納米SiC增強純Al基復(fù)合材料的微觀組織和力學(xué)性能

沈茹娟，胡旺，郭柏松，宋旼

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納米SiC增強純Al基復(fù)合材料的微觀組織和力學(xué)性能

沈茹娟1, 2，胡旺1，郭柏松1，宋旼1, 2

(1. 中南大學(xué)深圳研究院，深圳 518057；2. 中南大學(xué)粉末冶金國家重點實驗室，長沙410083)

與采用微米尺度SiC顆粒為增強相制備的Al基復(fù)合材料相比，以納米SiC顆粒為增強相制備的Al基復(fù)合材料具有更加優(yōu)異的力學(xué)性能，可極大提高SiC增強Al基復(fù)合材料的服役可靠性及應(yīng)用范圍。采用傳統(tǒng)粉末冶金方法制備納米SiC顆粒增強純Al基復(fù)合材料，研究燒結(jié)溫度和增強相體積分數(shù)對復(fù)合材料微觀結(jié)構(gòu)和力學(xué)性能的影響。研究表明，燒結(jié)溫度和增強相體積分數(shù)均對復(fù)合材料的微觀結(jié)構(gòu)和力學(xué)性能有重要影響。隨燒結(jié)溫度升高，復(fù)合材料中的殘留微孔減少，密度和強度均得到顯著提高。含體積分數(shù)為3%納米SiC顆粒的復(fù)合材料在610℃具有最高的強度，進一步提高納米SiC顆粒的含量并不能提高材料的力學(xué)性能，這主要是由于當納米SiC顆粒的體積分數(shù)超過3%時將出現(xiàn)明顯的團聚，從而降低強化效應(yīng)。

Al基復(fù)合材料；納米SiC；燒結(jié)溫度；體積分數(shù)

與基體Al合金相比，由于具有高的彈性模量、強度、硬度以及良好的抗疲勞和耐腐蝕能力，陶瓷顆粒增強Al基復(fù)合材料已經(jīng)成為最具有發(fā)展前景的復(fù)合材料之一[1?3]。優(yōu)異的力學(xué)性能使得陶瓷顆粒增強Al基復(fù)合材料能夠有效替代傳統(tǒng)材料制備航空航天、交通運輸和光電器材等工業(yè)部門中對材料比剛度要求較高的零部件[4?5]。在過去近二十年里，科研工作者將注意力集中在應(yīng)用SiC顆粒作為增強體來增強Al基復(fù)合材料的相關(guān)研究中[6?10]。研究表明其強化機制一般可以劃分為間接強化和直接強化兩種機制[11?17]。采用的SiC顆粒粒徑通常是幾個微米到幾百個微米，這種尺度的SiC顆粒在復(fù)合材料的制備和后續(xù)變形過程中容易斷裂，斷裂后的顆粒往往會成為復(fù)合材料中的裂紋源，這將導(dǎo)致外部載荷不能有效地由基體傳遞到增強相上，從而損害復(fù)合材料的綜合力學(xué)性能，包括強度、塑性和韌性等[12, 18]。前期研究表明采用納米尺度的增強顆粒能夠有效提高金屬基復(fù)合材料的力學(xué)性能[19?20]。這類復(fù)合材料表現(xiàn)出超塑性以及良好的高溫性能。這些優(yōu)異的性能主要歸功于兩個可能的原因。第一，增強相體積分數(shù)一定時，納米尺度的顆粒比微米尺度的顆粒擁有更小的顆粒間距，根據(jù)Orowan強化理論，這有助于復(fù)合材料獲得更高的強度[9, 21]。第二，納米尺度增強相的加入能夠限制在復(fù)合材料制備過程中產(chǎn)生的晶粒粗化，這有助于復(fù)合材料獲得良好的塑性[22?25]。盡管鑄造是復(fù)合材料制備成本最低廉的方法，但由于SiC和金屬Al的熱膨脹系數(shù)存在巨大的差異以及金屬Al對SiC的潤濕性差，這種方法并不適合制備SiC增強Al基復(fù)合材料[26?27]。此外，鑄造還可能導(dǎo)致SiC和液態(tài)Al之間發(fā)生有害反應(yīng)，比如生成脆性相Al4C3和Si。為了防止在制備過程中發(fā)生這類不良反應(yīng)以及顆粒團聚，采用粉末冶金法是非常適合的選擇，因為粉末冶金法不僅能夠在較低溫度獲得具有高溫穩(wěn)定的納米晶結(jié)構(gòu)復(fù)合材料，還有助于增強相在基體中的均勻分布[30?32]。在對微米尺度的SiC顆粒增強Al基復(fù)合材料的研究中，普遍認為增強相的體積分數(shù)和燒結(jié)溫度對復(fù)合材料的力學(xué)性能具有顯著影響。當增強相的體積分數(shù)超過一定值后，增強相就會發(fā)生團聚并損害復(fù)合材料的力學(xué)性能，一般而言，提高燒結(jié)溫度能夠顯著促進復(fù)合材料的致密化過程，但過高的燒結(jié)溫度會導(dǎo)致脆性相Al4C3的形成。目前關(guān)于增強相體積分數(shù)和燒結(jié)溫度對納米尺度SiC增強Al基復(fù)合材料微觀結(jié)構(gòu)和力學(xué)性能影響的相關(guān)研究還很不充分，因此進一步研究這兩個制備參數(shù)對納米SiC增強Al基復(fù)合材料的微觀結(jié)構(gòu)及力學(xué)性能顯得尤為必要。

