SiC颗粒增强Al基复合材料及其性能研究

杨雅静，李付国，袁战伟

（西北工业大学 凝固技术国家重点实验室，陕西 西安 710072）

1 前言

SiCp/Al基复合材料由于具有高比强度、高刚度、耐疲劳、耐磨损、热膨胀系数低、优良的尺寸稳定性、较强的可设计性等优异的综合性能，已成为具有广泛使用价值的先进复合材料。SiCp/Al基复合材料主要应用在航空航天、汽车制造，电子封装以及一些新的工业技术领域[1-4]。

2 增强颗粒特征及复合材料模拟研究方法

2.1 增强颗粒的特征研究

由于复合材料增强颗粒第二相对复合材料的力学性能有着较大的影响，所以对其特征参数的表征（大小、分布、含量以及形状等）就有必要深入系统的研究。目前，对颗粒特征所进行的测量大都采用定量金相学方法。定量金相学是利用体视学原理，对金相磨面上的组织图像进行定量表证的方法，由此可以推断出金相学组织的三维空间形貌，从而便于建立材料成分、组织与性能之间的定量关系。定量金相学分析方法主要包括三大类：计点法、线分析法和面分析法。其中，线分析法又包含MeCoy法和基体截距变化率法；而面分析法又包含了面积分数变化率法、无颗粒区尺寸变化率法和Dirichlet区域法。此外，针对颗粒体积分数的测定方法有：萃取法、X射线衍射内标法、内耗法和超声衰减法等[5]。增强颗粒分布及形状特征是影响复合材料性能的一个非常重要的因素。分析现有研究，增强颗粒分布及形状特征的定量描述，大多借助计算机或者人工手段在一维或者二维层面上对已有的金相图片或者金相试样进行图像分析，并利用体视学技术或者统计学方法来表征，有时还会借助于计算机X射线分层照相技术对颗粒增强金属基复合材料进行三维重建。

2.2 复合材料的数值模拟研究

目前，对于复合材料性能的研究主要采用试验研究方法和数值模拟方法。由于实验研究方法有一定的局限性，所以数值模拟技术日渐成为人们研究工程及科研问题的重要手段。采用有限元模拟方法对于SiC颗粒增强Al基复合材料的建模研究较多，主要代表有Bao[6]等提出的轴对称单元胞（Axisymmetric Unit Cell）模型（见图 1）、Ghosh 等[7]提出的Voronoi法模型（见图 2）、Chawla 等[9]采用的基于金相连续切片技术（Serial Sectioning）模型（见图3）等。在以上建立的胞元模型基础上，有限元分析方法就可以应用到复合材料的宏、微观性能分析与设计中，通过有限元计算可以获得应力、应变等物理场变量，并通过均匀化方法获得复合材料的宏观应力-应变响应（即本构关系），也可以根据细观量场进一步研究复合材料的损伤破坏等问题，从而能够对金属基复合材料（MMC）的力学或物理性能等进行深入系统的研究。

图1 轴对称胞元模型[6]

图2 不同体积分数的Voronoi单元模型[7]

图3 连续切片技术建模流程图[9]

2.3 复合材料的试验研究方法

目前，针对金属基复合材料的主要试验研究方法有：宏观力学性能试验（热模拟压缩试验、单轴拉伸或压缩试验、多轴拉伸或压缩试验等）、显微组织分析试验（光学金相OM、扫描电镜SEM、透射电镜TEM等）和微纳米压痕试验。

宏观力学性能试验研究是应用比较广泛的一种试验方法，该方法不仅可以方便的获得复合材料的宏观力学性能，还可以和显微组织分析试验方法相结合，进而对宏观性能的微观机理做进一步分析。张鹏等人[10]采用Gleeble-1500热模拟试验机研究15%SiC颗粒增强铝基复合材料在温度为713～773K、应变速率为0.001～1s-1条件下的热变形行为，并在试验数据分析的基础上，引入Zener—Holomon参数建立了能够用于描述复合材料高温变形行为的本构关系模型，通过分析比较和对本构方程的进一步优化，提高了颗粒增强型铝基复合材料本构方程的拟合精度，使得计算值更接近于试验值。微纳米压痕技术是近十年发展起来的一种新的试验方法，其主要原理是在传统微硬度计基础上装有测试压痕力及压痕深度的传感器，这样在加载和卸载过程中就可以测定压痕力-压痕深度的曲线，并由压痕力-压痕深度曲线确定材料的弹性模量及屈服强度。

