·1166: 工程科学学报，第41卷，第9期 A!基体而形成过饱和固溶体，随着温度的降低，这 350 些元素会以石墨烯褶皱为衬底，析出AL,Cu或 300 Al,Cu2 MgsSi,.相，ALCu2 Mgs Si,相硬度高，属于脆 -1.0%GNFs 250 -0.8%GNFs 性相1] -0.4%GNFs 200 -0 GNFs 2.3GNFs/Al-15Si-4Cu-Mg的力学性能 150 图5为GNFs/Al-15Si-4Cu-Mg复合材料室温 试样 强度/ 屈度/ MPa MPa 伸长率修 100 拉伸力学性能随石墨烯添加量的变化曲线，随着石 1%GNFs 286 175 0.8怀GNFs 321 153 04%GNFa 298 墨烯质量分数从0、0.4%、0.8%、1.0%逐渐升高， 50 221 1.23 0 GNFs 269 145 055 GNFs/Al-15Si-4Cu-Mg的抗拉强度先升高然后降 0.01 0.02 0.03 0.04 0.05 拉伸应变% 低，在石墨烯添加量为0.8%时，GNFs/A1-15Si- 图5GNFs/A-15Si-4Cu-Mg复合材料的应力-应变曲线 4Cu-Mg的拉伸强度和屈服强度分别达到321MPa Fig.5 Stress-strain curves and tensile properties of the GNFs/Al- 和153MPa,与未添加石墨烯的纯Al-15Si-4Cu-Mg 15Si-4Cu-Mg composites at room temperature 复合材料相比，抗拉强度和屈服强度分别提高19.3% 和5.5%.由图可知，石墨烯的添加不仅带来材料强 在每组样品上选择5个不同位置进行硬度测 度的提高，同时也显著改善了材料的塑性，当石墨烯 试，计算平均值.观察到随石墨烯质量分数升高0、 0.4%0.8%,硬度从HV67、HV87到HV98逐渐 添加量分别为0.4%和0.8%时，GNFs/A1-15Si- 升高.均匀分布在晶界处的石墨烯与弥散分布于基 4Cu-Mg的塑性与纯A-15Si-4Cu-Mg复合材料相 比，分别提高了约140%和120%，尽管提高的幅度 体中的B-Si、Al,Cu和Mg2Si等增强相的综合作用， 较大，但由于S含量超过共晶点，材料的塑性仍然 使材料的硬度升高.石墨烯质量分数为1.0%的样 较差.当石墨烯添加量上升到1.0%，不仅延伸率从 品硬度为HV76,硬度平均值虽高于无石墨烯试样 1.34%降至0.62%，抗拉强度亦下降了10.9%（与 的显微硬度，但不同测试点的硬度差增大.这是因 0.8%GNFs的复合材料对比)，这种现象可归因于 为部分石墨烯团聚在晶界处而不能形成良好的界面 石墨烯在基体中分散性变差，容易团聚形成夹杂，此 结合，局部过量石墨烯诱发A山，Cu,MgsSi,.相析出，导 外沿品界析出的脆性Al,Cu,MgSi,相割裂了基体的 致晶界和晶粒内部的硬度不均匀.石墨烯增强效果 连续性，降低材料的强度和塑性.图6为不同含量 归因于以下几个因素.首先，超高强度石墨烯在A1 石墨烯GNFs/Al-15Si-4Cu-Mg的拉伸断口形貌. 基体晶界上均匀分布，强化晶界，给GNFs/A1-15Si- 从图6(a)可见裂纹沿晶界向基体扩展，断裂方式属 4Cu-Mg复合材料带来显著的强化效果.同时，石墨 于韧性断裂与脆性断裂综合作用模式，沿品界开裂 烯薄片以及其他析出相(B-Si、A山2Cu、MgSi),通 处存在细小的韧窝（图中白色方框区域），这是石墨 过钉扎晶界，起到抑制晶粒长大作用，在一定程度上 烯断裂和被拔出的现象，韧窝越细小，说明石墨烯与 进一步加强了石墨烯带来的细晶强化效果.此外， 基体的结合愈紧密.图6(b)显示晶界处大块金属 石墨烯/A1界面间存在过渡区域，C与A!原子相互 化合物相脱落后留下的孔洞（白色箭头所示），在拉 扩散，表明石墨烯和基体之间结合强度高，载荷可从 伸变形过程中脆性AL,Cu,Mg:Si,.相的变形协调能力 基体有效传递到高强度的石墨烯，进一步提高复合 较差，易于成为裂纹萌生的裂纹源 材料强度 a 104m 0μm 图6GNFs/A-15Si-4Cu-1Mg复合材料的断口形貌.(a)0.4%GNFs:(b)1.0%GNFs Fig.6 Fracture morphology of the GNFs/Al-15Si-4Cu-Mg composites:(a)0.4%GNFs;(b)1.0%GNFs工程科学学报,第 41 卷,第 9 期 Al 基体而形成过饱和固溶体,随着温度的降低,这 些元 素 会 以 石 墨 烯 褶 皱 为 衬 底, 析 出 Al 2 Cu 或 Al 4Cu2Mg8 Si 7 相, Al 4 Cu2 Mg8 Si 7 相硬度高, 属于脆 性相[19] . 