碳纤维表面含镍涂层对于镁基复合材料界面特征及阻尼性能的影响

任富忠，姜菁菁，石 维

（ 铜仁学院 材料与化学工程学院，贵州 铜仁 554300 ）

【物理与材料科学】

碳纤维表面含镍涂层对于镁基复合材料界面特征及阻尼性能的影响

任富忠，姜菁菁，石 维

（ 铜仁学院 材料与化学工程学院，贵州 铜仁 554300 ）

采用粉末冶金和热挤压的工艺分别制备了未添加碳纤维的基体金属、含未进行涂层处理短碳纤维的镁基复合材料和含镍涂层短碳纤维的镁基复合材料，并利用TEM-EDS和DMA分别对镁基复合材料的界面及阻尼性能进行了研究。结果表明碳纤维表面含镍涂层的引入在复合材料界面处形成了良好界面层结构；三种材料的阻尼容量都随应变振幅的增大和温度的升高而增大，且在25℃～400℃温度范围内都只存在一个阻尼峰，显现出热激活弛豫过程的特征；利用Arrhenius公式计算出了三种材料的热变形激活能的大小分别为1.287eV、1.129eV和1.725eV。

粉末冶金； 短碳纤维； 镍涂层； 镁基复合材料； 阻尼

在交通运输、建筑及宇航工业中，机构部件的失效分析结果表明，约2/3的故障与振动有关；同时由于震动产生的噪音对于人类健康的危害已经越来越受到关注[1]。为了克服有害的振动与噪音，选用具有高阻尼性能的材料是一个有效方案。

在众多的可作为结构件材料中，纯镁具有较优良的阻尼性能[2]，但是它较差的力学性能限制了其的广泛应用[3-4]。在纯镁中加入高强度增强体制备成镁基复合材料，既可改善力学性能也可以改善其阻尼性能。Mayencourt等人[5]开发了一种镁基复合材料，与诸如AZ31铸造镁合金相比，其具有较高的力学性能和阻尼性能，他们认为镁基复合材料中存在的大量界面起了重要作用。国内的顾金海等人[6]采用化学气相沉积法（CVD）在碳纤维表面制备了一层碳涂层，并且采用液态金属压浸工艺将之与铝合金基体中制成了碳纤维增强的铝基复合材料。他们通过研究发现，碳纤维表面的结构规整的热解碳涂层的存在大大地增强了复合材料的阻尼性能。与此同时，顾金海等人[7]还采用粉末冶金结合热挤压的工艺制备了含铜涂层和不含涂层的碳化硅增强的镁基复合材料，结果表明温度对于复合材料的阻尼性能有显著影响，当温度超过250℃时，含铜涂层的碳化硅制备的复合材料阻尼容量超过了纯镁的阻尼容量。

虽然在金属基复合材料中由于增强体的涂层改性引起的复合材料阻尼性能的改变已经被广泛研究，但是对于增强体短碳纤维表面涂层的引入导致的镁基复合材料阻尼性能变化的机理研究尚未见到报道。本文的目的就是研究增强体表面镍涂层对于短碳纤维增强镁基复合材料阻尼性能的影响。

1.材料与方法

1.1.样品制备

纯镁粉 (>99.8wt.%，国产切削镁粉)与短碳纤维（T-300,东丽公司）分别作为复合材料制备原料，采用化学镀工艺[8]在短碳纤维表面得到厚度约0.5 m的含镍涂层；采用粉末冶金（烧结温度450℃，烧结时间2小时）和热挤压（挤压温度380℃，挤压比1:11）的工艺制备了未添加短碳纤维与添加含量为5.5 vol %（含镍涂层与未涂层）的直径为6mm的复合材料棒材（见图1）。

图1 热挤压后复合材料棒材

采用线切割的方法制备出阻尼测试样品（见图2），样品长度、宽度和厚度分别为35mm、6mm和1mm，再经400#和800#砂纸打磨光滑。为了比较的方便，还采用以上工艺制备了纯镁的测试样品作为对比样。测试样实物如图2所示。

图2 阻尼测试样品

1.2.样品性能表征

复合材料界面微观结构采用LIBARA 200 FE型透射电镜进行观察，采用离子减薄的方法制备透射电镜样品；采用能谱（EDS）分析了界面的元素组成；复合材料的物相分析采用XRD（Rigaku D/max 2500PC，日本）进行表征，测试条件为：10°≤2θ≤90°，CuKα，λ=0.154178nm。

采用美国TA公司生产的Q800型动态机械分析仪（DMA）对以上不同的镁基复合材料的阻尼测试，具体测试条件如下，测试模式：单悬臂模式；测试频率：1.0Hz、4.0Hz、10.0Hz；应变范围：10-5～10-3；温度范围：25℃～400℃；升温速率：5℃/min。

