薛 陽，宋 旼，肖代紅

中南大學(xué)粉末冶金國家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，長沙 410083

顆粒增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料的制備及力學(xué)性能

薛 陽，宋 旼?，肖代紅

中南大學(xué)粉末冶金國家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，長沙 410083

簡要介紹了金屬基復(fù)合材料的分類和發(fā)展現(xiàn)狀，并重點(diǎn)介紹了顆粒增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料的幾種常用制備方法，包括攪拌鑄造法、擠壓鑄造法、液態(tài)金屬浸滲法、粉末冶金法、噴射沉積法和比較新穎的原位反應(yīng)復(fù)合法；同時(shí)綜述了顆粒增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料力學(xué)性能的研究進(jìn)展，包括實(shí)驗(yàn)進(jìn)展、理論模型和模擬的進(jìn)展；最后展望了顆粒增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料的發(fā)展方向。

金屬基復(fù)合材料；顆粒增強(qiáng)；制備方法；力學(xué)性能

金屬基復(fù)合材料(metal matrix composites，MMCs)是指以金屬、合金或金屬間化合物為基體，并且含有增強(qiáng)成分的一種復(fù)合材料。它是復(fù)合材料的一個(gè)新分支，雖然在20世紀(jì)60年代末才開始有了較快的發(fā)展，但是金屬基復(fù)合材料克服了聚合物基復(fù)合材料導(dǎo)熱性能差、不導(dǎo)電、易吸濕、老化、釋放小分子等缺點(diǎn)，同時(shí)該類材料因比模量和比強(qiáng)度較高、高溫力學(xué)性能良好、耐磨性能優(yōu)異、熱膨脹系數(shù)較小、尺寸穩(wěn)定性高、抗疲勞性能優(yōu)異等特點(diǎn)而被廣泛應(yīng)用于航空航天、汽車等領(lǐng)域。比如鎢纖維增強(qiáng)高溫合金基復(fù)合材料可用于飛機(jī)發(fā)動(dòng)機(jī)部件，石墨/鋁基復(fù)合材料是衛(wèi)星和宇宙飛行器的良好結(jié)構(gòu)材料[1-4]。

輕質(zhì)金屬基復(fù)合材料一般包括鋁基、鎂基、鈦基以及其相關(guān)合金基復(fù)合材料。按增強(qiáng)體形態(tài)的不同可分為晶須、短纖維、連續(xù)纖維和顆粒增強(qiáng)復(fù)合材料。相較于顆粒增強(qiáng)復(fù)合材料，纖維增強(qiáng)復(fù)合材料的制造工藝復(fù)雜、加工溫度高、性能波動(dòng)大以及成本高，未能得到大規(guī)模的工業(yè)應(yīng)用；而顆粒增強(qiáng)金屬基復(fù)合材料的制備工藝簡單、成本低，可用常規(guī)金屬加工設(shè)備來制備，同時(shí)還具有高的比強(qiáng)度和比模量，以及耐磨、耐熱和耐腐蝕等優(yōu)良性能，使得顆粒增強(qiáng)金屬基復(fù)合材料備受研究者的關(guān)注并引起了很大的商業(yè)熱情[5-9]。具體增強(qiáng)相的選擇要根據(jù)復(fù)合材料的用途、工藝以及成本等因素綜合考慮。目前常用增強(qiáng)體材料有氧化物(如SiO2、Al2O3等)、氮化物(如TiN、AlN和Si3N4等)以及應(yīng)用最為廣泛的碳化物(如SiC、TiC等)。

顆粒增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料(particulate reinforced aluminum matrix composites, PRAMCs)以其基體合金可選擇范圍寬、成本低、易于用傳統(tǒng)工藝方法制備和加工、能實(shí)現(xiàn)批量和大規(guī)模生產(chǎn)、制備的材料表現(xiàn)出良好的尺寸穩(wěn)定性和各向同性而備受矚目。例如，由山東大學(xué)與曲阜金皇活塞有限公司聯(lián)合研制的SiCp/Al復(fù)合材料活塞已應(yīng)用于摩托車及小型汽車的發(fā)動(dòng)機(jī)[10]。北京航空材料研究院研制的顆粒增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料已應(yīng)用于衛(wèi)星的相機(jī)零件[11]，與原來設(shè)計(jì)的鈦合金材料相比，在重量降低35%的同時(shí)零件的傳熱性能提高了約10倍，并已經(jīng)應(yīng)用于中國的“資源二號”衛(wèi)星上。美國等發(fā)達(dá)國家已經(jīng)將顆粒增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料應(yīng)用于軍用戰(zhàn)斗機(jī)的腹鰭[12]，相比于傳統(tǒng)的鋁合金材料，它將材料的剛度提高了50%，并且使用壽命也從原來的400 h提高到6000 h。另外，用精密鑄造、擠壓鑄造和粉末冶金等方法制備的顆粒增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料，可以減小由于應(yīng)力釋放而產(chǎn)生的變形，提高材料的尺寸穩(wěn)定性，同時(shí)還具有高的比強(qiáng)度、阻尼和諧振頻率，減小振動(dòng)放大，可作為慣導(dǎo)系統(tǒng)的結(jié)構(gòu)件來提高系統(tǒng)精度的穩(wěn)定性[13]。美國已采用體積分?jǐn)?shù)為40% 的SiC顆粒增強(qiáng)Al-6061合金復(fù)合材料替代Trident 導(dǎo)彈上原來使用的AISI416不銹鋼制造的萬向接頭部件，并利用SiC 顆粒增強(qiáng)的鋁基復(fù)合材料替代鈹合金制造慣性導(dǎo)航器件。以上表明，顆粒增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料在軍事和民用工業(yè)上已經(jīng)取得了重要的應(yīng)用。