1 實驗

分別采用純度為99.83%、平均粒徑2 μm的商業(yè)Al粉和純度為99.98%、平均粒徑為50 nm的SiC粉末作為基體粉末和增強相。采用酒精作為液體介質(zhì)，將Al粉和SiC粉在轉(zhuǎn)速為300 r/min的行星式球磨機中球磨5 h，并采用氬氣作為保護氣氛，球磨過程中的球料比為4:1。球磨后的粉末在75℃下于干燥箱中干燥5 h后放入鋼模中，隨后在室溫下采用400 MPa壓力壓制成直徑為50 mm的生坯。

為了探究燒結(jié)溫度和增強相體積分數(shù)對納米尺度的SiC增強Al基復(fù)合材料微觀結(jié)構(gòu)及力學(xué)性能的影響，制備了S和V兩組復(fù)合材料樣品，制備工藝參數(shù)如表1所列，兩組樣品均在氬氣保護下(壓力為10 MPa)使用石墨模具進行熱壓燒結(jié)，加熱速率為10℃/min。燒結(jié)后將樣品在560℃下擠壓成棒狀，擠壓比為5:1。復(fù)合材料的密度采用阿基米德方法進行測定，并根據(jù)所測密度和復(fù)合材料理論密度的差值與理論密度的百分比作為復(fù)合材料的孔隙度。采用線切割將樣品加工成標距為8 mm、截面為3.4 mm×3 mm的標準拉伸試樣，樣品的軸向沿著擠壓方向。拉伸實驗在Instron3369萬能測試機上采用固定的壓頭速度進行，拉伸速率為5×10?4s?1，屈服強度采用0.2%進行補償計算決定。采用配備有Cu靶的D/max2550pc X射線衍射儀確定復(fù)合材料中的物相組成。復(fù)合材料的微觀結(jié)構(gòu)和拉伸樣品的斷面分析采用FEI Nano230 和 Quanta FEG 250 掃描電子顯微鏡進行觀察。

表1 S和V兩組復(fù)合材料制備工藝參數(shù)

2 結(jié)果

2.1 X射線衍射分析

圖1所示為含有5% 納米SiC的生坯在不同溫度下燒結(jié)并經(jīng)過擠壓處理和含有不同納米SiC體積分數(shù)的生坯在610℃燒結(jié)并經(jīng)過擠壓處理后的X射線衍射圖譜。由圖可以看出，只有Al 和SiC 峰存在于該衍射圖譜中，其他的物相峰如Al4C3和Si并沒有出現(xiàn)，但這并不能表明在當前的制備工藝條件下沒有發(fā)生有害的界面反應(yīng)，要確認是否發(fā)生了界面反應(yīng)，還需要進一步研究。從圖1(a)可以看出隨燒結(jié)溫度升高，Al和SiC的布拉格峰并沒有產(chǎn)生明顯變化，這表明升高燒結(jié)溫度并沒有導(dǎo)致明顯的晶粒粗化。從圖1(b)可以看出與含有5% 納米SiC的復(fù)合材料相比，含有1%和3%納米SiC復(fù)合材料的Al峰發(fā)生明顯寬化，這表明這兩種材料中出現(xiàn)了晶粒細化和內(nèi)應(yīng)力增加。

圖1 (a)不同溫度燒結(jié)和(b)含有不同納米SiC體積分數(shù)的樣品經(jīng)擠壓后的X射線衍射圖譜

2.2 微觀結(jié)構(gòu)

