鄭瑞曉，張藝鐔，馬朝利，馬鳳梅，肖文龍

北京航空航天大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，北京 100191

近年來，顆粒增強金屬基復(fù)合材料（Particulate Reinforced Metal Matrix Composites，PRMMC）受到了廣泛的關(guān)注和深入的研究。與傳統(tǒng)的金屬材料相比，PRMMC具有優(yōu)異的比強度和比剛度，且耐熱性好、尺寸穩(wěn)定性高；與陶瓷材料相比，PRMMC的塑性、韌性及二次加工性能要優(yōu)異的多。因此，PRMMC在航空航天、交通運輸和核工業(yè)等領(lǐng)域具有廣闊的應(yīng)用前景［1-2］。在眾多的PRMMC中，顆粒增強鋁基復(fù)合材料由于其輕質(zhì)高強的突出特點，受到的關(guān)注度最高［3-6］。目前，已經(jīng)有很多顆粒增強鋁基復(fù)合材料在航空領(lǐng)域被成功應(yīng)用，取代原有材料，獲得了很高的效益。例如，美國加州的DWA特種復(fù)合材料公司已用SiCp/Al6092鋁基復(fù)合材料代替石墨環(huán)氧樹脂，制造普惠4084&4090渦輪發(fā)動機的前級風(fēng)扇葉片并成功應(yīng)用在波音777飛機上，不但大幅度降低了葉片的制造成本而且顯著改善了發(fā)動機的綜合氣動性能和耐腐蝕性能。

碳化硼（B4C）具有極高的硬度，在自然界中其硬度僅次于金剛石和立方氮化硼（BN），并且具有低密度（2.52 g/cm3）和高耐磨性等特點［7］。上述特性使得B4C成為顆粒增強鋁基復(fù)合材料中強化相的理想候選材料之一。

粉末冶金法是最早開發(fā)用于制備PRMMC的方法，通常包括復(fù)合粉末高能機械球磨（Mechanical Milling，MM）、熱壓燒結(jié)和后續(xù)熱機械處理等技術(shù)步驟。由于制備溫度一般低于鑄造法的，且增強體的體積分?jǐn)?shù)可以在較大范圍內(nèi)精確調(diào)控，因而是制備高性能納米結(jié)構(gòu)金屬基復(fù)合材料的重要方法。通過對陶瓷顆粒和鋁合金粉末進行混合高能球磨，不但能使脆性的陶瓷顆粒進一步破碎，并彌散分布到鋁合金粉末中，而且能起到細(xì)化鋁合金晶粒的作用。復(fù)合粉末的成型通常包括熱壓燒結(jié)、放電等離子燒結(jié)和熱等靜壓燒結(jié)等方法，上述方法各有利弊，但燒結(jié)溫度一般都在0.8Tm（Tm為鋁合金熔點）左右，能有效避免鋁合金基體與增強相之間的界面反應(yīng)［8］。Vogt等［9］采用低溫球磨和熱等靜壓燒結(jié)的辦法，制備了納米結(jié)構(gòu)的10%B4C/Al5083復(fù)合材料，室溫壓縮強度達到了636 MPa。Nie等［10］采用機械球磨和熱擠出成型的辦法制備了10%B4C/Al2024復(fù)合材料，室溫拉伸強度達到了626.7 MPa。

雖然陶瓷顆粒的引入能顯著提高材料的強度，但與此同時復(fù)合材料的塑性會受到嚴(yán)重制約，從而限制了復(fù)合材料的應(yīng)用。尤其是當(dāng)增強相的體積分?jǐn)?shù)超過一定百分比時，復(fù)合材料的強度和塑性甚至?xí)瑫r降低。近年來，國內(nèi)外學(xué)者在改善鋁基復(fù)合材料的塑性方面進行了探索研究。例如，Tang等［11］通過在Al5083/SiC復(fù)合材料中引入質(zhì)量分?jǐn)?shù)為50%的未經(jīng)球磨的Al5083粉末，成功地將復(fù)合材料的斷裂變形率從0.5%提高到了2.6%。然而，到目前為止，關(guān)于多重納米結(jié)構(gòu)B4C/Al2024復(fù)合材料制備和性能的研究仍未見報道。

