吳樹森，高 琦，杜 睿，呂書林

(華中科技大學(xué)材料成形與模具技術(shù)國家重點實驗室， 湖北 武漢 430074)

1 混雜顆粒增強鋁基復(fù)合材料的制備方法概述

隨著汽車、航空航天等工業(yè)領(lǐng)域?qū)p量化的要求越來越高，輕質(zhì)的鋁合金越來越受到人們的重視，但由于鋁及鋁合金的耐磨性差、線脹系數(shù)較大、屈服強度偏低等缺點，使其在工業(yè)領(lǐng)域的應(yīng)用受到限制。為了解決這些問題，對鋁或其合金為基體的復(fù)合材料的研究一直備受關(guān)注，期望通過制備鋁基復(fù)合材料來獲得能夠保持鋁合金優(yōu)勢的同時也能彌補其缺點的新型材料。在眾多用于制備鋁基復(fù)合材料的增強相中，TiB2顆粒是一種具有非常優(yōu)良性能的陶瓷顆粒。TiB2陶瓷顆粒具有高強度、高彈性模量、高硬度、高熔點、高化學(xué)穩(wěn)定性、熱電傳導(dǎo)性能強、熱膨脹系數(shù)小等優(yōu)點，而且與大多數(shù)的金屬元素不存在界面反應(yīng)；因此，TiB2顆粒增強鋁基復(fù)合材料一直是極具應(yīng)用前景的金屬基復(fù)合材料，被廣泛研究[1-2]。

制備TiB2顆粒增強鋁基復(fù)合材料的方法眾多，主要分為外加法和原位自生法兩大類。眾多研究表明，外加法制備復(fù)合材料時往往會存在增強顆粒尺寸較大時能夠加入，而亞微米或納米級的增強顆粒因潤濕性差則難以加入，并且顆粒在進入熔體后也會存在與基體結(jié)合強度低、偏聚嚴重等問題[3-4]。原位自生法(in-situ synthesis processes)是通過設(shè)計組分之間的化學(xué)反應(yīng)使得增強相顆粒在基體內(nèi)部直接生成，繼而獲得相應(yīng)的復(fù)合材料。原位自生法通常具有以下一些優(yōu)點：增強顆粒是在基體內(nèi)通過化學(xué)反應(yīng)直接在熔體內(nèi)部生成，不存在界面潤濕性問題，并且增強顆粒與基體之間的結(jié)合強度非常高。熔體內(nèi)直接生成顆粒的過程同樣避免了顆粒表面污染，使增強顆粒與基體的界面更加潔凈。增強體顆粒是在金屬熔體內(nèi)反應(yīng)生成的熱力學(xué)穩(wěn)定相，具有良好的熱穩(wěn)定性。原位自生法制備復(fù)合材料時，在恰當?shù)闹苽錀l件下可通過合理設(shè)計反應(yīng)工藝來控制增強體顆粒的尺寸、數(shù)量以及分布。

在眾多制備TiB2顆粒增強鋁基復(fù)合材料的原位自生法中，由London Scandinavian Metallurgy公司于1993年提出的混合鹽反應(yīng)法(LSM)引起了眾多研究人員的注意[5]?；旌消}反應(yīng)法是將兩種氟鹽：氟鈦酸鉀(K2TiF6)和氟硼酸鉀(KBF4)以n(Ti) ∶n(B)=1 ∶2的比例混合均勻后加入鋁熔體中，通過混合鹽與鋁的反應(yīng)原位生成TiB2顆粒。普遍認為混合鹽反應(yīng)法的相關(guān)化學(xué)反應(yīng)方程式為：

3K2TiF6+13Al=3TiAl3+3KAlF4+K3AlF6

(1)

2KBF4+3Al=AlB2+2KAlF4

(2)

AlB2+TiAl3=TiB2+4Al

(3)

這種反應(yīng)原理認為兩種氟鹽將首先與鋁分別發(fā)生鋁熱反應(yīng)生成Ti、B與Al的金屬間化合物，然后兩種金屬間化合物繼續(xù)反應(yīng)生成TiB2增強顆粒。同時，Liu等[6]也認為混合鹽反應(yīng)法中的TiB2顆粒也可以通過以下反應(yīng)直接生成：