1 顆粒增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料的制備方法

目前生產(chǎn)顆粒增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料的工藝方法大體可分為以下四類：液態(tài)工藝(攪拌鑄造、擠壓鑄造、液態(tài)金屬浸滲等)、固態(tài)法(粉末冶金法等)、雙相法(半固態(tài)加工、噴射共沉積等)，以及原位復(fù)合法。下面僅對幾種典型的制備工藝方法及特點(diǎn)進(jìn)行簡單評述。

1.1 攪拌鑄造法

攪拌鑄造法是將增強(qiáng)相加入到基體金屬液中，通過高速旋轉(zhuǎn)的機(jī)械攪拌裝置使液相和固相混合均勻，然后澆入成錠子[14-16]。這種方法的關(guān)鍵是使增強(qiáng)相均勻分布于基體中，并且基體和增強(qiáng)相之間的界面結(jié)合良好。攪拌鑄造法分為液相攪拌法和液固兩相攪拌法。與其他制備技術(shù)相比，攪拌鑄造法有很多優(yōu)點(diǎn)。如：制造成本低，便于一次成型復(fù)雜的工件；工藝設(shè)備相對簡單，可適應(yīng)批量生產(chǎn)。但是攪拌鑄造法目前仍存在一些問題，如在攪拌過程中陶瓷顆粒容易產(chǎn)生偏聚、界面處易發(fā)生反應(yīng)等。其次，非真空攪拌鑄造時(shí)，在攪拌的過程中容易引入氣體，使產(chǎn)品內(nèi)部產(chǎn)生氣孔。再次，利用這種方法制取的金屬基復(fù)合材料中，顆粒增強(qiáng)相的體積分?jǐn)?shù)會受到一定的限制。

1.2 擠壓鑄造法

擠壓鑄造法(又稱為預(yù)制件浸滲法)首先是按照零件的形狀將增強(qiáng)體做成預(yù)制塊，放入鑄型，在重力下澆入液態(tài)金屬或合金，隨后加壓，使基體熔液滲入到預(yù)制塊成錠[17]?？禐悦傻萚18]采用擠壓鑄造法制備出增強(qiáng)體體積分?jǐn)?shù)為45%～50%且性能優(yōu)異的SiCp/A1復(fù)合材料。復(fù)合材料物理性能的各項(xiàng)數(shù)據(jù)與理論預(yù)測的幾乎一致，這說明材料的均勻性良好，無明顯的缺陷。這是因?yàn)镾iC顆粒與Al基體的界面結(jié)合良好，界面能夠起到傳載的作用，可以很好地抑制Al基體的膨脹，而且界面的熱阻較小，結(jié)合十分緊密。

擠壓鑄造法制備的產(chǎn)品尺寸精確，不需要復(fù)雜的后期加工；液態(tài)金屬浸滲時(shí)間短，冷卻速度較快，可降低甚至消除顆粒界面反應(yīng)；增強(qiáng)相的體積分?jǐn)?shù)可調(diào)節(jié)的范圍寬。但是擠壓鑄造工藝復(fù)雜，不易制備形狀復(fù)雜的制件和低含量顆粒增強(qiáng)金屬基復(fù)合材料，而且當(dāng)浸滲壓力很大時(shí)，對模具和制件的完整性有很大的影響。

1.3 液態(tài)金屬浸滲法

在該種制備方法中，增強(qiáng)體需預(yù)先用適量的粘結(jié)劑粘結(jié)，然后冷壓成一定形狀和尺寸的預(yù)制件，隨后進(jìn)行烘干[19]。進(jìn)行浸滲之前，先把預(yù)制件加熱至600～800 ℃，再將其放入已預(yù)熱的金屬壓型的適當(dāng)位置，澆入已精煉的熔融金屬液，用抽真空或加壓的方法，使熔融金屬液滲入預(yù)制件中，保持一段時(shí)間，等到其凝固后即可得到所需的顆粒增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料的制件。

這種方法的制備工藝及設(shè)備簡單，制造成本較低，同時(shí)可避免發(fā)生增強(qiáng)體與基體不浸潤的現(xiàn)象，制得的材料密度比較均勻，熔融金屬冷卻快，制備過程周期短，減輕了顆粒界面反應(yīng)，材料性能較高。但是采用該方法制備有一定孔隙的顆粒預(yù)制件比較困難，另外，制造過程中存在基體與顆粒的結(jié)合問題，浸滲工藝參數(shù)不易控制，壓力過高時(shí)可能會破壞預(yù)制件，不適于制造形狀復(fù)雜的工件，因此該工藝的應(yīng)用受到一定限制。

