李淑波，侯江濤，孟繁婧，劉 軻，王朝輝，杜文博*

(1 北京工業(yè)大學(xué) 材料與制造學(xué)部，北京 100124；2 中國(guó)電子科技集團(tuán)公司第三十八研究所，合肥 230088)

隨著人類對(duì)材料認(rèn)知的深入及需求領(lǐng)域的擴(kuò)大，傳統(tǒng)的單一金屬已經(jīng)不能同時(shí)滿足結(jié)構(gòu)功能一體化的要求，因此，開(kāi)發(fā)力學(xué)性能優(yōu)良，同時(shí)兼具一定尺寸穩(wěn)定、良好熱導(dǎo)率/耐腐蝕/耐磨損等高性能的復(fù)合材料具有重要的實(shí)際應(yīng)用意義。為了契合當(dāng)前節(jié)能減排、材料輕量化等問(wèn)題，擴(kuò)寬對(duì)輕質(zhì)高強(qiáng)材料的使用是行之有效的方法之一。鎂作為一種儲(chǔ)量豐富的金屬材料，具有密度低、比剛度及比強(qiáng)度高、減震性能好、易回收利用等特點(diǎn)，在航空航天、汽車、3C等領(lǐng)域獲得了廣泛應(yīng)用，被稱為“21世紀(jì)綠色工程材料”[1-2]。碳納米管(CNTs)由于具有優(yōu)良的力學(xué)、熱學(xué)、電學(xué)、光學(xué)性能引起各界的廣泛關(guān)注，其抗拉強(qiáng)度約為鋼的100倍，而密度卻是鋼的1/6；CNTs還具有超高的導(dǎo)電及導(dǎo)熱性，其軸向熱導(dǎo)率高達(dá)6000 W/(m·K)，因此，CNTs被認(rèn)為是復(fù)合材料中最理想的增強(qiáng)體之一，CNTs作為增強(qiáng)體制備成的復(fù)合材料成為近20年來(lái)的研究熱點(diǎn)[3-10]。

CNTs的添加，不僅提高合金的抗拉及屈服強(qiáng)度，還有助于改善材料的塑性。Goh等[11]采用分離熔體沉積法制備了CNTs/Mg復(fù)合材料，發(fā)現(xiàn)采用該方法制備的復(fù)合材料塑性明顯提升，當(dāng)CNTs的添加量為1.3%(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，下同)時(shí)，復(fù)合材料的伸長(zhǎng)率比基體提升了69%。Han等[12]采用“預(yù)分散+攪拌鑄造法”制備了CNTs/AZ31復(fù)合材料，結(jié)果表明，預(yù)分散處理有效改善了CNTs在鎂熔體中的分散性，且CNTs在凝固過(guò)程中可以作為異質(zhì)形核劑促進(jìn)形核，使復(fù)合材料晶粒尺寸得到明顯細(xì)化。覃嘉宇等[13]采用低溫粉末及熱擠壓工藝制備CNTs/AZ91復(fù)合材料，發(fā)現(xiàn)CNTs的加入不僅使晶粒細(xì)化，并且促進(jìn)β相的析出及弱化了基面織構(gòu)。Paramsothy等[14]利用“DMD+熱擠壓”方法制備了CNTs/AZ81復(fù)合材料，研究發(fā)現(xiàn)，CNTs能夠刺激基體中第二相的形成速率并使第二相更加彌散分布，因而顯著提高CNTs/AZ81復(fù)合材料的力學(xué)性能。Hou等[15]的研究表明，在時(shí)效過(guò)程中，CNTs通過(guò)阻礙β′1相生長(zhǎng)并促進(jìn)β′1相形核的方式，細(xì)化Mg-6Zn合金中β′1相的尺寸，有效提高了Mg-6Zn合金的力學(xué)及導(dǎo)熱性能。CNTs添加到Mg-9Al合金中，可以促進(jìn)納米尺度的β-Mg17Al12相在CNTs周邊的析出，降低Al在Mg基體中的固溶度，使復(fù)合材料的導(dǎo)熱性能提高[16]。時(shí)效處理不僅可以提升材料的力學(xué)性能還可以改善合金組織，有利于材料的導(dǎo)熱性能提升[17-19]。Mg-Al系合金屬于可熱處理強(qiáng)化型合金[20-21]，因此，本工作以CNTs/Mg-9Al合金為研究對(duì)象，通過(guò)T5處理工藝，分析CNTs加入對(duì)復(fù)合材料時(shí)效行為及時(shí)效性能的影響，分析復(fù)合材料在時(shí)效處理過(guò)程中的析出機(jī)制。

