劉瑞峰，孫曉哲，李文輝，王顯，閆杰

1.太原理工大學(xué) 航空航天學(xué)院，晉中 030600

2.太原理工大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，太原 030024

SiC/Al 復(fù)合材料具有高比強度、高比剛度、抗疲勞、高導(dǎo)熱、低熱膨脹等優(yōu)勢特征［1］，已經(jīng)大量應(yīng)用于美國和歐洲的軍用飛機、武裝直升機的關(guān)鍵部件［2］。美國DWA 公司將AA6092/17.5SiCp 復(fù)合材料用于F-16 戰(zhàn)機的腹鰭，成功取代鋁合金，使其使用壽命提高了4 倍，大大節(jié)省了飛機的維護保養(yǎng)成本。法國Eurocopter 公司將15% SiCp/2009Al 復(fù)合材料鍛件應(yīng)用于EC-120 直升機旋翼連接件和NH90 的動環(huán)與不動環(huán)，首次實現(xiàn)了SiC/Al 復(fù)合材料在航空一級運動零件上的使用，構(gòu)件的疲勞強度比鋁合金提高了50%～70%，彈性模量提高了40%，重量比鈦合金大幅降低［3］。英國航天金屬基復(fù)合材料公司將高能球磨+粉末冶金法制備的碳化硅顆粒增強鋁基復(fù)合材料用于直升機旋翼系統(tǒng)連接用模鍛件，與鋁合金相比，構(gòu)件的剛度提高約30%，壽命提高約5%。中國從“十一五”期間持續(xù)開展SiC/Al 復(fù)合材料在航空領(lǐng)域的應(yīng)用開發(fā)，已實現(xiàn)了其在飛機部分主承力件的應(yīng)用，但與歐美發(fā)達國家相比仍有一定的差距，因此，進一步開發(fā)高性能SiC/Al 復(fù)合材料在航空領(lǐng)域的應(yīng)用具有廣闊的市場前景。

現(xiàn)階段，SiC/Al 復(fù)合材料的主要制備方法有鑄造法、半固態(tài)攪拌法、噴射沉積法、粉末冶金法等［4-8］。其中，鑄造法應(yīng)用最為廣泛，但是SiC 與Al 基體之間密度、熱膨脹系數(shù)等物理化學(xué)性質(zhì)相差較大，無法避免SiC 顆粒的上浮、聚集，且由于經(jīng)歷熔化-凝固，有害反應(yīng)產(chǎn)物較多，不利于材料整體性能的提升。與之相比，粉末冶金固相成型技術(shù)（選用放電等離子燒結(jié)技術(shù)）可在低于基體熔點的溫度下實現(xiàn)顆粒均勻分布，有害產(chǎn)物減少，與其他制備方法相比具有一定優(yōu)勢。

為進一步改善粉末冶金法復(fù)合材料內(nèi)部的顆粒分布均勻性，研究者通常對制備的復(fù)合材料進行擠壓、軋制等塑性加工，進一步細化基體組織并改善復(fù)合材料內(nèi)部的微觀缺陷，但是在變形過程中仍舊存在以下關(guān)鍵難題［9-10］：①SiC 顆粒與Al 基體之間熱膨脹系數(shù)及塑性變形能力相差較大，導(dǎo)致顆粒/基體界面處產(chǎn)生較大的殘余拉應(yīng)力和基體微裂紋等缺陷，后續(xù)材料服役過程中極易成為起裂部位；② 陶瓷顆粒的加入使得材料內(nèi)部異質(zhì)界面眾多，產(chǎn)生較多微間隙，嚴重降低復(fù)合材料的強度及塑性；③為削弱塑性變形后殘余拉應(yīng)力對材料力學(xué)性能的影響，復(fù)合材料在最終服役前須進行去應(yīng)力處理，工藝程序繁雜且應(yīng)力去除不徹底。