1.4 粉末冶金法

粉末冶金是最早開發(fā)的用于制備顆粒增強(qiáng)金屬基復(fù)合材料的工藝[20-21]。它是將金屬粉末和增強(qiáng)陶瓷顆粒等經(jīng)篩分、均勻混合、冷壓固結(jié)、除氣、燒結(jié)，以及后續(xù)處理制得復(fù)合材料的一種工藝。圖1給出了粉末冶金法制備SiC增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料的傳統(tǒng)工藝制備流程。燒結(jié)后的試樣經(jīng)過熱擠壓可以減少空洞的數(shù)量、細(xì)化晶粒、改善復(fù)合材料的界面結(jié)合強(qiáng)度和SiC顆粒的分布，從而有效提高復(fù)合材料的力學(xué)性能。經(jīng)過熱處理(如固溶、淬火和時(shí)效)后能進(jìn)一步強(qiáng)化復(fù)合材料的力學(xué)性能。粉末冶金法的優(yōu)點(diǎn)是易于制備出強(qiáng)化相含量高的金屬基復(fù)合材料，且易于控制顆粒在基體中分布的均勻性，制備出的金屬基復(fù)合材料與其他方法相比具有較穩(wěn)定的性能指標(biāo)。另外，與熔融金屬工藝生產(chǎn)的同種材料相比，用粉末冶金工藝制備的顆粒增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料的綜合強(qiáng)度水平比較高，材料的微觀組織結(jié)構(gòu)有所改善。但是這種方法工藝及設(shè)備比較復(fù)雜，除氣不完全會導(dǎo)致材料內(nèi)部出現(xiàn)氣孔，溫度選擇不當(dāng)也易造成偏析。此外，用該種方法很難制備出凈尺寸零部件，也不適用于生產(chǎn)尺寸較大的型件，所以不適于鋁基復(fù)合材料的大規(guī)模生產(chǎn)。

圖1 粉末冶金法制備SiC增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料的流程圖

1.5 噴射沉積法

噴射沉積法是將熔化的金屬基體在惰性氣體流中霧化，同時(shí)加入增強(qiáng)體粉末，使兩者在霧化器內(nèi)混合，然后共同沉積在預(yù)處理的基體上，制得復(fù)合材料[22]。這種方法的特點(diǎn)是增強(qiáng)體的體積分?jǐn)?shù)可以任意調(diào)節(jié)，增強(qiáng)體的粒度也不受限制。由于增強(qiáng)體與基體熔液接觸的時(shí)間相當(dāng)短，兩者之間的反應(yīng)易控制，顯著改善了界面的結(jié)合狀態(tài)，使得基體能夠保持霧化沉積、快速凝固的特點(diǎn)，且晶粒十分細(xì)小。噴射沉積法的制備成本介于粉末冶金法和鑄造法之間。

1.6 原位復(fù)合法

原位復(fù)合法的工作原理是將生成增強(qiáng)相的粉末與基體粉末混合，然后經(jīng)過一定的處理，使兩種粉末發(fā)生反應(yīng)，從而在基體中生成彌散的增強(qiáng)相[23]。圖2為利用Al和Ti之間的互擴(kuò)散，原位反應(yīng)生成一種新型的“核殼”結(jié)構(gòu)增強(qiáng)相[24]。其中較軟的“核”Ti和基體Al將較硬的金屬間化合物“殼”夾在中間，可以在提高復(fù)合材料強(qiáng)度的同時(shí)，還能很好地保留材料的延展性[25]。原位復(fù)合的方法能夠很好地解決增強(qiáng)體與金屬基體的浸潤性問題，增強(qiáng)體與金屬基體界面有很好的結(jié)合，且熱力學(xué)穩(wěn)定性好；同時(shí)如果增強(qiáng)相顆粒細(xì)小，在基體中均勻分布，增強(qiáng)效果良好。另外，可通過變換原位生長工藝參數(shù)來調(diào)整材料的顯微結(jié)構(gòu)，降低原材料的成本，因而受到了廣泛的關(guān)注。但是，原位復(fù)合法也有缺點(diǎn)，如增強(qiáng)相的成分和體積分?jǐn)?shù)不易控制，工藝過程較難掌握。

圖2 Al和Ti原位反應(yīng)機(jī)理示意圖[24]

綜上所述，鑄造法制造顆粒增強(qiáng)金屬基復(fù)合材料工藝簡單、成本低，適合工業(yè)化大批量生產(chǎn)，但不適用于制備小顆粒高體積分?jǐn)?shù)的復(fù)合材料，且制品缺陷較多。噴射沉積法制備的金屬基復(fù)合材料可任意調(diào)節(jié)增強(qiáng)相的體積分?jǐn)?shù)，而且增強(qiáng)相與基體之間的界面穩(wěn)定性較好，但該種方法制備成本較高，工藝流程復(fù)雜。粉末冶金法制備金屬基復(fù)合材料，基體與增強(qiáng)相界面結(jié)合良好，但設(shè)備復(fù)雜，工藝繁瑣，成本高，且增強(qiáng)顆粒易于團(tuán)聚，制得的材料性能難以達(dá)到均勻。原位反應(yīng)法制備金屬基復(fù)合材料工藝簡單、成本低，且通過發(fā)生反應(yīng)獲得的增強(qiáng)相與基體之間的界面無污染現(xiàn)象，兩相結(jié)合力強(qiáng)。此外，原位反應(yīng)法生成的增強(qiáng)相不易長大，尺寸細(xì)小，所以原位反應(yīng)法是很有發(fā)展?jié)摿Φ囊环N制備金屬基復(fù)合材料的方法。