1 實(shí)驗(yàn)材料與方法

實(shí)驗(yàn)所用材料為Mg-9Al合金及不同質(zhì)量分?jǐn)?shù)CNTs增強(qiáng)Mg-9Al復(fù)合材料，CNTs的含量分別為0.2%，0.4%和0.6%(記為0.2CNTs/Mg-9Al，0.4CNTs/Mg-9Al和0.6CNTs/Mg-9Al)，復(fù)合材料采用粉末冶金法制備。CNTs由中科院成都有機(jī)化學(xué)有限公司提供，直徑為20～30 nm、長(zhǎng)度為0.5～2.0 μm。利用本課題組制備的BGD-1型分散劑[22]對(duì)CNTs進(jìn)行分散處理后，按照一定比例將CNTs與純鎂粉、純鋁粉進(jìn)行混合并置入模具中，在260～280 ℃預(yù)熱后，利用YTW32E-100液壓機(jī)進(jìn)行熱壓實(shí)處理；然后將CNTs-金屬?gòu)?fù)合塊體放入具有保護(hù)氣氛的熱處理爐中進(jìn)行原位反應(yīng)，爐溫為500 ℃，時(shí)間2 h；最后，將CNTs-金屬?gòu)?fù)合塊體在300～330 ℃進(jìn)行擠壓，擠壓比為16∶1。為了提升復(fù)合材料的力學(xué)和導(dǎo)熱性能，對(duì)復(fù)合材料進(jìn)行T5時(shí)效處理，時(shí)效處理溫度為150，175 ℃和200 ℃，時(shí)效時(shí)間為1～100 h。

利用S-3400 N型掃描電鏡(SEM)及JEM-2100 型透射電子顯微鏡(TEM)進(jìn)行微觀組織觀察。制備TEM樣品時(shí)，利用Gatan 691型離子減薄儀進(jìn)行樣品減薄，離子束的入射角小于10°。

采用萬(wàn)能電子拉伸試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行拉伸性能測(cè)試，拉伸速度 0.5 mm/min；利用HXD-1000維氏硬度儀對(duì)不同時(shí)效態(tài)樣品進(jìn)行顯微硬度測(cè)試。

利用DXF-500氙燈導(dǎo)熱系數(shù)儀對(duì)復(fù)合材料樣品(φ 12.7 mm×3 mm圓柱體)的熱擴(kuò)散系數(shù)(α)進(jìn)行測(cè)定，樣品的比熱(Cp)和密度(ρ)分別利用差熱分析儀(DSC)和阿基米德法測(cè)定。根據(jù)公式λ=αρCp計(jì)算得到復(fù)合材料的熱導(dǎo)率(λ)。

2 結(jié)果與分析

2.1 初始態(tài)合金及復(fù)合材料的SEM組織

Mg-9Al合金中加入CNTs后，復(fù)合材料的晶粒尺寸得到細(xì)化，但隨著CNTs含量的增加，復(fù)合材料的晶粒尺寸并無(wú)明顯細(xì)化[16]。因此，以Mg-9Al及0.4CNTs/Mg-9Al復(fù)合材料為例，對(duì)二者進(jìn)行SEM組織觀察及EDS能譜分析，結(jié)果如圖1所示。從圖1(a-1)中可以看出，Mg-9Al合金中塊狀的第二相沿著擠壓方向發(fā)生了破碎，對(duì)A區(qū)域進(jìn)行能譜分析(圖1(a-2))顯示，該第二相含Mg,Al元素，應(yīng)為Mg17Al12相；從圖1(b-1)中可以看出，0.4CNTs /Mg-9Al復(fù)合材料中的第二相未發(fā)現(xiàn)破碎現(xiàn)象，對(duì)B點(diǎn)的能譜分析顯示該相為Mg17Al12相(圖1(b-2))；對(duì)比圖1(a-1)，(b-1)可見(jiàn)，與復(fù)合材料相比，基體合金中Mg17Al12相的含量較多，尺寸較大，說(shuō)明CNTs的加入，細(xì)化了合金的晶粒尺寸，減少了大尺寸Mg17Al12相的析出。研究認(rèn)為[12,23]，CNTs能起到破碎金屬間化合物的作用，未加入CNTs時(shí)，β-Mg17Al12相首先在鎂和鋁顆粒界面處形核，然后自然長(zhǎng)大直至接觸到相鄰的第二相，最終形成的第二相比較粗大；添加了CNTs后，在金屬粉顆粒表面均勻分布的CNTs可以作為異質(zhì)形核的襯底，因而可以有效地促進(jìn)第二相的形核數(shù)量及速率，限制β-Mg17Al12相的后續(xù)長(zhǎng)大，顯著降低第二相的尺寸。

