电铸Ni_SiC金属基复合材料的抗拉强度与微观结构分析

　第 40 卷 第 1 期 　2006 年 1 月 上 海 交 通 大 学 学 报 J OU RNAL OF SHAN GHA I J IAO TON G UNIV ERSIT Y Vol. 40 No. 1 　 Jan. 2006 　 收稿日期 :2004212216 基金项目 :国家高技术研究发展计划 (863) 项目 (2002AA334010) ;上海市科委重点新 材料 关于××同志的政审材料调查表环保先进个人材料国家普通话测试材料农民专业合作社注销四查四问剖析材料 项目 (035211037) ;上海市科技发展基金项目 (0211nm052) 作者简介 :刘　磊 (19762) ,男 ,讲师 ,黑龙江绥棱人 ,主要从事金属基复合材料制备、性能及金属 表 关于同志近三年现实表现材料材料类招标技术评分表图表与交易pdf视力表打印pdf用图表说话 pdf 面改性等研究. 电话 ( Tel . ) :021262933585 ; E2mail : anodic @sjtu. edu. cn. 　　文章编号 :100622467 (2006) 0120120204 电铸 Ni2SiC 金属基复合材料的 抗拉强度与微观结构分析 刘　磊 , 　赵海军 , 　胡文彬 , 　沈　彬 (上海交通大学 金属基复合材料国家重点实验室 ,上海 200030) 摘　要 : 在氨基磺酸镍镀液中电铸制备了两种不同 SiC 微粒含量的复合材料 ,研究了热处理对复 合材料的抗拉强度和微观组织的影响. 研究表明 ,300 ℃热处理提高了两种复合材料的强度 ;但 600 ℃热处理却降低了强度. 基体金属 Ni 与 SiC 颗粒在 600 ℃完全反应后 ,界面反应产物是 Ni3 Si、 游离石墨和少量的 Ni31 Si12 ,并且产生相当于 SiC 微粒体积 8 %的微孔. 断裂过程经历微裂纹萌生、 长大和聚集 ,以基体断裂、界面脱粘和微粒断裂三种方式进行. 关键词 : 电铸 ; Ni2SiC 复合材料 ; 抗拉强度 ; 微观结构 ; 界面反应 ; 断裂 中图分类号 : TB 331 　　　文献标识码 : A The Analysis of Tensile Strength and Microstructure of Ni2SiC Composite s Prepared by Electroforming L I U L ei , 　Z H A O H ai2j un , 　H U W en2bi n , 　S H EN B i n ( State Key Lab. of Metal Mat rix Composites , Shanghai J iaotong Univ. , Shanghai 200030 , China) Abstract : Ni2SiC metal mat rix composites with two kinds of SiC content were p repared by elect roforming in a nickel sulp hamate bat h. The effect of heat t reat ment on tensile st rength and microst ructure of Ni2SiC composites were investigated. The heat t reat ment at 300 ℃ increases tensile st rengt h , but t he heat t reat2 ment at 600 ℃decreases t he tensile st rengt h. The complete reaction between nickel and SiC particles can produce shrinkage pores in t he interface. In addition , t he volume of shrinkage pores is equal to 8 % of t hat of SiC particles in t he composites. The interfacial reaction product s are composed of Ni3 Si and a lit tle amount of Ni31 Si12 at 600 ℃. The f ract ure p rocess includes microcracks initiation , growt h , and coales2 cence. The cracking of t he mat rix , debonding of Ni2SiC interface and cracking of particles are t hree types of cracking modes. Key words : elect roforming ; Ni2SiC composite ; tensile st rengt h ; microst ruct ure ; interfacial reaction ; f rac2 t ure 　　金属基复合材料具有高比强度、高比刚度、耐高 温、高耐磨性等良好的性能 ,在现代生产中得到了广 泛应用. 