3K2TiF6+6KBF4+10Al=3TiB2+9KAlF4+K3AlF6

(4)

很多研究者利用該方法制備了各種TiB2顆粒增強鋁基復(fù)合材料。Lakshmi等[7]使用混合鹽反應(yīng)法制備出增強顆粒名義質(zhì)量分數(shù)接近15%的TiB2顆粒增強鋁基復(fù)合材料。Wood等[5]通過使用混合鹽反應(yīng)法獲得了增強顆粒尺寸0.5～2 μm的TiB2增強A356復(fù)合材料。趙芳欣等[8]及Koczak等[9]采用混合鹽反應(yīng)法制備出TiB2/ Al-7Si-0.5Mg復(fù)合材料， TiB2顆粒含量為5%時其分布穩(wěn)定且均勻。陳子勇等[10-11]以及趙火平[12]使用TiB2顆粒增強Al-4.5Cu基體的復(fù)合材料，研究了TiB2顆粒增強鋁銅系合金的制備以及力學(xué)性能。Michael Rajan等[13]制備了不同質(zhì)量分數(shù)的TiB2/AA7075復(fù)合材料，發(fā)現(xiàn)復(fù)合材料的晶粒細化效果會隨著TiB2含量的增加而提升，同時材料抗拉強度也隨之提高，還觀察到了TiB2顆粒的六邊形形貌。Emamy等[14]利用高溫電鏡觀察了Al-Ti、Al-B中間合金反應(yīng)生成TiB2過程的各個階段，解釋了鏈狀TiB2顆粒團聚的生成過程與生成機制。

混合鹽反應(yīng)法具有一些優(yōu)點。首先，工藝較為簡單，成本相對廉價，易于在大規(guī)模工業(yè)生產(chǎn)中推廣應(yīng)用；其次，混合鹽反應(yīng)法反應(yīng)所需要的溫度較之其他方法低，更加可控；同時，反應(yīng)生成的TiB2顆粒尺寸細小，可達亞微米級。但混合鹽反應(yīng)法所使用的氟鹽中Ti、B元素所占的質(zhì)量比較小，鹽的有效利用率較低，制備高體積分數(shù)的TiB2顆粒增強鋁基復(fù)合材料時往往需要大量的鹽，增加了制備難度，而且常規(guī)混合鹽反應(yīng)法制備的高體積分數(shù)TiB2顆粒增強鋁基復(fù)合材料中往往顆粒團聚嚴重。

由于在混合鹽反應(yīng)法中制備高體積分數(shù)的TiB2顆粒時大量的反應(yīng)鹽會在熔體表面形成很厚的熔鹽層，阻礙了反應(yīng)的持續(xù)進行，因此有必要通過結(jié)合其他的制備方法來獲得總體積分數(shù)更高、或具有兩種以上顆粒的混雜增強復(fù)合材料來獲得性能更好的鋁基復(fù)合材料。金屬間化合物Mg2Si是一種具備低密度、高熔點、高硬度、高彈性模量等優(yōu)勢的復(fù)合材料增強相。Mg2Si可以直接通過工藝簡單的熔鑄法制備，而熔鑄法很容易和混合鹽反應(yīng)法結(jié)合在一起。這樣使得制備TiB2+Mg2Si混雜增強鋁基復(fù)合材料十分具有可行性，而目前對于TiB2+Mg2Si混雜增強鋁基復(fù)合材料的研究報道十分少見。

本文探索合適的制備工藝制備TiB2+Mg2Si混雜增強鋁基復(fù)合材料，并研究復(fù)合材料的組織與性能。

2 試驗方法

為了很好地比較混雜增強的效果，本研究的混雜增強鋁基復(fù)合材料的基體材料選擇了最簡單的純鋁基體。以純Al(99.8%，質(zhì)量分數(shù)，下同)，純Mg(99.9%)和Al-24.5%Si中間合金作為基體原材料。試驗使用混合鹽反應(yīng)法制備TiB2增強顆粒，原理如式(1)—(3)。采用氟鈦酸鉀和氟硼酸鉀兩種無機鹽作為反應(yīng)物，同時采用氟鋁酸鈉作為反應(yīng)助劑。