圖1 Mg-9Al合金(a)和0.4CNTs /Mg-9Al復(fù)合材料(b)的SEM組織(1)及能譜分析(2)Fig.1 SEM images(1) and DES analysis(2) of Mg-9Al alloy(a) and 0.4CNTs /Mg-9Al composite(b)

2.2 CNTs對(duì)Mg-9Al合金時(shí)效行為的影響

硬度可以快速表征材料的力學(xué)性能變化，通過(guò)對(duì)不同時(shí)效處理工藝材料進(jìn)行硬度測(cè)試，可快速反映各個(gè)狀態(tài)下材料的力學(xué)性能變化趨勢(shì)。為了確定最佳T5時(shí)效處理工藝參數(shù)，以Mg-9Al合金和0.4CNTs/Mg-9Al復(fù)合材料為研究對(duì)象，在150，175 ℃和200 ℃條件下對(duì)二者進(jìn)行1～100 h的時(shí)效處理。

圖2為Mg-9Al合金和0.4CNTs/Mg-9Al復(fù)合材料在不同溫度時(shí)效后顯微硬度隨時(shí)效時(shí)間的變化曲線，從圖2(a)，(b)中可以看出，在不同時(shí)效溫度，Mg-9Al合金和0.4CNTs/Mg-9Al復(fù)合材料均出現(xiàn)峰值顯微硬度，但峰值對(duì)應(yīng)時(shí)間及峰值高低與時(shí)效溫度和CNTs含量密切相關(guān)：隨著時(shí)效溫度的升高，二者對(duì)應(yīng)的峰時(shí)效時(shí)間均減少，其中Mg-9Al合金對(duì)應(yīng)的峰時(shí)效時(shí)間分別為32，28 h和20 h，復(fù)合材料對(duì)應(yīng)的峰時(shí)效時(shí)間分別為24，20 h和16 h；復(fù)合材料的峰時(shí)效硬度略高于合金的峰時(shí)效硬度，復(fù)合材料在200 ℃的峰時(shí)效硬度為95.6HV，合金在此溫度下的峰時(shí)效硬度為94.1HV。

綜合考慮Mg-9Al合金和0.4CNTs/Mg-9Al復(fù)合材料在不同溫度下時(shí)效的峰時(shí)效硬度以及出現(xiàn)的時(shí)間，同時(shí)為了后續(xù)研究CNTs對(duì)時(shí)效態(tài)復(fù)合材料微觀組織和性能影響條件的一致性，選擇時(shí)效處理工藝參數(shù)為200 ℃+16 h。

圖2 合金及復(fù)合材料在不同溫度T5時(shí)效處理的硬度變化曲線 (a)Mg-9Al合金；(b)0.4CNTs/Mg-9Al復(fù)合材料Fig.2 Aging hardening curves at different temperatures of alloy and composite (a)Mg-9Al alloy；(b)0.4CNTs/Mg-9Al composite

2.3 Mg-9Al合金及CNTs/Mg-9Al復(fù)合材料時(shí)效后的微觀組織

2.3.1 XRD分析

Mg-9Al合金和不同CNTs含量的CNTs/Mg-9Al復(fù)合材料時(shí)效前后的XRD分析結(jié)果如圖3所示。從圖3中可以看出，時(shí)效處理前后，合金及復(fù)合材料的相組成主要是α-Mg和β-Mg17Al12相。對(duì)比時(shí)效前后的XRD圖譜，可發(fā)現(xiàn)時(shí)效后合金和復(fù)合材料中β-Mg17Al12相對(duì)應(yīng)的峰強(qiáng)顯著升高，表明Mg-9Al合金和復(fù)合材料在時(shí)效過(guò)程中均有大量的β-Mg17Al12相析出。

圖3 Mg-9Al合金及CNTs/Mg-9Al復(fù)合材料時(shí)效前后的XRD圖譜Fig.3 XRD patterns of Mg-9Al alloy and Mg-9Al alloy composites with various CNTs contents before and after aging treatment