現(xiàn)階段，研究學(xué)者通常采用后熱處理技術(shù)對復(fù)合材料進行改性處理，即利用外部加熱方式對材料外部向芯部進行傳熱，以滿足組織改性的能量需求［11-13］。但為了使芯部組織達到所需改性溫度，只能在外部加載更高的溫度，“外熱-內(nèi)冷”的溫度分布導(dǎo)致復(fù)合材料的綜合力學(xué)性能無法均勻提高。與傳統(tǒng)熱處理相比，脈沖電流處理技術(shù)具有瞬時能量集中的自產(chǎn)熱效應(yīng)，對材料內(nèi)部的回復(fù)、再結(jié)晶凝固及相變行為產(chǎn)生直接作用，已被成功用于合金材料的改性并取得良好的效果［14-18］。脈沖電流對于材料的改性主要有熱效應(yīng)和非熱效應(yīng)兩方面。脈沖電流熱效應(yīng)主要由焦耳熱提供，在電流富集的裂紋處溫度迅速上升，該情況下裂紋與基體之間存在的巨大溫差會使裂紋處發(fā)生較大的熱膨脹，基體對裂紋處產(chǎn)生較大的壓應(yīng)力并使得裂紋發(fā)生愈合。脈沖電流的非熱效應(yīng)主要由電子風(fēng)力提供，電子風(fēng)力會使位錯產(chǎn)生定向移動并在裂紋處塞積成為形核點，從而降低再結(jié)晶形核的能量壁壘，促進裂紋處形成大量細小再結(jié)晶晶粒［19-20］。隨著脈沖頻率的增加，脈沖電流的熱效應(yīng)和非熱效應(yīng)作用愈發(fā)顯著。

對于金屬基復(fù)合材料而言，從能量角度出發(fā)，如若給予足夠的能量使得位錯能夠掙脫陶瓷顆粒、析出相、相界及晶界的釘扎作用，材料內(nèi)部會發(fā)生部分乃至完全再結(jié)晶，產(chǎn)生顯著晶粒細化、應(yīng)力去除，材料綜合力學(xué)性能便可得到提升。從脈沖電流頻率角度而言，高頻脈沖電流（5～50 000 kHz）具有特殊的趨膚、鄰近、介電和放電等效應(yīng)［21-22］，在保證電流能量密度達到改性要求的前提下，可利用高頻電流的微觀效應(yīng)使材料內(nèi)部的微間隙、微裂紋閉合［23-27］?，F(xiàn)階段，將高頻脈沖電流引入金屬基復(fù)合材料的改性研究仍鮮有報道。

以體積分數(shù)為5%的SiC/Al 復(fù)合材料為研究對象，首先選擇高頻脈沖電流作為改性技術(shù)，對復(fù)合材料的微觀組織演化及力學(xué)性能演變進行分析；同時，對復(fù)合材料內(nèi)部的微裂紋愈合機制進行探究；最后對復(fù)合材料的微納力學(xué)行為及拉伸性能進行測試，并對復(fù)合材料的斷裂機制進行研究。

1 實驗材料及方法

選擇粒徑范圍為5～25 μm 的7075Al 合金粉末作為基體，選擇平均粒徑為8 μm 的SiC 顆粒作為增強相。首先，選擇行星式球磨機進行球磨混粉，球磨轉(zhuǎn)速200 rad/min，球磨時長4 h。其次，通過粉末冶金法制備坯料，坯料尺寸為?30 mm×5 mm，燒結(jié)參數(shù)為最高燒結(jié)溫度540 ℃、燒結(jié)壓力40 MPa、真空度不超過5 Pa。隨后對燒結(jié)態(tài)復(fù)合材料坯料進行8 道次軋制成板，單次下壓量為5%，坯料厚度由5 mm 下降至3 mm。最后，通過電火花線切割加工制備尺寸為40 mm×15 mm×3 mm 的高頻脈沖電流處理試樣。

對軋制態(tài)復(fù)合材料進行高頻脈沖電流處理，脈沖電流處理電流頻率為5、10、15 kHz，電流強度均為500 A，整個過程中通過熱電偶對試樣表面進行實時測溫。采用鉆孔-冷軋的方法預(yù)制2 個?5 mm 的通孔，并控制軋制下壓量為10%，進行微裂紋預(yù)制。

利用JSM-6700F 型掃描電鏡（配有能譜儀（EDS）和電子背散射衍射儀（EBSD））對復(fù)合材料的微觀組織進行觀察分析，采用Agilent-G200納米壓痕儀對復(fù)合材料的微納力學(xué)行為進行測試，加載載荷為50 mN。采用Instron-5569 萬能試驗機對復(fù)合材料的拉伸性能進行測試，應(yīng)變速率為0.3 mm/min，為保證測試結(jié)果精確，均測試3 次后取平均值。