首先，計算氟鈦酸鉀和氟硼酸鉀的配比，保證Ti元素和B元素的摩爾比為1 ∶2，同時保證反應(yīng)能夠生成5%名義體積分數(shù)(相當于8%左右質(zhì)量分數(shù))的TiB2顆粒。配比完成后，各無機鹽需在150 ℃環(huán)境下烘干3～5 h。烘干結(jié)束后，將各無機鹽裝入專門的混料瓶中，并使用混料設(shè)備進行10～20 h的混合，以求各無機鹽混合均勻。

其次，使用機械攪拌輔助混合鹽反應(yīng)法制備體積分數(shù)5%TiB2/Al的復(fù)合材料。材料合成方法示意圖如圖1所示。先將配比好重量的純鋁錠熔化，熔煉采用石墨坩堝。待鋁液達到830 ℃后，逐步將混合均勻并預(yù)熱好的無機鹽加入到熔體中。混合鹽完全加入熔體后，開始對混合鹽反應(yīng)進行保溫。保溫時間為40 min。在保溫過程中對熔體施加機械攪拌處理。在保溫結(jié)束后，對熔體進行除渣并降溫至澆注溫度720 ℃左右，而后重力澆注到金屬型試樣模中，獲得試樣鑄件。

圖1 材料合成方法示意圖

再次，采用熔鑄法制備TiB2+Mg2Si混雜增強Al基復(fù)合材料。制備時首先將配比好重量的5vol%TiB2/Al復(fù)合材料鑄件熔化，達到760 ℃時，將配比好重量的純Mg錠和Al-24.5Si中間合金錠加入熔體之中進行熔煉，遵循Mg元素和Si元素的摩爾比為2 ∶1。同時應(yīng)能夠生成10%名義成分的Mg2Si相。保溫20 min結(jié)束后，對熔體進行除渣并降溫至澆注溫度720 ℃左右，而后重力澆注到金屬型試樣模中，獲得最小直徑為8 mm的抗拉試樣鑄件。本試驗制備Mg2Si/Al單相增強復(fù)合材料的工藝與以上工藝相同，只是在最開始熔煉的基體材料更換為純鋁錠。

最后，進行材料的組織分析及性能檢測。采用島津公司生產(chǎn)的XRD-7000s型X-ray衍射儀解析相組織，Cu-Kα輻射，加速電壓40 kV，電流30 mA，掃描角度為10°～120°，掃描速度為10°/min。采用光學(xué)顯微鏡進行金相分析；使用JEOL-7600F型掃描電子顯微鏡進行二次電子像(SEM)及背散射電子像(BSE)觀察分析，同時還使用能譜儀(EDS)進行元素成分分析。使用島津公司生產(chǎn)的SHIMADZU AG-IC100KN型萬能材料試驗機進行室溫力學(xué)性能測試，試棒直徑為8 mm，抗拉強度測試的拉伸速率為1.0 mm/s。

3 結(jié)果及討論

3.1 單相或混雜增強Al基復(fù)合材料的顯微組織

3.1.1 單相或混雜增強Al基復(fù)合材料的相結(jié)構(gòu)

圖2為本試驗制備的TiB2/Al、Mg2Si/Al及TiB2+Mg2Si/Al復(fù)合材料的XRD圖譜。

圖2 各復(fù)合材料XRD圖譜((a)Mg2Si/Al 復(fù)合材料，(b)TiB2/Al 復(fù)合材料，(c)TiB2+Mg2Si/Al復(fù)合材料)