2.3.2 時(shí)效態(tài)Mg-9Al合金及CNTs/Mg-9Al復(fù)合材料的SEM組織

為了進(jìn)一步研究時(shí)效過(guò)程中析出相的形貌、分布、析出方式以及CNTs的添加對(duì)時(shí)效組織的影響，對(duì)時(shí)效態(tài)Mg-9Al合金及不同CNTs含量的復(fù)合材料進(jìn)行了SEM組織觀察，結(jié)果如圖4所示。從圖4(a)中可以看出，時(shí)效處理后，Mg-9Al合金中析出了大尺寸的片層狀和塊狀結(jié)構(gòu)的第二相，在同一晶粒內(nèi)，層片狀析出具有一定的方向性，這種粗大結(jié)構(gòu)的第二相屬于典型的非連續(xù)析出。此外，在某些晶粒內(nèi)部也能觀察到小面積的且不同于上述析出特征的析出形態(tài)，其析出相主要呈細(xì)小桿狀且分布彌散，符合晶內(nèi)連續(xù)析出特征，根據(jù)圖4(a)可知，Mg-9Al合金在時(shí)效過(guò)程中，非連續(xù)析出占據(jù)絕對(duì)主導(dǎo)。

從圖4(b)～(d)可以看出，添加CNTs對(duì)合金的時(shí)效態(tài)組織產(chǎn)生重要影響，當(dāng)CNTs含量為0.2%時(shí)，時(shí)效態(tài)復(fù)合材料中粗大的非連續(xù)析出相的含量和尺寸較基體合金均有一定程度的降低，同時(shí)連續(xù)析出占有的比例有一定升高。當(dāng)CNTs含量進(jìn)一步提升時(shí)(圖4(c),(d))，網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)的非連續(xù)析出相含量持續(xù)降低，晶內(nèi)連續(xù)析出相明顯增多，且逐漸占據(jù)主導(dǎo)地位。表明CNTs的加入可以促進(jìn)連續(xù)析出的發(fā)生，且連續(xù)析出相的含量隨著CNTs含量的增加而增大，有益于提升復(fù)合材料的力學(xué)性能，此外，大量沉淀相的析出勢(shì)必會(huì)降低基體的晶格畸變，有利于材料導(dǎo)熱性能的提升。

圖4 時(shí)效態(tài)Mg-9Al合金及CNTs/Mg-9Al復(fù)合材料的SEM圖(a)Mg-9Al合金；(b)0.2CNTs/Mg-9Al復(fù)合材料；(c)0.4CNTs/Mg-9Al復(fù)合材料；(d)0.6CNTs/Mg-9Al復(fù)合材料Fig.4 SEM images of the aged Mg-9Al alloy and CNTs/Mg-9Al composites with various CNTs contents(a)Mg-9Al alloy；(b)0.2CNTs/Mg-9Al composite；(c)0.4CNTs/Mg-9Al composite；(d)0.6CNTs/Mg-9Al composite

在合金的析出過(guò)程中，析出相附近基體中的溶質(zhì)濃度變化連續(xù)時(shí)稱為連續(xù)析出，析出產(chǎn)物中的α相和母相α之間的溶質(zhì)濃度變化不連續(xù)時(shí)則為非連續(xù)析出。當(dāng)鋁含量超過(guò)8%時(shí)，Mg-Al系合金具有較好的時(shí)效強(qiáng)化能力，其析出方式為非連續(xù)析出和連續(xù)析出共存。一般情況下，Mg-Al系合金中非連續(xù)析出優(yōu)先進(jìn)行，在數(shù)量上占據(jù)優(yōu)勢(shì)地位，大多數(shù)從晶界、亞晶界或位錯(cuò)處開(kāi)始析出，且以片層形式按照一定取向在晶體內(nèi)部生長(zhǎng)，在非連續(xù)析出進(jìn)行一定程度后，晶體內(nèi)部開(kāi)始產(chǎn)生連續(xù)析出。非連續(xù)析出形成的析出相多為粗大的片層狀，且分布不均勻，對(duì)合金的強(qiáng)化作用較小，而連續(xù)析出則相反，析出相多呈細(xì)小片狀彌散分布于基體中，可以產(chǎn)生很好的時(shí)效強(qiáng)化效果。因此Mg-Al系合金的時(shí)效強(qiáng)化效果與時(shí)效組織中非連續(xù)析出相和連續(xù)析出相的比例有關(guān)[20]。有研究表明[24]，在不同條件下，上述兩種析出方式是相互競(jìng)爭(zhēng)關(guān)系，呈現(xiàn)一種此消彼長(zhǎng)的趨勢(shì)。