常用的金属基复合材料制备 方法 快递客服问题件处理详细方法山木方法pdf计算方法pdf华与华方法下载八字理论方法下载 有粉末冶 金、铸造及喷射沉积等. 这些方法的主要缺点是需要 较高的处理温度、压力及昂贵的设备 ,增强相 (微粒、 晶须或纤维)性能容易退化以及难于加工为最终复 合材料结构[1 ] . 此外 ,这类材料可以在陶瓷微粒均匀 分散的电解槽中 ,使用复合电沉积方法制备[2 ,3 ] . 金 属离子在阴极还原时微粒随之沉积在基体中 ,获得 复合电沉积层. 复合电沉积工艺不需要高温高压 ,金 属基体和增强相之间不存在界面反应 ,同时避免或 减少了复合材料的后续加工. 目前 ,复合电沉积方法 主要研究制备复合镀层方面 ,如 Ni2SiC[4～8 ] , Ni2 Al2 O3 [ 9 ,10 ] ,Ni2SiO2 [ 5 ] . 电铸是通过在芯模上进行电 沉积 ,随后脱离芯模制取金属工件的技术. 电铸技术 主要制备金属镍或铜零部件 ,但是用于制备整体复 合材料的研究较少. 本文把复合电沉积工艺引入电 铸技术 ,成功制备了整体 Ni2SiC 金属基复合材料 , 对材料热处理前后的抗拉强度、界面反应和断裂及 其微观结构进行了研究. 1 　实验部分 制备 Ni2SiC 金属基复合材料的电铸液组成为 : 氨基磺酸镍 300 g/ L ,硼酸 40 g/ L ,氯化镍 5 g/ L , SiC 微粒 50 g/ L ,阳离子表面活性剂少量. 实验中的 化学试剂均为分析纯级 ,使用去离子水配制电铸液. SiC 微粒平均粒径为 4μm ,使用 15 %HF 净化处理 , 除去 SiC 微粒表面的 SiO2 等杂质[11 ] . 使用 SiC 微粒 前先将称量的 SiC 微粒预先加入少量的电铸液和表 面活性剂 ,超声波搅拌 20 min 后再倒入镀槽中. 为 了使微粒在镀液中均匀悬浮 ,实验中采用循环搅拌 方式. 阴极为 80 mm ×100 mm ×1 mm 的不锈钢 板 ,阳极为电解镍板. 电铸液温度通过水浴槽控制在 (50 ±1) ℃. 在电流密度分别为 40、80 A/ m2 条件下制备的 Ni2SiC 复合材料试样分别记为 NS21 和 NS22 ,其厚 度超过 2 mm. SiC 微粒含量使用 Leica Qwin 图形 分析软件计算体积分数. 两种复合材料试样分别在 300 ℃和 600 ℃下热处理 24 h ,随炉冷却. 线切割加 工 标准 excel标准偏差excel标准偏差函数exl标准差函数国标检验抽样标准表免费下载红头文件格式标准下载 力学拉伸式样 ,然后对其打磨和抛光. X 射线 衍射 ( XRD)测试在日本理学 D/ max ⅢA 型 X 射线 衍射仪上进行 ,采用 ZWIC K/ ROLL 力学拉伸实验 机测试材料的力学性能 ,使用 Philip s XL30FEG 场 发射扫描电镜 ( FESEM) 观察材料的截面形貌和拉 伸试样的断口形貌. 2 　结果和讨论 2 . 1 　抗拉强度 图 1 为电铸复合制备的 NS21 和 NS22 复合材 料的截面形貌照片. SiC 微粒呈不规则角形 ,均匀分 布在金属基体中 ,相应的微粒体积分数为 12 %和 18 %. Ni2SiC 复合材料的抗拉强度σb 如图 2 所示. 随着热处理温度升高 ,σb 发生明显的变化. 室温时 , NS21 和 NS22 两种复合材料的σb 分别为 466、493 MPa ;经过 300 ℃热处理后 ,材料的σb 达到最高值 , 分别为 641、701 MPa ;此后 ,材料的σb 急剧下降 ,只 有 152、147 MPa. 另外 ,未热处理和经过 300 ℃热处 理时 NS22 复合材料的σb 均比 NS21 高 ,但是 600 ℃ 热处理后 NS21 的强度比 NS22 略高. 这和不同 SiC 微粒含量对 Ni2SiC 复合材料的强化效果不同有关. 图 1 　Ni2SiC 复合材料截面形貌照片 Fig. 1 　The cross2section micrograph of Ni2SiC composites 图 2 　抗拉强度随热处理温度 t 的变化 Fig. 2 　The evolution of tensile st rength with heat t reatment temperature 　　颗粒增强金属基复合材料的的主要强化机制是 通过界面剪切由基体向增强相传递载荷而使其承 载[12 ] . B¾chli [13 ]和 Merk[ 14 ] 认为 ,Ni2SiC 在 400 ℃以 下不发生反应 ,450 ℃以上才有新相生成. 