申繼忍，嚴(yán)紅革，蘇 斌，陳吉華

（湖南大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，長沙410082）

0 引 言

梯度復(fù)合材料是采用兩種或兩種以上性質(zhì)不同的材料通過連續(xù)改變其組成、組織、結(jié)構(gòu)與孔隙等，使其內(nèi)部界面消失，得到性能呈連續(xù)平穩(wěn)變化的新型非均質(zhì)復(fù)合材料。該類材料能很好地適應(yīng)對材料不同位置有不同要求的苛刻工況，因此廣泛應(yīng)用于航空航天和交通運輸?shù)阮I(lǐng)域［1-2］。陶瓷顆粒含量呈連續(xù)梯度分布的鋁基梯度復(fù)合材料是一種重要的結(jié)構(gòu)-功能一體化材料，其表層的陶瓷顆粒含量高，耐磨性能優(yōu)異；在沿梯度變化方向上，陶瓷顆粒含量逐漸降低，塑性逐漸提高，有利于抑制裂紋萌生和擴展，從而提高材料的使用安全性。這類材料在高速重載制動部件上有重要的應(yīng)用價值。

目前用于制備鋁基梯度復(fù)合材料的主要方法是粉末冶金法和離心鑄造法［3-5］。嚴(yán)紅革等采用噴射沉積技術(shù)成功制備出了大尺寸SiCp/Al-20Si-3Cu連續(xù)梯度復(fù)合材料錠坯及圓環(huán)件［6-8］，制備的鋁基復(fù)合材料中陶瓷顆粒均勻分布，其基體合金具有快速凝固組織的特征。有研究表明［9-13］，合理的熱處理工藝能明顯改善復(fù)合材料的組織，并大幅提高其力學(xué)性能。因此，作者采用噴射沉積技術(shù)制備了SiCp/Al-20Si-3Cu連續(xù)梯度復(fù)合材料，并對其進(jìn)行致密化和固溶、時效熱處理，通過對比硬度以優(yōu)化出熱處理工藝參數(shù)；之后對優(yōu)化熱處理前后的試樣進(jìn)行拉伸試驗，并觀察了拉伸斷口形貌。

1 試樣制備與試驗方法

采用噴射沉積法制備SiCp/Al-20Si-4.5Cu梯度復(fù)合材料錠坯［7］，如圖1（a）所示，從上表層到底部SiC顆粒含量呈梯度分布，上表層SiC的質(zhì)量分?jǐn)?shù)為20%，底部約為0，其中SiC顆粒的平均尺寸為8μm。將復(fù)合材料錠坯進(jìn)行機加工并致密化處理，致密化工藝為：壓制溫度560℃，模具溫度500℃，壓制壓力147MPa，保壓時間10min；壓制方式為雙面壓制。最后得到φ80mm×68mm的圓柱體，如圖1（b）所示。

圖1 不同狀態(tài)梯度復(fù)合材料的形貌及取樣示意Fig.1 Macrographs of gradient composite material in different

在距底部分別為17，34，51mm的位置處取樣，并依次編號為1＃，2＃，3＃試樣；利用萃取法［14］測得1＃，2＃，3＃試樣中SiC的質(zhì)量分?jǐn)?shù)分別為5.0%，9.8%，15.1%。

采用NETZSCHSA449C型差熱分析儀（DSC）對試樣進(jìn)行熱分析，以確定固溶溫度和時效工藝參數(shù)，然后分別在上述確定的固溶溫度范圍內(nèi)進(jìn)行固溶處理，根據(jù)其性能變化規(guī)律確定最佳的固溶溫度和時間；固溶后將試樣進(jìn)行水淬處理，然后分別在不同時效溫度下進(jìn)行時效處理，再根據(jù)其性能確定最佳的時效溫度和時間。

采用KH-3000型三維視頻顯微鏡觀察熱處理前試樣的組織；采用 WDW-E200型微機控制電子萬能試驗機對熱處理后的試樣進(jìn)行室溫拉伸試驗，試樣為國標(biāo)試樣，長為55mm，標(biāo)距為15mm，厚度為2mm，寬度為4mm，拉伸速度為0.5mm·min-1；采用FEI-Quanta型掃描電鏡（SEM）觀察拉伸斷口的形貌；采用HBRV-187.5型電動布洛維硬度計測熱處理前后試樣的硬度，加載載荷612.5N，加載時間30s，每個試樣取5個點的平均值。

