纳米SiCp/108Al复合材料的组织与性能

李剑云，谢敬佩，b，王爱琴，b，朱鹏飞

纳米SiCp/108Al复合材料的组织与性能

李剑云a，谢敬佩a，b，王爱琴a，b，朱鹏飞a

(河南科技大学a.材料科学与工程学院;b.有色金属共性技术河南省协同创新中心，河南洛阳471023)

采用粉末冶金法制备了不同体积分数SiC颗粒增强的纳米SiCp/108Al复合材料。利用光学显微镜、扫描电子显微镜、透射电子显微镜对复合材料的微观组织及拉伸断口形貌进行了表征，测定了复合材料的相对密度、硬度、抗拉强度、屈服强度及延伸率，分析了纳米SiC颗粒体积分数对复合材料组织及性能的影响。分析结果表明:添加纳米SiC颗粒的SiCp/108Al复合材料组织明显细化，性能得到提高。当纳米SiC颗粒体积分数为2%时，复合材料组织的晶粒最细小，缺陷较少，同时纳米SiC颗粒分布均匀，复合材料的性能最佳，相对密度达到98%。复合材料的硬度达到102HV，抗拉强度达到348 MPa，屈服强度达到229 MPa，分别比108Al基体提高了34%、26%和43%。当纳米SiC颗粒体积分数较大时，SiC颗粒会出现明显团聚现象，导致复合材料的性能降低。

粉末冶金;纳米SiC颗粒;铝基复合材料;组织;性能

0 引言

碳化硅(SiC)颗粒增强铝基复合材料，由于具有高比强度、高比刚度、低密度、耐高温和良好的耐磨性等性能［1－3］，在航空航天、国防工业、汽车、能源等领域有着广泛的应用。SiC颗粒的尺寸对铝基复合材料的性能有很大影响，理论上，SiC颗粒的尺寸越细小，对材料性能的增强效果越明显，这是因为细小的颗粒不仅自身很少存在结构缺陷，同时其周围还具有更高的热错配位错密度［4－5］。文献［6］采用粉末冶金法，制备了SiC体积分数为5%的纳米SiC颗粒增强铝基复合材料，其抗拉强度达到215 MPa，比纯铝提高了110%。文献［7］采用高能球磨和热挤压相结合的方法制备了Al/纳米SiC颗粒复合材料，在纳米SiC颗粒体积分数为1%时，其极限抗拉强度为(205±18)MPa，延伸率为(17±3)%。但是纳米SiC颗粒由于颗粒细小、比表面积大、比表面能大，极易团聚导致颗粒粒径增大，从而影响增强效果。同时，纳米SiC颗粒与Al基体的润湿性差，热膨胀系数差别较大，容易发生界面反应产生硬脆相，导致纳米颗粒在基体中难以均匀分布，产生严重的应力集中现象［8］。文献［9］发现纳米SiC颗粒体积分数达到5%时，无法制备出合格的拉伸样品。文献［10］研究了纳米SiC体积分数分别为1%、3%、5%的增强铝基复合材料的拉伸性能，发现SiC体积分数为5%时，颗粒团聚现象十分明显，复合材料的延伸率大大降低。

目前，对于纳米SiC增强铝基复合材料的研究［11］较少，本文采用粉末冶金法制备了纳米SiCp/ 108Al复合材料，就纳米SiC颗粒体积分数对复合材料的微观组织、相对密度、硬度、拉伸性能和断口形貌的影响进行了研究。

1 试验材料与方法

1.1 试验材料

试验所用的基体为惰性气体雾化制粉得到的108Al粉，平均粒度为7 μm，基体化学成分见表1，其扫描电子显微镜(scanning electron microscope，SEM)形貌见图1a。增强体为采用化学气相沉积法制备的纳米SiC颗粒，平均粒度为80 nm，其透射电子显微镜(transmission electron microscope，TEM)形貌见图1b。

表1108 Al粉基体化学成分%

图1 复合材料原始粉末形貌

1.2 制样过程

混料:分别称取体积分数为1%、2%、3%、4%的纳米SiC颗粒，与108Al粉混合，先装入球磨罐中干混12 h，球料质量比为8∶1。随后，加入一定量的液体分散剂，在行星球磨机上湿混20 h，将混合均匀的粉末于真空干燥箱中干燥。单向压制:采用500 MPa压力的油压机，将混合后的复合粉末压制成Φ 75 mm×60 mm的冷压坯。烧结:将压制好的坯料放入充有氮气保护的管式炉中烧结，烧结温度为560℃，保温4 h后随炉冷却。热挤压:将烧结好的坯料加热至480℃进行热挤压，挤压比为15∶1，挤压速率为1 mm/s，获得Φ 19 mm的复合材料棒材。热处理:对复合材料依次进行300℃保温2 h随炉冷却的退火处理，520℃保温4 h水淬的固溶处理，180℃保温6 h空冷的时效处理。