在圖2(a)中可以觀察到，Mg2Si相特征峰清晰可見且沒有明顯的Si相特征峰存在，說明熔煉Mg、Si成功地制得Mg2Si增強相。分析譜圖2(b)可知，雖然TiB2相的特征主峰(2θ=44.5°)被Al峰覆蓋，但TiB2相的諸多其他特征峰(如2θ=27°、34°、62°等)清晰可見,說明混合鹽反應(yīng)成功地生成了TiB2相。同樣在譜圖2(c)中，混雜試驗制得的復(fù)合材料中TiB2相和Mg2Si相的特征峰都清晰可見，使用熔鑄法進行混雜顆粒的制備十分成功。而在TiB2/Al及TiB2+Mg2Si/Al復(fù)合材料的XRD圖譜中都沒有發(fā)現(xiàn)明顯存在的Al3Ti相和AlB2相的特征峰，說明同樣成功地規(guī)避了這兩種常見的中間產(chǎn)物的大量生成。

3.1.2 3種Al基復(fù)合材料的顯微組織分析

圖3為本試驗制得的TiB2/Al復(fù)合材料的顯微組織。由圖3(a)可以觀察到，復(fù)合材料金相組織中沒有大型顆粒團聚，只有少量尺寸50 μm以下的顆粒團聚。由圖3(a)和(b)可以觀察到，復(fù)合材料中顆粒大量均勻地分布在晶界區(qū)域。表明本試驗復(fù)合材料的凝固過程中，大部分TiB2顆粒被合金凝固時的固-液前沿排斥，并最終被推移到晶界區(qū)域。由圖3(c)可以觀察到，復(fù)合材料晶界區(qū)域附近α-Al晶粒一側(cè)同樣可以觀察到一些散布的顆粒，這些顆粒的尺寸大多小于500 nm，和鋁基體結(jié)合很好，是良好的Orowan強化顆粒相,說明一部分TiB2顆粒能夠被凝固過程中的合金固-液前沿捕捉的現(xiàn)象依舊存在。

圖3 TiB2/Al復(fù)合材料顯微組織

圖4為制得的Mg2Si/Al復(fù)合材料的顯微組織?？梢杂^察到，Mg2Si相均勻地分布在復(fù)合材料基體之中。分布在晶界區(qū)域的Mg2Si相為典型的亞共晶組織，基體中沒有孤立存在的大尺寸共晶團。由圖4(b)可以觀察到，Mg2Si共晶相呈典型的漢字狀結(jié)構(gòu)，基體中的Mg2Si共晶胞尺寸可大至50 μm以上。

圖5為Al-Mg2Si偽二元系相圖[15]，偽共晶點是13.9% Mg2Si。由純Al的密度2.7 g/cm3,Mg2Si的密度1.99 g/cm3,換算可得體積分數(shù)10%Mg2Si的質(zhì)量分數(shù)約為7.6%。由圖5可知此含量的Mg2Si相處于亞共晶區(qū)間，即圖4是亞共晶合金組織。

圖6為制得的TiB2+Mg2Si /Al復(fù)合材料的顯微組織。TiB2顆粒與Mg2Si相實現(xiàn)混雜增強之后，復(fù)合材料組織較之前的單相增強復(fù)合材料組織產(chǎn)生較大的變化。由圖6(a)可知，復(fù)合材料的金相組織更類似之前TiB2/Al 復(fù)合材料的金相組織，增強相均勻地分布在晶界區(qū)域，基體中觀察不到單獨存在的大型團聚。但晶界區(qū)域分布的增強相較TiB2/Al 復(fù)合材料中的顆粒分布有明顯的寬化。由圖6(b)可觀察到，晶界處難以觀察到典型的Mg2Si亞共晶漢字狀組織。而由圖6(c)可以進一步確定，混雜之后的復(fù)合材料中Mg2Si的典型漢字狀結(jié)構(gòu)已經(jīng)發(fā)生明顯改變。Mg2Si相的共晶胞發(fā)生明顯的細化，由之前50 μm以上大尺寸細化至尺寸大多在10 μm左右。共晶胞中的Mg2Si相也由之前典型的漢字狀結(jié)構(gòu)轉(zhuǎn)變成短棒狀結(jié)構(gòu)，其尺寸也明顯地細化至1～5 μm。混雜復(fù)合材料中的TiB2顆粒同樣大量分布在晶界區(qū)域，只是由之前單純的顆粒聚集轉(zhuǎn)變成與Mg2Si相交織分布。這種交織分布使得晶界區(qū)域分布的TiB2顆粒無論是聚集還是小型的團聚都呈現(xiàn)一種被共晶形態(tài)的Mg2Si相分割的狀態(tài)。

