李建宇, 呂書林, 吳樹森, 魯 康, 高 琦

（華中科技大學 材料成形與模具技術國家重點實驗室，武漢 430074）

鋁基納米復合材料具有質量輕、比強度高、比剛度高、耐磨性好等優(yōu)異的性能，在航天、航空等軍事以及汽車工業(yè)等領域受到越來越廣泛的關注[1]。其中，由于SiC顆粒具有高強度、高硬度、高耐磨、高熱導率、低熱膨脹率和低密度等優(yōu)良性能，納米SiCp/Al復合材料具有廣泛的應用前景[2]。目前納米SiCp/Al復合材料基本上都是通過燒結 + 熱擠壓法制備，相對于液態(tài)外加法，制備設備昂貴，工藝復雜，孔隙率高；但是，外加法制備納米SiCp/Al的主要難點在于納米SiC顆粒與金屬基體的潤濕性差，導致納米SiC顆粒難以加入到金屬熔體中，另外納米陶瓷顆粒在金屬基體中容易團聚。因此，開發(fā)一種新的制備工藝顯得十分必要。

超聲振動工藝具有環(huán)保節(jié)能、低成本、操作簡單和高效性等優(yōu)點，在金屬基復合材料領域中有著廣闊的應用前景[3-7]。制備金屬基復合材料時，對金屬復合熔體施加超聲振動能夠細化晶粒、促進顆粒分散和改善增強顆粒與基體之間的潤濕性，這主要是因為超聲波在金屬熔體中產(chǎn)生的聲空化和聲流效應[5-7]。Tsunekawa等[8]制備SiO2/Al-Mg基復合材料時，施加了超聲振動，發(fā)現(xiàn)超聲振動能改善增強顆粒與金屬熔體之間的潤濕性。Liu等[9]借助超聲工藝成功地使Al3Ti顆粒于基體合金中均勻分散。高琦等[10]利用超聲工藝制備了原位TiB2/Al-4.5Cu復合材料，結果表明TiB2顆粒在基體中均勻分布。目前，大部分文獻主要報道了超聲振動對微米增強顆粒的分散效果，對外加納米顆粒增強鋁基復合材料的分散效果研究相對較少。

本工作針對納米SiCp/Al-5Cu鋁基復合材料，將高能球磨技術、超聲振動技術及擠壓鑄造成形工藝有機結合，解決外加納米增強顆粒難以加入金屬熔體及在固相基體中不均勻分布的難題。研究不同超聲時間對納米SiC在Al-5Cu鋁合金基體中分散效果的影響，并對力學性能及強化效果進行研究。

1 實驗方法

采用Al-10Mn中間合金塊，Al-5Ti-B中間合金塊，純Al，Mg，Cu塊及球磨制備的毫米級SiCp/Al復合顆粒等原材料配制成納米SiCp/Al-5Cu鋁合金復合材料，基體Al-5Cu鋁合金的化學成分見表1。圖1為SiC粉、Al粉的原始形貌掃描電鏡圖。從圖1（a）可以看出，粒徑為40 nm的納米SiC原始粉末是團聚在一起的，從圖1（b）可以看出，鋁粉的平均尺寸約 30 μm。

表1 基體 Al-5Cu 鋁合金的化學成分（質量分數(shù)/%）Table1 Chemical composition of Al-5Cu matrix alloy（mass fraction/%）

將納米SiCp放入高溫箱式電阻爐內(nèi)氧化處理，使爐溫升至1000 ℃，保溫2 h，使SiC顆粒表面生成3～4 nm厚的SiO2層。將氧化后的納米SiC和微米級鋁粉進行配料、混合，置于500 mL不銹鋼真空罐中，在真空保護下，高速混粉冷焊成球，制備出粒徑為1～2 mm復合顆粒。將按照配比制備的納米SiCp/Al-5Cu鋁合金復合材料的原材料，放置井式電阻爐中加熱熔化，爐溫設置為750 ℃。待基體合金完全熔化后，在高純氬氣保護氣氛下，進行機械攪拌 10～15 min，轉速為 100～150 r/min，攪拌完成后靜置 30 min，靜置溫度為 740～750 ℃。靜置完成后，扒去浮渣，并向熔體中通入高純氬氣除氣10 min。然后，用預熱的澆包盛一定量的熔體，放置保溫爐中，在氬氣的保護下，將超聲變幅桿插入熔體至液面10～15 mm，待熔液溫度降至720 ℃時，開始超聲振動，超聲裝置如圖2所示。該裝置超聲功率為2800 W，超聲頻率為20 kHz，采用間隙式工作，振1 s停1 s。超聲時間分別設置為0 min，1 min，3 min，5 min。待超聲結束，將熔體快速澆入預熱模具中，通過擠壓鑄造成形，制得30 mm × 100 mm 圓棒試樣，如圖 3 所示，成形壓力均為 50 MPa。