2郾 3 GNFs/ Al鄄鄄15Si鄄鄄4Cu鄄鄄Mg 的力学性能 图 5 为 GNFs/ Al鄄鄄15Si鄄鄄4Cu鄄鄄 Mg 复合材料室温 拉伸力学性能随石墨烯添加量的变化曲线,随着石 墨烯质量分数从 0、0郾 4% 、0郾 8% 、1郾 0% 逐渐升高, GNFs/ Al鄄鄄15Si鄄鄄4Cu鄄鄄Mg 的抗拉强度先升高然后降 低,在石墨烯添加量为 0郾 8% 时,GNFs/ Al鄄鄄 15Si鄄鄄 4Cu鄄鄄Mg 的拉伸强度和屈服强度分别达到 321 MPa 和 153 MPa,与未添加石墨烯的纯 Al鄄鄄15Si鄄鄄4Cu鄄鄄Mg 复合材料相比,抗拉强度和屈服强度分别提高 19郾 3% 和 5郾 5% . 由图可知,石墨烯的添加不仅带来材料强 度的提高,同时也显著改善了材料的塑性,当石墨烯 添加量分别为 0郾 4% 和 0郾 8% 时,GNFs/ Al鄄鄄 15Si鄄鄄 4Cu鄄鄄Mg 的塑性与纯 Al鄄鄄15Si鄄鄄4Cu鄄鄄Mg 复合材料相 比,分别提高了约 140% 和 120% ,尽管提高的幅度 图 6 GNFs/ Al鄄鄄15Si鄄鄄4Cu鄄鄄1Mg 复合材料的断口形貌. (a) 0郾 4% GNFs; (b) 1郾 0% GNFs Fig. 6 Fracture morphology of the GNFs/ Al鄄鄄15Si鄄鄄4Cu鄄鄄Mg composites: (a) 0郾 4% GNFs; (b) 1郾 0% GNFs 较大,但由于 Si 含量超过共晶点,材料的塑性仍然 较差. 当石墨烯添加量上升到 1郾 0% ,不仅延伸率从 1郾 34% 降至 0郾 62% ,抗拉强度亦下降了 10郾 9% (与 0郾 8% GNFs 的复合材料对比),这种现象可归因于 石墨烯在基体中分散性变差,容易团聚形成夹杂,此 外沿晶界析出的脆性 Al 4Cu2Mg8 Si 7相割裂了基体的 连续性,降低材料的强度和塑性. 图 6 为不同含量 石墨烯 GNFs/ Al鄄鄄 15Si鄄鄄 4Cu鄄鄄 Mg 的拉伸断口形貌. 从图 6(a)可见裂纹沿晶界向基体扩展,断裂方式属 于韧性断裂与脆性断裂综合作用模式,沿晶界开裂 处存在细小的韧窝(图中白色方框区域),这是石墨 烯断裂和被拔出的现象,韧窝越细小,说明石墨烯与 基体的结合愈紧密. 图 6( b)显示晶界处大块金属 化合物相脱落后留下的孔洞 (白色箭头所示),在拉 伸变形过程中脆性 Al 4Cu2Mg8 Si 7相的变形协调能力 较差,易于成为裂纹萌生的裂纹源. 图 5 GNFs/ Al鄄鄄15Si鄄鄄4Cu鄄鄄Mg 复合材料的应力鄄鄄应变曲线 Fig. 5 Stress鄄鄄strain curves and tensile properties of the GNFs/ Al鄄鄄 15Si鄄鄄4Cu鄄鄄Mg composites at room temperature 在每组样品上选择 5 个不同位置进行硬度测 试,计算平均值. 观察到随石墨烯质量分数升高 0、 0郾 4% 、0郾 8% ,硬度从 HV 67、HV 87 到 HV 98 逐渐 升高. 均匀分布在晶界处的石墨烯与弥散分布于基 体中的 茁鄄鄄 Si、Al 2Cu 和 Mg2 Si 等增强相的综合作用, 使材料的硬度升高. 石墨烯质量分数为 1郾 0% 的样 品硬度为 HV 76,硬度平均值虽高于无石墨烯试样 的显微硬度,但不同测试点的硬度差增大. 这是因 为部分石墨烯团聚在晶界处而不能形成良好的界面 结合,局部过量石墨烯诱发 Al 4Cu2Mg8 Si 7相析出,导 致晶界和晶粒内部的硬度不均匀. 石墨烯增强效果 归因于以下几个因素. 首先,超高强度石墨烯在 Al 基体晶界上均匀分布,强化晶界,给 GNFs/ Al鄄鄄15Si鄄鄄 4Cu鄄鄄Mg 复合材料带来显著的强化效果. 同时,石墨 烯薄片以及其他析出相(茁 鄄鄄 Si 、Al 2 Cu、Mg2 Si),通 过钉扎晶界,起到抑制晶粒长大作用,在一定程度上 进一步加强了石墨烯带来的细晶强化效果. 此外, 石墨烯/ Al 界面间存在过渡区域,C 与 Al 原子相互 扩散,表明石墨烯和基体之间结合强度高,载荷可从 基体有效传递到高强度的石墨烯,进一步提高复合 材料强度. ·1166·