3 增强颗粒SiC对SiCp/Al基复合材料性能影响

SiCp/Al复合材料以其优异的性能，出色的表现，广泛应用于多个工业技术领域。而这些区别于Al基体材料的性能源于增强相SiC颗粒的加入，增强相的加入会引起基体金属的微观结构发生重大变化[11]，位错密度增加，亚晶尺寸减小等，从而对材料的性能产生影响。因此SiC增强颗粒的特征和分布是对Al基复合材料性能改善的主要因素。下面主要综述了SiC颗粒的体积分数，颗粒的尺寸，颗粒的形状和颗粒分布等对Al基复合材料性能的影响。

3.1 SiC颗粒体积分数对复合材料性能影响

增强相颗粒体积分数是颗粒增强Al基复合材料的主要强化因素。对于SiCp/Al复合材料来说，由于颗粒与铝基体有较好的相容性，颗粒的体积分数可以在基体中按照任意比例制备及应用，如10%～20%SiCp/Al基复合材料制造的缸套，性能与铸铁相似；中等体积分数（～40%）SiCp/Al基复合材料可替代铍材来制作惯性器件；而高体积分数（60%～70%）SiCp/Al基复合材料则主用于电子封装复合材料[1]。以上增强颗粒的体积分数在不同程度上影响着复合材料的微观形态和力学性能。

增强颗粒的加入可以通过对基体金属的显微组织，如亚结构、位错组态、晶粒尺寸以及材料密度等的改变来改善和弥补基体金属性能上的某些不足。研究表明，增强颗粒对金属基复合材料的强化机制有位错强化、Orowan强化、晶粒细化强化、亚晶强化等，因此颗粒的体积分数对以上机制均有影响，如随着体积分数的增加，位错密度增量正比例增加，从而对材料的屈服强度产生显著的影响。总的来说随着增强颗粒体积含量的增加，复合材料的强度和刚度提升越多，强化效果就越明显[12]。

IA Ibrahim[4]等针对不同体积分数颗粒增强铝基复合材料的性能进行了对比研究，发现随增强颗粒体积分数的增加，材料的弹性模量、抗拉强度不断增加，而断裂应变则不断降低。利用Halpin-Tsai经验方程[13]（式（1））进行预测，可知随着增强颗粒体积分数的增加，复合材料的弹性模量快速增加。

式中，q=（Ep/Em-1）（Ep/Em+2）；Ec为复合材料的弹性模量；Em为金属基体的弹性模量；Ep为增强颗粒的弹性模量；Vp为增强颗粒的体积分数；s为颗粒的长径比。

此外，贺春林、才庆魁等人[14]在研究中发现，随着SiC颗粒体积分数的增加，材料的抗拉强度、屈服强度和硬度等强度指标有显著的提高，而延伸率和断面收缩率等塑性指标明显下降。同时，徐绯等[15]采用数值分析手段以轴对称体胞模型进行研究，发现随增强颗粒含量的增加和应变率的增大，金属基复合材料的流动应力显著提高。研究表明：当颗粒增强Al基复合材料受到载荷作用时，应力由基体通过界面传递给颗粒。当颗粒受到的应力足够大时，复合材料将断裂。文献[16]实验研究发现，SiC颗粒的体积分数不同，断裂方式也明显不同。当颗粒体积分数较低时，断口表现为颗粒与基体界面的脱黏以及基体韧性断裂，而颗粒断裂较少。说明SiC颗粒体积分数较低时，其对基体强度贡献有限。当SiC颗粒的体积分数较高时，颗粒与界面断口脱黏现象几乎不发生，而更多的是颗粒断裂；说明颗粒起到明显的承载作用，此时，增强颗粒对复合材料的强化效果明显。