2 結(jié)果與討論

2.1 SiC/Al 復(fù)合材料微觀組織演化

圖1 為混合粉末及軋制處理態(tài)復(fù)合材料的微觀組織形貌。如圖1（a）～圖1（c）所示，7075Al 合金粉末呈橢圓形，粉末粒徑為5～25 μm，球形度較好，表面干凈無污染；SiC 顆粒分布大小不均勻，小顆粒分布在大顆粒之間，顆粒的幾何形狀為不規(guī)則的多角形，棱角分明；球磨混合后，SiC顆粒在Al 基體中均勻分布。如圖1（d）所示，軋制態(tài)復(fù)合材料內(nèi)部SiC 顆粒呈現(xiàn)相對均勻分布，但是材料內(nèi)部存在SiC 斷裂、SiC/Al 界面微間隙和基體微裂紋等缺陷。

圖1 混合粉末及軋制態(tài)復(fù)合材料微觀組織形貌Fig.1 Microstructure of mixed powder and as-rolled composites

圖2 為電流處理態(tài)復(fù)合材料的微觀組織及EDS 面掃描形貌?？梢钥闯?，高頻脈沖電流處理后復(fù)合材料內(nèi)部無明顯裂紋、空洞等缺陷。SiC顆粒在基體內(nèi)部均勻分布，SiC/Al 異質(zhì)界面不存在明顯的元素擴散現(xiàn)象。7075Al 的主要合金元素Mg、Zn 和Cu 均勻分布，這可歸功于2 個因素：①粉末冶金法可有效避免鑄造法中存在的元素偏析；② 脈沖電流可有效促進金屬原子運動與擴散，進一步促進了合金元素的均勻分布［28］，可以有效促進復(fù)合材料的性能提升。

圖2 電流處理態(tài)復(fù)合材料的微觀形貌及EDS 面掃描圖Fig.2 Microstructure and EDS surface scanning diagram of as-currented composites

圖3 為軋制態(tài)及不同電流處理態(tài)復(fù)合材料的EBSD 結(jié)果分析（反極圖、再結(jié)晶分布圖和KAM圖），圖中黃色顆粒為SiC 顆粒，綠色區(qū)域、紅色區(qū)域、藍色區(qū)域的晶粒取向分別為｛101｝、｛001｝和｛111｝，計算平均晶粒尺寸時須將破碎的亞晶粒也包括在內(nèi)。表1 列舉了不同狀態(tài)下復(fù)合材料的EBSD 微觀組織信息?？梢钥闯?，軋制變形后，復(fù)合材料內(nèi)部晶粒變形嚴重，沿著軋制方向被拉長，呈明顯的各向異性；經(jīng)頻率為5 kHz 的脈沖電流處理后，在電流熱效應(yīng)和非熱效應(yīng)的共同作用下，各向異性呈現(xiàn)減弱趨勢，變形晶粒比例由87.24%降低至77.25%，再結(jié)晶比例由軋制態(tài)的7.43%提高至16.51%，而再結(jié)晶晶粒主要發(fā)生在變形晶粒晶界處和破碎的亞晶粒處，這是由于該位置能量較高，再結(jié)晶的形核優(yōu)先在這些地方形成。隨著脈沖電流的頻率增加到10 kHz，復(fù)合材料的各向異性進一步減弱，材料內(nèi)部先后發(fā)生了亞晶粒的長大和再結(jié)晶細化，再結(jié)晶的體積分數(shù)提高至39.73%，平均晶粒尺寸由2.47 μm 細化至2.04 μm，再結(jié)晶區(qū)域均對應(yīng)于細小晶粒，組織進一步細化。隨著脈沖電流頻率進一步提高至15 kHz，電流提供的能量進一步提高，復(fù)合材料內(nèi)部的晶粒經(jīng)歷再結(jié)晶細化后，部分發(fā)生粗化。相較于10 kHz 頻率脈沖電流處理，再結(jié)晶的比例由于晶粒的粗化同時降低至20.74%。

表1 不同狀態(tài)下復(fù)合材料的EBSD 微觀組織參數(shù)Table 1 EBSD microstructure parameters of composites in different states