2 試驗結(jié)果與討論

2.1 熱處理前的組織與硬度

由圖2可見，3種試樣中的硅顆粒均較細(xì)小，為3～4μm，且分布均勻；SiC顆粒在基體合金中的分布均勻，與基體結(jié)合良好，沿梯度方向上SiC含量呈梯度分布。

由圖3可見，隨著距試樣底部距離的增加，硬度逐漸升高，呈梯度變化。

2.2 熱處理工藝的確定

熱處理工藝的確定主要包括固溶溫度、固溶時間、時效溫度和時效時間等的確定。通常情況下，為保證固溶處理效果，在不發(fā)生局部過燒的條件下，應(yīng)盡可能地提高固溶溫度，以便充分固溶材料中的第二相。由圖4可以看出，3種試樣DSC曲線的變化趨勢相同，第一個吸熱峰溫度略微下降，液相點溫度變化不明顯。1＃，2＃，3＃試樣第一個吸熱峰的溫度分別為510.6，508.9，506.8 ℃。因此，該梯度復(fù)合材料熱處理工藝中的固溶溫度參數(shù)選取475，485，495，505 ℃，固溶時間選取0～3h；并每隔15min取一個參數(shù)點測硬度；時效溫度選取165，175，185℃，時效時間選取0～12h，每隔15min取一個參數(shù)點測硬度。

圖2 熱處理前不同試樣的顯微組織Fig.2 Microstructure of different samples before heat treatment：（a）1＃sample；（b）2＃sample and（c）3＃sample

圖3 距機加工試樣底部不同距離處的硬度Fig.3 Hardness of the machinedl sample at different distance from the bottom

圖4 不同試樣的DSC曲線Fig.4 DSC curves of different samples

由圖5可見，隨著固溶溫度的升高和固溶時間的延長，3種試樣的布氏硬度均呈先升后降的變化趨勢；在相同的固溶溫度下保溫一定時間后，都存在一個峰值硬度。3種試樣在不同固溶溫度下達(dá)到的峰值硬度有所不同，隨固溶溫度的升高，峰值硬度增大，但505℃固溶試樣的峰值硬度比495℃固溶的低，其原因可能是材料中的硅相在505℃長時間保溫時存在長大趨勢，進(jìn)而影響材料的性能。3種試樣在不同固溶溫度下達(dá)到峰值硬度的時間不同，隨著試樣中SiC含量的增多，達(dá)到峰值硬度的固溶時間縮短，峰值硬度相應(yīng)增大。產(chǎn)生上述結(jié)果的原因可能是因為隨著SiC含量的增多，SiC顆粒與合金基體之間的界面面積相應(yīng)增大，從而為固溶處理時溶質(zhì)原子的擴散提供了便捷的通道。龔浩然等［15］的研究表明，SiCp/Al復(fù)合材料因基體晶粒細(xì)小，晶界大量增加，高的晶界能和大量的擴散通道導(dǎo)致了SiCp/Al復(fù)合材料的最佳固溶參數(shù)比基體合金的偏低。鑒于應(yīng)用鋁基梯度復(fù)合材料時主要是利用表層的強度和耐磨性，因此SiCp/Al-20Si-4.5Cu梯度復(fù)合材料的較佳固溶工藝為485℃×1.5h。

圖5 不同試樣在不同溫度固溶不同時間后的硬度Fig.5 Hardness of different samples after solid solution at different temperatures for different times：（a）1＃sample（b）2＃sample and（c）3＃sample

由圖6可見，在不同溫度下時效時，3種試樣均呈現(xiàn)出明顯的雙峰硬化特征，在同一時效溫度下，3＃試樣的硬度隨著時效時間的延長先迅速增大并達(dá)到一個峰值，然后逐漸回落；1＃試樣的峰值時效工藝參數(shù)為175℃×9h，峰值硬度為167HB；2＃試樣的峰值時效工藝參數(shù)為175℃×8h，峰值硬度為176HB；3＃試樣的峰值時效工藝參數(shù)為175℃×7h，峰值硬度為181HB。這表明，在該梯度復(fù)合材料中，SiC質(zhì)量分?jǐn)?shù)的梯度變化導(dǎo)致了復(fù)合材料時效速度的梯度變化，增加SiC含量時可以加速峰值時效。為了提高SiCp/Al-20Si-4.5Cu梯度復(fù)合材料表層的性能，將其時效工藝參數(shù)確定為175℃×7h。由圖6（a），（b）可知，在此條件下，1＃試樣和2＃試樣均處于欠時效狀態(tài)，其峰值硬度分別為162，165HB，這種欠時效狀態(tài)有利于提高復(fù)合材料的塑性。