SiC颗粒的体积分数对复合材料的疲劳性能也有一定的影响。由于SiC颗粒的加入一方面引起了复合材料屈服强度的提高，从而加速疲劳裂纹的扩展；另一方面引起复合料材疲劳裂纹尖端塑性区尺寸的降低，从而延缓了疲劳裂纹的扩展。李昆等人[17]研究不同体积分数SiC颗粒增强硬铝LY12复合材料时发现，当SiC体积分数较低时，疲劳裂纹大部分在基体中扩展，其与SiC颗粒相遇的机会很小，此时疲劳裂纹在复合材料中扩展的速率高于疲劳裂纹在基体中的扩展速率。随着SiC颗粒体积分数的提高，疲劳裂纹与SiC颗粒相遇的机会增多，SiC颗粒对裂纹尖端基体变形抑制增强，塑性区尺寸逐渐减小，复合材料疲劳裂纹扩展抗力逐渐提高。只有SiC颗粒的体积分数大于一定值（＞15%）时，疲劳裂纹在复合材料中的扩展速率才会低于其在基体的扩展速率，复合材料的疲劳裂纹扩展抗力才能优于基体材料。

3.2 SiC颗粒尺寸对复合材料性能影响

SiC颗粒的加入能使复合材料的金属基体晶粒减小，从而起到细晶强化的作用。增强体颗粒的加入为基体材料提供了大量的异质形核位置，使金属基体凝固过程中形核率提高，同时颗粒增强体又会阻碍晶粒的长大，因此复合材料的晶粒尺寸会明显细化。研究发现[18-19]，增强体颗粒的尺寸对复合材料中基体的晶粒尺寸有很大影响。通常是颗粒尺寸越大，晶粒尺寸也越大。

文献[14]中选用不同量级SiC颗粒作为增强体进行研究，发现SiC颗粒粒径大到一定值时，增强机制主要为位错增强，且热错配应变松弛导致的基体中的位错密度增加和由此引起的强度增量可用式（2）和式（3）估算。当SiC颗粒粒径小于定值时，增强机制主要是Orowan强化。张廷杰等[37]研究表明细小尺寸（<1μm）的刚性颗粒加入将在Orowan强化、细化显微组织和提高加工硬化率等方面对复合材料基体强化做出贡献，从而提高复合材料强度。刘飞龙[20]等通过试验指出，在颗粒含量和应变率相同的情况下，随着颗粒的细化，即颗粒数目越多，颗粒增强型复合材料的屈服应力越高，颗粒对金属基体的增强效果越明显。

式中，ρ为位错密度；α为几何常数；VP为颗粒的体积分数；d为粒子尺寸；b为柏氏矢量；σ为强度。

Lloyd[13]通过实验研究发现，对于SiC颗粒增强的Al基复合材料，在同样的增强颗粒体积含量（15%）下，颗粒尺寸比较小的复合材料有较高的屈服应力；晏义伍[12]对以纯铝为基体的不同粒径的SiC颗粒增强复合研究发现，复合材料的屈服强度和抗拉强度随着颗粒尺寸的减小而增大，当颗粒尺寸小于5μm时，这种影响非常显著。以上这种由于颗粒尺寸而引起的应变梯度强化效应已成为近年来的研究热点。Xue等[21]利用应变梯度塑性理论结合有限元单元胞模型对以上问题进行了研究，指出随着增强颗粒直径的递减，复合材料显示出越来越强的尺寸效应。增强颗粒尺寸效应主要通过应变梯度效应来表现，而且应变梯度有可能是控制材料变形与断裂的重要因素之一，对于一定体积分数的复合材料协调小颗粒变形的几何必需位错密度要比大颗粒要高。且增强颗粒越小，在变形时产生的几何必需位错密度越高，应变梯度也越大，强化效果也就越好，材料所能承受的极限载荷能力也越强。

此外，复合材料的加工硬化速率也随增强颗粒尺寸的增大而减小。这是由于颗粒尺寸越大，颗粒所含的缺陷越多，同时单个颗粒承受的载荷也增大，导致复合材料在制备过程中的热挤压变形时，大颗粒发生断裂的几率增大。而在拉伸过程中，大颗粒也容易断裂，使得增强颗粒的承载能力下降。因此，颗粒尺寸越大，复合材料的加工硬化率越小[12]。Wang等人[22]针对不同尺寸增强颗粒的金属基复合材料的研究发现：小的增强颗粒对于复合材料有更好的强化作用，能明显提高复合材料的屈服强度和抗拉强度，但却降低了复合材料的延伸率。