2.结果与分析讨

2.1.复合材料界面微观结构分析

采用未涂层碳纤维制备的镁基复合材料在界面处存在一定厚度的界面层，但是由于碳与镁之间的润湿性较差（见图3），导致界面层厚度较薄；而对于涂层碳纤维制备的镁基复合材料，可以看出界面结合良好（见图4），界面层厚度在500nm左右，并且在界面处基体一侧只有少量的位错线存在；界面层中出现了金属镁，这主要是由于在烧结和热挤压过程中基体金属镁通过与金属镍发生反应而向界面层中扩散所致。

图3 含未涂层碳纤维镁基复合材料界面处的TEM图

2.2.应变频率对短碳纤维增强镁基复合材料阻尼性能的影响

在25℃的测试条件下，当应变频率分别为1.0Hz、4.0Hz、10.0Hz时，纯镁Mg、5.5vol%uncoatedcf/Mg和5.5vol%Ni-coated cf/Mg三种材料的阻尼容量（Q-1）随应变振幅的变化都呈现相同的变化规律，即当应变振幅较小时，它们的阻尼大小与应变振幅无关；但是当应变振幅超过某一临界值后，它们的阻尼随着应变振幅的增加快速增大（见图5～图7）。这主要是由于当在镁基复合材料中只有少量的增强体时，其内部还有相当大部分的位错是被弱钉扎点所固定的，应变振幅较小时，振动带来的能量还不足以使位错脱钉，也就不消耗能量，只有当应变振幅增大到足以使位错产生雪崩式脱钉时复合材料才会大量的消耗能量，与之对应的就是复合材料的阻尼值快速增大。其次还可以看出不管是哪一种材料，在相同的应变振幅下，应变频率越大其阻尼值越小，这主要是因为复合材料中的主要阻尼源自于位错运动和界面的微滑移，在交变应力作用下，施加频率越大，两者在一次循环中的位移越小，消耗能量越小，因而阻尼值越低。

图5 纯镁在不同应变频率下的应变振幅与阻尼之间的关系

图6 5.5vol%uncoated cf/Mg在不同应变频率下的应变振幅与阻尼之间的关系

图7 5.5vol%Ni-coated cf/Mg在不同应变频率下的应变振幅与阻尼之间的关系

根据G-L模型，当应变频率为1.0Hz时，5.5vol%uncoated cf/Mg和5.5vol%Ni-coated cf/Mg两种复合材料都只是在某一应变振幅范围内为直线（见图8），这表明当应力作用在复合材料上时，其内部的阻尼机制除了位错阻尼机制外还有其他的诸如界面阻尼机制等存在。

图8 f=1Hz复合材料的G-L线

2.3.温度对短碳纤维增强镁基复合材料阻尼性能的影响

在相同的应变振幅条件下，纯镁Mg、5.5vol%uncoated cf/Mg和5.5vol%Ni-coated cf/Mg三种材料在不同测试频率下阻尼性能都随着温度的升高而增加并且都只存在一个阻尼峰（见图9～图11），而且对应于不同的测试频率其阻尼峰值温度不同，随着频率的增加峰值温度逐渐升高，见表1，这些都显现出热激活弛豫过程的特征[3,9]，其热变形激活能H的计算符合Arrhenius公式：

式中τ0为指数因子，H为越过势垒的激活能，k为波尔兹曼常数（k=1.380662*10-23J/K），因为ωτ=1，ω=2πf，代入上式两边去对数可得：

做ln2πf～1000/Tp图求其斜率就可得到热激活能H的大小，依据此公式计算出纯镁Mg、5.5vol%uncoated cf/Mg和5.5vol%Ni-coated cf/Mg三种材料的热变形激活能H分别为1.287eV、1.129eV和1.725eV（见图12），表明采用镍涂层的短碳纤维增强体时由于界面性能的改善导致纤维与基体金属之间的结合力增大，要使其产生变形所需要的能量更高；而未涂层处理碳纤维复合的镁基复合材料由于界面结合不好导致热变形激活能低于采用相同工艺制备的基体金属的热变形激活能。