2 顆粒增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料的力學(xué)性能

2.1 實(shí)驗(yàn)研究

2.1.1 彈性模量

彈性模量是復(fù)合材料加入顆粒增強(qiáng)相后增加最為顯著的力學(xué)性能。影響顆粒增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料的彈性模量的因素包括顆粒增強(qiáng)相的形狀、體積分?jǐn)?shù)和分布情況。彈性模量一般隨著強(qiáng)化顆粒的體積分?jǐn)?shù)的增加而增加，而增強(qiáng)相的形狀對其影響尚不明確。另外它還和測量方法有關(guān)，例如：一般由動(dòng)態(tài)測量方法測得的彈性模量比拉伸試驗(yàn)中從應(yīng)力/應(yīng)變曲線彈性部分得到的靜態(tài)測量值要大，而測試方法為拉伸還是壓縮也對測量的值有影響[26]。

2.1.2 強(qiáng)度和硬度

強(qiáng)度和硬度是人們研究顆粒增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料最為關(guān)注的力學(xué)性能之一。增強(qiáng)顆粒的加入可明顯提高復(fù)合材料的強(qiáng)度和硬度。影響復(fù)合材料強(qiáng)度和硬度的主要因素包括：基體類型、增強(qiáng)體的類型和增強(qiáng)體的體積分?jǐn)?shù)、尺寸及分布狀態(tài)。

有研究表明，對軟基體(如Al-1100和Al-6061)的復(fù)合材料，SiC顆粒體積分?jǐn)?shù)的增加可以使復(fù)合材料得到高的增強(qiáng)率，但當(dāng)體積分?jǐn)?shù)增長到一定值后復(fù)合材料的強(qiáng)度反而降低[27]；而對硬基體(如Al-7075和Al-2024)，SiC的加入?yún)s并沒有使復(fù)合材料的強(qiáng)度有明顯提高[28]。Williams等[29]在顆粒尺寸對SiC增強(qiáng)2080鋁基復(fù)合材料拉伸變形及斷裂機(jī)制的影響的研究中發(fā)現(xiàn)，復(fù)合材料的強(qiáng)度隨顆粒尺寸的減小而增加，這是由于小尺寸SiC顆粒內(nèi)部含有的本征缺陷較少的緣故。Lewandowski等[30]在研究以Al-7Zn-2Mg-2Cu-0.14Zr為基體，體積分?jǐn)?shù)為20%的SiC顆粒為增強(qiáng)體的復(fù)合材料時(shí)發(fā)現(xiàn)，當(dāng)SiC顆粒尺寸從5 μm增大到16 μm時(shí)，其在基體中的分布均勻性提高，復(fù)合材料的力學(xué)性能變好。

另外大多數(shù)鋁合金基體為時(shí)效可硬化鋁合金。在固溶淬火后的時(shí)效熱處理過程中，由于SiC的加入會引起基體位錯(cuò)密度升高，而基體合金中的沉淀相會沿位錯(cuò)非均勻形核和長大，引起復(fù)合材料的“時(shí)效加速”現(xiàn)象。Song等[31]通過實(shí)驗(yàn)和模擬發(fā)現(xiàn)，當(dāng)復(fù)合材料含的SiC增強(qiáng)顆粒的尺度為10 μm，時(shí)效溫度為175 ℃時(shí)，SiC增強(qiáng)Al-10Si-0.5Mg合金復(fù)合材料的屈服強(qiáng)度在時(shí)效過程的任何階段都隨著SiC顆粒體積分?jǐn)?shù)的提高而增加，同時(shí)SiC顆粒體積分?jǐn)?shù)的增加還會加快時(shí)效過程，使復(fù)合材料達(dá)到時(shí)效峰值的時(shí)間縮短，如圖3所示。

圖3 理論計(jì)算及實(shí)驗(yàn)所得的不同時(shí)效溫度下SiC增強(qiáng)Al-10Si-0.5Mg鋁基復(fù)合材料屈服強(qiáng)度的演變[31]

需要指出的是，基體材料體系、加工條件和測試方法與復(fù)合材料強(qiáng)度和硬度之間的關(guān)系并不太確定。另一方面，溫度和環(huán)境都會對復(fù)合材料的強(qiáng)度和硬度產(chǎn)生影響，但它們對復(fù)合材料強(qiáng)度的具體作用機(jī)制有待于進(jìn)一步的研究。

2.1.3 塑性

顆粒增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料的另一個(gè)重要力學(xué)性能是材料的塑性。顆粒增強(qiáng)體的加入在提高鋁基復(fù)合材料強(qiáng)度和硬度的同時(shí)，也造成了其塑性的下降。換句話說，復(fù)合材料的強(qiáng)度和硬度的提高，是以犧牲塑性為代價(jià)的。

Llorca等[32]的研究表明，顆粒增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料的塑性和基體的塑性成正比。除此之外，其塑性不僅與顆粒增強(qiáng)相/基體的強(qiáng)度比有關(guān)，還和增強(qiáng)相顆粒的形狀和空間分布有關(guān)。Umit和Kazim[33]通過對顆粒狀SiC增強(qiáng)Al-5%Si-0.2%Mg復(fù)合材料的試驗(yàn)研究了熱擠壓對復(fù)合材料的強(qiáng)度和延展性的影響。在500 ℃下，以10∶1的擠壓比擠壓復(fù)合材料的鑄錠，通過對其微觀組織的觀察和力學(xué)性能的測試，結(jié)果表明擠壓后的組織比鑄態(tài)顯微組織更為均勻，延展性水平也獲得較大的提升。Lloyd[34]的研究表明，增強(qiáng)顆粒的體積分?jǐn)?shù)在12%到18%之間的顆粒增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料，既能獲得較好的強(qiáng)度，又有良好的塑性水平。此外，一些研究人員通過改變顆粒增強(qiáng)相的結(jié)構(gòu)，如核為軟相的Fe或Ti，殼為具有較高硬度的金屬間化合物的核殼結(jié)構(gòu)來限制裂紋的擴(kuò)展，在提高復(fù)合材料強(qiáng)度的同時(shí)，大幅提高材料的塑性，獲得了優(yōu)異的力學(xué)性能[25,35]。