(a)100X (b)400X

圖5 Al-Mg2Si偽二元系相圖[15]

3.2 混雜增強時TiB2與Mg2Si增強相分布相互優(yōu)化的機制

為了更好地觀察TiB2+Mg2Si/Al復(fù)合材料晶界區(qū)域的增強相分布， 對其進行了更大放大倍數(shù)的BSE組織分析，如圖7所示。

(a)400X金相組織 (b)1000X SEM組織 (c)3000X SEM組織

TiB2顆粒與Mg2Si相呈一種互相優(yōu)化分布的狀態(tài)。明顯細化的Mg2Si相共晶組織中，各個短棒狀的Mg2Si相分散分布在晶界區(qū)域。TiB2顆粒在晶界處聚集的狀態(tài)被Mg2Si相共晶組織分割的現(xiàn)象得到進一步確認。同時在Mg2Si相共晶組織的間隙中可以觀察到許多散布的TiB2顆粒，這些顆粒尺寸細小，多小于400 nm。值得強調(diào)的是，觀察到TiB2顆粒被Mg2Si相捕捉的現(xiàn)象。在圖7中標識的A區(qū)域里可以明顯觀察到TiB2顆粒直接嵌在Mg2Si相共晶組織中。而在圖7中標識的B區(qū)域里又可以明顯觀察到TiB2顆粒以一個統(tǒng)一的方向插入Mg2Si相共晶組織邊界。這兩種現(xiàn)象都是在凝固過程中Mg2Si相共晶組織能夠捕捉TiB2顆粒的有力證據(jù)。

根據(jù)以上結(jié)果分析認為，TiB2+Mg2Si/Al復(fù)合材料中兩種增強相不僅僅是簡單的機械混合，二者之間存在相互優(yōu)化分布的效果?，F(xiàn)對這種優(yōu)化效果進行機制分析。在合金凝固過程中，兩種異質(zhì)相是否潤濕往往由于界面能及潤濕角難以測量而采用界面共格程度來界定，而共格對應(yīng)關(guān)系可以用點陣失配度δ來衡量。根據(jù)Turnbull-Vonnegut公式[16]，有式中，as和ac分別為基質(zhì)相和結(jié)晶相各自晶面在沒有晶格畸變情況下的原子間距。

圖7 TiB2+Mg2Si/Al復(fù)合材料BSE組織

(5)

當δ≤5%時，兩相界面原子排列方式相似，這樣形成的界面被稱為完全共格，其界面能低，基質(zhì)相對于結(jié)晶相來說有很強的異質(zhì)形核作用。當5%≤δ≤25%時，界面兩側(cè)的原子往往只能引入位錯來形成半共格界面，其界面能稍高，基質(zhì)相對于結(jié)晶相來說只有一定的異質(zhì)形核作用。當δ≥25%時，界面兩側(cè)的原子排列無對應(yīng)關(guān)系，這樣形成的界面被稱為非共格界面。其界面能很高，基質(zhì)相對于結(jié)晶相來說只有很弱的異質(zhì)形核作用，或完全沒有異質(zhì)形核能力。

但Turnbull-Vonnegut公式只適用于基質(zhì)相和結(jié)晶相屬于同樣晶胞結(jié)構(gòu)的情況。本試驗中的兩種增強相，TiB2相的晶體結(jié)構(gòu)屬于六方晶系，晶格常數(shù)為a=b=3.028?，c=3.228?。Mg2Si相的晶體結(jié)構(gòu)屬于面心立方晶系，晶格常數(shù)為a=b=c=6.351?。兩種增強相晶面上原子排列的方式不同，Turnbull-Vonnegut公式并不適用[17]，因此引入了修正之后的公式[17]：

