图 1 流变混熔Zn-27Al-16vol%Si的组织
Fig.1 Rheologic mixed-melt structure of Zn-27Al-16vol%Si
3.2 Si相精细结构
Al-Si合金中硅相的长大方式为小平面长大方式。同样在Zn-27Al-16vol%Al中，硅相也是小平面长大。由于其与基体合金热膨胀系数的差别，在形成时产生较大的热应力，因而硅晶体中将产生机械孪晶、亚晶界和层错等缺陷。图2所示硅相呈长条状，并形成分枝，这是共晶硅相的分枝生长。图3为硅相内部存在的缺陷，主要以面缺陷为主(孪晶、层错)。Si生长过程中出现分枝的原因在于：当共晶Si的生长在某一方向受到阻碍，它可以通过孪晶机制转移到其它晶面上继续生长，从而在形态上呈现图2中的结构。
图 2 硅相的分枝生长
Fig.2 Branching growth of silicon phase
图 3 硅相内部的精细结构(缺陷)
Fig.3 Inner microstructure of silicon phase(defect)
3.3 界面形貌及其分析
硅同锌铝基体之间界面观察发现：两者之间的界面平直。在α-Al同硅相之间的界面近铝的一侧均发现有细小的析出相，如图4a，其能谱见图4c，由能谱分析证明该析出相为η相，η相附近有大量应力条纹。原因是：(1)基体与硅相之间热膨胀系数的显著差别，高温冷却时造成很大的热应力。(2)η相依附于Si相形核长大，η相为六方结构，与硅相的晶格结构有较大差异，从而引起晶格的畸变，造成较大的内应力。界面上还有另外一种粗大的短棒状η相，如图4b所示。该类η相是由于凝固时偏析，形成的锌铝离异共晶组织。界面上的两种η相与ZA27基体组织α相中常见的二次析出η相(球形、椭球形)形态上有明显的区别。
图 4 硅相增强的锌基复合材料界面微结构(a,b)以及界面产物能谱分析(c)
Fig.4 The interfacial precipitated product of silicon reinforced zinc matrix composites(a,b)
and its analysis by energy spectrum(c)
没有析出处的界面平直光滑，共析组织(α+η)与硅相之间的界面形貌如图5所示。流变混合熔体凝固时，随着Si相析出长大，α相紧随其后形成。由于凝固过程中的偏析，锌在初生Si相附近富集，富锌η相直接依附硅相界面形核析出(如图4a)或者形成离异共晶(如图4b)。图4a所示的界面析出相细小，而离异共晶组织中的富锌η相则较粗大。
图 5 锌基复合材料的光滑界面
Fig.5 The smooth interface of silicon
reinforced zinc matrix composites
4 结论
(1) 流变混熔复合方法是制备Si相增强锌基复合材料的一种行之有效的方法。
(2) 硅相以粗大的多角状初晶硅和条状共晶硅的形式存在，硅相本身的精细结构中发现有大量缺陷，以面缺陷为主。
(3) 硅相与基体的界面附近近基体一侧有η相。一种是细小的η析出相，另一种是凝固过程中形成的离异共晶组织中的η相。没有η相析出处的界面平直
