和HV 185。以AZ91-5%SiCp為例，復(fù)合粉末細(xì)晶強(qiáng)化、彌散強(qiáng)化、固溶強(qiáng)化和承載強(qiáng)化所引起的強(qiáng)化效果所占比例分別為86.9%、7.4%、1.8%和3.8%，隨著SiCp體積分?jǐn)?shù)的提高，細(xì)晶強(qiáng)化所占比重逐漸降低。