圖2 所示為在不同燒結(jié)溫度下制備的復(fù)合材料的SEM顯微組織。由圖2可以看出，部分納米SiC顆粒發(fā)生了團聚(如圖中箭頭所示)，其余的納米SiC顆粒則較均勻地分散在Al基體中。從圖中還可以看出，殘留孔隙普遍存在于所有樣品中，但隨燒結(jié)溫度升高，殘留孔隙的數(shù)量顯著減少。在520和570℃燒結(jié)后的樣品中，Al顆粒間的結(jié)合較弱，甚至可以看到一些孤立的Al顆粒。圖3是含有不同體積分數(shù)納米SiC增強的Al基復(fù)合材料的SEM顯微組織。從圖3可以看出，隨納米SiC體積分數(shù)增加，已經(jīng)被能譜確定為SiC的白色點狀聚集物(如圖中箭頭所示)的數(shù)量增加。這表明，隨納米SiC體積分數(shù)增加，SiC的團聚將會加劇。AHMED等[33]的研究表明，盡管采用納米SiC制備復(fù)合材料會有團聚發(fā)生，但由于團聚多發(fā)生在晶界，增強顆粒依然可以通過釘扎晶界而限制晶粒的粗化。

圖2 不同燒結(jié)溫度制備的復(fù)合材料經(jīng)擠壓后的顯微組織

圖3 含不同納米SiC增強顆粒的復(fù)合材料經(jīng)燒結(jié)并擠壓后的顯微組織

2.3 密度和力學(xué)性能

采用不同燒結(jié)溫度(S)和不同納米SiC體積分數(shù)(V)制備的復(fù)合材料的密度和力學(xué)性能如表2所列。由表2可知，S復(fù)合材料的密度隨燒結(jié)溫度升高而增大。當納米SiC 的體積分數(shù)從1%增加到3%時，V復(fù)合材料的密度得到顯著提高，但當納米SiC的體積分數(shù)增加到5%時，復(fù)合材料的密度反而會降低。孔隙度的變化趨勢與密度的變化趨勢相近。從表2還可以看出，S復(fù)合材料的屈服強度和抗拉強度均隨燒結(jié)溫度升高而增大。當納米SiC的體積分數(shù)從1%增加到3%時，V復(fù)合材料的屈服強度和抗拉強度均得到明顯提高，但納米SiC體積分數(shù)增加到5%時，其屈服強度和最終拉伸強度出現(xiàn)顯著降低。

表2 不同燒結(jié)溫度(S)和不同納米SiC體積分數(shù)(V)經(jīng)燒結(jié)再擠壓后的復(fù)合材料的密度和力學(xué)性能

2.4 斷面分析

圖4和圖5分別是采用不同的燒結(jié)溫度和不同體積分數(shù)的納米SiC顆粒制備的復(fù)合材料經(jīng)擠壓后再拉伸變形至斷裂后的斷面的SEM顯微組織。由圖4可以看出，在不同燒結(jié)溫度下制備的含有5 %納米SiC的復(fù)合材料具有相似的斷面特征，包括脆性和延性斷裂。這種斷面由Al基體中大大小小的韌窩和納米SiC顆粒的團聚體組成。在Al基體中能夠觀察到較大的深韌窩，這表明復(fù)合材料在完全斷裂前經(jīng)歷了充分的塑性變形。但從該組較低倍數(shù)的斷面圖片可以看出，在較低溫度下制備的復(fù)合材料斷面較為平整光滑，這表明在較低的燒結(jié)溫度下，顆粒之間的結(jié)合強度較弱，在承受拉應(yīng)力時主要表現(xiàn)為顆粒間的解理，但在較高的燒結(jié)溫度下，顆粒之間通過組元擴散結(jié)合緊密，有助于復(fù)合材料在承受載荷時發(fā)生較為充分的塑性變形。從圖4(b)可以看出，在斷面中有非常明顯的裂紋，這進一步證明了在較低溫度下制備的復(fù)合材料中顆粒間的結(jié)合作用較弱。由圖5可以看出，不同體積分數(shù)的復(fù)合材料的拉伸斷面中韌窩的尺寸和形狀與圖4類似，即斷面由Al基體中大大小小的韌窩和納米SiC顆粒的團聚體組成，但隨SiC體積分數(shù)增加，從較低放大倍數(shù)的斷面圖片可以看到復(fù)合材料的斷面逐漸變得平整，這主要與增加納米SiC顆粒的體積分數(shù)將明顯減弱Al基體在復(fù)合材料中的粘結(jié)作用并會產(chǎn)生較為嚴重的殘留熱應(yīng)力有關(guān)。