(6)

式中：(h k l)s為基質(zhì)相的任意晶面；[u v w]s為晶面(h k l)s上的任意晶向；(h k l)n為結(jié)晶相的任意晶面；[u v w]n為晶面(h k l)n上的任意晶向；d[u v w]s為基質(zhì)相晶面(h k l)s上沿[u v w]s晶向上的原子間距；d[u v w]n為結(jié)晶相晶面(h k l)n上沿[u v w]n晶向上的原子間距；θ為晶向[u v w]s和晶向[u v w]n之間的夾角。通過選擇與計算得知，TiB2相的(0 0 1)晶面和Mg2Si相的(2 0 0)晶面可以形成共格關(guān)系，其δ最小可至4.64%。因此TiB2顆?？勺鳛镸g2Si相凝固時的有效異質(zhì)形核基體。

在Mg2Si/Al復(fù)合材料的凝固過程中，Al基體首先形核凝固，只有當熔體達到共晶反應(yīng)溫度以下時(參見圖5)，Mg2Si相才開始通過共晶反應(yīng)在剩余的液相中反應(yīng)析出。因為熔體中沒有其他可以作為Mg2Si相異質(zhì)形核基體的物質(zhì)，Mg2Si相能夠生長成尺寸較大枝晶發(fā)達的共晶組織，并且最終形成之前提及的尺寸較大的漢字狀共晶胞。而在TiB2+Mg2Si/Al復(fù)合材料的凝固過程中，因為TiB2顆粒的存在而使得Mg2Si相的凝固行為發(fā)生巨大的變化。首先，TiB2顆粒在復(fù)合材料凝固之前就已大量均勻分布在熔體之中。而因為大部分TiB2顆粒會在復(fù)合材料凝固時被固-液凝固前沿排斥和推移[18]，使得TiB2顆粒在凝固過程中大量富集在剩余液相之中。當Mg2Si相的共晶生長開始時，剩余液相中的大量TiB2顆粒能夠作為Mg2Si相的異質(zhì)形核核心從而大大地促進Mg2Si相的形核生長。同時TiB2顆粒是均勻分布在整個熔體之中，使得此時的Mg2Si相不同于在Mg2Si/Al復(fù)合材料的凝固過程中首先析出于濃度較高的區(qū)域，而是在整個熔體中開始均勻析出。這種在整個熔體中均勻凝固析出的行為，不僅使得Mg2Si相共晶組織在基體凝固完成之后分布得更加均勻，同時還因為Mg2Si相含量一定而使得復(fù)合材料凝固之后基體中的共晶組織獲得更加細小的共晶胞。而在大量TiB2顆粒的異質(zhì)形核作用下，生成的Mg2Si共晶相也得到明顯的細化。

在TiB2/Al復(fù)合材料的凝固過程中，大部分TiB2顆粒會在復(fù)合材料凝固時被固-液凝固前沿排斥推移[19-20]。隨著凝固過程接近后期，晶界區(qū)域開始逐漸形成，大量TiB2顆粒被推移至晶界區(qū)域。此時的剩余液相是不含其他元素的純Al液，所以直至凝固完成，TiB2顆粒都一直被固-液凝固前沿推移而在晶界處形成顆粒聚集。在TiB2+Mg2Si/Al復(fù)合材料的凝固過程中，Mg2Si相的共晶生長因為其較低的共晶反應(yīng)溫度(見圖5)而開始于復(fù)合材料凝固過程后期。復(fù)合材料進入凝固后期時，與TiB2/Al復(fù)合材料一樣，大量TiB2顆粒已被推移至剩余液相也就是逐漸形成的晶界區(qū)域中。之前提及TiB2顆粒可作為Mg2Si相的有效異質(zhì)形核基體，同時也就說明Mg2Si固相能夠很好地潤濕TiB2顆粒。所以，不同于基體凝固時α-Al對TiB2顆粒多為排斥推移，Mg2Si相凝固時能夠有效地捕捉TiB2顆粒。當復(fù)合材料凝固完成之后，被捕捉的TiB2顆粒多分布在Mg2Si共晶相內(nèi)部或邊界處，而沒有被捕捉的TiB2顆粒則多分布在Mg2Si共晶相形成的間隙處的基體中。這樣兩種不同的分布狀態(tài)使得TiB2顆粒在晶界處的聚集被Mg2Si共晶相有效分割開來。

