張 波 陳 偉 吳廣新

(1.貴陽產(chǎn)業(yè)技術研究院，貴州 貴陽 550081; 2.貴陽產(chǎn)業(yè)技術研究院有限公司，貴州 貴陽 550081;3.貴陽職業(yè)技術學院，貴州 貴陽 550082; 4.省部共建高品質(zhì)特殊鋼冶金與制備國家重點實驗室,上海 200444;5.上海市鋼鐵冶金新技術開發(fā)應用重點實驗室,上海 200444; 6.上海大學材料科學與工程學院,上海 200444)

SiC顆粒增強鋁基復合材料由于具有高比強度、高比剛度、耐磨、耐疲勞、低的熱膨脹系數(shù)及良好的熱穩(wěn)定性等優(yōu)異性能，在航空航天、汽車制造和電子器件等領域應用廣泛[1]。

目前制備金屬基復合材料的方法較多，有攪拌鑄造法、粉末冶金法、噴射沉積法、無壓浸滲法和壓力浸滲法等[2]。粉末冶金法制備過程繁瑣、生產(chǎn)成本高；噴射沉積法所需設備造價昂貴且制備的材料孔隙度較大；無壓浸滲法制備的材料易產(chǎn)生疏松和氣孔等缺陷；壓力浸滲法受設備限制，生產(chǎn)效率低[3-5]。

相比之下，攪拌鑄造法具有設備要求低、技術要求低和生產(chǎn)效率高等優(yōu)點，因而被廣泛應用。攪拌鑄造法是通過攪拌裝置旋轉將增強體材料加入到半固態(tài)或者液態(tài)的基體材料中，隨著不斷的攪拌使增強體和基體材料混合并均勻分散，最后澆鑄得到復合材料[6]。半固態(tài)-液態(tài)攪拌法是攪拌前期在基體合金半固態(tài)溫度下攪拌帶入顆粒，攪拌后期在液態(tài)溫度下攪拌使顆粒分布均勻并進行鑄造的方法。攪拌前期，基體合金處于液相線溫度和固相線溫度之間的半固態(tài)，具有較高的黏度，此時SiC顆粒被攪拌進入基體合金的固相金屬粒子之間，與基體金屬粒子相互碰撞、摩擦、剪切，從而促進SiC顆粒與基體合金的浸潤復合[7]。在攪拌后期，溫度升高到基體合金液相線之上，此時采用液態(tài)攪拌使SiC顆粒分散均勻。

在SiC/Al復合材料的制備過程中，SiC的預處理對鋁基復合材料的性能有重要影響。SiC顆粒增強體在鋁合金基體中的分布、形貌及其與基體的界面結合強度都直接影響材料的性能。工業(yè)生產(chǎn)的SiC顆粒表面富集較多雜質(zhì)，且表面棱角明顯，在復合材料中易因應力集中而產(chǎn)生裂紋，從而影響界面結合強度，因此在加入前需要對SiC顆粒進行預處理。相比其他表面處理方法，SiC顆粒高溫氧化處理是最為經(jīng)濟實用的方法[8]。高溫氧化處理后SiC顆粒表面生成一層氧化膜，阻礙了SiC顆粒與鋁液的直接接觸，避免反應生成Al4C3脆性相[9-10]。同時，氧化后SiC顆粒表面產(chǎn)生鈍化，避免鋒利的棱角在合金中成為裂紋形成點[11]。

Mg的添加也會影響鋁基復合材料的性能。Mg能改善SiC顆粒與鋁合金間的潤濕性，使SiC顆粒在鋁合金基體中均勻分布，并且適量的Mg能提高復合材料的硬度和耐磨性[12]。隨著鎂合金中Mg的質(zhì)量分數(shù)從0增加到8%，鋁合金越易浸潤，潤濕速度越快。當Mg的質(zhì)量分數(shù)高于8%時，SiC與Al合金熔體間的界面潤濕性變差[13]。

此外，SiC含量對鋁基復合材料的性能也有影響。冉娜等[14]利用粉末冶金法制備了SiC顆粒增強鋁基復合材料，發(fā)現(xiàn)材料的硬度與抗拉強度隨SiC顆粒含量的增加先升高后降低；當SiC顆粒的質(zhì)量分數(shù)為7%時，硬度和抗拉強度達到最大值。王成等[15]使用熱壓燒結和熱擠壓工藝制備了SiC顆粒增強鋁基復合材料，發(fā)現(xiàn)隨著SiC含量的增加，燒結態(tài)復合材料的抗拉強度升高，而擠壓態(tài)的抗拉強度稍有降低。Jain等[16]使用攪拌摩擦加工法制備了SiC顆粒增強AA5083表面復合材料，發(fā)現(xiàn)隨著SiC含量的增加，材料的硬度提升，磨損率顯著降低。但是，目前有關使用攪拌鑄造法制備SiC顆粒鋁基復合材料的研究還比較少。本文采用半固態(tài)-液態(tài)攪拌法制備了SiC顆粒增強鋁基復合材料，研究了SiC顆粒含量對鋁基復合材料組織及力學性能的影響。