2.1.4 斷裂韌性

斷裂韌性表征了材料抵抗斷裂變形的能力。斷裂韌性K1c一般隨著增強(qiáng)顆粒粒度的降低或體積分?jǐn)?shù)的增加而降低。顆粒增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料中裂紋的形核一般發(fā)生在顆粒的偏聚區(qū)，形核的臨界應(yīng)力并不是由增強(qiáng)顆?？偟捏w積分?jǐn)?shù)決定，而是由局部增強(qiáng)顆粒的體積分?jǐn)?shù)決定。多數(shù)學(xué)者認(rèn)為斷裂是由顆粒的斷裂或基體和顆粒間的“脫粘”引起，高強(qiáng)度基體中大的顆粒傾向于斷裂，低強(qiáng)度基體中的孔洞優(yōu)先在界面形核。

Hong等[36]通過對熱擠壓后SiC/Al2024復(fù)合材料的研究發(fā)現(xiàn)，復(fù)合材料的斷裂韌性與SiC顆粒的長徑比和體積分?jǐn)?shù)有很大關(guān)系。當(dāng)SiC顆粒的體積分?jǐn)?shù)從3%增加到18%時(shí)，材料的斷裂韌性從20.16 MPa?m1/2下降到14.67 MPa?m1/2，如圖4所示。Song等[37]通過對SiC顆粒增強(qiáng)Al-Cu-Mg復(fù)合材料的測試表明，復(fù)合材料的斷裂韌性隨著SiC顆粒體積分?jǐn)?shù)的增加而降低，并且在時(shí)效過程中斷裂韌性的演變和屈服應(yīng)力的演變相反，增加時(shí)效溫度可以提高復(fù)合材料斷裂韌性的最低值。

2.2 解析模型

2.2.1 混合定律

顆粒增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料的彈性模量和屈服強(qiáng)度近似地遵循混合定律[38-39]，可表示為

其中Ec、Er與Em分別表示復(fù)合材料、增強(qiáng)體和基體的彈性模量，syc、syr與sym分別是復(fù)合材料、增強(qiáng)體和基體的屈服強(qiáng)度，Vr與Vm分別為增強(qiáng)體和基體的體積分?jǐn)?shù)。由于混合定律的等效應(yīng)變假設(shè)對SiCp/Al復(fù)合材料來說不成立，利用混合定律預(yù)測SiCp/Al的彈性模量和屈服強(qiáng)度與實(shí)際值差別較大。此外，因?yàn)榛旌隙刹⑽纯紤]增強(qiáng)體形狀等微觀組織對性能的影響，通常該模型預(yù)測的力學(xué)性能數(shù)值是實(shí)驗(yàn)值的上限。

2.2.2 剪切滯后模型

剪切滯后模型及修正的剪切滯后模型，其物理原理基于軟的鋁基體將外部所施加的應(yīng)力傳遞給硬的SiC增強(qiáng)體上，使得復(fù)合材料的彈性模量和屈服應(yīng)力得到提高。這一效應(yīng)最早由Cox[40]提出，其后又得到了Nardone等[41-42]的修正，發(fā)展為修正的剪切滯后模型。根據(jù)修正的剪切滯后模型，SiC增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料的屈服應(yīng)力可表示為

其中scy表示復(fù)合材料的屈服應(yīng)力，smy是基體合金的本征屈服應(yīng)力，A是SiC顆粒的長徑比，Vp和Vm分別表示SiC顆粒和基體的體積分?jǐn)?shù)。

圖4 SiC/Al2024復(fù)合材料中斷裂韌性隨SiC顆粒的體積分?jǐn)?shù)的變化[36]

Song等[43]結(jié)合顆粒失效、Weibull統(tǒng)計(jì)分布和Eshelby等效夾雜理論，得出了考慮顆粒失效的修正剪切滯后模型。從圖5中可以看出，在研究SiC顆粒增強(qiáng)Al-6.4%Zn-2.3%Mg合金復(fù)合材料時(shí)，與傳統(tǒng)的修正剪切滯后模型相比，考慮顆粒失效的修正剪切滯后模型計(jì)算預(yù)測的屈服應(yīng)力與實(shí)驗(yàn)結(jié)果吻合更好。隨著SiC顆粒體積分?jǐn)?shù)的增加，傳統(tǒng)的修正剪切滯后模型預(yù)測的復(fù)合材料的屈服應(yīng)力偏離實(shí)驗(yàn)值越來越明顯，而考慮顆粒失效的修正剪切滯后模型則和實(shí)驗(yàn)值較吻合。

圖5 計(jì)算和實(shí)驗(yàn)所得SiC增強(qiáng)Al-6.4%Zn-2.3%Mg復(fù)合材料的屈服應(yīng)力隨SiC顆粒體積分?jǐn)?shù)的演變規(guī)律[43]