圖6 不同試樣在480℃固溶1.5h后再在不同溫度下時效不同時間后的硬度Fig.6 Hardness of different samples after solid solution at 480 ℃for 1.5hfollowed by aging at different temperatures for different times：（a）1＃sample；（b）2＃sample and（c）3＃sample

在鋁基復(fù)合材料中，SiC顆粒的加入會引起材料微觀組織的變化，進(jìn)而影響鋁基體的時效析出過程。SiC顆粒的加入對材料微觀組織的影響主要表現(xiàn)在兩方面：其一，在材料中引入了大量界面；其二，由于SiC與鋁基體的熱膨脹系數(shù)相差很大，在熱加工或熱處理過程中，在基體中，尤其是在界面附近會形成高密度位錯，且其密度隨SiC含量的增多而增大。發(fā)達(dá)的界面和高密度位錯為原子擴散提供了通道，增大了溶質(zhì)原子的擴散速度，從而加速時效過程，促進(jìn)沉淀相的形核和長大。另外，高密度位錯為一些沉淀相提供了非均勻形核的有利位置，降低了沉淀相的形成激活能，促進(jìn)其沉淀析出。

2.3 力學(xué)性能

由圖7可見，熱處理前，3＃試樣的抗拉強度為382MPa，伸長率為6.1%；峰值時效態(tài)下其抗拉強度達(dá)到432MPa，伸長率略有下降，為5.8%。在該熱處理工藝下，1＃，2＃試樣均處于欠時效狀態(tài)，其抗拉強度分別為383，342MPa，伸長率分別為6.3%，7.2%。

由圖8可見，1＃，3＃試樣熱處理前后的拉伸斷口上均存在許多細(xì)小且較淺的韌窩，說明在拉伸過程中基體發(fā)生了一定的塑性變形，表現(xiàn)出部分韌性斷裂的特征；斷口上明顯可見SiC顆粒剝落的痕跡，且隨著SiC含量的增多，韌窩的數(shù)量減少，因SiC顆粒拔出而留下的球形淺坑增多，塑性變差，脆性斷裂特征顯著，這與拉伸試驗結(jié)果（圖7）一致。這表明，梯度復(fù)合材料中SiC顆粒含量高的表層脆性斷裂特征明顯，在梯度方向上隨SiC含量降低，試樣斷口中的韌窩增多，韌性斷裂趨勢增強。

圖7 不同試樣經(jīng)485℃×1.5h＋175℃×7h熱處理前后的力學(xué)性能Fig.7 Mechanical properties of different samples before（a）and after（b）heat treatment of 485℃×1.5h＋175℃×7h

圖8 不同試樣經(jīng)485℃×1.5h＋175℃×7h熱處理前后的室溫拉伸斷口形貌Fig.8 Room temperature tensile fracture morphology of different samples before and after heat treatment of 485℃×1.5h＋175℃×7h：（a）1＃sample，before heat treatment；（b）3＃sample，before heat treatment；（c）1＃sample，after heat treatment and（d）3＃sample，after heat treatment

在拉伸變形過程中，當(dāng)外加應(yīng)力達(dá)到基體合金的屈服強度時，韌性的鋁合金基體與剛性的SiC顆粒、硅顆粒的變形不協(xié)調(diào)，位錯易在兩者界面處聚集并形成微裂紋源，擴展到SiC顆粒和硅顆粒處時就會造成界面破壞，在外力作用下SiC被剝離出來，形成一個較大的孔洞，孔洞之間相互結(jié)合形成較大的宏觀裂紋，最終導(dǎo)致材料發(fā)生斷裂。對于同一SiC含量、不同處理狀態(tài)的試樣來說，其斷口形貌的差別主要體現(xiàn)在析出相的大小和分布上。在熱處理過程中，SiC界面附近形成了高密度位錯，促進(jìn)了析出相在界面附近非均勻形核和長大，在拉伸過程析出相阻礙位錯滑移，使位錯在界面附近塞積，更易產(chǎn)生微裂紋，并使裂紋擴展，從而導(dǎo)致材料斷裂。

