盧 超，張 傲，楊 智，劉 佳，安旭光，孔清泉，馮 威，徐志平

（1.成都大學機械工程學院,四川 成都 610106；2.四川省粉末冶金工程技術(shù)研究中心,四川 成都 610106）

0 引言

作為一種金屬基復合材料，鋁基復合材料因在輕金屬鋁基體中引入增強體而具有密度小、比強度及比模量高、熱膨脹系數(shù)低、耐疲勞、耐磨損、抗腐蝕等特點，在航空、航天、電子、汽車等工業(yè)領(lǐng)域展現(xiàn)出巨大的應(yīng)用潛力[1?2]。鋁基復合材料增強體主要有Al2O3[2?3]、碳纖維[4?5]、石墨烯[6?7]、SiC[8?9]、TiC[10?11]、TiB2[12?13]，此外還出現(xiàn)了金屬玻璃[14?15]、高熵合金[16?17]、玄武巖[18]等作為增強體的相關(guān)報道。與其它增強體相比，TiB2不僅具有高強度、高硬度等特點，還兼具優(yōu)良的金屬相容性及抗腐蝕耐磨性，能有效實現(xiàn)鋁基金屬材料的增強增韌。因此，TiB2顆粒增強鋁基復合材料的研究成為了近些年該領(lǐng)域關(guān)注的熱點[19?20]。如Mozammil 等[21]研究發(fā)現(xiàn)，TiB2原位增強鋁基合金Al-4.5%Cu-xTiB2(x=3%，6%，9%,12%)的硬度、屈服強度、拉伸強度和伸長率均優(yōu)于Al-4.5%Cu 合金；Dipankar 等[22]發(fā)現(xiàn)，TiB2顆粒增強鋁基復合材料Al2024-xTiB2(x=3%，6%,9%)比Al2024 合金具有更低的摩擦系數(shù)和磨損率，其耐磨性更佳；Yang 等[23]利用TiB2顆粒對鋁基合金Al-Zn-Mg-Cu 進行彌散強化，所制備納米復合材料的彈性模量、屈服強度及拉伸強度均有著較大提升。

在TiB2/Al 復合材料的制備過程中，尺寸小至納米級的TiB2顆粒由于受高的表面能、靜電吸引力或氫鍵/化學鍵作用而發(fā)生團聚，導致其無法在Al基體中均勻分散，不利于復合材料性能的提升。從這個角度考慮，以微米級TiB2顆粒作為純Al 基體的增強體是一種較好的選擇。粉末冶金法是制備金屬基復合材料的傳統(tǒng)技術(shù)，通過將基體和增強體按比例均勻混合，再經(jīng)過成型和燒結(jié)工藝制備出所需的復合材料。作為一種新興的燒結(jié)技術(shù)，放電等離子燒結(jié)工藝是在外加壓力作用下實現(xiàn)樣品的均勻加熱和快速致密化，可有效抑制晶粒生長，具有升溫速率快、燒結(jié)溫度低、燒結(jié)時間短、樣品致密度高等特點[24?25]。對于這種先進的粉末成型及燒結(jié)工藝而言，燒結(jié)溫度對材料的力學性能起著關(guān)鍵性作用。鑒于此，筆者以微米級TiB2顆粒為增強體、微米級高純Al 粉為基體，結(jié)合粉末冶金工藝和放電等離子燒結(jié)技術(shù)制備TiB2/Al 復合材料，研究燒結(jié)過程中熱壓燒結(jié)溫度對復合材料的物相組成、致密度、顯微硬度、斷口形貌以及室溫拉伸/壓縮性能的影響。

1 試驗材料及方法

1.1 試樣制備

本試驗所使用的原料為北京易金新材料科技有限公司提供的高純霧化鋁粉（Al，純度>99.9%，粒度為50 μm）、丹東日進科技有限公司采用碳熱還原法生產(chǎn)的二硼化鈦粉（TiB2，純度>98%，粒度為10～15 μm）。粉末冶金法制備TiB2/Al 復合材料的過程中，為了使TiB2在Al 粉基體中分散均勻并實現(xiàn)理想的增強改性效果，通過文獻調(diào)研分析，將Al 粉和TiB2粉的質(zhì)量比設(shè)定為Al∶TiB2=97∶3。先將稱量好的兩種粉體在不銹鋼球磨罐中攪拌混合，然后在行星球磨機上進行高速球磨，以不銹鋼球為球磨介質(zhì)，所用球料比為10∶1，球磨時間為16 h，球磨轉(zhuǎn)速為300 r/min。高速球磨過程中，為了防止Al 粉發(fā)生冷焊和團聚，在球磨罐中加入5 %的無水乙醇作為冷卻劑和分散劑。同時，在球磨罐中充滿氬氣以防止溫度過高引起Al 粉氧化。待粉體完全冷卻后，將球磨后的粉體裝入腔體內(nèi)徑為20 mm 的石墨模具中進行預壓坯成型，再利用日本Sinter Land 公司的LABOX-350 型放電等離子燒結(jié)裝置對坯體進行放電等離子真空熱壓燒結(jié)，升溫速率為100 ℃/min，軸向壓力設(shè)為30 MPa，保溫時間為15 min。待真空燒結(jié)室冷卻后，得到圓柱形的TiB2/Al 復合材料樣品。真空熱壓條件下，由于Al 粉達到快速致密化燒結(jié)所需的溫度比傳統(tǒng)燒結(jié)溫度低，再結(jié)合金屬鋁的熔點（660 ℃），本試驗將熱壓燒結(jié)溫度分別設(shè)置為500、525 ℃和550 ℃。