圖3 不同狀態(tài)下復(fù)合材料的反極圖、再結(jié)晶分布圖和KAM 圖Fig.3 Reverse pole diagrams，recrystallization distributions，and KAM diagrams of composites in different states

復(fù)合材料發(fā)生軋制塑性變形時，基體內(nèi)部的晶粒幾何形狀、取向和應(yīng)力狀態(tài)分布均會發(fā)生顯著變化。因此，采用EBSD 方法對幾種狀態(tài)下的KAM 圖進行分析，反映材料內(nèi)部的幾何必要位錯及應(yīng)力狀態(tài)分布，如圖3（c）、圖3（f）、圖3（i）、圖3（l）所示。軋制態(tài)復(fù)合材料的KAM 值為4.51，這是由于大變形下位錯的滑移及塞積導(dǎo)致的；高頻脈沖電流處理后，KAM 值降低為3.48，這可歸因于脈沖電流可促進位錯的移動、塞積并形成形核點，在晶粒在長大的過程中會吸收周圍的位錯使得小角度晶界轉(zhuǎn)變?yōu)榇蠼嵌染Ы?，且基體內(nèi)部的應(yīng)力作為再結(jié)晶形核的驅(qū)動力被不斷消耗，最終導(dǎo)致KAM 數(shù)值降低［29-30］。

高頻脈沖電流處理復(fù)合材料過程中的熱效應(yīng)和非熱效應(yīng)對位錯的重排和消除都有很大的影響。熱效應(yīng)產(chǎn)生的焦耳熱為位錯的遷移提供了動力，增加了位錯的振動頻率，為位錯的加速運動提供了能量。非熱效應(yīng)使得位錯不斷受到電子的沖擊，從而進一步增加了位錯滑動和爬升速度，同時脈沖電流的非熱效應(yīng)也增強了空位的運動，當(dāng)運動位錯與空位相互作用時，位錯發(fā)生湮滅［31］，進而促進材料的基體再結(jié)晶細化、應(yīng)力去除和位錯密度降低。本課題組的前期研究結(jié)果［32］已證實，脈沖電流的非熱效應(yīng)在材料組織改性中起主導(dǎo)作用，且電流頻率與非熱效應(yīng)改性效果成正比。中高頻脈沖電流特有的趨膚效應(yīng)使得微間隙邊緣的Al 基體電流密度高于遠離微間隙處Al 基體，異質(zhì)界面處產(chǎn)生局部高溫，促進異質(zhì)界面潤濕性的改善。同時，其特有的鄰近效應(yīng)會進一步在基體中微裂紋處產(chǎn)生顯著能量集中，短時間達到熔化狀態(tài)并冷凝，有望對微裂紋進行高質(zhì)量愈合。

圖4 為軋制態(tài)、10 kHz 電流處理態(tài)復(fù)合材料的TEM 微觀形貌?？梢钥闯觯谲堉茟B(tài)復(fù)合材料內(nèi)部SiC 顆粒的周圍區(qū)域，由于SiC 顆粒與Al 基體之間的變形能力差異較大，導(dǎo)致SiC 顆粒周圍區(qū)域位錯密度較高；高頻電流處理后，熱效應(yīng)與非熱效應(yīng)的共同作用使得復(fù)合材料內(nèi)部位錯密度顯著降低，同時伴隨著應(yīng)力的有效去除。

圖4 軋制態(tài)、電流處理態(tài)復(fù)合材料的TEM 形貌Fig.4 TEM morphology of as-rolled and as-currented composites

2.2 SiC/Al 復(fù)合材料內(nèi)部微裂紋愈合機制

在優(yōu)化電流參數(shù)（500 A，10 kHz）下探究高頻脈沖電流對微裂紋的愈合作用機制。首先，采用ANSYS 有限元軟件按照實際實驗過程進行建模、施加載荷和邊界條件約束，模型為3 mm×3 mm×4 mm 的長方體，在其中心位置有一空心橢球殼，其半長軸長為0.15 mm、半短軸長為0.015 mm。將空心橢球殼視為復(fù)合材料內(nèi)部微裂紋的表面，模擬實驗過程中的電流場、溫度場以及應(yīng)力場，所用材料的各項物理參數(shù)如表2 所示，模擬結(jié)果如圖5 所示。鋁基體內(nèi)部的裂紋數(shù)量少、尺寸小，因此，SiC 顆粒對模擬裂紋愈合的影響可以忽略。