热残余应力是热错配应力经位错环松弛后所剩余的应力。颗粒尺寸主要通过影响热错配应力的松弛来影响热残余应力的大小及分布。Lee[23]研究发现球形颗粒周围塑性区域的大小受颗粒尺寸的影响较大，而当错配应变一定时，存在某一临界颗粒尺寸，低于此临界尺寸时将观察不到塑性松弛现象。且当小颗粒与基体为非共格时，有效屈服应力与颗粒尺寸成反比。

基于Eshelby等效夹杂理论及Weibull统计分布，宋日文等[24]人发展了SiC/A1金属基复合材料断裂韧性与拉伸延性的力学模型。模型的解析解和实验结果都表明：拉伸延性与断裂韧性随SiC颗粒体积分数的增加而减小。且在相同体积分数的增强颗粒情况下，拉伸延性与断裂韧性随SiC颗粒尺寸的增加而减小。R.Kitey[25]等的研究表明随着颗粒尺寸的增加，复合材料的断裂韧性将会出现一个峰值而后明显降低。吕毓雄等[26]人对不同尺寸增强颗粒的金属基复合材料研究发现，金属基复合材料的断裂形式不同，当增强颗粒尺寸大于10μm时，材料的破坏归因于SiC颗粒解理形成的裂纹；颗粒尺寸为3.5μm时，复合材料的破坏归因于SiC-Al界面处撕裂形成的空洞。Flom和Arsenault[27]的研究发现当增强颗粒尺寸较小时（<2μm），颗粒本身断裂的概率就很小。

SiCp/Al复合材料中，基体为Al，主要依靠自由电子传递热量；增强相为SiC颗粒，主要依靠声子传热。当它们组成复合材料时，声子和电子对热传导起共同作用[12]。文献[28]研究发现随着增强颗粒尺寸的增加，使得复合材料界面热阻对复合材料性能的影响降低，从而导致复合材料的导热率提高。这是由于金属基复合材料单位体积中的界面面积减少的缘故；此外，当颗粒尺寸小于1μm时，由于受到大量界面热阻的作用，使得复合材料的导热率低于基体合金；只有颗粒平均尺寸足够大时（＞10μm）时，复合材料的导热率才能明显高于基体材料。另外，增强颗粒尺寸对金属基复合材料的热膨胀行为也有特定的影响，但目前尚无统一定论。Ma等人[29]研究表明，颗粒尺寸对复合材料热膨胀行为的影响不明显；但Xu等[30]的研究指出，颗粒尺寸越小，复合材料界面越大，对界面处晶格畸变的影响越大，导致复合材料的热膨胀系数减小；Elomari等人[31]针对SiCp/Al复合材料的热膨胀性能研究也获得了与之相似的结论。

3.3 SiC颗粒形状对复合材料性能影响

对于增强颗粒几何因素对复合材料性能影响的研究，由于实验过程困难较大，所以研究时多采用有限元模拟方法。Y.Li[32]等通过研究指出柱形夹杂物要比球形夹杂物的增强效果好，较高长宽比的增强颗粒要比单位长宽比的颗粒增强效果更好。徐绯等[15]采用数值分析手段针对轴对称体胞模型开展研究，研究发现在不同的应变范围内，柱形颗粒对复合材料性能的增强作用强于球形颗粒，这是因为高强度柱形颗粒的尖角存在明显的应力集中，此处承受了很大的应力，而球形颗粒的应力分布在铝合金和SiC颗粒之间过渡比较缓和、均匀。同时在高的增强颗粒体积含量的情况下，球形颗粒的应变速率敏感性要比柱形颗粒强。徐娜等[33]采用平面应变和轴对称两种单胞模型，分析研究了形状不同的SiC增强颗粒对经T6处理后的铝基复合材料力学行为的影响，结果均显示出：增强颗粒为多边形状的铝基复合材料，随着颗粒边数的增大，颗粒的平均受力逐渐减小，从而复合材料的屈服强度也逐渐降低。