鑒于上述分析，本文采用高能機械球磨、真空熱壓燒結(jié)以及后續(xù)熱擠出的辦法制備了一系列不同成分的多重納米結(jié)構(gòu)B4C/Al2024復(fù)合材料；通過SEM和TEM對材料的顯微結(jié)構(gòu)進行了分析；通過室溫和高溫壓縮試驗對材料的力學(xué)性能進行了表征；并對多重納米結(jié)構(gòu)復(fù)合材料強化及形變的機理進行了研究。

1 試驗方法

1.1 復(fù)合粉末的制備

分別將氣霧化法制備的商用Al2024粉末和機械破碎法制備的B4C粉末作為基體和強化相。Al2024是在航空航天和交通運輸領(lǐng)域中被廣泛應(yīng)用的一種可熱處理強化鋁合金，其主要的合金化元素是Cu（4wt%）和 Mg（1.5wt%）。在球磨之前，首先將這兩種粉末按照體積比V（B4C）∶V（Al2024）=40∶60進行簡單混合，之后采用Fritsch P5行星式球磨機對復(fù)合粉末進行球磨。具體的球磨工藝參數(shù)如下：使用SUS304不銹鋼球作為研磨介質(zhì)，球料比為10∶1，轉(zhuǎn)速為300 r/min，最長球磨時間為24 h，使用氬氣對工作腔體進行保護。此外，為了抑制球磨過程中粉末與球磨介質(zhì)之間的冷焊作用，還添加了質(zhì)量分?jǐn)?shù)為2%的硬脂酸（CH3（CH2）16COOH）作為過程控制劑。球磨完成之后，再將上述球磨后的復(fù)合粉末分別與不同體積分?jǐn)?shù)的未球磨Al2024粉末放入V型混料機中進行簡單混合，以獲得多重結(jié)構(gòu)的復(fù)合粉末。在該簡單混合步驟中，粉末顆粒沒有發(fā)生變形及冷焊作用。為了便于后續(xù)表述，表1列出了不同試樣的編號及具體成分。

表1 不同試樣的編號及具體成分Table 1 Number and detailed compositions of different samples

1.2 塊體材料燒結(jié)成型

在燒結(jié)成型之前，首先將多重結(jié)構(gòu)復(fù)合粉末在400℃下真空除氣2 h，之后再對粉末進行真空熱壓燒結(jié)。具體的燒結(jié)成型工藝參數(shù)如下：采用高強耐熱不銹鋼作為成型模具，燒結(jié)溫度和壓力分別為550℃和400 MPa，保溫保壓時間為30 min。后續(xù)熱擠出的擠出比為10∶1，擠出溫度同上，采用石墨作為潤滑劑。

1.3 顯微結(jié)構(gòu)和力學(xué)性能分析

采用島津SALD-2300型激光粒度儀對粉末顆粒分布進行表征。采用日本電子JSM-6010LA型掃描電子顯微鏡（SEM）和JEM-2100F型透射電子顯微鏡（TEM）對粉末及塊體材料的顯微結(jié)構(gòu)進行分析。采用MTS880型萬能試驗機對塊體材料進行單軸壓縮測試。根據(jù)美國材料和試驗協(xié)會標(biāo)準(zhǔn)（ASTM E9-09）［12］，壓縮測試采用的是高度為6 mm，底面直徑為3 mm的圓柱型試樣，壓縮應(yīng)變速率為5×10-4s-1，溫度測試范圍為室溫至300℃。

2 試驗結(jié)果

2.1 粉末形貌及顯微結(jié)構(gòu)隨球磨時間的演變規(guī)律

圖1為未經(jīng)球磨的Al2024粉末、B4C粉末、球磨24 h后復(fù)合粉末的形貌及上述粉末的顆粒尺寸分布信息。從圖中可以看出，氣霧化狀態(tài)的Al2024粉末球形度很高，且顆粒尺寸服從正態(tài)分布，平均顆粒尺寸在35μm左右。而通過機械破碎法獲得的B4C粉末顆粒的形貌很不規(guī)則，平均顆粒的尺寸約為5μm。圖1（c）為復(fù)合粉末球磨24 h之后的形貌。可見，該復(fù)合粉末不但形貌十分不規(guī)則，而且顆粒尺寸在更寬的范圍內(nèi)分布。關(guān)于復(fù)合粉末在高能機械球磨過程中的形貌和顆粒尺寸演變規(guī)律的詳細(xì)分析可以參考作者之前的研究結(jié)果［13］。