圖1 原始球磨粉末 SEM 圖 （a）SiC 粉;（b）Al粉Fig.1 SEM of raw ball-milling powder （a）SiC powder;（b）Al powder

圖2 超聲裝置示意圖Fig.2 Schematic diagram of ultrasonic vibration treatment system

從各個試樣上端相同位置分別截取厚10 mm左右的小塊，經(jīng)研磨拋光后，用體積分數(shù)為0.5%的HF溶液腐蝕。采用JEOL JSM-7600F場發(fā)射掃描電鏡觀察試樣顯微組織；采用SHIMADZU XRD-7000S衍射儀對試樣研磨粉末進行XRD測試，分析試樣的相組成，掃描角度范圍10°～90°，掃描速率為10 （°）/min。圖3為拉伸試樣尺寸，室溫拉伸實驗在AG-IC100KN電子萬能試驗機上進行，拉伸速率為 1 mm/min。

圖3 拉伸試樣尺寸Fig.3 Size of tensile test specimen

2 實驗結果與討論

2.1 超聲處理對微觀組織的影響

圖4為在不同超聲時間處理下1%（質量分數(shù)，下同）納米SiCp/Al-5Cu鋁合金復合材料的低倍SEM圖。由圖4可知，復合材料的微觀組織為α 固溶體（α-Al）和 θ相（Al2Cu），θ相呈網(wǎng)狀或半網(wǎng)狀分布。圖4（a）為未經(jīng)超聲振動處理的SiCp/Al-5Cu鋁合金復合材料試樣，初生α-Al晶粒粗大，而且尺寸大小不均勻；另外，也可以看到晶界處顆粒堆積，大塊團聚明顯，顆粒分布不均勻。SiC顆粒主要分布于晶界θ相（Al2Cu）周圍，由于SiC與初生α-Al晶格錯合度大于5%，一般來說，試樣凝固成形時SiC顆粒不能被初生α-Al固相捕捉，所以隨著初生α-Al晶粒的析出，SiC顆粒被推移到固液界面前沿，最后伴隨晶界θ相（Al2Cu）的析出，顆粒聚集于晶界[11-12]。圖4（a）中大塊團聚尺寸約為80～120 μm，這些團聚形態(tài)不隨晶界的變化而發(fā)生改變，從而可以看出這些團聚于凝固前形成。納米SiC顆粒比表面積大，會趨向減少界面能而達到穩(wěn)定狀態(tài)，從而在熔體中納米顆粒會團聚在一起[11-12]。由于聲空化與聲流作用，施加超聲振動會改善顆粒分布。從圖4（b）可以看出，超聲振動1 min后，大塊的顆粒團聚基本被消除，但仍然存在局部小團聚，其尺寸約為 10～50 μm。如圖 4（c）、圖 4（d）所示，超聲振動時間延長至 3 min，5 min 后，所有的團聚幾乎全被消除，顆粒在基體合金中均勻分布。隨著超聲時間進一步延長至7 min，可以發(fā)現(xiàn)，與超聲處理5 min相比，顆粒分布改善不明顯，并且復合材料的力學性能略有降低，如表2所示。這可能是因為，雖然整個過程是在氬氣保護中，但超聲時間過長熔體仍然會發(fā)生氧化，使其夾渣嚴重。所以，本實驗超聲時間限制在 0 min，1 min，3 min 和 5 min。

從圖4還可以看到，施加超聲振動后，α-Al晶粒尺寸得到了明顯的細化，并且細化程度隨著超聲時間的增加而更加明顯。α-Al晶粒細化的主要原因為：一方面，在凝固成形過程中，納米SiC顆粒被推移至α-Al的凝固前沿，阻礙了α-Al晶粒的長大、細化晶粒；另一方面，施加超聲振動也能夠細化晶粒，這主要因為高能超聲波在金屬熔體中會產(chǎn)生聲空化與聲流效應[5-7]。首先，隨著空化泡的長大，會大量吸熱，同時空化泡崩潰產(chǎn)生的高壓會提高金屬熔體的平衡凝固溫度，所以會使局部金屬熔體過冷，促進形核；其次，聲流能夠強烈地攪拌金屬熔體，抑制枝晶生長，同時初生枝晶根部會在剪切力下熔斷，進一步增加晶核數(shù)量，細化晶粒。

圖4 在不同超聲時間下1%納米SiCp/Al-5Cu鋁合金復合材料的低倍SEM圖Fig.4 Low magnification SEM images of 1% nano-SiCp/Al-5Cu composites treated by UV for different time （a）0 min;（b）1 min;（c）3 min;（d）5 min