2.2.3 Eshelby模型

Eshelby模型是以Eshelby等效夾雜理論[44]為基礎(chǔ)，后經(jīng)Mori和Tanaka的平均應(yīng)力場理論修正后[45-46]建立的。該模型可以成功預(yù)測長徑比較小的晶須增強(qiáng)或顆粒增強(qiáng)金屬基復(fù)合材料的剛度和強(qiáng)度，并且很好地解釋了熱殘余應(yīng)力對材料力學(xué)性能的影響。Eshelby等效夾雜理論的基礎(chǔ)是假定在增強(qiáng)體內(nèi)所有點(diǎn)的所有應(yīng)力都是相同的。根據(jù)Eshelby等效夾雜理論，將SiC顆粒的彈性模量轉(zhuǎn)變?yōu)榛w材料的彈性模量時(shí)，產(chǎn)生的內(nèi)應(yīng)力可表示為

其中CI和CM分別為SiC顆粒和基體的彈性常數(shù)張量，eC為約束應(yīng)變張量，eT*為SiC顆粒的轉(zhuǎn)變應(yīng)變張量，eT為基體的轉(zhuǎn)變應(yīng)變張量。當(dāng)外加應(yīng)力為sA時(shí)，一個(gè)SiC顆粒所受的力為

其中eA為外加應(yīng)力下基體材料的塑性變形。當(dāng)基體含超過一個(gè)SiC顆粒且基體為非無限大時(shí)，要考慮邊界條件，引入鏡像力sim=CmeM，則SiC顆粒在外加載荷時(shí)所受的力可表示為

其中I為單位矩陣，f為SiC顆粒的體積分?jǐn)?shù)，S為Eshelby張量。

Lloyd通過對比從文獻(xiàn)中獲得的SiC顆粒增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料彈性模量的實(shí)驗(yàn)值和混合定律、Eshelby模型以及Halpin-Tsai模型的計(jì)算值表明，混合定律所得彈性模量偏離實(shí)驗(yàn)值較大，而經(jīng)過修正的Halpin-Tsai模型及Eshelby模型計(jì)算所得值和實(shí)驗(yàn)值較為接近[34]，如圖6所示。

圖6 彈性模量隨SiC顆粒體積分?jǐn)?shù)的變化(s為顆粒的長徑比)[34]

2.3 有限元計(jì)算

由于有限元分析的方法可以綜合考慮顆粒增強(qiáng)體的形狀、尺寸、分布和體積分?jǐn)?shù)，以及斷裂等特征對復(fù)合材料應(yīng)力/應(yīng)變行為的影響，所得模擬結(jié)果接近實(shí)驗(yàn)值，從而使得此種方法受到大家的重視，應(yīng)用也越來越廣泛。

徐娜等[47]采用平面應(yīng)變和軸對稱兩種單胞模型, 分析了形狀不同的SiC增強(qiáng)顆粒對經(jīng)T6處理的鋁基復(fù)合材料力學(xué)行為的影響。結(jié)果表明，隨著增強(qiáng)顆粒的邊數(shù)的增加，復(fù)合材料的屈服強(qiáng)度逐漸降低。孫超等[48]采用有限元方法和軸對稱單胞模型模擬了SiC增強(qiáng)體形狀、體積分?jǐn)?shù)以及不同基體類型對鋁基復(fù)合材料力學(xué)行為的影響。結(jié)果表明：增強(qiáng)體尖角處出現(xiàn)應(yīng)力集中；橢圓柱形增強(qiáng)體傳遞載荷的能力最強(qiáng)，強(qiáng)化效果最好；隨著增強(qiáng)體體積分?jǐn)?shù)的增加，導(dǎo)致顆粒間距減小，幾何必須位錯(cuò)自由運(yùn)動(dòng)的路徑減少，復(fù)合材料的強(qiáng)度也隨之增加。Chawla等[49]以可視有限元的方法研究SiC顆粒增強(qiáng)2080鋁基復(fù)合材料的力學(xué)性能，模擬了三種不同的結(jié)構(gòu)單元(球體、長方體和含有14種顆粒的微觀單元)的SiC顆粒來和實(shí)驗(yàn)的結(jié)果做對比。從圖7中可以看出，第三種結(jié)構(gòu)單元(14種顆粒組成的微觀單元)構(gòu)成的復(fù)合材料的力學(xué)性能和實(shí)驗(yàn)所得結(jié)果很吻合。

圖7 三種不同的結(jié)構(gòu)單元的模擬值和實(shí)驗(yàn)值的對比[49]

3 展望

近年來顆粒增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料備受研究者的關(guān)注并引起了極大的商業(yè)熱情，除了對其制備方法的直接研究，提高顆粒增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料的強(qiáng)度、彈性模量、延性和斷裂韌性，合理調(diào)配各種力學(xué)性能之間的關(guān)系，還應(yīng)從力學(xué)及物理上闡明復(fù)合材料的強(qiáng)化機(jī)理與斷裂機(jī)制。這就需要在前人實(shí)驗(yàn)和物理模型的基礎(chǔ)上，系統(tǒng)考慮復(fù)合材料的各種變形機(jī)制，進(jìn)一步修正、完善和發(fā)展新的物理模型，同時(shí)利用有限元分析方法綜合考慮對復(fù)合材料力學(xué)性能產(chǎn)生影響的各種因素以提高研究效率。顆粒增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料以后的主要研究方向應(yīng)該是將實(shí)驗(yàn)方法、物理模型和有限元分析方法有機(jī)結(jié)合，以此來促進(jìn)復(fù)合材料研究的發(fā)展，并縮短新材料設(shè)計(jì)的研究周期。

(2014年5月14日收稿)

[1] 邱惠中, 吳志紅. 國外航天材料的新進(jìn)展[J]. 宇航材料工藝, 1997, 27(4): 5-13.