圖1 未經(jīng)球磨的Al2024粉末、B4 C粉末、球磨24 h后復(fù)合粉末的形貌及上述粉末的顆粒尺寸分布Fig.1 Morphologies of un-milled Al2024 powder，B4 C powder，24 h milled composite powder and particle size distribution of the above powders

2.2 塊體材料的顯微結(jié)構(gòu)

采用SEM對不同成分鋁基復(fù)合材料的顯微結(jié)構(gòu)進行觀察，1#、4#和5#試樣截面的SEM形貌照片如圖2所示。圖2（a）為1#試樣的低倍橫截面照片，如圖所示，該復(fù)合材料包括2種特征結(jié)構(gòu)，即圖中箭頭指向的復(fù)合結(jié)構(gòu)區(qū)域和粗晶Al2024區(qū)域?？梢?，在1#試樣中復(fù)合結(jié)構(gòu)區(qū)域是基體，而粗晶Al2024區(qū)域作為第2相均勻分布在復(fù)合結(jié)構(gòu)基體內(nèi)。高倍SEM形貌照片顯示（見圖2（b）），高密度的亞微米級B4C顆粒均勻彌散分布在復(fù)合結(jié)構(gòu)區(qū)域內(nèi)，表明本文中采用的球磨參數(shù)是合適的。隨著粗晶Al2024粉末體積分?jǐn)?shù)的提高，可以在圖2（c）和圖2（d）中觀察到數(shù)量更多的粗晶Al2024區(qū)域，不過這些區(qū)域基本是獨立分布的。然而，如圖2（e）所示，在5#試樣中已經(jīng)很難區(qū)分哪個區(qū)域是基體，二者互相交叉分布，形成了三維復(fù)合結(jié)構(gòu)。圖2（f）中的白色點劃線圍成的區(qū)域表明幾個粗晶Al2024顆粒連接在了一起。

圖2 1#、4#和5#試樣截面的低倍和高倍SEM形貌照片F(xiàn)ig.2 Low and high magnification cross-sectional SEM morphology pictures of sample 1#，4#and 5#

通過對圖2中復(fù)合結(jié)構(gòu)區(qū)域的統(tǒng)計分析，可以得到如圖3所示的B4C相顆粒尺寸分布圖。2.1節(jié)中曾提到，原始B4C粉末的平均顆粒尺寸約為5μm。高能機械球磨24 h之后，脆性的B4C顆粒被成功地細(xì)化到亞微米級別，平均顆粒尺寸為0.85μm。對于復(fù)合結(jié)構(gòu)區(qū)域，如果假定B4C為均勻彌散分布的球形顆粒，并且將其周圍的Al2024基體分割成一個個小立方體，可獲得等式：

式中：d為B4C顆粒尺寸；a為小立方體的邊長。把圖3中統(tǒng)計獲得的0.85μm作為B4C顆粒尺寸代入式（1）中，可計算出小立方體的邊長為0.93μm。所以，B4C顆粒之間的平均顆粒間距（L=0.08μm）可以被認(rèn)為是a與d的差值。事實上，上述平均顆粒間距可以被認(rèn)為是復(fù)合結(jié)構(gòu)區(qū)域鋁合金的有效晶粒尺寸不大于80 nm［14］。

圖3 復(fù)合材料中B4 C相顆粒尺寸分布圖Fig.3 Particle size distribution image of B4 C phase in composites

為了更深入地分析多重納米結(jié)構(gòu)鋁基復(fù)合材料的顯微結(jié)構(gòu)，如圖4所示，對5#試樣進行了TEM分析。圖4（a）中白色實心箭頭指向的不規(guī)則形狀顆粒的尺寸大約為幾百個納米，選區(qū)電子衍射分析結(jié)果（見圖4（d））證實上述結(jié)構(gòu)為B4C顆粒。此外，可以發(fā)現(xiàn)這些B4C顆粒之間的間距很小，只有100 nm左右，這與通過式（1）估算的結(jié)果很相近。圖4（c）中典型的多晶衍射環(huán)也證實了復(fù)合結(jié)構(gòu)區(qū)域內(nèi)的鋁合金晶粒尺寸為納米級。Vintila等［15］也曾報道過類似的結(jié)構(gòu)。他們認(rèn)為，由于強化相與金屬基體在熱膨脹系數(shù)上的巨大差異，使得高密度的位錯在鋁合金基體中產(chǎn)生，而這些位錯的產(chǎn)生對高溫下鋁合金晶粒尺寸的長大有很強的抑制作用。關(guān)于位錯對復(fù)合材料的強化機制將會在后面章節(jié)中進行討論。

