SiC含量對鋁基復合材料組織與力學性能的影響

張 波 陳 偉 吳廣新

(1.貴陽產業技術研究院，貴州 貴陽 550081; 2.貴陽產業技術研究院有限公司，貴州 貴陽 550081;3.貴陽職業技術學院，貴州 貴陽 550082; 4.省部共建高品質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、低的熱膨脹系數及良好的熱穩定性等優異性能，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生疏松和氣孔等缺陷；壓力浸滲法受設備限制，生產效率低[3-5]。

相比之下，攪拌鑄造法具有設備要求低、技術要求低和生產效率高等優點，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或者液態的基體材料中，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-液態攪拌法是攪拌前期在基體合金半固態溫度下攪拌帶入顆粒，攪拌后期在液態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，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。工業生產的SiC顆粒表面富集較多雜質，且表面棱角明顯，在復合材料中易因應力集中而產生裂紋，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的質量分數從0增加到8%，鋁合金越易浸潤，潤濕速度越快。當Mg的質量分數高于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，發現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顆粒的質量分數為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，發現隨著SiC含量的增加，燒結態復合材料的抗拉強度升高，而擠壓態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，發現隨著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-液態攪拌法制備了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，其質量分數分別為0、5%、10%、15%和20%，基體為ZL109鋁合金。α-SiC顆粒經過清洗、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，加入質量分數為8%的純Mg，進行合金化處理。保溫一段時間后，稱取質量分數為0.8%的C2Cl6用石墨鐘罩壓入合金內，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400 ℃預熱的SiC進行半固態攪拌，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的質量分數為15%和20%時，SiC顆粒團聚嚴重。從團聚區域可以看出：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中各區域點掃描結果(原子分數)

圖2 合金基體的微觀結構

圖3為SiC質量分數為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中可以發現，SiC顆粒主要由Si和C元素組成，在SiC顆粒邊緣發生了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。可見，點1處主要為SiC；點2處主要由Al、Mg、Si、O元素組成，沒有C元素，說明沒有產生Al4C3脆性相。在高溫熔體中，SiC顆粒界面處可能發生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)

圖3 SiC質量分數為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質量分數為5%、10%和15%時，SiC顆粒邊界發生了Mg元素的聚集，而當SiC質量分數為20%時，Mg元素的聚集已經不明顯，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質量分數為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顆粒發生界面反應。當SiC質量分數達到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；當其質量分數達到15%時，SiC顆粒發生嚴重團聚。

(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相界面產物減少，界面結合強度降低，并且SiC顆粒發生嚴重團聚，最終使鋁基復合材料的力學性能降低。