綜上所述，在TiB2+Mg2Si/Al復(fù)合材料的凝固過程中，TiB2顆粒能夠有效地均勻化Mg2Si相的分布并有效地細化其共晶組織，同時Mg2Si相能夠有效地分割TiB2顆粒在晶界區(qū)域的聚集，而且這兩種優(yōu)化作用是互相促進的。正是在這種相互促進的優(yōu)化作用下，本試驗制得了增強顆粒均勻分布、增強相均勻細小的TiB2+Mg2Si/Al復(fù)合材料。

3.3 TiB2+Mg2Si混雜增強Al基復(fù)合材料的力學(xué)性能

圖8為本試驗制備的各復(fù)合材料及基體合金的鑄態(tài)室溫力學(xué)性能測試結(jié)果?？芍?，TiB2增強顆粒對純Al基體具有十分有效的強化作用，TiB2/Al復(fù)合材料的屈服強度和抗拉強度分別為75 MPa和150 MPa，較純Al基體(分別為45 MPa和68 MPa)分別提升了67%和120%。但TiB2/Al復(fù)合材料的斷裂伸長率為16.5%，較純Al基體則明顯下降。Mg2Si/Al復(fù)合材料的屈服強度和抗拉強度分別為115 MPa和201 MPa，較純Al基體分別提升了156%和196%，但Mg2Si /Al復(fù)合材料基本失去了韌性，伸長率僅為0.65%。TiB2+Mg2Si/Al復(fù)合材料的屈服強度和抗拉強度分別為141 MPa和217 MPa，較純Al基體則分別提升了213%和219%。TiB2+Mg2Si/Al復(fù)合材料的韌性較Mg2Si/Al復(fù)合材料有所回升，達到2.45%，但回升幅度很小。此外，TiB2+Mg2Si/Al的屈服強度和抗拉強度較TiB2/Al也分別提升了88%和45%。

圖8 各復(fù)合材料及基體合金的鑄態(tài)室溫力學(xué)性能

現(xiàn)將TiB2+Mg2Si/Al復(fù)合材料與純Al基體進行對比分析復(fù)合材料屈服強度得到明顯提升的機制。首先，TiB2顆粒和Mg2Si相在受力過程中在載荷傳遞機制的作用下直接分擔載荷提升了復(fù)合材料屈服強度。純Al基體的鑄態(tài)晶粒尺寸大多在200 μm以上。而TiB2+Mg2Si/Al復(fù)合材料由前文列出的試驗結(jié)果可知其晶粒尺寸大多在30～40 μm，晶粒較純Al基體有明顯的細化。有效晶粒細化帶來的細晶強化作用是復(fù)合材料屈服強度得到提升的一部份原因?；w中散布的TiB2顆粒尺寸多在400 nm以下且與基體結(jié)合良好，是良好的Orowan強化相。這些增強顆粒能夠帶來有效的Orowan強化作用，有效提升復(fù)合材料屈服強度。Mg2Si共晶相由于其形貌以及過大的尺寸并不能作為合適的Orowan強化相；但其本身與純Al基體較大的熱膨脹系數(shù)差異使得凝固之后的Mg2Si相能夠帶來明顯的熱膨脹配錯強化作用，提升復(fù)合材料的屈服強度，并且晶界處的Mg2Si共晶組織打散了TiB2顆粒的聚集，一定程度增大了TiB2顆粒與純Al基體的界面。這樣使分布在晶界區(qū)域的TiB2顆粒帶來的熱膨脹配錯強化作用也得到增強。在這多種機制的協(xié)同作用下，TiB2+Mg2Si/Al復(fù)合材料獲得了提升十分明顯的屈服強度。