由图 3 (a) 可知 ,经过 300 ℃热处理后显微结构没有发生明显 121　第 1 期 刘 　磊 ,等 :电铸 Ni2SiC 金属基复合材料的抗拉强度与微观结构分析 　　 的变化 ,但是可以消除基体中和界面处的位错及堆 积层错等 ,降低内应力 ,从而大幅度提高材料强度. NS22 经 600 ℃热处理的截面形貌如图 3 ( b) 所示 , SiC 微粒颜色发灰 ,角形特征几乎完全消失 ,绝大部 分 SiC 粒子发生反应 ,只在较大微粒中还残留一些 未反应的 SiC ,同时界面上产生许多显微孔洞 ,这些 缺陷使材料强度急剧下降. 图 3 　NS22 热处理后的截面形貌 Fig. 3 　The cross2section micrograph of NS22 after heat t reatment 2. 2 　Ni 和 SiC界面反应 SiC 和 Ni 发生反应时 ,首先 Ni 原子向 SiC 晶 格扩散 ,然后 Ni 原子和邻近 SiC 晶格中的 Si 原子 发生电荷转移 ,使 Si - C 键弱化 ,最终导致 Si - C 键 断裂 ,分解成游离的 Si 和 C 原子. Si 原子和 Ni 原子 作用形成 Ni 的硅化物 ,C 原子以石墨形式存在[15 ] . Ni2SiC 体系随着温度、反应时间及反应物的贫富等 反应条件的不同 ,可以生成多种 Ni x Si y 化合物 ,如 NiSi、Ni2 Si、Ni5 Si2 、Ni31 Si12 、Ni3 Si 等. Du 等[16 ] 认 为 ,Si 和 Ni 固相反应中首先形成 Ni2 Si 相 ,然后只 有在 Ni2 Si 相的厚度达到临界值 ,而且反应物有剩 余时 , 才能再生成其他相. 当 Ni 剩余时 , 生成 Ni5 Si2 、Ni3 Si 等富 Ni 硅化物. 为确定 SiC 和镍的反 应产物 ,用稀硝酸溶解 600 ℃热处理后的 NS22 样 品 ,对剩余粉体进行 XRD 物相分析. 图 4 的 XRD 分析表明 ,剩余粉体中 SiC 的特征衍射峰完全消失 , 反应产物是 Ni3 Si 和少量未转变完全的 Ni31 Si12 . 图 中 :2θ为衍射角 ;CPS 为单位时间的脉冲数. 　　Ni 和 SiC 反应区的显微孔洞与反应前后物质 属性变化有关. 在此考察一个富 Ni 的反应体系 ,假 图 4 　NS22 试样 600 ℃热处理后反应产物的 XRD 图 Fig. 4 　The XRD profile of reaction product s of sample NS22 after heat t reatment at 600 ℃ 设增强相 SiC 与基体金属 Ni 完全发生反应 ,生成最 终稳定相 Ni3 Si. Ni 与 SiC 反应按下式进行 : 3Ni + SiC →Ni3 Si + C 假设 SiC 粒子的体积为 V s ,密度为ρs ,摩尔质 量为 M s ,则由反应方程可以得出所需要反应的金属 Ni 基体的体积 V n = 3 Mn V sρs M sρn = 1. 58V s 同理 ,可以求出反应后生成物的体积分别为 : V ns = Mns V s ρs M sρns = 2 . 06V s V c = Mc V s ρs M sρc = 0 . 44V s 其中 :V n 为与体积为 V s 的 SiC 反应所需的 Ni 基体 金属的体积 ;V ns为反应产物 Ni3 Si 的体积 ;V c 为反 应产物游离石墨的体积 ;ρn 为基体金属 Ni 的密度 (8. 9 g/ cm3 ) ;ρns 为反应生成物 Ni3 Si 的密度 (7. 91 g/ cm3 ) ;ρc 为反应生成物游离石墨的密度 (2. 26 g/ cm3 ) ; Mn 为基体金属 Ni 的摩尔质量 (58. 7 kg/ mol) ; Mns 为反应生成物 Ni3 Si 的摩尔质量 (204. 1 kg/ mol) ; Mc 为反应生成物游离石墨的摩尔 质量 (12 kg/ mol) . 由此可知 ,反应前后体积的变化为 : ΔV = (V ns + V c ) - (V n + V s ) = - 0. 08 V s 即 Ni2SiC 复合材料经过 600 ℃高温热处理后 ,体积 收缩 ,产生了显微孔洞. 2 . 3 　断口分析 Ni2SiC 拉伸试样宏观断口平直 ,没有明显的塑 性变形 ,表现出宏观脆性断裂特征. 微观断口如图 5 所示 ,韧窝的存在表明有韧性断裂发生. 