表2 材料的各項物理參數(shù)Table 2 Various physical parameters of composites

圖5 ANSYS 有限元模擬計算結(jié)果Fig.5 Calculation results of ANSYS finite element simulation

圖5（d）為高頻脈沖電流場分布結(jié)果。由于材料內(nèi)部微裂紋處的電阻值明顯高于其他基體區(qū)域，而電流優(yōu)先流經(jīng)電阻值最小的路徑，因此，電流會在裂紋處發(fā)生繞流，在裂紋附近產(chǎn)生較大的電流密度，其中，裂紋尖端處的電流密度最大。同時，由于鄰近效應(yīng)存在，微裂紋面附近的電流密度會進一步增加，而無裂紋Al 基體部分的電流密度均勻且數(shù)值較小。圖5（e）為熱電偶測溫曲線，可以看出，實測最高溫度值為273.25 ℃，模擬最高溫度值為278.16 ℃，實測與模擬最高溫度值相差4.91 ℃。經(jīng)計算，誤差僅為1.8%。圖5（f）為高頻脈沖電流下溫度場的分布結(jié)果，可以看出，在繞流集中和焦耳熱效應(yīng)的共同作用下，裂紋尖端的溫度最高，裂紋面附近的溫度次之，基體的溫度最低，這就造成了裂紋周圍的溫度梯度較大。

圖6 為高頻脈沖電流應(yīng)力場和應(yīng)變場分布結(jié)果，其中z軸方向為沿裂紋長度方向，z=0 表示裂紋長度方向的中點；y軸方向為沿裂紋寬度方向，y=0 表示裂紋尖端對應(yīng)的點。可以看出，裂紋尖端處的應(yīng)力達到峰值（803.45 MPa），優(yōu)先發(fā)生屈服并閉合，但是由于裂紋尖端處的寬度遠小于裂紋中部，所以裂紋尖端處的總塑性應(yīng)變很小，僅有0.1%。在裂紋表面2～5 μm 處，應(yīng)力再次達到峰值，為765.79 MPa，此處開始發(fā)生塑性變形，由于該處位于裂紋中部附近，所以塑性應(yīng)變達到了4.4%。在裂紋表面0～2 μm 處，平均應(yīng)力可達549.05 MPa，塑性應(yīng)變?yōu)?.7%。因此，高頻脈沖電流流過微裂紋，在裂紋尖端處產(chǎn)生最高的溫度（278.16 ℃）和最大屈服應(yīng)力（803.45 MPa），因此，在裂紋尖端處優(yōu)先發(fā)生塑性變形，有望使裂紋尖端閉合。同時，在裂紋面附近，較大的溫度梯度使裂紋面附近產(chǎn)生較大的熱壓應(yīng)力，促使裂紋面間距逐漸減?。欢h離裂紋處的基體部分不存在溫度梯度（圖5（f）），幾乎不發(fā)生塑性變形。

圖6 ANSYS 有限元模擬應(yīng)力場和應(yīng)變場分布Fig.6 Stress distributions and strain distributions in ANSYS finite element simulation

基于溫度場、應(yīng)力場和應(yīng)變場分析，通過塑性環(huán)塑性流動模型解釋高頻脈沖電流下的裂紋愈合機制，如圖7 所示。在裂紋模型的中間部分，塑性變形首先發(fā)生在裂紋尖端附近，即A 區(qū)附近。然后，B 區(qū)發(fā)生最大塑性變形。A 區(qū)和B 區(qū)共同組成塑性環(huán)，形成類似于包圍裂紋的環(huán)形帶，具有較大的熱壓應(yīng)力。塑性環(huán)中的材料沿裂紋表面法向被拉長，促進兩裂紋面彼此接近。最后，有限的塑性變形發(fā)生在C 區(qū)，加速了裂紋的閉合。最終裂紋面完全閉合。

