ZL101/SiCp復合材料制備及其缺陷分析

俞應煒，徐平安，李智勇

（昌河飛機工業集團有限責任公司，江西 景德鎮 333002）

碳化硅顆粒增強鋁基復合材料需要有高強度，高剛度等優異性能從而作為優秀的結構材料而在航空領域得到廣泛的應用。英國航天金屬基復合材料公司（AMC）的結構材料采用粉末冶金的方法成功制備出結構輕巧同時性能優異的結構材料，作為飛機起落架的結構材料得到廣泛的應用[1]。與鋁合金相比，其剛度提高約30%，提高了5%的使用壽命[2]；與鈦合金相比，其整體構建材料重量減少25%[3]。作為粉末冶金法屬于固相工藝的一種，粉末冶金法制做金屬基復合材料，按照增強相與金屬粉預算的比例稱量好放入研缽摻雜后研磨充分，然后倒入模具壓制成坯，再燒結成形，或直接對混合料熱軋、熱壓、熱擠等，由此獲得復合材料制件。采用粉末冶金法制做的SiCp/Al復合材料第二相的體積分數范圍可調，并且可被適當的調控，體積分數能高至70%[4]。在混料工藝可取的情況下，組織可以混合的非常均勻[5]。由于成型溫度低，增強相和基體之間的界面反應微弱甚至不反應，解決了陶瓷顆粒與熔融鋁液間不潤濕的困難，力學性能好，易成型，應且能夠實現凈成形，有廣闊的發展前景[6]。

1 實驗材料及方法

1.1 實驗材料組成

鋁基復合材料，其基體合金為ZL101，具體成分見表1所示；增強體顆粒為320#α-SiC和180#α-SiC顆粒，體積分數為20%。

表1 ZL101合金化學成分

圖1 SiCp/ZL101復合材料所用粉末典型掃描照片（a）Al粉 （b）SiC粉

1.2 實驗材料的制備

本實驗采用冷等靜壓結合熱等靜壓的方式，首先將增強體碳化硅顆粒和基體金屬粉末按照一定比例進行成分配比，同時加入一定比例的混料介質(鋼球)進行機械混合，混合后的鋁基復合材料掃描電鏡照片如圖2所示。從圖中可以看出，經混合后碳化硅粉末均勻分散在金屬粉末中，不存在偏聚現象。

圖2 混合粉末掃描電鏡照片

通過冷等靜壓使復合粉末致密化，成形為有一定強度的復合材料坯錠，使得冷壓坯致密度達到理論密度的70%以上后采用真空除氣體，利用真空泵機組將鋁基復合材料冷等靜壓坯錠抽真空，隨著加熱爐的加熱使坯錠粉末表面吸附的各種氣體逐步釋放出來，最終坯錠達到高真空狀態，為下一步熱等靜壓做準備,后最終采用熱等靜壓的方法制備試樣，通過冷等靜壓使復合粉末致密化，成形為有一定強度的復合材料坯錠，使得冷壓坯致密度達到理論密度的70%以上。試樣制備后的金相照片如圖3所示。

圖3 ZL101+180#SiCp/Al

2 結果與分析

2.1 材料微觀分析

由圖4可見，復合材料SiC增強顆粒分布較均勻，復合材料組織較致密，存在極少微小的孔洞和缺陷。SiC顆粒為光亮的黃色，形狀為多邊形，帶有一定的棱角，基體鋁合金為黃黑色，呈連續分布；SiC顆粒在鋁基體中分布均勻，極少顆粒團聚現象，滲入較完全。

2.2 復合材料微缺陷分析

圖4 180#+ZL101，100倍金相照片

由圖5可見，該點所處位置為鋁基體處，Al含量極高，隨著碳化硅顆粒尺寸減小，斷口中撕裂棱和韌窩的數量增多，表現出韌性斷裂。圖中顯示細顆粒區出現細小顆粒被“拔出”痕跡及拔出留下的黑色凹坑。

