电铸Ni_SiC金属基复合材料的抗拉强度与微观结构(3)

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上　海　交　通　大　学　学　报

第40卷　

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4　NS22试样600℃XRD图

Fig.　TheofsampleNS22

Ni完全发生反应,生成最Ni3Si.Ni与SiC反应按下式进行:

3Ni+SiC→Ni3Si+C

假设SiC粒子的体积为Vs,密度为ρs,摩尔质量为Ms,则由反应方程可以得出所需要反应的金属Ni基体的体积

Vn=

Msρn

=1.58Vs

图3　NS22热处理后的截面形貌

Fig.3　Thecross2sectionmicrographofNS22after

heattreatment

同理,可以求出反应后生成物的体积分别为:

Vns==2.06Vs

Msρns

Vc=

=0.44Vs

Msρc

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

其中:Vn为与体积为Vs的SiC反应所需的Ni基体金属的体积;Vns为反应产物Ni3Si的体积;Vc为反

应产物游离石墨的体积;ρn为基体金属Ni的密度(8.9g/cm3);ρns为反应生成物Ni3Si的密度(7.91g/cm3);ρc为反应生成物游离石墨的密度(2.26g/cm3);Mn为基体金属Ni的摩尔质量(58.7kg/mol);Mns为反应生成物Ni3Si的摩尔质量(204.1kg/mol);Mc为反应生成物游离石墨的摩尔

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NixSiy化合物,如NiSi、Ni2Si、Ni5Si2、Ni31Si12、Ni3Si等.Du等[16]认

为,Si和Ni固相反应中首先形成Ni2Si相,然后只有在Ni2Si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Ni5Si2、Ni3Si等富Ni硅化物.为确定SiC和镍的反

质量(12kg/mol).

由此可知,反应前后体积的变化为:

ΔV=(Vns+Vc)-(Vn+Vs)=-0.08Vs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

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Ni3Si和少量未转变完全的Ni31Si12.图

θ为衍射角;CPS为单位时间的脉冲数.中:2

　　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

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