圖4（b）中典型［001］取向的衍射斑表明圖4（a）中的對應(yīng)區(qū)域為粗晶Al2024區(qū)域。然而，從圖4（a）中很難分辨出復(fù)合結(jié)構(gòu)區(qū)域與粗晶Al2024區(qū)域的結(jié)合邊界，這說明通過真空熱壓燒結(jié)及后續(xù)熱擠出成型能獲得干凈且高強度的界面結(jié)合。此外，從圖4（a）中還能發(fā)現(xiàn)一些析出相（空心箭頭指向區(qū)域），能譜分析表明這些析出相分別是由Al-Cu-Mn和Al-Cu相構(gòu)成的。不過由于這些析出相的分布密度不高，因此對復(fù)合材料總體強度的貢獻不十分顯著。

2.3 塊體材料的力學(xué)性能

為了研究復(fù)合材料力學(xué)性能隨成分的變化規(guī)律，分別在室溫和高溫下對其進行了壓縮測試。

圖5為0#～5#試樣的室溫壓縮應(yīng)力-應(yīng)變曲線。0#試樣的壓縮強度只有0.67 GPa，并且在斷裂前沒有明顯的塑性變形。事實上，0#試樣的壓縮強度甚至比采用同樣方法制備的20%B4C/Al2024復(fù)合材料的壓縮強度還要低0.3 GPa左右［14］。根據(jù)簡單的混合定律，0#試樣在室溫下的理論強度應(yīng)該為1.3 GPa左右。因此，認(rèn)為其增強相體積分?jǐn)?shù)過高，從而導(dǎo)致試樣在外力加載過程中對內(nèi)部的顯微裂紋或者缺陷十分敏感，最終導(dǎo)致其在遠低于理論強度的情況下提前破壞。此外，試樣在壓縮測試后破碎成很多小塊，也從另一個角度證明該成分復(fù)合材料韌性很差。

圖4 5#試樣的TEM照片和TEM照片（a）中Ⅰ～Ⅲ區(qū)域的選區(qū)電子衍射（SAED）譜圖Fig.4 TEM image of 5#sample and selected area electron diffraction（SAED）patterns of regionⅠ-Ⅲin（a）

圖5 0#～5#試樣的室溫壓縮應(yīng)力-應(yīng)變曲線Fig.5 Compression stress-strain curves of sample 0#-5#at room temperature

當(dāng)混入體積分?jǐn)?shù)為10%的粗晶Al2024粉末后，1#試樣的室溫壓縮強度提高到1.115 GPa，這幾乎是0#試樣室溫壓縮強度的2倍。根據(jù)簡單的混合定律，粗晶Al2024粉末的加入會降低復(fù)合材料的整體強度，然而，它同時降低了復(fù)合材料對顯微裂紋和缺陷的敏感程度并最終導(dǎo)致復(fù)合材料表觀性能的顯著提升。此外，值得指出的是，通過圖5中壓縮曲線彈性段所計算出的彈性模量只有30 GPa左右，這甚至遠低于純鋁的彈性模量（約70 GPa）。這是因為在壓縮過程中，材料的位移是通過采集力學(xué)試驗機壓頭的位移而獲得的，這其中不可避免地包含了壓頭的彈性變形。隨著粗晶Al2024粉末含量的增加，2#、3#和4#試樣的室溫壓縮強度依次呈線性降低。但遺憾的是，在上述復(fù)合材料的壓縮曲線中仍然觀察不到明顯的塑性變形，而這無疑會限制其作為結(jié)構(gòu)材料的應(yīng)用。

有趣的是，當(dāng)粗晶Al2024粉末的體積分?jǐn)?shù)增加到50%時，5#試樣表現(xiàn)出顯著的壓縮塑性變形，如圖5所示，5#試樣的室溫壓縮強度和斷裂前塑性變形率分別為0.58 GPa和10%，表現(xiàn)出強度與塑性之間的較好匹配。