TiB2/Al復(fù)合材料較純Al基體屈服強度和抗拉強度提升的機制與TiB2+Mg2Si/Al復(fù)合材料類似，但TiB2/Al復(fù)合材料中沒有Mg2Si相，增強相體積分數(shù)較低，同時沒有Mg2Si相與TiB2顆粒的相互優(yōu)化也使得TiB2/Al復(fù)合材料晶界區(qū)域的顆粒聚集無法被打散[21]；因此，TiB2/Al復(fù)合材料相較于TiB2+Mg2Si/Al復(fù)合材料所獲得的Orowan強化、載荷傳遞強化、熱膨脹配錯強化、晶界強化等強化作用要少，其屈服強度與抗拉強度提升的幅度也不如TiB2+Mg2Si/Al復(fù)合材料大。就Mg2Si/Al復(fù)合材料而言，Mg2Si共晶相能直接阻礙位錯的移動，并且能夠提供有效的熱膨脹配錯強化作用，使得復(fù)合材料屈服強度明顯提升；但Mg2Si單相增強基體時沒有TiB2顆粒與Mg2Si相的相互優(yōu)化和混合鹽反應(yīng)法制備TiB2顆粒時帶來的晶粒細化作用，Mg2Si/Al復(fù)合材料中晶粒更大，Mg2Si相的共晶胞也更大且分布不均勻，因此Mg2Si/Al復(fù)合材料的屈服強度要低于TiB2+Mg2Si/Al復(fù)合材料。

4 結(jié)論

1)結(jié)合混合鹽反應(yīng)法與熔鑄法制備出體積分數(shù)5%TiB2+10%Mg2Si/Al的復(fù)合材料，成功避免中間相Al3Ti和AlB2的大量生成。TiB2顆粒與Mg2Si相均勻地分布在復(fù)合材料基體晶界區(qū)域，TiB2顆粒尺寸多在400 nm以下。

2)TiB2顆粒與Mg2Si相的混雜原位生成帶來明顯的增強相分布優(yōu)化。在晶界區(qū)域聚集的TiB2顆粒被Mg2Si相打散。Mg2Si共晶胞得到細化并在基體中均勻分布， Mg2Si尺寸從50 μm細化至10 μm以下。復(fù)合材料的晶粒也得到明顯細化。

3)TiB2顆粒與Mg2Si相的相互優(yōu)化機制為，TiB2顆粒能夠作為Mg2Si共晶相的優(yōu)質(zhì)異質(zhì)形核基底，從而有效地細化并均勻化Mg2Si相。Mg2Si相的析出減少了TiB2顆粒在晶界團聚的傾向。

4)TiB2+Mg2Si/Al復(fù)合材料的鑄態(tài)屈服強度和抗拉強度較純Al鑄件分別提升了213%和219%，較TiB2/Al復(fù)合材料分別提升了88%和45%。

校友作者介紹

吳樹森(1961—)，男，重慶人，西華大學(xué)(原成都農(nóng)機學(xué)院鑄造專業(yè))1978級本科生。1986年獲華中工學(xué)院(現(xiàn)華中科技大學(xué))碩士學(xué)位后留校任教至今，其間，1995-1997年留學(xué)日本，1998年3月獲早稻田大學(xué)博士學(xué)位。兼任湖北省鑄造學(xué)會理事長，中國鑄造學(xué)會理事等職務(wù)。

主持完成了國家863計劃項目、國家自然科學(xué)基金項目、國家973項目子課題、國家數(shù)控重大科技專項子課題、國家強基工程項目等十余項，獲得2017年湖北省科技進步一等獎1項。主編國家級規(guī)劃教材2本，專著2部，在國內(nèi)外核心刊物上發(fā)表論文200多篇。擔任China Foundry、《鑄造》《特種鑄造及有色合金》等雜志編委，擔任Corrosion Science、Journal of Alloys and Compounds、Materials and Design、Materials Science and Engineering A等多種國際刊物審稿人。