高压条件下Al2O3/Al-10Si组织演变及力学性能

张艳衡 朱冬冬 王 刚 董 多 王晓红

（1 安徽工程大学材料科学与工程学院，芜湖 241000）

（2 衢州学院机械学院，衢州 324000）

文 摘 采用热压烧结与高压凝固分别制备了不同压力下Al2O3/Al-10Si 复合材料，研究了高压对Al2O3/Al-10Si 复合材料的组织演变规律及力学性能的影响。结果表明，高压凝固Al2O3/Al-10Si 复合材料由α 相，β相和Al2O3强化相组成，其中α 相呈胞状，在α 相晶界处存在少量粒径约为0.1 μm 的颗粒状β 相；对于不同压力下制备的复合材料性能研究发现，凝固压力增加，α 相中Si 的固溶度增加，显微硬度及拉伸强度也随之提高，显微硬度由热压烧结时的55.3 HV，增加到了5 GPa 时的128.1 HV，提高了133%，拉伸强度由热压烧结时的126 MPa，增加到了5 GPa时的702 MPa，这是由于高压导致α相中Si固溶度增加，形成了固溶强化。

0 引言

Al2O3/Al-Si 复合材料，具有比强度高、热稳定性［1-3］良好等特点，被广泛应用于航空航天、汽车和轨道交通等领域［4-6］。随着使用范围的扩大，Al2O3/Al-Si 复合材料的强度和硬度不能满足日益增长的使用需求。目前的研究主要集中在改善Al-Si 合金的组织形貌或进行固溶处理［7-9］，从而获得细小均匀的显微组织和过饱和固溶体［10-11］，以此提高力学性能来满足工业需求。

凝固反应在极端高压环境下进行，材料的熔点、密度、元素扩散系数和分配系数均发生极大改变［12-15］，导致凝固组织相的构成和微观形貌发生变化，形成亚稳态结构［16-17］。因此，高压可通过影响凝固过程改变凝固组织的分布和状态，最终达到改善材料性能的目的。近年来，高压凝固已经成为一项研究热门。LI 等［18］在4、5 GPa 的压力制备了不同成分的Al-Si 合金，发现高压虽然没有导致Al-Si 生成新的相，但是Al-Si 相图的共晶点随着压力升高向Si方向移动。MA等［19］研究了分别在1、2、3 GPa压力下凝固的Al-20Si 的力学性能和强化机制，认为高压形成过饱和固溶体，从而产生固溶强化是主要强化机理。LIU 等［20］采用高压凝固的方法制备了Al-7Si，并通过时效处理将硅相细化到纳米级，发现硅相细化可以同时提高铝硅二元合金的强度和延展性。MA等［21］研究了高压凝固SiCp/Al-20Si，发现SiC 和高压的共同作用下，初生Si由片状转变为细纤维状。

研究表明，常压条件下，液态Al 对于Al2O3的润湿性差［22］，随着熔体流动，复合材料中的Al2O3颗粒容易偏聚，导致常压条件制备Al2O3/Al复合材料工艺复杂。增加凝固压力可以提高材料界面润湿性［23］，且抑制熔体流动［24］，有利于获得成分均匀的复合材料。本文主要研究高压凝固Al2O3/Al-10Si 复合材料的凝固过程及组织形貌，不仅对探索高压凝固复合材料材料组织演变规律具有重要意义，还可以开发颗粒强化铝基复合材料的应用潜力，拟为制备高性能的Al2O3/Al-10Si复合材料提供理论基础。

1 实验

采用铝粉（99.9%、80 μm）、硅粉（99.9%、80 μm）和α-Al2O3颗粒（20 μm），配成名义为Al2O3/Al-10Si复合材料粉末（α-Al2O3颗粒为占总体积的10%），加入酒精放入球磨机内混粉6 h，转速为200 r/min，蒸干后得到的均匀粉末通过液压机在冷压模具内制得Φ9.6 mm×10 mm 的素坯，包裹上绝缘圈放入叶腊石模具中密封。高压实验在HTDS-032F型六面顶压机上进行，压力到达设定值（3、4、5 GPa）后升温至1 000℃，保温30 min 后冷却至室温，卸压得到高压凝固试样；热压烧结试样采用JVLF211 实验室真空热压烧结炉制备，真空度为1 mPa，烧结温度为555 ℃。热压与高压试样经打磨抛光后使用0.5%的HF 腐蚀20 s制得金相试样。

采用布鲁克D8 ADVANCE 型X 射线衍射仪（XRD）和Hitachi SU8010 扫描电子显微镜（SEM）分别分析不同压力下凝固试样的物相及显微组织形貌；通过阿基米德排水法测试材料的密度；使用DUH-211S 岛津动态显微硬度仪测量材料的显微硬度，为了提高结果的准确性，显微硬度值取5 次结果的平均值，并将试样切割成2 mm×2 mm×4 mm 的压缩试样进行压缩实验，压缩速率为0.5 mm/min，通过测试材料的显微硬度和抗压强度研究材料的力学性能。