[2] 宋偉. 金屬基復(fù)合材料的發(fā)展與應(yīng)用[J]. 鑄造設(shè)備研究, 2004(5): 48-50.

[3] 吳錦波. 鋁基復(fù)合材料的發(fā)展和現(xiàn)狀[J]. 材料科學(xué)與工程, 1992, 10(1): 6-12.

[4] 朱晉生, 王卓, 歐峰. 先進(jìn)復(fù)合材料在航空航天領(lǐng)域的應(yīng)用[J]. 新技術(shù)新工藝, 2012(9): 76-79.

[5] 閆潔. 硼纖維增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料的研究進(jìn)展[J]. 上海金屬, 2009, 31(6): 47-51.

[6] 李俠, 陳康華, 黃大為. 增強(qiáng)顆粒對顆粒增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料強(qiáng)度的影響[J]. 鋁加工, 2006(2): 9-13.

[7] 阮愛杰, 馬立群, 潘安霞, 等. 粉末冶金法SiCp/Mg基復(fù)合材料的力學(xué)性能和阻尼性能研究[J]. 輕合金加工技術(shù), 2012, 40(2): 50-54.

[8] 南宏強(qiáng), 袁森, 王武孝, 等. 顆粒增強(qiáng)鎂基復(fù)合材料的制備工藝研究進(jìn)展[J]. 鑄造技術(shù), 2006, 27(4): 404-407.

[9] 肖代紅, 宋旼, 陳康華. 原位合成鈦基復(fù)合材料的研究現(xiàn)狀與展望[J]. 材料導(dǎo)報(bào), 2007, 21(4): 65-68.

[10] 張國政, 呂棟騰, 吳治明. 碳化硅顆粒增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料的制備及應(yīng)用的研究[J]. 新技術(shù)新工藝, 2010(11): 60-62.

[11] 陳秋玲, 孫艷. 顆粒增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料的研究[J]. 中國資源綜合利用, 2003(6): 31-33.

[12] JEROME P. Commercial success for MMCs [J]. Powder Metallurgy, 1998, 41(1): 25-26.

[13] 周海麗, 張洪立, 許奔榮. 鋁基復(fù)合材料在慣性導(dǎo)航儀表中的應(yīng)用分析[J]. 宇航材料工藝, 2001, 9(2): 70-74.

[14] SAJJADI S A, EZATPOUR H R, BEYGI H. Microstructure and mechanical properties of Al-Al2O3micro and nano composites fabricated by stir casting [J]. Materials Science and Engineering A, 2011, 528(29-30): 8765-8771.

[15] 王文明, 潘復(fù)生, LU Y, 等. 攪拌鑄造制備SiCp/Al復(fù)合材料的研究現(xiàn)狀[J]. 輕合金加工技術(shù), 2004, 32(4): 1-35.

[16] 趙龍志, 楊敏. 顆粒增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料的研究[J]. 熱加工工藝, 2011, 40(20): 107-110.

[17] VIJAYARAM T R, SULAIMAN S, HAMOUDA A M S, et al. Fabrication of fiber reinforced metal matrix composites by squeeze casting technology [J]. Journal of Materials Processing Technology, 2006, 178(1-3): 34-38.

[18] 康炘蒙, 程小全, 酈正能, 等. SiCp/Al復(fù)合材料的拉伸性能[J]. 復(fù)合材料學(xué)報(bào), 2009, 26(4): 83-88.

[19] LAI S W, CHUNG D D L. Fabrication of particulate aluminiummatrix composites by liquid metal infiltration [J]. Journal of Materials Science, 1994, 29(12): 3128-3150.

[20] SUN C, SONG M, WANG Z W, et al. Effect of particle size on the microstructures and mechanical properties of SiC-reinforced pure aluminum composites [J]. Journal of Materials Engineering andPerformance, 2011, 20(9): 1606-1612.

[21] SUN C, SHEN R J, SONG M. Effects of sintering and extrusion on the microstructures and mechanical properties of a SiC/Al-Cu composite [J]. Journal of Materials Engineering and Performance, 2012, 21(3): 373-381.

[22] GUPTA M, IBRAHIM I A, MOHAME F A, et al. Wetting and interfacial reactions in AI-Li-SiCpmetal matrix composites processed by spray atomization and deposition [J]. Journal of Materials Science, 1991, 26(24): 6673-6684.

[23] TJONG S C, MA Z Y. Microstructural and mechanical characteristics of in situ metal matrix composites [J]. Materials Science and Engineering R, 2000, 29(3/4): 49-113.

[24] ZHANG Q, XIAO B L, WANG D, et al. Formation mechanism of in situ Al3Ti in Al matrix during hot pressing and subsequent friction stir processing [J]. Materials Chemistry and Physics, 2011, 130(3): 1109-1117.

[25] WANG Y C, SONG M, NI S, et al. In situ formed core-shell structured particle reinforced aluminum matrix composites [J]. Materials & Design, 2014, 56(6): 405-408.

[26] SHEN Y L, FINOT M, NEEDLEMAN A, et al. Effective plastic response of two-phase composites [J]. Acta Metallurgica et Materialia, 1995, 43(4): 1701-1722.

[27] TANG F, ANDERSON I E, GNAUPEL-HEROLD T, et al. Pure Al matrix composites produced by vacuum hot pressing: tensile properties and strengthening mechanisms [J]. Materials Science and Engineering A, 2004, 383(2): 362-373.