晶內(nèi)連續(xù)析出β-Mg17Al12相的析出動(dòng)力與基體中固溶的溶質(zhì)原子含量有直接關(guān)系，基體中固溶的溶質(zhì)原子越多，合金的析出動(dòng)力也就越大。從圖1中可以看出，初始態(tài)Mg-9Al合金中形成了大量尺寸較大的β-Mg17Al12相，而初始態(tài)0.4CNTs/Mg-9Al復(fù)合材料中的β-Mg17Al12相含量則相對(duì)較低、尺寸較小，表明與復(fù)合材料相比，Mg-9Al合金固溶到基體中的鋁元素含量要更少，即在時(shí)效處理時(shí)，復(fù)合材料中連續(xù)析出β-Mg17Al12相的動(dòng)力要高于基體合金的。而非連續(xù)析出的形核和長(zhǎng)大主要取決于晶界的遷移率[25-26]。復(fù)合材料中的增強(qiáng)體可以起到釘扎晶界、限制晶界遷移的作用[27]，因此，復(fù)合材料中非連續(xù)胞狀析出很難沿著晶界形核和長(zhǎng)大，即抑制了非連續(xù)析出，同時(shí)給連續(xù)析出提供條件，因此，復(fù)合材料中連續(xù)析出形核率要高于基體合金的。

2.3.3 時(shí)效態(tài)0.4CNTs/Mg-9Al復(fù)合材料析出相的TEM組織

為了分析CNTs在時(shí)效過(guò)程中對(duì)析出相存在形式的影響，以峰時(shí)效態(tài)0.4CNTs/Mg-9Al復(fù)合材料為例，進(jìn)行TEM觀察，結(jié)果如圖5所示。從圖5(a)可以看到，大量彌散分布的桿狀相在基體中析出，尺寸大多為亞微米級(jí)，且它們之間保持互相平行，這是復(fù)合材料中連續(xù)析出相的主要形式。除了桿狀析出相，在復(fù)合材料中也觀察到了顆粒狀和不規(guī)則條狀的析出相，分別如圖5(b)，(c)所示，且根據(jù)多個(gè)TEM視場(chǎng)的觀察可知，這兩種析出相所占的比例小于桿狀析出相。除了上述三種不同形狀的析出相外，在CNTs周圍還可以觀察到納米尺度的第二相的存在，如圖5(d)所示，這些納米第二相的形貌特征與未時(shí)效前CNTs周圍形成的第二相相似[16]。CNTs的存在可以在原位反應(yīng)中刺激第二相在其周圍形核并形成大量納米尺度的第二相，因此CNTs周圍的鋁元素會(huì)被大量消耗，此外，在CNTs周圍區(qū)域也并沒(méi)有發(fā)現(xiàn)明顯長(zhǎng)大的第二相，因此可以判斷，時(shí)效處理后的復(fù)合材料中CNTs周圍存在的納米尺度的第二相仍然為原始形成的納米相。

圖5 時(shí)效態(tài)0.4CNTs/Mg-9Al復(fù)合材料中β-Mg17Al12相的TEM照片(a)桿狀相；(b)顆粒相；(c)不規(guī)則條狀相；(d)納米顆粒相Fig.5 TEM images of β-Mg17Al12phase in aged 0.4CNTs/Mg-9Al composite(a)rod-like shape；(b)granular shape；(c)irregular slab shape；(d)nano granular shape

圖6 0.4CNTs/Mg-9Al復(fù)合材料在欠時(shí)效態(tài)(a)及峰時(shí)效態(tài)(b)～(d)β-Mg17Al12相的TEM照片F(xiàn)ig.6 TEM images of the β-Mg17Al12phase in 0.4CNTs/Mg-9Al composite before peak-aging condition(a) and peak-aging condition(b)-(d)