1 試驗材料與方法

增強體選用平均粒度為38 μm的α-SiC顆粒，其質(zhì)量分數(shù)分別為0、5%、10%、15%和20%，基體為ZL109鋁合金。α-SiC顆粒經(jīng)過清洗、烘干并過篩后，進行氧化處理，氧化溫度為1 000 ℃，時間為5 h，氧化后再次過篩。將ZL109鋁合金加熱到780 ℃完全融化后，加入質(zhì)量分數(shù)為8%的純Mg，進行合金化處理。保溫一段時間后，稱取質(zhì)量分數(shù)為0.8%的C2Cl6用石墨鐘罩壓入合金內(nèi)，對合金進行除氣除渣精煉并扒渣。之后，在620 ℃保溫，邊攪拌邊加入經(jīng)400 ℃預熱的SiC進行半固態(tài)攪拌，并通入氬氣保護。攪拌速度為350 r/min，攪拌時間30 min，升溫至780 ℃保溫，然后再進行液態(tài)攪拌。攪拌速度為300 r/min，攪拌時間為40 min。攪拌后靜置5 min，之后用水冷銅坩堝澆鑄。

使用維氏硬度計測量鋁基復合材料的硬度，測5個點取平均值，試驗力為500 g，加載時間為15 s。使用MTS CMT 5205型萬能力學試驗機進行拉伸試驗，拉伸速率為1 mm/min。利用掃描電子顯微鏡(SEM)觀察材料的顯微組織，并進行能譜(EDS)分析。

2 試驗結果與分析

2.1 微觀結構

圖1為不同SiC含量鋁基復合材料的微觀結構。從圖1可以看出，隨著SiC添加量的增加，基體中SiC含量增加。當SiC的質(zhì)量分數(shù)為15%和20%時，SiC顆粒團聚嚴重。從團聚區(qū)域可以看出：SiC顆粒之間相互接觸，聚集在一起，只有少量基體合金滲入SiC顆粒間的空隙。

圖1 不同SiC含量的鋁基復合材料的微觀結構

圖2為基體合金的微觀結構，結合表1中各區(qū)域的點掃描結果可知，基體合金主要由鋁基體、AlMnFeSi相和AlSiMgO相組成。并且這些相在加入SiC后仍然存在。

表1 圖2中各區(qū)域點掃描結果(原子分數(shù))

圖2 合金基體的微觀結構

圖3為SiC質(zhì)量分數(shù)為5%的鋁基復合材料中SiC顆粒的SEM形貌及其面掃描結果。從圖3中可以發(fā)現(xiàn)，SiC顆粒主要由Si和C元素組成，在SiC顆粒邊緣發(fā)生了O和Mg元素的聚集。對圖3中2個位置進行點掃描，結果如表2所示?？梢姡c1處主要為SiC；點2處主要由Al、Mg、Si、O元素組成，沒有C元素，說明沒有產(chǎn)生Al4C3脆性相。在高溫熔體中，SiC顆粒界面處可能發(fā)生Mg元素聚集的反應有：

表2 圖3(a)中各位置點掃描結果(原子分數(shù))

圖3 SiC質(zhì)量分數(shù)為5%的鋁基復合材料中SiC顆粒的SEM形貌及C、O、Mg、Al和Si元素分布

SiO2+2Mg=2MgO+Si

(1)

2SiO2+2Al+Mg=MgAl2O4+2Si

(2)

Si+2Mg=Mg2Si

(3)

所以界面反應產(chǎn)物可能有MgO、MgAl2O4和Mg2Si。Mg元素的加入能夠極大地改善Al基體與SiC顆粒之間的潤濕性，降低復合材料的孔隙率。此外，相較于Al4C3相，含Mg相的界面結合性能更高[8,17]。

圖4為不同SiC含量的鋁基復合材料中SiC顆粒界面的線掃圖。當SiC質(zhì)量分數(shù)為5%、10%和15%時，SiC顆粒邊界發(fā)生了Mg元素的聚集，而當SiC質(zhì)量分數(shù)為20%時，Mg元素的聚集已經(jīng)不明顯，表明含Mg相減少。

圖4 不同SiC含量的鋁基復合材料中SiC顆粒的線掃描結果

2.2 力學性能

圖5為不同SiC含量的鋁基復合材料的硬度與抗拉強度。從圖5中可以看出，硬度和抗拉強度均隨著SiC顆粒含量的增加先升高后降低，在SiC質(zhì)量分數(shù)為10%時達到峰值。少量的SiC顆粒使鋁基復合材料的力學性能提高，這是SiC顆粒產(chǎn)生的位錯強化所致。SiC顆粒均勻分布，阻礙位錯運動，提升了材料的力學性能[18]。同時，少量SiC顆粒加入后，與基體反應生成界面結合良好的含Mg相界面產(chǎn)物。界面結合越好，載荷由基體傳遞到増強體越有效，阻礙位錯運動的強化作用越明顯。隨著SiC含量的增加，含Mg相界面產(chǎn)物減少，界面結合變差。這是由于隨著SiC含量的增加，Mg元素含量相對不足，不能充分與SiC顆粒發(fā)生界面反應。當SiC質(zhì)量分數(shù)達到15%時，SiC顆粒團聚嚴重，相互接觸，不能完全接觸基體合金，從而與基體的結合很差。界面結合差的鋁基復合材料在承受載荷時，界面處容易產(chǎn)生裂紋等缺陷，不能有效地傳遞載荷，降低了力學性能。

圖5 不同SiC含量的鋁基復合材料的硬度與抗拉強度

3 結論

(1)當SiC顆粒含量較少時，SiC顆粒均勻地分散在基體中；當其質(zhì)量分數(shù)達到15%時，SiC顆粒發(fā)生嚴重團聚。

(2)隨著SiC顆粒含量的增加，鋁基復合材料的硬度和抗拉強度先升高后降低。鋁基復合材料力學性能的提升是SiC顆粒的位錯強化所致。隨著SiC顆粒含量的增加，含Mg相界面產(chǎn)物減少，界面結合強度降低，并且SiC顆粒發(fā)生嚴重團聚，最終使鋁基復合材料的力學性能降低。