2 结果与讨论

2.1 Al2O3/Al-10Si复合材料组织形貌

图1（a）给出了不同压力下凝固的Al2O3/Al-10Si复合材料的XRD 图谱。结果显示，Al2O3/Al-10Si 复合材料由α-Al 相、β-Si 相和Al2O3强化相组成，高压凝固Al2O3/Al-10Si复合材料α相衍射峰的强度增高，且随着凝固压力的升高，α 相衍射峰的强度继续提高，衍射峰面积随之增大，即α 相含量增加。高压凝固并没有使Al2O3/Al-10Si 复合材料物相组成发生改变，但改变了α相的体积分数。

图1 Al2O3/Al-10Si复合材料XRD图Fig.1 XRD spectra of Al2O3/Al-10Si composite

为了进一步研究高压凝固对于α 相中Si 固溶度的影响，采用步进扫描对Al2O3/Al-10Si复合材料α相的衍射峰进一步分析，结果如图1（b）所示，随着压力的增加，α相的衍射峰向高角度偏移。由布拉格方程可知，波长不变的情况下，衍射角增加是由于晶体的晶面间距减小所造成的，从而说明晶格常数减小［25-26］。而Si 原子的半径小于Al 原子半径，晶格常数减小，说明了更多的Si 原子替换了α 相中的Al 原子，即α相中Si的固溶度增加。

图2 为不同方法制备的Al2O3/Al-10Si 复合材料的组织形貌。由图2（a）看出，热压烧结Al2O3/Al-10Si 复合材料由α 相和Al2O3强化相组成，且Al2O3颗粒大多弥散分布于α 相晶界处。由图2（b）～图2（d）可看出，高压凝固Al2O3/Al-10Si 复合材料基体组织为胞晶状的α 相，无明显的（α+β）共晶组织，Al2O3颗粒分布于α 相晶界。Al2O3颗粒具有强度高、稳定性好的特点，在基体受力变形时，可承受部分载荷并抑制变形，从而提高材料力学性能。

对于亚共晶Al-10Si 合金，在常规凝固条件下，随着凝固反应进行，液相中首先析出少量初生α-Al相，随着初生相的增加，合金到达共晶成分，液相中形成大量的（α+β）共晶相。同时在α 相生长，熔体多余的Si元素在固-液界面前沿形成溶质堆积，导致凝固界面失稳，α相最终凝固形态呈枝晶状。而凝固压力变为高压，Si 元素的扩散激活能增加，扩散速率减小，使α 相生长时Si 的析出受到抑制，凝固界面趋于稳定，晶体的生长方式逐渐等轴化，最终导致Al2O3/Al-10Si复合材料α相呈胞状生长的趋势。

图2 Al2O3/Al-10Si复合材料组织形貌Fig.2 Al2O3/Al-10Si composite microstructure

在分析高压下凝固的Al2O3/Al-10Si 复合材料α相粒径时，发现随凝固压力增加，α 相晶粒尺寸无明显变化。比较不同方法制备的Al2O3/Al-10Si 复合材料α相粒径，相对于热压烧结，明显发现在3、4、5 GPa压力下凝固的Al2O3/Al-10Si 复合材料α 相晶体粒径较小［图2（b）～图2（d）］。高压可以降低晶体形核能，从而促进晶体形核，增加晶体数量；同时，压力升高抑制原子的长程扩散，从而降低晶体的生长速度。在高压的综合作用下，Al2O3/Al-10Si复合材料α 相晶粒细化。

图3 为不同压力下凝固的Al2O3/Al-10Si 复合材料β 相形貌，由图3（a）看出，凝固压力为3 GPa 时，Al2O3/Al-10Si 复合材料α 相边界处弥散分布着细小颗粒状的相，粒径约为0.1 μm，长径比基本为1∶1，经XRD 与EDS 分析确定为β-Si。由图3（b）、图3（c）看出，随着凝固压力增加，β相颗粒尺寸不变，但整体所占体积比减少，说明高压对于β 相晶粒的析出起到了抑制作用。

不同方法制备的Al2O3/Al-10Si 复合材料的能谱分析结果如表1 所示。热压烧结Al2O3/Al-10Si 复合材料α 相中Si 的固溶度为1.22%，凝固压力为3 GPa时，Al2O3/Al-10Si复合材料α相中Si的固溶度为5.22%，当凝固压力增加到4 GPa 时α 相中Si的固溶度达到了5.76%，5 GPa 时为6.51%。结果表明，高压凝固会导致Al2O3/Al-10Si 复合材料α相中Si的固溶度大幅增加，与常压相比形成过饱和固溶体。