圖7 塑性流動模型示意圖Fig.7 Schematic diagram of plastic flow model

對微裂紋愈合前后的微觀形貌進行觀察，結(jié)果如圖8 所示。可以看出，在脈沖電流處理前，微裂紋幾乎不存在愈合區(qū)，呈現(xiàn)間斷連續(xù)分布（圖8（a））；高頻脈沖電流處理后，復(fù)合材料內(nèi)部微裂紋變得不連續(xù)，出現(xiàn)多處愈合區(qū)域。這是由于材料內(nèi)部微裂紋處的電阻率較基體處偏大，電流會在微裂紋尖端處產(chǎn)生繞流集中現(xiàn)象。此時，高頻脈沖電流的焦耳熱效應(yīng)和非熱效應(yīng)使得裂紋尖端產(chǎn)生高溫，甚至超過基體熔點，兩裂紋面受到較大的熱壓應(yīng)力使得微裂紋尖端向彼此靠攏，最終實現(xiàn)微裂紋的愈合。

圖8 高頻脈沖電流處理前后微裂紋愈合形貌Fig.8 Morphology of microcrack healing before and after high frequency pulse current treatment

基于圖3、圖4 和圖8 的微觀組織特征和有限元計算結(jié)果，可將高頻脈沖電流作用下微裂紋愈合過程分為3 個階段，如圖9 所示。

圖9 高頻脈沖電流處理下微裂紋愈合機制示意圖Fig.9 Schematic diagram of microcrack healing mechanism under high-frequency pulse current treatment

1）彈性變形階段

高頻脈沖電流的焦耳熱效應(yīng)使得裂紋尖端處溫度迅速升高，較大溫度梯度使得其熱壓應(yīng)力迅速升高，進而導(dǎo)致裂紋面間距減小；但是此時熱壓應(yīng)力低于材料本身的屈服強度，裂紋處只發(fā)生彈性變形。

2）塑性變形階段

隨著熱壓應(yīng)力的繼續(xù)增加，當(dāng)其應(yīng)力值大于材料本身的屈服強度時，裂紋處會發(fā)生塑性變形并繼續(xù)靠攏，直到裂紋完全閉合，塑性應(yīng)變達到最大。值得注意的是，此時裂紋面雖閉合，但仍處于物理分離的狀態(tài)。

3）完全愈合階段

高頻脈沖電流的熱效應(yīng)和非熱效應(yīng)使金屬原子和位錯的遷移速率變大，當(dāng)裂紋完全閉合時，大量的金屬原子和位錯向裂紋處移動，在熱壓應(yīng)力的作用下，裂紋表面處之間形成良好的冶金結(jié)合，微裂紋徹底愈合。

2.3 SiC/Al 復(fù)合材料力學(xué)性能

對軋制態(tài)、不同電流處理態(tài)的鋁合金基體微裂紋愈合前后的微納力學(xué)性能進行測試，結(jié)果如圖10 所示?？梢钥闯鲈谙嗤d荷（50 mN）的作用下，對于無裂紋區(qū)域，軋制態(tài)鋁合金基體的壓入深度最大，微觀硬度為1.413 GPa；電流處理態(tài)鋁合金基體的壓入深度次之，其中在最優(yōu)電流參數(shù)（10 kHz，500 A）下的微觀硬度最大，達到1.515 GPa，這可歸因于脈沖電流對晶粒細化、位錯密度下降和殘余應(yīng)力消除的促進作用。對于軋制態(tài)鋁合金基體微裂紋區(qū)域，裂紋的存在使得其壓入深度遠遠大于無裂紋區(qū)域，此時微裂紋區(qū)域的微觀硬度僅為1.072 GPa，在脈沖電流的作用下，微裂紋動態(tài)愈合期間可能經(jīng)歷的熔化-冷凝使得愈合區(qū)域發(fā)生明顯的動態(tài)再結(jié)晶，導(dǎo)致其微觀硬度增加至1.201 GPa，但是其硬度仍舊低于電流處理態(tài)鋁合金基體無裂紋區(qū)域的硬度，說明微裂紋未完全閉合。

圖10 軋制態(tài)、不同電流處理態(tài)鋁合金基體裂紋愈合前后的微納力學(xué)性能Fig.10 Micro-nano mechanical properties of as-rolled and different as-currented aluminium alloy matrix before and after crack healing

