铸造法制备颗粒增强铝基复合材料的研究进展

铸造法制备颗粒增强铝基复合材料的研究进展（精选2篇）

铸造法制备颗粒增强铝基复合材料的研究进展 篇1

颗粒增强铝基复合材料是当前研究较多、比较成熟、应用较广泛的金属基复合材料.综述了颗粒增强铝基复合材料的制备方法、研究现状.对碳化硅颗粒增强铝基复合材料搅拌铸造工艺中的`关键问题进行了分析,提出了今后的研究重点和发展方向.

作 者：赵大为 米国发  作者单位：河南理工大学材料科学与工程学院 刊 名：航天制造技术 英文刊名：AEROSPACE MANUFACTURING TECHNOLOGY 年，卷(期)：2008 “”(5) 分类号：V1 关键词：SiC颗粒增强   铝基复合材料   制备工艺   润湿性   界面  

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铸造法制备颗粒增强铝基复合材料的研究进展 篇2

碳化硅因其具有较高的性价比被广泛应用于制备颗粒增强铝基复合材料。搅拌铸造法制备碳化硅颗粒增强铝基复合材料主要面临两大难题[6，7]:(1)碳化硅为陶瓷相,与铝合金基体界面结合较差,易产生诸如晶格失配、润湿性差等问题;(2)碳化硅颗粒与铝合金基体密度相差较大,在熔融铝液中极易产生偏析和团聚现象,因此,大量研究集中在对碳化硅颗粒改性和对搅拌铸造工艺的改进方面,以解决碳化硅颗粒的界面结合和分散问题。Amirkhanlou等[8]采用球磨工艺将碳化硅粉末和铝粉进行机械合金化制备(Al-SiCp)复合粉体,以此作为添加粉体,显著提高碳化硅与熔融铝合金的润湿性。Geng等[9]在半固态温度区间加入SiC颗粒,并且采用压力铸造的方法使材料成型,获得了力学性能良好的复合材料。高飞鹏等[10]对加入SiC粉末的铝液进行超声处理,取得了较好的分散效果。但迄今如何实现低成本、高效复合及良好界面特性,依然还需要大量探索和优化,以期提升碳化硅增强铝基复合材料的力学性能。

研究表明[11，12],Cu和SiC颗粒具有良好的界面亲和性,且Cu与大多数金属均有良好的润湿性能。因此,本工作采用Cu包裹SiC粉体作为添加相,制备SiC/ADC12复合材料,研究在半固态温度区间,搅拌温度、搅拌时间以及复合粉体添加量对复合材料力学性能的影响[13，14]。

1实验材料与方法

1.1复合粉体的制备

实验所用绿色碳化硅粉体购于河南醒狮高技术股份有限公司,纯度为99.1%,;平均粒径为10μm,其形貌如图1(a)所示。采用文献[15]所述方法制备SiC/ Cu复合包裹粉体,在氧化的碳化硅表面原位沉积金属Cu包裹层,其中图1(b)为1200℃煅烧表面氧化后的碳化硅颗粒SEM形貌。所制得的SiC/Cu复合粉体形貌如图1(c)所示,X射线衍射图谱如图1(d)所示。

1.2真空搅拌铸造制备复合材料

倾斜式真空搅拌熔炼设备由上海晨华电炉有限公司设计制造。首先将ADC12铝锭放入真空熔炼炉中,升温至铝锭熔化,除渣除气处理后,抽真空至0.1Pa,将复合粉体在搅拌状态下由加料口缓慢加入铝合金熔体中,在300r/min转速下搅拌15~45min。最后卸除真空开炉,拔渣之后浇入预热到250℃的金属模具铸造成型。

图1原料粉体与复合粉体SEM形貌照片及XRD图谱(a)原始碳化硅;(b)表面氧化后碳化硅;(c)SiC/Cu复合粉体;(d)复合粉体 XRD图谱Fig.1SEMimagesofrawSiCpowders(a)，pre-oxidatedSiCpowders(b)，SiC/Cucompositepowders(c)andXRDpatternofcompositepowders(d)

1.3测试表征

采用Quanta 400FEG场发射环境扫描电子显微镜进行断口形貌观察和表征;采用Rigaku,D/max-rB型旋转阳极X射线衍射仪进行XRD物相分析;采用INSTRON3365万能材料试验机进行拉伸强度测试, 拉伸速率为2mm/s;采用HB-S3000数显布氏硬度计测试样品的硬度,实验载荷7350N,保压时间为30s, 选用压头直径为5mm。