图3 高压凝固Al2O3/Al-10Si复合材料β相形貌Fig.3 β phase morphology of high pressure solidified Al2O3/Al-10Si composites

由于Al 与Si 的晶体结构不共格，导致热压烧结的Al2O3/Al-10Si 复合材料α 相中Si 的固溶度极低。常规凝固条件下，随着凝固反应的进行，α 相生长导致Si元素偏析，固-液界面前沿的Si固溶度升高逐渐达到共晶点，最终凝固组织出现（α+β）共晶相。凝固压力上升达到GPa 级后，元素扩散受到抑制，Si 元素扩散速率减小，而凝固反应进行时固-液界面的推进速度变化不大，逐渐导致更多的Si 元素滞留在α 相内，Al2O3/Al-10Si复合材料α相中Si的固溶度随压力的增加而增加，逐渐接近熔体中的Si 含量，α 相生长时析出的Si 元素总量减小，最终导致β 相体积分数随凝固压力升高而减小。

表1 Al2O3/Al-10Si复合材料的EDS能谱分析结果Tab.1 EDS analysis results of Al2O3/Al-10Si composites

2.2 Al2O3/Al-10Si复合材料力学性能

图4 为不同方法制备的Al2O3/Al-10Si 复合材料α 相显微硬度。可以看出，热压烧结Al2O3/Al-10Si复合材料α 相显微硬度为55.3 HV，随着凝固压力升高，达到5 GPa时，Al2O3/Al-10Si复合材料α相显微硬度达到128.1 HV，与热压烧结相比，α 相显微硬度显著增加，提高了133%。随着压力的升高，α相中Si含量增加，更多的Si 原子代替了晶胞中的Al 原子，α 相晶格畸变增大，阻碍位错运动，导致Al2O3/Al-10Si 复合材料α相显微硬度增加。

图4 Al2O3/Al-10Si复合材料α相显微硬度Fig.4 Micro-hardness of α phase of Al2O3/Al-10Si composite

图5为不同方法制备的Al2O3/Al-10Si复合材料压缩应力-应变曲线。可以看出，Al2O3/Al-10Si复合材料的拉伸强度和压缩率均随着压力的增加而增加。热压烧结制备的Al2O3/Al-10Si复合材料拉伸强度仅为126 MPa。凝固压力为3 GPa时，材料的拉伸强度为458 MPa，且随着凝固压力增加，Al2O3/Al-10Si复合材料拉伸强度继续增加，4 GPa为514 MPa，凝固压力增加为5 GPa，拉伸强度达到了702 MPa。

图5 Al2O3/Al-10Si复合材料应力-应变曲线Fig.5 Stress-strain curves of Al2O3/Al-10Si composite

不同方法制备的Al2O3/Al-10Si 复合材料的密度如表2 所示。根据计算，Al2O3/Al-10Si 复合材料的理论密度为2.78 g/cm3，热压烧结制备的材料致密度为92.4%，压力增加到GPa 级后，材料密度已经基本接近理论密度，致密度增加，有利于Al2O3/Al-10Si 复合材料力学性能提升。

表2 Al2O3/Al-10Si复合材料密度Tab.2 Density of Al2O3/Al-10Si composite

随着压力增加，Al2O3/Al-10Si复合材料拉伸强度和压缩率均大幅度增加。一方面，高压导致Al2O3/Al-10Si 复合材料α 相中Si 的固溶度增加，形成固溶强化，增加了材料的拉伸强度；另一方面，就热压烧结而言，高压凝固Al2O3/Al-10Si 复合材料施加的凝固压力大量增加，导致材料致密度增加，逐渐接近1，从而提高材料的力学性能。

3 结论

通过在凝固过程中施加不同压力制备出Al2O3/Al-10Si 复合材料，研究了压力对于复合材料形貌的演变及力学性能的影响，得出下列结论。

（1）高压抑制Si 元素的扩散析出，提高晶体生长的界面稳定性，导致Al2O3/Al-10Si复合材料α相等轴化，逐渐呈现出胞状生长的趋势。

（2）随着凝固压力的增加，高压凝固Al2O3/Al-10Si复合材料β相体积分数减小。

（3）与烧结相比，高压凝固Al2O3/Al-10Si 复合材料α 相粒径明显减小，且Si 的固溶度随着凝固压力增加而增加，显微硬度随之增加，凝固压力达到5 GPa 时，α 相中Si 的固溶度为6.33%，显微硬度达到128.1 HV，比热压烧结Al2O3/Al-10Si 复合材料α 相显微硬度提高了133%。

（4）随着压力的增加，Al2O3/Al-10Si 复合材料拉伸强度大幅度增加，压力为5 GPa时制备的Al2O3/Al-10Si复合材料拉伸强度达到了702 MPa。