秦蜀懿等[34-35]对SiC/LD2复合材料的有限元分析显示，不同的颗粒形状会对周围基体产生不同分布的热残余应变分布，尤其是在颗粒的尖角端，热残余应力存在集中现象，且其程度随颗粒尖锐角度的减小而增加。由于在尖角上应力过大，且颗粒尖角处塑性应变区明显大于平直处，导致即使复合材料界面接合良好，颗粒尖角处即使在外加应变水平较低时也会断裂出孔洞，这些都是降低金属基复合材料塑性的重要原因。

晏义伍[12]通过对圆形颗粒和方形颗粒增强的Al基复合材料的对比研究发现，颗粒的形状对基体的Von Mises等效应力分布有很大影响。以方形颗粒增强的复合材料基体中处于高应力区域明显比球形颗粒增强时多，并且方形颗粒的等效应力分布较均匀，且方形颗粒增强后的热残余应力使得复合材料的弹性模量、屈服强度和加工硬化率等均增加。但在其尖角处易形成应力集中从而导致颗粒的断裂，这对复合材料的性能反而不利。

3.4 SiC颗粒分布对复合材料性能影响

增强颗粒在基体中的分布同样是影响材料性能的一个重要因素，均匀性越差的颗粒分布在基体中的割裂作用就越发明显，从而在一定程度上消弱了增强颗粒的积极作用。Tszeng[36]利用等效法对SiC颗粒增强Al基复合材料进行了研究，发现基体中颗粒分布均匀性高时复合材料具有较高的屈服强度，较大的拉伸强度以及延伸率。颗粒的聚集会降低复合材料的强度，而且颗粒聚集区域的应力集中程度随着聚集区长径比的增加而增加。Wang等[22]研究也发现增强颗粒均匀分布的复合材料具有较高的屈服应力、抗拉强度和延伸率。但均匀性分布需要合理的生产工艺，如对于粉末冶金技术生产的复合材料：小的基体/颗粒比，以及较长时间的混粉才有可能得到比较理想的均匀颗粒分布。

徐娜[33]通过研究发现颗粒均匀分布与随机分布在弹性区域基本重合，即弹性模量基本相同，当颗粒尺寸较大时均匀分布的弹性模量略高于随机分布的弹性模量，且颗粒以方形均匀分布时的屈服强度均略高于颗粒随机分布的屈服强度。但是随着颗粒尺寸的逐渐减小，这两种排布方式的影响逐渐变得不明显。

同样的研究也表明，增强颗粒的分布均匀性是严重影响颗粒断裂的因素，原因是增强颗粒的分布影响基体中三向应力值和基体塑性变形的具体行为[37-38]。P.Ganguly等[39]通过有限元模拟研究表明：增强颗粒偏聚处的颗粒将会受到较大的内部应力，这些地方将是材料破坏的起始位置，也是最容易引起金属基复合材料破坏的增强颗粒聚集形式。因此，要制备出性能良好的复合材料，就需要对增强颗粒在基体中的均匀分布进行工艺设计，如文献[40]讲述了机械搅拌铸造法制备的SiCp/6061Al复合材料中，影响SiC颗粒分布均匀性的因素有：预处理，气流量，搅拌温度，搅拌速度和搅拌时间等，这些工艺参数值得进一步研究与优化。

3.5 SiC颗粒与基体界面对复合材料性能影响

金属基复合材料界面，乃至所有复合材料界面都是场量在复合材料基体与增强体间传递的媒介，复合材料界面的性质在很大程度上决定了复合材料的性能。复合材料界面的功能特性主要表现为：①传递功能，界面是基体与增强体之间传递场量的桥梁；②阻断功能，界面适当的粘连强度有阻断裂纹扩展的功能；③吸收和散射效应，对一般振动阻尼复合材料来说，界面具有吸收和散射振动波的功能。