圖5 180#SiCp/Al SEM形貌和能譜

碳化硅顆粒相互搭接處是界面結合最薄弱和微裂紋極易萌生之處，所以易產生缺陷。碳化硅顆粒除了與碳化硅相互搭接處外全部被鋁液包裹，即除了碳化硅周圍全部是鋁相[7]。因為鋁的塑性比碳化硅好（碳化硅是脆性材料），材料一旦受力發生塑性變形，塑性好的鋁相一方優先發生微小變形。當受力方向與缺陷處垂直時，缺陷處就會出現微裂紋最終形成微孔，導致裂紋沿著晶界撕裂。當應力與缺陷處界面平行時，碳化硅顆粒間受到拉應力時，同樣微裂紋會在缺陷處萌生；碳化硅顆粒間受到壓應力時，應力就通過缺陷處相互傳遞，由于碳化硅顆粒既硬又脆難以發生屈服變形，致使碳化硅顆粒在缺陷處發生應力集中，進而導致其在缺陷處出現脆性斷裂即解理斷裂。

基于上述認識可以認為，在外力作用下連續相Al作為承載相首先發生彈性變形，應力通過SiCp/Al界面傳遞到SiC顆粒上，但此時整體材料表現出較低的彈性模量[8]。隨后，Al發生塑性變形并得到強化，由于SiC顆粒的存在，強化過程比較迅速[9]。與此同時，位錯在相界面上堆積并最終形成裂紋。大量形成的裂紋、SiC顆粒搭接缺陷處和原始材料中存在的氣孔使材料的有效承載面積減小，最終導致材料破斷。

2.3 復合材料微缺陷分析

適當的界面反應能改善增強體SiC與基體鋁合金的潤濕性，加強增強體與基體的結合，但過量的界面反應將生成Al4C3或MgA12O4等產物，造成增強體的損失與界面結合的惡化[10]。

對于SiCp/Al復合材料，主要存在以下界面反應[11]：

上述SiC與熔融Al間的反應系溶解-擴散機制控制。其過程按以下步驟進行：

SiC的高溫溶解，即SiC的表面與熔融Al接觸時緩慢溶解過程[12]

Si、C擴散，遠離SiC與Al的界面，進入液態金屬；當C在熔融Al中的溶解度過飽和時，析出Al4C3并長大。為了延緩上述界面反應的發生并改善增強體與基體的浸潤性，常常對SiC表面進行高溫氧化處理。由于高溫氧化的SiC顆粒表面生成Si02薄層，該薄層與Al之間的反應如下[13]：

不論發生上述何種反應，都有Si生成，因此，Si含量的變化常常成為判斷界面反應程度的有效方法[14]。碳化硅顆粒增強鋁基復合材料的界面分析如圖6所示。

由于在配料中沒有引入金屬硅，所以，在EDS中發現的金屬硅只可能是來自加熱過程中物料之間的反應所致。即

圖6 SiCp/Al復合材料界面SEM形貌及能譜

由于分析用的能譜儀不能將SiC和Si加以區分（主要是對C難以判斷），以能譜分析過程難以定性表征出 Si，有反應式（6）存在。除了反應式（6）外，基質中熔化的鋁鎂合金會氧化生成鎂鋁尖晶石，該反應過程和結果對于降低試樣的氣孔率、提高致密度和改善熱穩定性能是有益的。同時氧化的碳化硅和金屬鋁粉之間也會相應生成2Al2O3·3SiO2，這對改善顆粒間的結合狀況和材料的熱震穩定性能也是有益的[15]。

本實驗通過金相觀察、斷面SEM形貌、能譜,其缺陷主要是SiC粒子分布不均勻以及材料中存在氣孔。過對微缺陷產生的機理分析，可以得出對SiC進行加熱預處理、合適的顆粒配比尺寸和體積分數、延長保溫時間、提高浸滲溫度、降低冷卻速度、減少殘余應力將有可能減少微缺陷的產生。

3 結論

本文通過研究SiCp/A1復合材料的制備工藝，分析比較SiCp/Al復合材料金相、微缺陷SEM形貌、界面等，結合微缺陷產生的基本特征，得到如下結論：

（1）使用320#和180#的碳化硅顆粒作為增強體，同時采用ZL101作為基體制備出的碳化硅顆粒增強鋁基復合材料具有致密性良好，顆粒分布均勻，無明顯的聚集現象。

（2）同時結合SEM和EDS對界面的分析表明碳化硅顆粒增強鋁基復合材料產生的缺陷主要是碳化硅顆粒分布不均勻以及材料中存在氣孔，使材料的有效承載面積減小，最終導致材料破斷。

（3）解釋了碳化硅顆粒增強鋁基復合材料在界面反應中產生鎂鋁尖晶石和Si元素產生的原因。