2.3.4 CNTs對(duì)復(fù)合材料力學(xué)性能影響及機(jī)理分析

對(duì)時(shí)效處理前后的Mg-9Al合金及不同CNTs含量的CNTs/Mg-9Al復(fù)合材料進(jìn)行室溫拉伸測(cè)試，結(jié)果如圖7所示。其中圖7(a)為時(shí)效態(tài)Mg-9Al合金及不同CNTs含量的CNTs/Mg-9Al復(fù)合材料的室溫拉伸應(yīng)力-應(yīng)變曲線，圖7(b)為與圖7(a)對(duì)應(yīng)的屈服強(qiáng)度(TYS)和抗拉強(qiáng)度(UTS)隨CNTs含量的變化；圖7(c),(d)分別為時(shí)效前后Mg-9Al合金和0.4CNTs/Mg-9Al復(fù)合材料屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度的對(duì)比，具體力學(xué)性能列于表1中[28]。從表1中可以看出，隨著CNTs含量的升高，時(shí)效態(tài)復(fù)合材料的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度均先升高后降低，在CNTs含量為0.4%時(shí)達(dá)到最大值，分別為275 MPa和369 MPa。對(duì)比時(shí)效前后基體合金和復(fù)合材料的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度可以發(fā)現(xiàn)，時(shí)效后合金和復(fù)合材料的力學(xué)性能均升高，其中0.4CNTs/Mg-9Al復(fù)合材料的力學(xué)性能升高最為明顯，其屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度相較于時(shí)效前分別增加了27 MPa和14 MPa，與時(shí)效前基體合金相比，分別升高了17%和23%。從圖7(c)中還可以發(fā)現(xiàn)，0.4CNTs/Mg-9Al復(fù)合材料時(shí)效前后的屈服強(qiáng)度增加量要明顯高于Mg-9Al合金時(shí)效前后屈服強(qiáng)度的增加量，這是因?yàn)镃NTs的添加可以促進(jìn)β-Mg17Al12相的連續(xù)析出。

圖7 Mg-9Al合金和CNTs/Mg-9Al復(fù)合材料的力學(xué)性能(a)時(shí)效態(tài)樣品拉伸應(yīng)力-應(yīng)變曲線；(b)時(shí)效態(tài)樣品的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度；(c)樣品時(shí)效前后屈服強(qiáng)度；(d)樣品時(shí)效前后的抗拉強(qiáng)度Fig.7 Mechanical properties of Mg-9Al alloy and CNTs/Mg-9Al composites(a)tensile stress-strain curves of the peak-aging sample；(b)TYS and UTS of the peak-aging sample；(c)TYS before and after peak-aging treatment;(d)UTS before and after peak-aging treatment

為了分析Mg17Al12相在拉伸過(guò)程中的作用，利用TEM分析了峰時(shí)效態(tài)0.4CNTs/Mg-9Al復(fù)合材料拉伸斷裂后的組織，結(jié)果如圖8所示。圖8(a)展示了拉伸斷裂后0.4CNTs/Mg-9Al復(fù)合材料中位錯(cuò)的分布情況，可以看到，桿狀析出相周圍存在大量的位錯(cuò)線，而在變形前，在復(fù)合材料中桿狀析出相周圍是沒(méi)有觀察到位錯(cuò)線存在的(圖5(b))，說(shuō)明這些位錯(cuò)是在變形過(guò)程中產(chǎn)生，并在運(yùn)動(dòng)過(guò)程受到了析出相的釘扎阻礙。在復(fù)合材料中，連續(xù)析出相主要是以桿狀相為主且分布彌散，因此桿狀相可以起到很好的強(qiáng)化力學(xué)性能的作用。圖8(b)是顆粒狀和不規(guī)則條狀析出相混合存在區(qū)域的照片，在兩種析出相周圍均出現(xiàn)大量的應(yīng)力集中區(qū)域。應(yīng)力集中主要是在變形過(guò)程中大量位錯(cuò)在某一位置堆積造成的，由于這兩種析出相的尺寸相對(duì)較大，因此易造成位錯(cuò)在其周圍塞積，產(chǎn)生應(yīng)力集中。雖然阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)可以起到抑制變形，提高變形抗力的作用，但是當(dāng)位錯(cuò)堆積過(guò)多而產(chǎn)生大范圍的應(yīng)力集中時(shí)，會(huì)增大裂紋萌生的概率，不利于材料的塑性。此外，在納米顆粒相和條狀相周圍也觀察到明顯的晶格畸變現(xiàn)象，說(shuō)明在外加載荷時(shí)，納米顆粒相和條狀相可以看作是硬質(zhì)顆粒存在，誘發(fā)周圍晶格畸變，吸收外加載荷產(chǎn)生的能量。綜上所述，可知0.4CNTs/Mg-9Al復(fù)合材料時(shí)效析出相尤其是占主導(dǎo)地位的桿狀相，可以有效阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)，有利于復(fù)合材料力學(xué)性能的提升。