王水兵等人[41]将颗粒增强金属基复合材料中的界面层和增强颗粒视为等效增强体，并针对SiCp/Al基复合材料，计算了界面厚度和界面强度对复合材料弹性模量及界面阻尼的影响。研究发现，无论增强体中是否计入了界面体积，弹性模量随界面层厚度的减薄而增加，并随界面结合强度的提高而提高；而复合材料的界面阻尼则与此相反；当增强体中计入界面体积时，较厚的界面对弹性模量和界面阻尼的影响较大。且理论研究与实验结果相符，从而为实际制备复合材料时控制界面提供了科学依据。Zhang等人[42]利用嵌入单元法和有限元法相结合，对颗粒增强金属基复合材料界面的硬度、厚度和脱粘位置等进行了研究。结果显示硬界面显著提高了复合材料的强度，软界面显著降低了复合材料的强度，但对脱粘位置的影响无规律。极点脱粘导致复合材料整体强度下降严重，而赤道脱粘则影响较小。界面-基体脱粘比界面-颗粒脱粘对材料性能的影响更大。张亚芳等人[43]从细观尺度分析了考虑界面情况下的颗粒增强脆性基复合材料在单轴拉伸过程中的损伤破坏机制，模拟了裂纹萌生、扩展直至贯通性破坏的全过程。研究表明，当界面结合较强时，复合材料的强度高，但韧性差；而当界面结合较弱时，复合材料的强度弱，但韧性好，说明较强的界面可有效传递荷载，而较弱的界面则可提升复合材料的韧性。

综上分析，界面的微观结构及性能对复合材料的性能有着重要影响，因此对于界面微观结构的研究有着重要意义。黄大千等人[44]通过对SiC颗粒增强Al2024基复合材料的微观结构和界面观察发现，SiCp和基体之间的界面有多种形态，多数界面是平滑的，有的界面非常平直，但还有少数是锯齿形的。增强颗粒与基体间的界面多由SiC颗粒原料决定，而部分界面则可能由SiC颗粒的边缘与液态铝溶解及生长作用形成。在所研究的SiC颗粒增强Al2024基复合材料界面上存在着沉淀相，主要为CuAl2、Cu2Mg8SiAl5、（Mn，Fe）4SiAl12。 Wang[45]针 对 SiCp/Al6061颗粒增强金属基复合材料的微观结构和界面，通过多种方式进行了研究。发现界面基体中的构成相为Al15（Mn，Fe，Cu）3Si2，晶格类型为BCC，晶格常数为1.28nm，SiC颗粒包含六边形结构的α-SiC和立方体结构的β-SiC。同时发现了界面反应物为MgAl2O4和MgO。王文明等人[46]对Al合金液与SiC颗粒可能存在的界面化学反应，界面反应过程和界面反应的模型等做了总结。同时指出界面反应与制备工艺过程和参数的关系规律，并由此提出可以通过基体合金化、SiC颗粒表面处理、工艺选择及工艺参数控制等技术手段来控制界面反应，从而改善界面状态以达到提高复合材料性能的目的。此外，隋贤栋等人[47]以ZL109合金为基体，国产的绿碳化硅颗粒为增强体进行试验，发现在靠近SiC的界面层存在厚度小于1μm的“亚晶铝带”，它紧靠SiC表面形成，与远离SiC的Al基体有几度的位向差。这层“亚晶铝带”对界面性能起到了关键性的作用，因为界面的结合实际上是“亚晶铝带”与SiC的结合，“亚晶铝带”与SiC的结合力就是SiC/Al界面的结合力。在SiC/Al界面的这层“亚晶铝带”内可以看到大量的位错，它比远离界面的基体中的位错密度要高许多。而且“亚晶铝带”的组织结构要比远离界面的基体组织复杂。

4 结束语

近年来，国内外专家学者对以SiCp/Al基复合材料为代表的颗粒增强金属基复合材料有了较深入的研究，从而使其在国民经济各行业中得到了更进一步的应用。但是关于SiC颗粒的特性及其对金属基复合材料性能的影响了解的还不是很全面，如在有限元建模时对复合材料界面的考虑较少，复合材料制备加工和成形过程中的组织形成机制及演化规律等还有待系统研究。另外增强体颗粒尺寸对位错密度及复合材料弹性模量的影响规律说法不一，对强度的影响规律还不够系统，这在一定程度上制约了SiCp/Al基复合材料的更广泛应用。同时对SiCp/Al基复合材料的加工工艺、焊接性和防腐等方面的研究有待加强，从而有利于充分发挥SiCp/Al基复合材料为代表的颗粒增强金属基复合材料性能潜力。

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