为了对比，采用相同工艺过程将单一108Al粉制成棒材。

1.3 性能测试与微观组织观察

将复合材料棒材车削加工成拉伸试样，轴向平行于挤压方向，拉伸试棒形状及尺寸如图2所示。在SHIMADZU(日本岛津)AG-I 250 kN电子拉伸试验机上测量复合材料的抗拉强度和延伸率，拉伸速率为0.1 mm/min，每种成分复合材料均测试3根，求平均值;用JSM-5600LV型扫描电子显微镜对复合材料拉伸断口形貌进行观察。

按照国家标准GB/T 4340—1999《显微硬度测试方法》，用HVS-1000A型显微硬度计对复合材料进行显微硬度测试，试验力选取0.98 N，保载时间为15 s，每个试样测10个点，求平均值。

自不同成分复合材料拉断试棒的端头相同部位切割下金相试样，采用阿基米德排水法测定试样的实际密度，采用混合定律计算复合材料的理论密度，计算复合材料的相对密度。经打磨抛光腐蚀后，用Olympus PMG3型光学显微镜对试样的显微组织进行观察。

将复合材料切割成0.3 mm厚的薄片，打磨至50 μm以下，冲裁成Φ 3 mm的圆片，在GATAN-691型离子减薄仪上减薄出孔;在JEM-2100型透射电子显微镜下，对复合材料中纳米SiC颗粒的分布和微观组织进行观察。

图2 拉伸试棒形状及尺寸示意图

2 结果与讨论

2.1 复合材料的微观组织

图3为不同体积分数SiC颗粒的纳米SiCp/108Al复合材料的金相组织。由图3可以看出:热挤压后复合材料的晶粒沿挤压方向拉长，组织中分布着块状初生Si颗粒，与108Al基体(见图3a)相比，复合材料的晶粒明显细化。这是由于在烧结和热挤压过程中，纳米SiC颗粒的存在会成为非匀质形核的核心，从而促进材料的形核率，同时增强颗粒的加入也会在很大程度上阻碍晶粒的长大并诱发再结晶，因而使得复合材料的晶粒尺寸得到细化。晶粒越细，在一定体积内的晶粒数目越多，在受到外力发生塑性变形时，可分散在更多的晶粒内，受力较均匀。根据Hall-Petch关系，材料的强度和硬度随着晶粒尺寸的增大而降低，可以预见纳米SiCp/108Al复合材料的性能要优于108Al基体。但从图3b～图3e可以看出:随着纳米SiC颗粒体积分数的增加，复合材料的孔洞缺陷增多。当纳米SiC颗粒体积分数达到4%时，缺陷尤为明显，组织中有大量孔洞，这可能是由于纳米SiC颗粒达到一定量时不能在基体中均匀分布，包裹在108Al粉颗粒上，在烧结过程中，SiC颗粒聚集在基体的晶界上，影响108Al基体的烧结融合［12］，使晶界上产生孔洞缺陷。通过比较可以看出:当纳米SiC颗粒体积分数为2%时，纳米SiCp/ 108Al复合材料的晶粒最细小，孔洞缺陷相对较少，组织较好。

图3不同体积分数SiC颗粒的纳米SiCp/108Al复合材料的金相组织

图4 为不同体积分数SiC颗粒的纳米SiCp/108Al复合材料的TEM组织。由图4可知:纳米SiC颗粒体积分数为1%和2%时(见图4a和图4b)，SiC颗粒分布较为均匀，几乎没有出现颗粒团聚现象，颗粒与108Al基体结合较好，界面干净，组织中存在着较多位错。位错是由于SiC颗粒与108Al基体的热膨胀系数存在差异，温度的变化引起108Al基体与增强体产生热错配，继而产生塑性残余应力，提高位错密度，起到强化作用［13］。纳米SiC颗粒体积分数为2%时的颗粒间距要比体积分数为1%时更为平均，分散性更好。纳米SiC颗粒体积分数为3%和4%(见图4c和图4d)的微观组织明显不同于纳米SiC颗粒体积分数为1%和2%的微观组织，可以看到明显的团聚现象，团聚体尺寸接近1 μm。根据文献［10］可以推测纳米SiC颗粒体积分数为3%和4%时，对复合材料强化作用不明显。

2.2 复合材料的性能

2.2.1 复合材料的相对密度和硬度

图5为不同体积分数SiC颗粒的纳米SiCp/108Al复合材料的相对密度和硬度曲线。由图5可以看出:复合材料的相对密度随着纳米SiC颗粒体积分数的增加先增加后降低。纳米SiC颗粒体积分数从0%增加到2%时，相对密度逐渐增加，在2%时达到最大(为98%)，这是因为当SiC颗粒密度大于108Al基体时，复合材料的相对密度随SiC体积分数的增加必然增加。SiC颗粒体积分数继续增加到3%时，复合材料的相对密度略有降低，这是因为纳米SiC颗粒的表面能比较大，化学活性较高，极易吸附大量气体和其他固体杂质，在压制过程中容易形成孔隙，烧结时气体排出后形成孔洞缺陷，从而影响复合材料的相对密度。同时，随纳米SiC颗粒体积分数的增加，团聚现象明显，不能够均匀地分散于108Al基体中，烧结过程中粉末颗粒间的相互黏结和空隙的填充都需要物质的迁移［14］，而团聚现象增大了在烧结过程中纳米SiC颗粒对物质的迁移阻力，从而导致复合材料的相对密度降低。