圖6為1#～5#試樣的壓縮強度隨測試溫度的變化曲線。

為了便于對比，退火狀態(tài)2024鋁合金（Al2024-O）在不同溫度下的屈服強度也標(biāo)示在圖中。如圖所示，隨著溫度的升高，上述復(fù)合材料的強度幾乎都是呈線性下降。但值得指出的是，復(fù)合材料的高溫力學(xué)性能要遠優(yōu)于相同溫度下Al2024的性能。例如，1#試樣在300℃下的壓縮強度仍然為0.78 GPa。

圖6 1#～5#試樣的壓縮強度隨測試溫度的變化曲線Fig.6 Variation curves of compression strength of sample 0#-5#with changing testing temperatures

為了更好地研究多重納米結(jié)構(gòu)復(fù)合材料的斷裂機制，對室溫壓縮測試后試樣的宏觀斷口形貌進行了顯微觀察，并將有代表性的結(jié)果（1#、2#、3#和5#試樣）列于圖7中。

如圖7（a）和圖7（b）所示，試樣沿著壓縮方向破碎成多塊，且斷口內(nèi)能觀察到明顯的二次顯微裂紋，說明該材料是典型的脆性斷裂。

對于2#試樣，壓縮測試之后的試樣不再沿著壓縮方向斷裂，而是在試樣的側(cè)立面能觀察到一組與壓縮方向呈一定角度傾斜的裂紋。

對于3#試樣，壓縮測試后試樣基本上沿著與加載方向成45°的方向斷裂，說明體積分?jǐn)?shù)為30%的粗晶Al2024粉末的添加能顯著改善材料的韌性，但是在斷口上仍然觀察不到顯著的塑性變形特征。

4#試樣的斷裂形式與3#試樣十分相似。

對于5#試樣，壓縮測試之后試樣呈現(xiàn)“鼓”狀宏觀形貌，說明在加載過程中其發(fā)生了顯著的塑性變形。此外，可以在圖7（h）中能觀察到很多韌窩狀結(jié)構(gòu)（箭頭指向處），這是塑性變形的重要證據(jù)。

圖7 1#、2#、3#和5#試樣室溫壓縮試驗后斷口的低倍和高倍照片F(xiàn)ig.7 Low and high magnification fractographies of sample 1#，2#，3#and 5#after room temperature compression test

3 塊體材料的強化及形變破壞機制

3.1 強化機制

接下來，將定量地討論幾種主要的強化機制對復(fù)合材料整體力學(xué)性能的影響。對于圖2中定義的復(fù)合結(jié)構(gòu)區(qū)域，主要包含如下強化機制：

1）Orowan強化。外力加載過程中，堅硬的第2相或者外加的陶瓷顆粒能阻礙位錯的運動并導(dǎo)致材料強度的提高。根據(jù)Orowan模型，第2相對復(fù)合材料的強化貢獻可用式（2）［16］預(yù)測：

式中：ΔσOr為Orowan強化機制對復(fù)合材料強度的貢獻值；φ為常數(shù)；G為基體合金的剪切模量；b為基體合金的柏氏矢量；L為2.2節(jié)提到的顆粒間距。根據(jù)試驗結(jié)果，可以計算出Orowan機制對復(fù)合材料強度的貢獻為187.3 MPa（顆粒間距0.08μm，鋁的剪切模量26.2 GPa，鋁的柏氏矢量0.286 nm）。

2）位錯強化。由于基體合金與強化相在熱膨脹系數(shù)上的巨大差異，在高溫?zé)Y(jié)的過程中，將會在基體合金中產(chǎn)生大量的位錯。由位錯密度升高而引起的強度提升預(yù)測公式［17］為

式中：Δσdis為位錯強化機制對復(fù)合材料強度的貢獻值；δ為常數(shù)；ρ為位錯密度，其預(yù)測公式［1］為

式中：Δα為基體合金與強化相熱膨脹系數(shù)的差值；ΔT為燒結(jié)溫度與室溫的差值；fv為強化相的體積分?jǐn)?shù)；d為強化相的顆粒尺寸。根據(jù)式（4）和前文的試驗結(jié)果，由于熱錯配產(chǎn)生的位錯密度為1.59×1014m-2，把這個數(shù)值帶入式（3）可以計算出位錯強化機制對復(fù)合材料強度的貢獻為94.5 MPa（溫差525 K，強化相體積分?jǐn)?shù)0.4，鋁的熱膨脹系數(shù)2.4×10-5K-1，B4C顆粒膨脹系數(shù)5.6×10-6K-1）。