圖5為在不同超聲時間處理下1% 納米SiCp/Al-5Cu鋁合金復合材料的高倍SEM圖。隨著凝固的進行，增強顆粒SiC被推移到固液界面前沿，最后聚集于晶界，由圖5可知，SiC顆粒分布于晶界塊狀Al2Cu周圍。圖5（a）為未超聲處理的復合材料試樣，可以發(fā)現(xiàn)析出相Al2Cu為粗大的塊狀，占滿了整個視場。施加超聲振動后，Al2Cu尺寸明顯減小，而且分散較好。圖5（b）為超聲振動1 min的復合材料試樣，超聲振動1 min后，粗大的塊狀Al2Cu被局部破碎、細化。隨著超聲振動時間的延長，Al2Cu進一步細化、分散。超聲處理5 min后，Al2Cu尺寸最小且分散最好，如圖5（d）所示。圖6為在不同超聲時間下1% 納米SiCp/Al-5Cu鋁合金復合材料的XRD分析。由圖6可知，復合材料中主要組成相有α-Al，Al2Cu和SiC，該結果與圖5中相組成一致。同時可以發(fā)現(xiàn)，不同超聲時間下復合材料中α-Al，Al2Cu和SiC相峰值強度幾乎沒有變化，也沒有新相生成，所以施加超聲處理對復合材料相的組成基本上沒有影響。

表2 不同超聲時間下 1% 納米 SiCp/Al-5Cu 鋁合金復合材料的力學性能Table2 Mechanical properties of 1% nano-SiCp/Al-5Cu composites treated by UV for different time

圖5 不同超聲時間下1% 納米SiCp/Al-5Cu鋁合金復合材料的高倍SEM圖Fig.5 High magnification SEM images of 1% nano-SiCp/Al-5Cu composites treated by UV for different time （a）0 min;（b）1 min;（c）3 min;（d）5 min

圖7為不同超聲時間下1% 納米SiCp/Al-5Cu鋁合金復合材料晶界附近的顆粒分布。由圖7（a）可知，未超聲處理時，SiC顆粒團聚于晶界Al2Cu相附近。由于熔體處于超聲變幅桿的有效作用區(qū)域，超聲時間延長至5 min后，所有的大、小團聚全被消除，納米SiC顆粒在晶界析出相Al2Cu附近均勻分布，SiC顆粒尺寸約為30～100 nm，如圖7（b）所示。這主要是因為高能超聲波在金屬熔體中會產(chǎn)生聲空化和聲流效應[5-7]。圖8為超聲振動分散納米SiC的原理示意圖，空化泡在超聲波周期性交變聲場的作用下反復膨脹、收縮和崩潰?？栈莸谋罎⑺查g產(chǎn)生局部高溫高壓，并伴隨100 m/s的熔體射流，從而有利于分散納米SiC顆粒。聲流能夠強烈地攪拌金屬熔體，促進納米SiC顆粒在金屬熔體中均勻分布。

圖6 不同超聲時間下 1% 納米 SiCp/Al-5Cu 鋁合金復合材料的XRD分析Fig. 6 XRD patterns of 1% nano-SiCp/Al-5Cu composites treated by UV for different time

圖7 不同超聲時間下1% 納米SiCp/Al-5Cu鋁合金復合材料晶界附近的顆粒分布Fig. 7 Particles distribution near grain boundary of 1% nano-SiCp/Al-5Cu composites treated by UV for different time （a）0 min;（b）5 min

圖8 超聲振動分散顆粒的原理示意圖Fig. 8 Sketch of effects of ultrasonic cavitation and acoustic streaming on particles distribution

2.2 SiCp/Al-5Cu 復合材料的力學性能

表2為在不同超聲時間下1% 納米SiCp/Al-5Cu鋁合金復合材料和基體合金的力學性能。由表2可以看出，未超聲處理時，復合材料試樣的抗拉強度，屈服強度，伸長率只有 212 MPa，158 MPa和3.3%，遠低于基體合金的力學性能。結合圖5、圖6與圖7分析可知，由于未超聲處理時，復合材料試樣中存在較多大塊顆粒團聚，當受到外加載荷作用時，納米SiC顆粒團聚的存在會促進裂紋形成和擴展，進而降低復合材料的伸長率[14]。載荷會從復合材料顆粒貧乏區(qū)向顆粒富集區(qū)傳遞，由于顆粒富集區(qū)域高度應力集中，從而在微小應力下都會產(chǎn)生裂變[13]。顆粒團聚區(qū)域首先將出現(xiàn)裂紋，應力集中，施加超聲振動后，由于聲空化與聲流的作用，有效改善了納米SiC顆粒在基體合金中的分布，納米SiCp/Al-5Cu鋁合金復合材料的抗拉強度、屈服強度和伸長率都明顯提高。隨著超聲時間的延長，復合材料的力學性能不斷提高。超聲處理5 min時，1% 納米SiCp/Al-5Cu鋁合金復合材料的抗拉強度、屈服強度和伸長率最高，分別為270 MPa，173 MPa和13.3%，相比于Al-5Cu基體合金，相應地提高了7.6%，6.8%和29%，并且比未超聲的復合材料分別提高了27.4%，9.5%和303%。