图4 不同体积分数SiC颗粒的纳米SiCp/108Al复合材料的TEM组织

从图5中还可以看出:复合材料的硬度随着纳米SiC颗粒体积分数的增加呈现出先增加后降低的趋势。当纳米SiC颗粒体积分数较少(＜2%)时，硬度逐渐增加，这是由于纳米SiC颗粒对108Al基体起到了弥散强化的作用，细小的硬质相颗粒弥散分布在基体中，能够有效地承受载荷。当纳米SiC颗粒体积分数为2%时，复合材料的硬度达到102HV，比108Al基体提高了34%。但是当纳米SiC颗粒体积分数超过2%时，复合材料的硬度开始减小，这是由于纳米SiC颗粒在达到一定体积分数时，团聚成尺寸较大的增强体，不能有效发挥细小颗粒的弥散强化作用，因此导致复合材料的硬度呈现降低趋势。

2.2.2 复合材料的拉伸性能

表2为不同体积分数SiC颗粒的纳米SiCp/108Al复合材料的抗拉强度、屈服强度和延伸率。从表2中可以得出:纳米SiC颗粒对108Al基体拉伸性能有着明显的增强作用。纳米SiC颗粒体积分数为1%、2%、3%、4%的复合材料抗拉强度与108Al基体相比，分别提高了7%、26%、14%和9%;屈服强度与108Al基体相比，分别提高了13%、43%、19%和16%。这是由于纳米SiC颗粒表面积大，与108Al基体结合的界面多，对108Al基体的约束作用强，弥散分布的纳米颗粒还起到了钉扎位错的作用，因而材料强度明显提高。但是纳米SiC颗粒体积分数超过2%时，强度的提高并不明显，这是因为纳米SiC颗粒体积分数较高时，不可避免地会出现细小颗粒的团聚现象，使纳米SiC颗粒的强化作用明显降低。从表2中还可看出:复合材料的延伸率随着纳米SiC颗粒体积分数的增加而降低，这可能是因为纳米SiC颗粒的加入有效地促进了108Al基体与SiC颗粒之间的界面形成，容易导致裂纹的萌生和扩展［15］，致使延伸率降低。

图5 纳米SiCp/108Al复合材料的相对密度和硬度曲线

表2 纳米SiCp/108Al复合材料的抗拉强度、屈服强度和延伸率

图6为不同体积分数SiC颗粒的纳米SiCp/108Al复合材料的拉伸断口形貌。由图6可见:不同成分复合材料的断口形貌有一定差异。未加SiC颗粒的108Al基体中塑性变形相对较大，断口中分布一些韧窝，有一定韧性断裂的特征。添加1%和2%纳米SiC颗粒的复合材料，断口形貌中主要分布着浅而小的韧窝，有少许塑性变形区域，但存在着一些孔洞。这主要是因为纳米SiC颗粒和Si颗粒与Al结合有缺陷，从颗粒处萌生裂纹，导致复合材料韧性较差，延伸率降低，属于脆性断裂。当纳米SiC颗粒体积分数超过2%时，断口形貌较为复杂，出现了明显裂纹和孔洞，说明此时复合材料的界面结合较差，这是因为团聚体存在处易产生应力集中，导致出现裂纹的概率增大，同时几乎没有出现韧窝，呈现类似冰糖状的形貌，说明此时塑性较低，属于脆性断裂。

图6 不同体积分数SiC颗粒的纳米SiCp/108Al复合材料的拉伸断口形貌

3 结论

(1)纳米SiC颗粒的加入对108Al基体有着较强的增强作用，复合材料微观组织中晶粒明显细化，性能得到提高。当纳米SiC颗粒体积分数为2%时，复合材料的组织较为致密，颗粒分布较为均匀，纳米SiC颗粒与108Al基体结合较好，性能达到最优，硬度、抗拉强度、屈服强度分别为102HV、348 MPa、229 MPa，较108Al基体分别提高了34%、26%、43%。

(2)当纳米SiC颗粒体积分数超过2%时，出现明显的团聚现象，团聚体尺寸接近1 μm，复合材料的组织中出现了较多孔洞缺陷，物理机械性能均降低，强化作用不明显。

(3)未加纳米SiC颗粒的108Al基体的延伸率为6.2%，拉伸断口形貌中有韧性断裂的特征;添加纳米SiC颗粒的复合材料延伸率较低，断裂机制为脆性断裂。

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TB333.12

A

1672－6871(2017)05－0001－06

10.15926/j.cnki.issn1672－6871.2017.05.001

国家自然科学基金项目(51371077)

李剑云(1992－)，女，河南南阳人，硕士生;谢敬佩(1957－)，男，河南安阳人，教授，博士，博士生导师，主要从事金属基复合材料的研究.

2017－01－12