3）細(xì)晶強化。高能機械球磨導(dǎo)致了鋁合金晶粒的細(xì)化，燒結(jié)成型過程中雖然晶粒尺寸發(fā)生了粗化，但是由于強化相的存在以及基體合金中的位錯作用，使得晶粒尺寸仍維持在納米級。由晶粒細(xì)化而引起的強度提升可以用著名的Hall-Petch公式［18］預(yù)測：

式中：ΔσH-P為細(xì)晶強化機制對復(fù)合材料強度的貢獻值；Ky為系數(shù)，對于鋁合金，其值為0.25 MPa·；D為強化相顆粒間距。如果把通過式（1）計算所得的強化相顆粒間距認(rèn)為是基體鋁合金的晶粒尺寸（D=0.08μm），那么可以計算出細(xì)晶強化對復(fù)合材料強度的貢獻值為884 MPa，這個貢獻值是非常顯著的。

根據(jù)相關(guān)文獻報道［19］，上述強化機制對復(fù)合結(jié)構(gòu)區(qū)域的綜合貢獻預(yù)測公式為

經(jīng)過簡單計算，上述強化機制對復(fù)合結(jié)構(gòu)區(qū)域的綜合貢獻為908.6 MPa。如果把這個數(shù)值與粗晶鋁合金的室溫屈服強度（162 MPa）相疊加，可獲得復(fù)合結(jié)構(gòu)區(qū)域的綜合強度為1.07 GPa。

此外，還有一種強化機制需要考慮。在外力加載過程中，應(yīng)力會通過基體傳導(dǎo)至強化相，并導(dǎo)致復(fù)合材料強度的提高。因此，根據(jù)Nardone和Prewo提出的著名的剪切套模型（Shear Lag Model）［20］，復(fù)合結(jié)構(gòu)區(qū)域的屈服強度可以通過式（7）獲得：

式中：σm為復(fù)合結(jié)構(gòu)區(qū)域內(nèi)納米鋁基體的屈服強度；s為強化相顆粒的長徑比（以纖維狀強化相為例）。如果假定本研究中的B4C顆粒是等軸的，即s=1，那么復(fù)合結(jié)構(gòu)區(qū)域的屈服強度可以最終被預(yù)測為1.284 7 GPa。

對于1#試樣，復(fù)合結(jié)構(gòu)區(qū)域和粗晶Al2024區(qū)域的強度是已知的，并且二者沒有明顯的界面反應(yīng)。因此，1#試樣的屈服強度可以通過簡單的混合定律來擬合：

式中：σAl為粗晶Al2024區(qū)域的屈服強度；fAl為粗晶Al2024區(qū)域的體積分?jǐn)?shù)。通過式（8）計算出的1#試樣的屈服強度是1.172 GPa。顯然，預(yù)測的結(jié)果比試驗結(jié)果高了60 MPa左右。這些誤差可能來自于試樣中可能存在的一些缺陷或者納米孔洞。即便如此，預(yù)測的結(jié)果和試驗結(jié)果已經(jīng)非常接近了。

為了更好地進行比對，表2列出了1#～5#試樣的預(yù)測強度和實測強度?？梢?，當(dāng)粗晶Al2024區(qū)域的體積分?jǐn)?shù)低于30%時，預(yù)測強度與實測強度有較好的吻合；相反的，當(dāng)體積分?jǐn)?shù)超過30%時，二者之間產(chǎn)生了較大的誤差。Angers等［21］在用混合定律預(yù)測復(fù)合材料強度時也獲得過類似的結(jié)果。他們認(rèn)為，隨著第2相體積分?jǐn)?shù)的增加，預(yù)測結(jié)果（例如：屈服強度、彈性模量）與實測結(jié)果之間的誤差將逐漸增大。因此，我們認(rèn)為簡單的混合定律只適用于對復(fù)合材料的強度進行粗略的估算，并且是在第2相體積分?jǐn)?shù)較低的情況下。

表2 1#～5#試樣預(yù)測強度與實測強度對比Table 2 Comparison between estimated strength and test strength of sample 1#-5#