圖8 時(shí)效態(tài)0.4CNTs/Mg-9Al復(fù)合材料拉伸斷裂后的TEM照片(a)桿狀β-Mg17Al12相與位錯(cuò)交互作用；(b)不規(guī)則條狀及顆粒狀β-Mg17Al12相附近的應(yīng)力集中；(c)納米顆粒狀β-Mg17Al12相周圍的點(diǎn)陣畸變;(d)桿狀β-Mg17Al12相周圍的點(diǎn)陣畸變Fig.8 TEM images of aged 0.4CNTs/Mg-9Al composite after tensile test(a)dislocations pinned by rod shaped β-Mg17Al12phase；(b)stress concentration around irregular slab shaped and granular shaped β-Mg17Al12phase；(c)lattice distortion around nano granular shaped β-Mg17Al12 phase；(d)lattice distortion around rod shaped β-Mg17Al12 phase

對(duì)時(shí)效前后的Mg-9Al合金及CNTs/Mg-9Al復(fù)合材料的導(dǎo)熱性能進(jìn)行測(cè)試，結(jié)果如表1所示，從表中可以看出：時(shí)效前后，CNTs/Mg-9Al復(fù)合材料的熱擴(kuò)散系數(shù)及導(dǎo)熱率均高于Mg-9Al合金，且隨著CNTs含量的增高，復(fù)合材料的熱擴(kuò)散系數(shù)及熱導(dǎo)率增大；時(shí)效處理后合金及復(fù)合材料的熱擴(kuò)散系數(shù)和熱導(dǎo)率增大，其中時(shí)效態(tài)Mg-9Al合金的熱擴(kuò)散系數(shù)和熱導(dǎo)率分別為31.8 mm2/s和61.8 W/(m·K)，相較于時(shí)效前分別提升了32%和31%；0.4CNT/Mg-9Al復(fù)合材料的熱擴(kuò)散系數(shù)和熱導(dǎo)率分別為34.5 mm2/s和68.4 W/(m·K)，相較于時(shí)效前Mg-9Al合金提升了43%和45%。主要原因是時(shí)效過(guò)程中隨著大量沉淀相的析出，基體中固溶的鋁原子大量減少，緩解了基體的晶格畸變，此外，隨著時(shí)效的進(jìn)行，材料的組織也得到改善，如空位、位錯(cuò)等缺陷減少，這些變化使得承載熱傳遞的電子和聲子在運(yùn)動(dòng)過(guò)程中的散射大大減少，從而使其熱擴(kuò)散系數(shù)和熱導(dǎo)率升高。

表1 時(shí)效前后Mg-9Al合金與0.4CNTs/Mg-9Al復(fù)合材料的力學(xué)和導(dǎo)熱性能Table 1 Mechanical and thermal properties of Mg-9Al alloy and 0.4CNTs /Mg-9Al composites before and after aging treatment

3 結(jié)論

(1)CNTs增大了基體合金中鋁元素的固溶度，并在時(shí)效過(guò)程中限制了晶界的遷移，在二者共同作用下，促進(jìn)了基體中連續(xù)β-Mg17Al12相的析出，且隨著CNTs含量的增加，連續(xù)析出的比例增大。

(2)與基體呈共格關(guān)系的桿狀連續(xù)析出相能夠有效地阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)，提高了復(fù)合材料的力學(xué)性能，其中峰時(shí)效態(tài)0.4CNTs/Mg-9Al復(fù)合材料的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度分別為275 MPa和369 MPa，與時(shí)效前Mg-9Al合金相比，分別提升了17%和23%。

(3)CNTs的加入，提升了Mg-9Al合金的導(dǎo)熱性能，且隨著CNTs含量的增加，導(dǎo)熱性能增大；時(shí)效處理減少了基體中Al原子的固溶量，進(jìn)一步提升了復(fù)合材料的導(dǎo)熱性能，峰時(shí)效態(tài)0.4CNTs/Mg-9Al復(fù)合材料的熱擴(kuò)散系數(shù)和熱導(dǎo)率分別為34.5 mm2/s和68.4 W/(m·K)，相較于時(shí)效前Mg-9Al合金提升了43%和45%。