1.2 測試表征

圓柱塊體樣品經(jīng)砂紙拋光打磨后，采用標準阿基米德排水法測量樣品密度并計算出致密度；用Zwick 維氏硬度計測試樣品的顯微硬度，加載載荷為10 kg，保載時間為15 s，每個樣品的硬度值取6個壓痕的平均值；將燒結(jié)樣品沿熱壓方向線切割成?3 mm×8 mm 的圓柱體，用于室溫壓縮性能測試；測試樣品的室溫拉伸性能時，將樣品線切割加工成啞鈴狀，試樣的形狀和尺寸如圖1 所示。采用萬能試驗機進行壓縮試驗和拉伸試驗，加載速率為0.5 mm/min。采用DX-2 700 B 型X 射線衍射儀（XRD,丹東浩元儀器有限公司）對圓柱體樣品進行物相分析，所用Cu 靶Kα 射線源波長為0.154 1 nm，工作電壓為40 kV，電流為30 mA，掃描步長為0.02°。采用Apreo 2C 型掃描電子顯微鏡（SEM，Thermo Scientific）觀察拉伸試樣的斷面形貌。

圖1 拉伸試樣的形狀與尺寸Fig.1 Shape and dimension of tensile samples

2 試驗結(jié)果與討論

2.1 TiB2/Al 復合材料的物相分析

圖2 為不同放電等離子燒結(jié)溫度下所得TiB2/Al 復合材料的X 射線衍射圖譜。通過對照PDF 卡片可以發(fā)現(xiàn)，XRD 圖譜中2θ在38.5°、44.7°、65.1°、78.2°和82.4°的位置處出現(xiàn)的特征衍射峰與面心立方α-Al 的標準PDF（#65-2869）相吻合，而在2θ為27.6°、34.1°、57.0°處出現(xiàn)的弱衍射峰分別對應(yīng)密排六方結(jié)構(gòu)TiB2的（001）、（100）和（002）晶面。可以看出TiB2/Al 復合材料中主要包含α-Al 相和TiB2相，除了上述兩種物質(zhì)，復合材料中并未出現(xiàn)其它析出相（如金屬間化合物Al3Ti 脆性相），說明TiB2顆粒和Al 基體在熱壓燒結(jié)過程中沒有發(fā)生反應(yīng)形成新的相，有利于TiB2和Al 之間形成良好的界面結(jié)合。這充分體現(xiàn)了放電等離子燒結(jié)工藝在制備金屬基復合材料過程中燒結(jié)溫度低、保溫時間短的優(yōu)勢。進一步仔細觀察可發(fā)現(xiàn)，隨著熱壓燒結(jié)溫度的升高，樣品中Al 基體相的衍射峰強度隨之增強，其中525 ℃的衍射峰強度最高；當溫度高于525℃時，XRD 圖譜中開始出現(xiàn)明顯的TiB2的特征衍射峰，說明在外部軸向壓力作用下，過高的燒結(jié)溫度將促使TiB2相從復合材料中析出。