通過對復(fù)合材料中不同強化機制的定量計算和耦合，預(yù)測了本文中獲得的不同成分多重納米結(jié)構(gòu)鋁基復(fù)合材料的屈服強度。定量計算的結(jié)果表明，位錯、亞微米級的B4C顆粒以及細(xì)化的晶粒尺寸對復(fù)合材料的強度貢獻值依次增大。然而，上述結(jié)構(gòu)對復(fù)合材料力學(xué)性能的影響作用并不是獨立存在的。例如，B4C顆粒不但通過Orowan機制阻止位錯滑移，而且有效抑制了燒結(jié)成型過程中基體晶粒的粗化。因此，上述多重納米結(jié)構(gòu)的綜合作用是使復(fù)合材料獲得高強度的主要原因。

3.2 形變和破壞機制

外力加載作用下，復(fù)合材料的形變和破壞機制是由其顯微結(jié)構(gòu)所控制的。圖8為0#～5#試樣在壓縮測試中形變和破壞機制的示意圖。如圖所示，對于0#試樣，納米晶Al2024是基體，B4C顆粒是強化相。外力加載時，相比于基體，強化相無疑要承受較高的應(yīng)力。在外部應(yīng)力及材料本身預(yù)先存在的納米級缺陷的共同作用下，顯微裂紋將會從各個方向萌生。之后，這些顯微裂紋或者繼續(xù)擴展，或者被抑制，而決定其發(fā)展趨勢的是其周圍的顯微結(jié)構(gòu)特征。然而，在0#試樣中，由于高密度晶界及位錯的作用，其周圍納米晶Al2024的塑性變形能力已經(jīng)十分有限。因此，由于缺少有效的應(yīng)力釋放途徑，顯微裂紋快速的擴展并最終導(dǎo)致復(fù)合材料在遠低于理論強度的情況下提前破壞。上述形變及破壞機制在PRMMC中是普遍存在的［22-23］。

對于1#～4#試樣，復(fù)合結(jié)構(gòu)區(qū)域占據(jù)了較高的體積分?jǐn)?shù)，可以被認(rèn)為是復(fù)合材料的基體，而彌散分布的粗晶Al2024區(qū)域可以被認(rèn)為是第2相。相似的，在外力加載時，顯微裂紋會首先在復(fù)合結(jié)構(gòu)區(qū)域萌生。然而，如圖8所示，很多顯微裂紋在遇到可以提供塑性變形空間的粗晶Al2024區(qū)域時，由于應(yīng)力集中得到釋放而被抑制。因此，隨著粗晶Al2024區(qū)域體積分?jǐn)?shù)的提高，復(fù)合材料對顯微裂紋的敏感性越來越低。不過需要指出的是，對于1#～4#試樣，復(fù)合材料的形變?nèi)匀皇怯蓮?fù)合結(jié)構(gòu)區(qū)域構(gòu)成的“框架”所控制的，因而在壓縮測試中仍然不能獲得明顯的宏觀塑性變形。

相比之下，很難在5#試樣中定義基體和第2相，因為二者分布均勻并互相環(huán)繞。在這種情況下，復(fù)合結(jié)構(gòu)區(qū)域不但能釋放裂紋尖端集中的應(yīng)力、抑制裂紋擴展，而且能提供顯著的塑性變形。因此，在壓縮測試中該材料的強度較低但塑性很好。

圖8 0#～5#試樣在壓縮測試中形變和破壞機制的示意圖Fig.8 Schematic of deformation and fracture mechanisms of sample 0#-5#during compression test

4 結(jié) 論

1）通過高能機械球磨、真空熱壓燒結(jié)以及后續(xù)熱擠出的方法成功制備出了B4C/Al2024多重納米結(jié)構(gòu)復(fù)合材料。

2）對于添加體積分?jǐn)?shù)為10%的粗晶Al2024粉末的1#試樣，其室溫下的壓縮強度達到1.115 GPa。對于添加體積分?jǐn)?shù)為50%的粗晶Al2024粉末的5#試樣，其室溫壓縮強度和塑性變形率分別為580 MPa和10%。

3）多重納米結(jié)構(gòu)（亞微米級B4C顆粒、位錯、納米晶基體）分別通過Orowan強化、位錯強化和細(xì)晶強化等機制對復(fù)合材料進行強化；粗晶Al2024區(qū)域與復(fù)合結(jié)構(gòu)區(qū)域的比例顯著影響復(fù)合材料的形變及破壞機制。

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