3 結(jié) 論

（1）噴射沉積SiCp/Al-20Si-4.5Cu梯度復(fù)合材料的優(yōu)化熱處理工藝：485℃固溶1.5h之后再在175℃時效7h。

（2）在SiCp/Al-20Si-4.5Cu梯度復(fù)合材料中，SiC顆粒含量的梯度變化導(dǎo)致基體合金時效速度的梯度變化；高SiC含量的表層進(jìn)行峰值時效后的抗拉強度最大，為432MPa，伸長率為5.8%，而沿SiC顆粒含量梯度降低方向上的復(fù)合材料則處于欠時效狀態(tài)，塑性好。

（3）SiCp/Al-20Si-4.5Cu梯度復(fù)合材料中高SiC含量的表層脆性斷裂特征明顯，在梯度方向上隨SiC含量降低，復(fù)合材料拉伸斷口中的韌窩增多，韌性斷裂趨勢增強。

［1］李耀天.梯度功能材料的研究與應(yīng)用［J］.金屬功能材料，2000，7（4）：15-23.

［2］袁秦魯，胡銳，李金山.梯度復(fù)合材料制備技術(shù)研究進(jìn)展［J］.兵器材料科學(xué)與工程，2003，26（6）：68-71.

［3］許富民，齊民，李守新.SiC顆粒增強鋁基梯度復(fù)合材料的制備與性能［J］.金屬學(xué)報，2002，38（9）：998-1001.

［4］VELHINHO A，SEQUEIRA P D，MARTINS R，et al.X-ray tomographic imaging of Al/SiCpfunctionally graded composites fabricated by centrifugal casting ［J］.Nuclear Instruments and Methods in Physics Research Section B：Beam Interactions with Materials and Atoms，2003，200：295-302.

［5］KYUNG M C，IK M P.Thermal properties and fracture behavior of compositionally graded Al-SiCpcomposites［J］.Materials Science Forum，2004，52：621-624.

［6］SRIVATSAN T S，SUDARSHAN T S，LAVERNIA E J.Processing of discontinuously-reinforced metal matrix composites by rapid solidification［J］.Prog Mater Sci，1995，39（5）：317-409.

［7］嚴(yán)紅革，陳剛，陳吉華，等.陶瓷顆粒增強鋁基梯度復(fù)合材料及其制備方法和用于制備該材料的噴射沉積裝置：中國，201010122076.3［P］.2010-10-12.

［8］SU B，YAN H G，CHEN G，et al.Study on the preparation of the SiCp/Al-20Si-3Cu functionally graded material using spray depositions ［J］.Mater Sci Eng：A，2010，527：6660-6665.

［9］ZHOU J，DUSZCZYK J.Structural characteristics of a nickelmodified Al-20Si-3Cu-1Mg alloy powder［J］.Jouranl of Materials Science，1992，27：3341-3352.

［10］SHARMILEE P，MITRA R，BHANUPRASAD V.Aging behaviour of Al-Cu-Mg alloy-SiC composites［J］.Mater Sci Eng：A，2008，480（1/2）：496-505.

［11］DIKICI B，GAVGALI M，TEKMEN C.Corrosion behavior of an artificially aged Al-Si-Mg-based metal matrix composite［J］.Journal of Composite Materials，2006，40（14）：1259-1269.

［12］AIGBODION V S，HASSAN S B.Effect of thermal ageing characteristics of Al-Si-Fe/SiC particulate composite synthesized by double stir casting［J］.Journal of Engineering Research，2010，7（1）：53-61.

［13］陳振華，滕杰，嚴(yán)紅革，等.T6熱處理對A359/SiC復(fù)合材料摩擦磨損性能的影響［J］.材料導(dǎo)報，2004，18（12）：88-90.

［14］柏振海.6066Al/SiCP復(fù)合材料彈性模量內(nèi)耗及加工制備的研究［D］.長沙：中南大學(xué)，2006：1-131.

［15］龔浩然，黎文獻(xiàn).噴射沉積SiC/6066鋁基復(fù)合材料的固溶溫度［J］.金屬熱處理，2000（6）：15-16.