圖2 TiB2/Al 復合材料的XRD 圖譜Fig.2 XRD patterns of TiB2/Al composites

2.2 TiB2/Al 復合材料的致密度及硬度分析

放電等離子燒結(jié)TiB2/Al 復合材料塊體的致密度和硬度如圖3 所示。從圖3 可以看出，三個樣品的致密度均高于95%，且隨著熱壓燒結(jié)溫度的升高呈現(xiàn)出先增大后減小的趨勢，其中525 ℃時樣品的致密度最高（98.57%）。放電等離子燒結(jié)過程中，在外部軸向壓力的持續(xù)作用下，硬質(zhì)TiB2增強相顆粒與軟質(zhì)Al 基體顆粒之間的距離不斷縮小，直至形成緊密接觸，此時顆粒間的接觸電阻變小，較強的脈沖電流經(jīng)過顆粒時產(chǎn)生的放電等離子體可在短時間內(nèi)產(chǎn)生大量焦耳熱，瞬時高溫使金屬Al 粉局部熔融形成液相，并快速填充Al 粉顆粒與TiB2顆粒之間的空隙，實現(xiàn)兩者之間高強度的冶金結(jié)合，顯著提升復合材料的致密度。燒結(jié)溫度較低時，Al 基體中的熔融液相量較少，固相顆粒原子的遷移擴散較慢，TiB2顆粒與Al 基體之間的潤濕性差，兩者結(jié)合不夠緊密而存在空隙，因此樣品致密度不高；當燒結(jié)溫度偏高時，低熔點金屬Al 粉在軸向壓力作用下熔融形成大量液相，Al 液在凝固過程中收縮產(chǎn)生的孔洞缺陷導致復合材料的致密度降低。分析認為，復合材料的顯微硬度主要取決于其晶粒大小和致密度[26]。由于放電等離子燒結(jié)工藝具有升溫速率快、燒結(jié)時間短的特性，燒結(jié)體在致密化過程中晶粒來不及長大即進入快速冷卻階段，晶粒能基本保持初始尺寸不變，故TiB2/Al 復合材料燒結(jié)體的硬度主要與其致密度有關(guān)，致密度越高其硬度越大。由圖3 可以看出，525 ℃燒結(jié)溫度下樣品的顯微硬度（HV）最大，達到49.83。

圖3 TiB2/Al 復合材料的致密度和維氏硬度Fig.3 Density and Vickers hardness of TiB2/Al composites

2.3 TiB2/Al 復合材料的拉伸與壓縮性能分析

圖4 為不同熱壓燒結(jié)溫度下所制備TiB2/Al 復合材料的室溫拉伸性能。從拉伸應(yīng)力?應(yīng)變曲線可以看出，525 ℃燒結(jié)試樣的極限抗拉強度值最高，達到84.9 MPa，比500 ℃熱壓燒結(jié)試樣（48.6 MPa）和550 ℃熱壓燒結(jié)試樣（58.3 MPa）的拉伸強度分別高出74.7%和45.7%。金屬基復合材料的拉伸強度與基體/增強體的界面結(jié)合強度相關(guān)，當TiB2顆粒與Al 基體形成較強的結(jié)合界面時，試樣在拉伸過程中高比強度、高比模量的TiB2顆?？捎行ё璧KAl 基體中位錯的滑移，且彌散分布的TiB2顆?？沙惺蹵l 基體傳遞過來的部分載荷，可起到延緩應(yīng)力集中、減輕應(yīng)變局域化的作用，這對于提升復合材料的拉伸強度十分有利；此外，Al 基體中均勻分布的溶質(zhì)原子偏聚于TiB2/Al 界面處的位錯周圍，可促進柯氏氣團的形成[27]，其對位錯的釘扎進一步增大了位錯運動的阻力，提高了試樣抵抗拉伸變形的能力。500 ℃熱壓燒結(jié)時，復合材料中熔融形成的Al 液量偏少，無法使Al 基體與TiB2顆粒充分浸潤形成高強度結(jié)合界面，TiB2顆粒不能有效阻止基體中位錯的移動，界面處形成的空隙成為裂紋源，在應(yīng)力作用下裂紋迅速擴展導致試樣斷裂，故其極限拉伸強度較小；熱壓燒結(jié)溫度過高時（550 ℃），復合材料中產(chǎn)生的過量Al 液在冷卻過程中收縮形成微孔，削弱了TiB2顆粒與Al 基體界面的結(jié)合，在外部載荷作用下可加劇界面處裂紋的萌生與擴展，導致試樣的抗拉性能下降。從圖4 還可以看出，試樣的拉伸應(yīng)變與其強度呈倒置關(guān)系，即拉伸強度越大的試樣，其延伸率越小。與500 ℃燒結(jié)試樣的拉伸應(yīng)變（3.96%）相比，525 ℃和550 ℃燒結(jié)樣品的拉伸應(yīng)變分別為2.72%和3.07%。

圖4 TiB2/Al 復合材料的拉伸應(yīng)力-應(yīng)變曲線Fig.4 Tensile stress-strain curves of TiB2/Al composites