晶粒的細化會使晶界密度增加，因而在變形過程中，晶界對位錯的阻礙能力也會越大。晶粒內(nèi)部的位錯運動至晶界處時，就會被塞積。此時需要依靠晶粒中位錯的不斷塞積造成局部應力，位錯才能進一步運動至相鄰晶粒中，產(chǎn)生新位錯，使納米SiCp/Al-5Cu鋁合金復合材料有更高的強度和更好的韌性。

受到外加載荷時，鋁基復合材料屈服強度的提高也與顆粒-位錯的相互作用有關，即Orowan強化。當增強顆粒的尺寸小于1 μm時，位錯會繞過該顆粒并產(chǎn)生彎曲，彎曲嚴重時甚至會使位錯兩端相遇，留下一個位錯環(huán)，然后繼續(xù)向前運動。由于位錯繞過顆粒時發(fā)生彎曲而被拉長，因而所受阻力增加，使位錯運動困難，故材料被強化[15-17]。所以，納米SiCp/Al-5Cu鋁合金復合材料屈服強度的提高與Orowan強化機制有關。

圖9為不同超聲時間處理后1% 納米SiCp/Al-5Cu鋁合金復合材料的斷口形貌圖。從圖9（a）可以看到，未超聲處理的納米SiCp/Al-5Cu鋁合金復合材料斷口形貌表面的韌窩較淺、數(shù)量較少，韌窩尺寸較大，斷口表面還存在渣氣孔。斷口表面主要由撕裂棱、韌窩和臺階組成，主要的斷裂方式為撕裂臺階斷裂，主要原因是未超聲處理時，納米SiCp/Al-5Cu鋁合金復合材料中SiC顆粒大量團聚，α-Al晶粒尺寸較大并且晶界θ相（Al2Cu）粗大，因而強度較低、韌性較差。圖 9（b）為超聲處理1 min后復合材料的斷口形貌，其韌窩數(shù)量增多、尺寸變小并且韌窩變深，同時斷口表面有少數(shù)顆粒；超聲處理3 min時，復合材料中韌窩數(shù)量進一步增多、尺寸變得更小并且韌窩變得更深，渣氣孔消失，其斷口表面主要由撕裂棱和韌窩組成，但是從圖9（c）發(fā)現(xiàn)，撕裂棱和韌窩分布不均勻；隨著超聲時間延長至5 min時，復合材料中韌窩數(shù)量略有增多、尺寸也略有變小，韌窩分布均勻，如圖9（d）所示。從斷口形貌分析可知，納米SiCp/Al-5Cu鋁合金復合材料的斷裂方式以沿晶斷裂為主，存在部分的穿晶斷裂，其主要原因是納米SiC顆粒在基體合金中晶界處的強化釘扎作用，導致了裂紋在晶界處的擴展更加困難，從而使裂紋從某些晶粒內(nèi)部擴展，引起穿晶斷裂[18]。

圖9 不同超聲時間下1% 納米SiCp/Al-5Cu鋁合金復合材料的斷口SEM圖Fig. 9 SEM fracture surfaces of 1% nano-SiCp/Al-5Cu composites treated by UV for different time （a）0 min;（b）1 min;（c）3 min;（d）5 min

綜上所述，由于聲空化與聲流作用，施加超聲振動會有效改善顆粒分布、細化晶粒，提高納米SiCp/Al-5Cu鋁合金復合材料的力學性能。

3 結論

（1）施加超聲處理，能有效促進1% 納米SiCp/Al-5Cu鋁合金復合材料中納米SiC顆粒均勻分布。由于聲空化與聲流作用，超聲振動1 min后，大塊的顆粒團聚被消除；超聲處理5 min后，所有的團聚被分散，納米SiC顆粒在基體合金中均勻分布。

（2）隨著超聲時間的延長，α-Al晶粒和晶界θ相（Al2Cu）尺寸變小、明顯細化，同時分布更加均勻，晶界密度增強，由于納米SiC顆粒主要分布在晶界，從而一定程度上也促使了顆粒的分散。

（3）施加超聲處理，納米SiCp/Al-5Cu鋁合金復合材料的室溫屈服強度有明顯提高、伸長率也顯著增大。超聲處理5 min后，復合材料的抗拉強度、屈服強度和伸長率最優(yōu)，分別為270 MPa，173 MPa和13.3%，相比于Al-5Cu基體合金，相應地提高了7.6%，6.8%和29%，比未超聲處理的復合材料分別提高了27.4%，9.5%和303%。