表1 不同样品的阻尼峰值温度

图9 纯镁的Q-1-f-T 特征谱线

图10 5.5vol%uncoated cf/Mg的Q-1-f-T特征谱线

图11 5.5vol%Ni-coated cf/MgQ-1-f-T特征谱线

图12 测试频率和峰值温度间Arrhenius关系

3.结论

通过以上研究，我们得到以下结论：碳纤维表面镍涂层的引入有效地改善了界面润湿性，使碳纤维与金属镁之间的结合良好。在室温（25℃）下，三种材料的阻尼容量（Q-1）随应变振幅的变化都呈现相同的变化规律，且在相同的应变振幅下，应变频率越大其阻尼值越小。当应变振幅较小时，它们的阻尼大小与应变振幅无关；但是当应变振幅超过某一临界值后，它们的阻尼随着应变振幅的增加快速增大。此外Mg、5.5vol%uncoated cf/Mg和5.5vol%Ni-coated cf/Mg三种材料在整个测试温度范围内每一个测试条件下材料的阻尼性能都随着温度的升高而增加，并且都只存在一个阻尼峰，并且随

着频率的增加其阻尼峰值温度升高。Mg、5.5vol%uncoated cf/Mg和5.5vol%Ni-coated cf/Mg三种材料在温度-阻尼谱上的阻尼峰值温度随着频率的增大而升高，显现出热激活弛豫过程的特征，利用Arrhenius公式计算出了以上三种材料的热变形激活能H的大小分别为1.287eV、1.129eV和1.725eV。

[1] Zhang X Q, Wang H, Liao L H, et al. In situ synthesis method and damping characterization of magnesium matrix composites[J]. Compos Sci Technol, 2007,67(3-4): 720-727.

[2] Ritchie I G, Pan Z L, Sprungmann K W, et al. High damping alloys-the metallurgists cure for unwanted vibrations[J]. Can. Metall. Quart, 1987, 26(3): 239-250.

[3] Gu J H, Zhang X N, Gu M Y, Mechanical properties and damping capacity of (SiCp + Al2O3·SiO2f)/Mg hybrid metal matrix composite[J]. J Alloy Compd, 2004, 385(1-2): 104-108.

[4] Hu X S, Zhang Y K, Zheng M, et al. A study of damping capacities in pure Mg and Mg-Ni alloys[J]. Scripta Mater, 2005, 52(11): 1141-1145.

[5] Mayencourt C, Schaller R, Development of a high-damping composite: Mg2Si/Mg[J]. Phys Status Solidi A, 1997, 163(2): 357-368.

[6] Gu J H, Zhang X N, Gu M Y, et al. The damping capacity of aluminum matrix composites reinforced with coated carbon fibers[J]. Materials Letters, 2004, 58(25): 3170-3174.

[7] Gu J H, Zhang X N, Qiu Y F, et al. Damping behaviors of magnesium matrix composites reinforced with Cu-coated and uncoated SiC particulates[J]. Compos Sci Technol, 2005, 65(11-12): 1736-1742.

[8] 高家诚，谭尊，任富忠.碳纤维表面化学镀镍工艺及机理研究[J].功能材料，2011，8（42）：1360-1363.

[9] Wu Y W, Wu K, Deng K K, et al. Damping capacities and tensile properties of magnesium matrix composites reinforced by graphite particles[J]. Materials Science and Engineering a-Structural Materials Properties Microstructure and Processing, 2010, 527(26): 6816-6821.

Influence of Ni-coating on the short carbon fibers to the interface characterization and damping behaviors of magnesium matrix composites

REN Fuzhong, JIANG Jingjing, SHI Wei
( School of Material and Chemical Engineering, Tongren University, Tongren, 554300 Guizhou, China )

The base metal without addition of carbon fiber and magnesium matrix composites of short carbon fiber without coating treatment and with nickel coated short carbon fiber are prepared respectively through technologies of powder metallurgy and hot extrusion. The interface and damping capacity of magnesium matrix composite is studied through TEM-EDS and DMA. According to the result, it shows that good interface layer structure is formed at composite interface due to the introduction of nickel coating into the surface of carbon fiber. The damping capacity of three materials is enlarged along with the increase in strain amplitude and temperature. Besides, there is only one damping peak with temperature range of 25～400℃, thus manifesting the characteristic of thermal activation relaxation process. Thermal activation energy of three materials is calculated through Arrhenius, namely 1.298eV, 1.129eV and 1.725eV.

powder metallurgy, short carbon fiber, nickel coating, magnesium matrix composites, damping

TB333

A

1673-9639 (2016) 04-0035-05

（责任编辑 佘彦超）（责任校对 毛 志）

2016-06-07

铜仁学院院级科研基金项目“含锰增强体对镁基复合材料性能的研究”（trxyDH1505）；贵州省科技厅联合基金项目“碳纤维表面改性对镁基复合材料组织与性能的影响”（黔科合LH字[2015]7230）。

任富忠（1978-），男，山西平遥人，副教授，博士，研究方向：材料物理与化学。