圖5 為TiB2/Al 復合材料的室溫拉伸斷口形貌。由圖5 （a）可以看出，500 ℃熱壓燒結(jié)試樣的拉伸斷口呈現(xiàn)典型的層狀解理特征，斷口較為平整，沒有出現(xiàn)明顯的韌窩，說明試樣在拉伸過程中的斷裂模式不屬于韌性斷裂；當燒結(jié)溫度升高到525 ℃（見圖5 （b）），試樣的解理層斷口變厚，斷面平整度有所降低，這是由于熱壓燒結(jié)過程中形成的適量Al 液使TiB2顆粒與Al 基體形成更緊密的冶金結(jié)合，試樣的抗拉強度增加，增強體/基體結(jié)合界面需承受更大的拉伸應(yīng)力才能發(fā)生斷裂，使得斷口變得凹凸不平；燒結(jié)溫度為550 ℃，試樣斷口的層狀解理幾乎消失，試樣內(nèi)部出現(xiàn)了部分孔洞，此缺陷可誘導微裂紋的萌生與擴展，引起應(yīng)力集中并使試樣發(fā)生斷裂，這從圖5（c）中橢圓形虛線區(qū)出現(xiàn)的穿晶斷裂現(xiàn)象也能得到證實。

圖5 不同燒結(jié)溫度獲得TiB2/Al 復合材料的拉伸斷口形貌Fig.5 Tensile fracture morphology of TiB2/Al composites sintered at different temperatures

TiB2/Al 復合材料的壓縮應(yīng)力?應(yīng)變曲線如圖6所示。從圖6 可以看出，熱壓燒結(jié)溫度為500 ℃時，塊體試樣的極限抗壓強度和壓縮應(yīng)變分別為241.6 MPa 和42.9%；燒結(jié)溫度增加至525 ℃時，試樣的抗壓強度提升至265.1 MPa，壓縮應(yīng)變減小至36.8%；當溫度達到550 ℃時，試樣的抗壓強度減小至246.4 MPa，壓縮應(yīng)變?yōu)?7.9%。試樣在壓縮過程中，材料組織內(nèi)部彌散分布的TiB2粒子對位錯和晶界的釘扎效應(yīng)有利于提高材料的抗壓強度[28]。當熱壓燒結(jié)溫度偏低或過高時，材料組織內(nèi)部存在的孔隙等缺陷可加速裂紋的形成及擴展，削弱TiB2粒子對晶界遷移和位錯運動的阻礙作用，導致試樣的抗壓縮性能下降。

圖6 TiB2/Al 復合材料的壓縮應(yīng)力-應(yīng)變曲線Fig.6 Compressive stress-strain curves of TiB2/Al composites

3 結(jié)論

1）采用機械球磨和放電等離子燒結(jié)技術(shù)制備的TiB2/Al 復合材料主要由Al 相和少量TiB2相組成，因放電等離子燒結(jié)工藝燒結(jié)溫度低、保溫時間短，復合材料中未出現(xiàn)脆性Al3Ti 等次生相。

2）隨著熱壓燒結(jié)溫度從500 ℃增加到550 ℃，TiB2/Al 復合材料的致密度、硬度、抗拉強度、抗壓強度均呈現(xiàn)先增大后減小的趨勢，當燒結(jié)溫度為525 ℃時，材料的致密度和顯微硬度（HV）均達到最大值（分別為98.57%和49.83），抗拉強度（84.9 MPa）和抗壓強度（265.1 MPa）均高于500 ℃和550 ℃熱壓燒結(jié)制備的試樣，但其伸長率和壓縮率最小。

3）熱壓燒結(jié)溫度過高，復合材料內(nèi)部產(chǎn)生孔洞，材料在拉伸過程中發(fā)生穿晶斷裂，適宜的燒結(jié)溫度可促進增強體TiB2與Al 基體形成良好的界面結(jié)合，有助于提升復合材料的拉伸/壓縮性能。

4）TiB2顆粒增強鋁基復合材料在汽車艦船、航空航天、電子通訊等領(lǐng)域具有廣泛的應(yīng)用前景。然而，鋁基復合材料的強韌性與其塑性、可加工性之間表現(xiàn)出的倒置矛盾關(guān)系成為了限制其發(fā)展的瓶頸。采用放電等離子燒結(jié)技術(shù)制備了微米級TiB2增強鋁基復合材料，筆者認為下一步工作可圍繞納米尺寸TiB2顆粒增強體在鋁基復合材料中的應(yīng)用展開研究。為了更好發(fā)揮納米TiB2顆粒的增強增韌效果，先要解決納米TiB2在鋁基體中的團聚問題，并對TiB2含量及燒結(jié)工藝進行優(yōu)化調(diào)控，以實現(xiàn)鋁基復合材料強塑性的協(xié)同提升，這將是今后工作的一個重點。