[28] 于曉東, 王揚(yáng)衛(wèi), 王富恥, 等. 擠壓鑄造制備高體積含量SiCp/2024Al復(fù)合材料[J]. 材料工程, 2008(11): 59-62.

[29] WILLIAMS J, PIOTROWSKI G, SAHA R. Effect of overaging and particle size on tensile deformation and fracture of particle-reinforced aluminum matrix composites [J]. Metallurgical and Materials Transactions A, 2002, 33(12): 3861-3869.

[30] LEWANDOWSKI J J, LIU C. Effects of matrix microstructure and particle distribution on fracture of an aluminum metal matrix composite [J]. Materials Science and Engineering A, 1989, 107: 241-255.

[31] 孫超. 碳化硅顆粒增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料顯微組織和力學(xué)性能的研究[D]. 長沙: 中南大學(xué), 2012.

[32] LLORCA J, GONZALEZ C. Microstructural factors controlling the strength and ductility of particle-reinforced metal-matrix composites [J]. Journal of the Mechanics and Physics of Solid, 1998, 46(1): 1-28.

[33] COCEN ü, ONEL K. Ductility and strength of extruded SiCp/ aluminium-alloy composites [J]. Composites Science and Technology, 2002, 62(2): 275-282.

[34] LLOYD D J. Particle reinforced aluminium and magnesium matrix composites [J]. International Materials Reviews, 1994, 39(1): 1-23.

[35] ABBASI CHIANEH V, MADAAH HOSSEINI H R, NOFAR M. Microstructural features and mechanical properties of Al-Al3Ti composite fabricated by in-situ powder metallurgy route [J]. Journal of Alloys and Compounds, 2009, 473(1/2): 127-132.

[36] HONG S J, KIM H M, HUH D, et al. Effect of clustering on the mechanical properties of SiC particulate-reinforced aluminum alloy 2024 metal matrix composites [J]. Materials Science and Engineering A, 2003, 347(1/2): 198-204.

[37] SONG M, HUANG B Y. Effects of particle size on the fracture toughness of SiCp/Al alloy metal matrix composites [J]. Materials Science and Engineering A, 2008, 488(1/2): 601-607.

[38] 樊建中, 姚忠凱, 李義春, 等. 顆粒增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料研究進(jìn)展[J].材料導(dǎo)報(bào), 1997, 11(3): 48-51.

[39] 王俊英, 楊啟志, 林化春. 金屬基復(fù)合材料的進(jìn)展、問題與前景展望[J]. 青島建筑工程學(xué)院學(xué)報(bào), 1999, 20(4): 90-95.

[40] COX H L. The elasticity and strength of paper and other fibrous materials [J]. British Journal of Applied Physics, 1952, 3(3): 72-79.

[41] NARDONE V C. Assessment of models used to predict the strength of discontinuous silicon carbide reinforced aluminum alloys [J]. Scripta Metallurgica, 1987, 21(10): 1313-1318.

[42] NARDONE V C, PREWO K M. On the strength of discontinuous silicon carbide reinforced aluminum composites [J]. Scripta Metallurgica, 1986, 20(1): 43-48.

[43] SONG M, HE Y H, FANG S F. Yield stress of SiC reinforced aluminum alloy composites [J]. Journal of Materials and Science, 2010, 45(15): 4097-4110.

[44] WITHERS P J, STOBBS W M, PEDERSEN O B. The application of the Eshelby method of internal stress determination to short fiber metal matrix composites [J]. Acta Metallurgica, 1989, 37(11): 3061-3084.

[45] RAMAKRISHNAN N. An analytical study on strengthening of particulate reinforced metal matrix composites [J]. Acta Materialia, 1996, 44(1): 69-77.

[46] XU X Q, WATT D F. Basic role of a hard particle in a metal matrix subjected to tensile loading [J]. Acta Metallurgica et Materialia, 1994, 42(11): 3717-3729.

[47] 徐娜, 宗亞平, 張芳, 等. 顆粒形狀對鋁基復(fù)合材料力學(xué)行為影響的模擬[J]. 東北大學(xué)學(xué)報(bào): 自然科學(xué)版, 2007, 28(2): 213-216.

[48] 孫超, 沈茹娟, 宋旼. 有限元模擬 SiC 增強(qiáng)Al 基復(fù)合材料的力學(xué)行為[J]. 中國有色金屬學(xué)報(bào), 2012, 22(2): 476-484.

[49] CHAWLA N, GANESH V V, WUNSCH B. Three-dimensional (3D) microstructure visualization and finite element modeling of the mechanical behavior of SiC particle reinforced aluminum composites [J]. Scripta Materialia, 2004, 51(2): 161-165.

Fabrication and mechanical properties of particulate reinforced aluminum matrix composites

XUE Yang, SONG Min, XIAO Dai-hong
State Key Laboratory of Powder Metallurgy, Central South University, Changsha 410083, China

The classification and recent status of metal matrix composites and the general methods for fabricating particulate reinforced aluminum matrix composites are described. The methods include stir casting, powder metallurgy, spray deposition and the relatively new in-situ reactive fabrication. Then the progress in the mechanical properties of particulate reinforced aluminum matrix composites is introduced. Finally, the future development of particulate reinforced aluminum matrix is discussed.

metal matrix composite, particulate reinforcement, fabrication method, mechanical property

(編輯：沈美芳)

10.3969/j.issn.0253-9608.2015.01.006

?通信作者，E-mail：msong@csu.edu.cn