2结果与分析

2.1搅拌温度对复合材料显微组织及力学性能的影响

图2所示为不同搅拌温度下复合材料断口SEM照片。可以看出,当搅拌温度为560℃ (图2(a))时, SiC团聚趋势非常明显,材料基体中出现因SiC颗粒团聚而形成的孔洞。这主要是由于铝液温度过低,大量固体悬浮物阻碍了SiC颗粒的扩散,导致SiC颗粒的团聚。当搅拌温度为580℃(图2(b))时,铝液温度恰好在液相线以下,此时SiC颗粒具有最佳的润湿性和分散性。当搅拌温度达到600℃(图2(c))时,由于铝液温度已经高出ADC12的液相线,SiC颗粒与铝合金基体润湿的难度开始加大,因而材料中所含SiC颗粒数量有所减少。因此,搅拌温度580℃下制得的复合材料具有良好的分散性和较高的SiC含量。

图2(d)所示为不同搅拌温度下复合材料的力学性能。可以看出,当搅拌温度为580℃时,复合材料具有最佳的强度和硬度;而当搅拌温度为560℃和600℃ 时,材料的力学性能均有所下降,这与图2所示断口照片结果相吻合。

图2不同搅拌温度下复合材料SEM断口照片及力学性能曲线(a)560℃;(b)580℃;(c)600℃;(d)力学性能曲线Fig.2SEMfractureimagesofthesamplespreparedatdifferentstirtemperaturesandtheirmechanicalpropertiescurves(a)560℃;(b)580℃;(c)600℃;(d)mechanicalpropertiescurves

2.2搅拌时间对复合材料显微组织及力学性能的影响

图3所示为580℃下不同搅拌时间复合材料断口SEM照片。由图3(a)可以看出,当搅拌时间为15min时,材料基体中仅含有少量的SiC颗粒,这是由于搅拌时间过短,大量SiC未能与基体形成有效复合;图3 (b)所示,当搅拌时间为30min时,铝合金基体中的SiC颗粒开始增多,且分布较为均匀;从图3(c)可以发现,当搅拌时间达到45min时,SiC颗粒并未有明显的增加,且粗大的Al-Si相开始增多,说明过长的搅拌时间并不能有效增加SiC陶瓷体的含量,反而会促进晶粒长大,最终导致铝合金综合性能的下降。

图3(d)所示为不同搅拌时间复合材料的力学性能。可以看出,当搅拌时间为15min时,材料的强度和硬度值处于一个较低的水平,之后随着搅拌时间的延长而逐渐增大;当搅拌时间达到30min时,材料的力学性能达到最大值;而当搅拌时间达到45min后,材料的力学性能又出现了略微下降。这说明30min为最佳搅拌时间,搅拌时间过短将导致材料性能的下降,而过长的搅拌时间对提升材料性能并无明显帮助,反而会促进有害相的产生,同样降低材料的力学性能。

2.3 SiC/Cu复合粉体添加量对复合材料显微组织及力学性能的影响

图4所示为不同SiC/Cu复合粉体添加量复合材料的SEM断口照片。当SiC/Cu复合粉体添加量在6% (质量分数,下同)以下时,SiC颗粒在基体中分布较为均匀;而当SiC/Cu复合粉体添加量增加到8%时,基体中的SiC颗粒开始出现大量团聚。这是由于随着SiC/Cu复合粉体加入量的增加,铝液变得极为黏稠,大量悬浮的SiC颗粒阻碍了后续加入SiC的扩散,最终导致SiC颗粒团聚现象的产生。图5给出了不同SiC/Cu复合粉体添加量复合材料力学性能的变化,可以清晰地看到, SiC/Cu复合粉体添加量从0%上升到4%,材料的拉伸强度和硬度也随之增大,并在SiC/Cu复合粉体添加量为4%时拉伸强度达到最大值;而当SiC/Cu复合粉体添加量从4%增至8%,虽然材料的硬度略微上升,但材料的拉伸强度却呈现出急剧下降的趋势。这说明当SiC/Cu复合粉体添加量超过4%时,基体中的SiC含量仍在增加,但开始出现团聚现象,产生的团聚物在材料基体中形成细小的孔洞,破坏了材料基体的连续性, 导致材料的力学性能大幅下降。

图3不同搅拌时间复合材料SEM断口照片及力学性能曲线(a)15min;(b)30min;(c)45min;(d)力学性能曲线Fig.3SEMfractureimagesofthesamplespreparedat580℃ withdifferentholdingtimeandtheirmechanicalpropertiescurves(a)15min;(b)30min;(c)45min;(d)mechanicalpropertiescurves