在图 5 (a) 、 (b)中 ,试样断口上存在大量的韧窝 ,以两种方式形 成 :第一种韧窝存在于 SiC 颗粒之间的基体上 ,分布 着轮廓清晰、尺寸较小的小韧窝 ;第二种是由颗粒和 基体的脱粘引起的大韧窝 ,这种韧窝的尺寸和形状 221 上 　海 　交 　通 　大 　学 　学 　报 第 40 卷　 与 SiC 颗粒有关 ,韧窝内有完整的颗粒. 图 5 ( b) 和 (a)相比 ,经过 300 ℃热处理的拉伸试样断面上存在 SiC 微粒的断裂 ,基体的韧窝也较大 ,撕裂岭更加光 滑.在图 5 (c)中 ,经过 600 ℃热处理后断面上 SiC 颗 粒特征不明显 ,结构疏松 ,只发现少量的韧窝. 图 5 　Ni2SiC 复合材料的断口形貌 Fig. 5 　The micrograph of f racture surface of Ni2SiC composites 　　Ni2SiC 拉伸试样断口形成是在 SiC 微粒与基 体的界面处萌生裂纹、形成显微空洞及其扩展聚集 直至断裂的过程. 在外加载荷作用下 ,脆性的颗粒与 韧性基体变形不协调 ,两者之间产生较大的内应力. 随着应力或应变增加 ,内应力更大 ,为松弛内应力就 会产生颗粒和界面脱粘或颗粒断裂. 如果微粒和基 体界面结合较强 ,应力能够有效地从基体转移到颗 粒上 ,当颗粒承受的应力达到断裂强度时发生断裂 ; 如果界面结合较弱 ,界面应力很容易使颗粒与基体 脱粘或在微粒尖角处的基体中形成空洞 ,产生界面 裂纹. 由于增强相颗粒不参加变形 ,韧窝形成后的长 大和聚集都比基体材料快 ,从而宏观上表现出脆性 断裂. 未经热处理时基体及界面均存在缺陷 ,容易诱 发产生裂纹 ,并且快速长大聚集 ,使基体 Ni 断裂和 界面脱附发生. 300 ℃热处理可以消除材料中的缺陷 和内应力 ,提高了基体及其与 SiC 颗粒界面的结合 强度 ,基体能够承受较大的载荷和变形 ,基体韧窝增 大 ,颗粒断裂现象开始出现. 600 ℃热处理后界面存 在相当于微粒体积 8 %的显微孔洞 ,促进裂纹的过 早产生、聚集和长大 ,在很低的外力作用下试样过早 地断裂. 3 　结　论 (1) 热处理使 Ni2SiC 复合材料的强度先增大 随后降低 ,300 ℃热处理时提高了复合材料的强度 ; 600 ℃、24 h 热处理则降低强度. (2) 300 ℃、24 h 热处理时 Ni 和 SiC 没有反应 , 600 ℃后的反应产物是 Ni3 Si 的 Ni31 Si12 ,并且产生 相当于 SiC 微粒体积 8 %的空洞. (3) Ni2SiC 复合材料的裂纹在 SiC 颗粒界面处 以颗粒脱粘或断裂方式形成 ,随后长大聚集 ,直至材 料断裂. 参考文献 : [ 1 ] 　Christian E J , Myron B. Status of elect rocomposites [ A ] . Proceedings of the 77th AESF Annual Technical Conference Part 2 [ C] . Orlando , FL , USA : Ameri2 can Elect roplaters & Surface Finishers Soc Inc , 1990. 1203 - 1226. [ 2 ] 　Sautter F K. Elect rodeposition of dispersion2harden2 ed Ni2Al2 O3 alloys [J ] . J Electrochem Soc , 1963 , 110 (6) :557 - 560. [ 3 ] 　Guglielmi N. Kinetics of the deposition of inert parti2 cles f rom elect rolytic baths [J ] . J Electrochem Soc , 1972 , 119 (8) :1009 - 1012. [ 4 ] 　Gyftou P , Stroumbouli M , Pavlaton E A , et al . Elect rodeposition of Ni/ SiC composites by pulse elec2 t rolysis[J ] . Trans IMF, 2000 , 80 (3) :88 - 91. [ 5 ] 　Nowak P , Socha R P , Kaisheva M , et al . Elect ro2 chemical investigation of the codeposition of SiC and SiO2 particles with nickel [J ] . 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