圖11 為軋制態(tài)、不同電流處理態(tài)復(fù)合材料的拉伸應(yīng)力-應(yīng)變曲線。可以看出，軋制態(tài)復(fù)合材料的抗拉強度為347 MPa，伸長率為12.23%。經(jīng)過高頻脈沖電流的改性處理，復(fù)合材料的抗拉強度及伸長率均獲得了不同程度的提升。經(jīng)過5 kHz 脈沖電流處理后，由于部分亞晶?？焖匍L大，使得平均晶粒尺寸由2.47 μm 長大至2.80 μm，但是復(fù)合材料的抗拉強度由347 MPa 提升至446 MPa，伸長率由12.23%提升至20.00%，這可歸因于基體微裂紋愈合、SiC/Al 異質(zhì)界面的潤濕性及結(jié)合質(zhì)量提升的作用。將電流頻率提高至10 kHz 時（對應(yīng)最優(yōu)微觀組織），平均晶粒尺寸由2.47 μm細化至2.04 μm，且脈沖電流的作用同時促進了微裂紋愈合、應(yīng)力消除、SiC/Al 異質(zhì)界面結(jié)合質(zhì)量的提升，復(fù)合材料的抗拉強度進一步提高至475 MPa，伸長率為21.65%。隨著脈沖電流頻率提高至15 kHz，此時復(fù)合材料的抗拉強度下降為384 MPa，伸長率下降為15.16%，這是由于電流頻率的進一步提高使得基體組織溫度短時間升高，進而晶粒粗化至2.75 μm 導(dǎo)致的。力學(xué)性能的變化特征與微觀組織的演化規(guī)律是相對應(yīng)的。整個過程中復(fù)合材料的力學(xué)性能變化可理解為晶粒尺寸變化、SiC/Al 異質(zhì)界面結(jié)合質(zhì)量、微裂紋愈合及應(yīng)力消除的綜合作用結(jié)果。

圖11 軋制態(tài)、不同電流處理態(tài)復(fù)合材料的拉伸性能曲線Fig.11 Tensile property curves of as-rolled and different as-currented composites

圖12 為軋制態(tài)、不同電流處理態(tài)復(fù)合材料的拉伸斷口形貌?？梢钥闯觯瑪嗫谛蚊仓写嬖谡麄€Al 顆粒脫落拔出的現(xiàn)象，同時存在界面脫粘現(xiàn)象，這說明SiC/Al 異質(zhì)界面結(jié)合質(zhì)量較差。經(jīng)過5 kHz 脈沖電流處理后，斷口形貌中SiC/Al 界面結(jié)合質(zhì)量得到改善，材料的塑性同步獲得提升，但是仍舊存在部分界面脫粘現(xiàn)象。經(jīng)過10 kHz脈沖電流處理后（圖12（e）、圖12（f）），材料內(nèi)部界面脫粘現(xiàn)象進一步減少，且韌窩數(shù)量及深度實現(xiàn)同步提高，這意味著材料的塑性進一步提高。

圖12 軋制態(tài)、不同電流處理態(tài)復(fù)合材料拉伸斷口形貌Fig.12 Tensile fracture morphology of as-rolled and different as-currented composites

3 結(jié)論

1）軋制態(tài)復(fù)合材料內(nèi)部以變形組織為主，再結(jié)晶比例僅為7.43%，平均晶粒尺寸僅為2.47 μm，高頻脈沖電流的綜合作用促進位錯的運動，在最優(yōu)電流參數(shù)（頻率為10 kHz）下處理后，再結(jié)晶比例升高至39.73%，平均晶粒尺寸細化為2.04 μm，位錯密度和殘余應(yīng)力顯著降低。

2）有限元模擬計算結(jié)果及相關(guān)裂紋愈合實驗證實，模擬結(jié)果中裂紋尖端最高的溫度達到278.16 ℃、最大屈服應(yīng)力達到803.45 MPa，裂紋尖端發(fā)生塑性變形，并在裂紋面附近壓應(yīng)力的作用下實現(xiàn)微裂紋愈合。微裂紋愈合的過程可分解為彈性變形、塑性變形及完全愈合3 個階段。

3）高頻脈沖電流改性后復(fù)合材料的抗拉強度及伸長率由軋制態(tài)的347 MPa 和12.23%提高至475 MPa 和21.65%。晶粒細化、應(yīng)力去除、微裂紋愈合及SiC/Al 異質(zhì)界面結(jié)合質(zhì)量提升的綜合作用促進了復(fù)合材料力學(xué)性能的綜合提升。