图4不同SiC/Cu添加量复合材料断口SEM 照片(a)2%;(b)4%;(c)6%;(d)8%Fig.4SEMfractureimagesofthesampleswithdifferentSiC/Cucontent(a)2%;(b)4%;(c)6%;(d)8%

2.4不同粉体对复合材料力学性能的影响

表1为在制备工艺和粉末添加量相同的情况下, 添加4%的不同粉末制得的复合材料与铝合金基体的力学性能对比。可以发现,SiC/Cu复合粉体对于材料力学性能的提升幅度要远高于原始SiC颗粒对于材料力学性能的提升。当SiC/Cu复合材料综合性能达到最佳时,与原始铝合金基体相比,其拉伸强度提高了24.1%,硬度提高了77.3%;而原始SiC颗粒增强复合材料综合性能达到最佳时,拉伸强度和硬度提升15.5%和26.7%。由于SiC与铝合金基体的润湿性较差,难以与基体形成有效的结合,因而SiC难以有效提高材料的力学性能。 而当添加SiC/Cu复合粉体时,表面包裹的金属铜与基体能形成良好的合金相,有效改善陶瓷相与基体合金的界面润湿性[11],复合材料的力学性能大幅度提高;并且真空环境下能进一步改善陶瓷颗粒与基体合金的浸润效果,克服大气环境搅拌的卷气夹杂等不足,使SiC颗粒均匀分散在基体中, 并和基体形成有效的界面结合。

3复合材料增强机理与断裂机制

颗粒增强铝基复合材料的增强机理主要有细晶强化、位错强化、增强颗粒的载荷传递等,当颗粒尺寸在0.1μm以上时复合材料以位错强化机制为主[16]。在塑性变形过程中,增强相颗粒通过阻碍位错滑移,形成位错堆积实现对基体合金的强化。本实验中所用SiC颗粒平均粒径为10μm,因此复合材料的主要强化方式为位错强化;同时复合材料所受的应力通过晶界传递到增强颗粒上,增强颗粒是承受应力的主要载体,因此增强颗粒和基体的界面结合对复合材料的强度有重要影响[17]。本研究中采用SiC颗粒表面包裹Cu,由于Cu元素与基体ADC12合金具有良好的亲和性,以此作为界面改性手段能够改善陶瓷相与基体合金的界面结合强度。

复合材料的强度还与增强颗粒的尺寸有关[18]。 小尺寸的增强颗粒本身缺陷较少,不易产生断裂,因此晶界处的沿晶断裂成为复合材料的主要失效方式;而对大尺寸的增强颗粒而言,由于晶界面积较大,使得通过晶界传递到颗粒上的应力也较大,加之大尺寸的增强颗粒本身就具有较多的缺陷,因而材料具有明显的解理断裂趋势。因此当SiC颗粒介于1.5~20μm之间[18],材料断裂方式将同时呈现沿晶断裂和解理断裂特征。图6是本实验所制备的复合材料拉伸断口照片,可以看出部分SiC颗粒完全暴露在基体之外,说明这部分SiC颗粒界面处铝合金基体被撕裂,断裂方式为沿晶断裂;另有一部分SiC颗粒断口较为平滑锐利, 属于明显的解理断裂,进一步显示出Cu包裹在SiC表面显著改善了增强相与基体合金的界面结合。

4结论

(1)搅拌温度580℃,搅拌时间30min,SiC/Cu复合粉体添加量为4%时,复合材料的综合力学性能达到最大值,材料的拉伸强度为283MPa,硬度为HB133,较基体合金分别提高24.1%和77.3%。

(2)相比于普通SiC复合材料,SiC/Cu复合材料拉伸强度提高了15.5%,硬度提高了26.7%,SiC/Cu复合粉体能够有效改善SiC在基体中的分散性和润湿性。

(3)断口分析表明,复合材料的断裂方式为解理断裂和沿晶断裂的混合断裂模式。

摘要：以SiC/Cu复合包裹粉体为增强相,采用真空搅拌铸造技术制备SiC/ADC12铝基复合材料,研究制备工艺条件对复合材料力学性能的影响,同时借助X射线衍射(XRD)和扫描电子显微镜(SEM)等测试分析手段对其物相结构进行表征。结果表明:SiC/Cu复合粉体显著改善了SiC颗粒在熔融铝合金基体中的润湿性和分散性。当搅拌温度为580℃,搅拌时间为30min,复合粉体添加量为4%(质量分数)时,复合材料获得最佳的力学性能,拉伸强度283MPa,硬度HB133,较基体合金分别提高24.1%和77.3%,较普通SiC增强复合材料提高15.5%和26.7%。