圖4不同溫度燒結(jié)后經(jīng)擠壓制備的復(fù)合材料拉伸變形斷裂后的顯微組織

3 分析與討論

如圖2和表2所示，燒結(jié)溫度對復(fù)合材料的微觀結(jié)構(gòu)和力學(xué)性能具有顯著影響。提高燒結(jié)溫度會使得復(fù)合材料的綜合性能得以提高，這主要有兩個原因。第一，提高燒結(jié)溫度會加速組元擴散，從而提高組元的固相燒結(jié)能力并減少孔隙，這有助于復(fù)合材料的致密化。第二，由于SiC和鋁基體存在較大的熱膨脹系數(shù)差異，當復(fù)合材料從燒結(jié)溫度冷卻時，在SiC和鋁基體的界面上會因為熱應(yīng)力的存在而產(chǎn)生位錯塞積。提高燒結(jié)溫度會增加位錯的塞積程度，這將進一步提高復(fù)合材料的強度。

圖5 含不同體積分數(shù)納米SiC增強復(fù)合材料經(jīng)燒結(jié)及擠壓后的拉伸斷面的顯微組織

在制備納米復(fù)合材料的過程中，最大的挑戰(zhàn)是由于納米尺度的增強相具有巨大的比表面積所帶來的一系列問題，如更易發(fā)生擴散、化學(xué)反應(yīng)和團聚。在界面處發(fā)生化學(xué)反應(yīng)能夠增強基體和增強相的界面結(jié)合，但脆性的反應(yīng)產(chǎn)物可能會嚴重影響復(fù)合材料的力學(xué)性能。更高的燒結(jié)溫度能夠通過加速組元擴散而促進致密化，但同時也可能導(dǎo)致在Al-SiC體系中出現(xiàn)有害反應(yīng)。LIU的研究表明[34]，Al和SiC的界面反應(yīng)在660℃發(fā)生，而Al和納米SiC的反應(yīng)只需在600 ℃以上便會發(fā)生。CHIOU和CHUNG[35]在665、690、720 ℃將液態(tài)Al浸滲到SiC纖維預(yù)制品中制備SiC纖維增強鋁基復(fù)合材料，并觀察復(fù)合材料的拉伸強度、楊氏模量以及伸長率的變化。發(fā)現(xiàn)隨制備溫度升高，復(fù)合材料的性能顯著降低，并且在較高溫度下制備的復(fù)合材料在拉伸變形后有大量的SiC纖維被直接從Al基體中拔出。這主要因為在較高溫度下制備復(fù)合材料時，界面處產(chǎn)生過量的Al4C3會損害復(fù)合材料中增強相和基體的界面結(jié)合強度。因此，結(jié)合圖1中的XRD結(jié)果中無顯著的Al4C3峰，可以得知本研究選用的制備復(fù)合材料的燒結(jié)溫度是適合的。

如圖3和表2所示，納米SiC的體積分數(shù)對復(fù)合材料的綜合力學(xué)性能也具有重要影響。研究結(jié)果表明，當納米SiC的體積分數(shù)不超過3%時，增加其體積分數(shù)能夠使得復(fù)合材料具有更高的屈服強度、抗拉強度和密度。然而，當納米SiC的體積分數(shù)超過3%時，納米SiC對復(fù)合材料的強化作用就會減弱。這種現(xiàn)象可能有三個主要原因：第一，當納米顆粒的體積分數(shù)超過一定值時，納米顆粒會在晶界處達到飽和，進而限制納米顆粒對晶粒細化的積極作用；第二，由于納米顆粒過度塞積在晶界處會弱化晶界結(jié)合強度，損害復(fù)合材料的強度和延展性；第三，過多的納米SiC會加劇顆粒的團聚，使得納米SiC在Al基體中難以均勻分布。相關(guān)的實驗[36?38]和理論[31?32]研究表明，增強相的團聚會嚴重損害復(fù)合材料的性能。增強相團聚一般以兩種截然不同的方式來加速裂紋形核。第一，團聚的增強體在變形的過程中會像一個整體的大顆粒進行整體變形，使得在團簇中心發(fā)生的變形遠小于復(fù)合材料的整體變形。第二，顆粒單獨運動，這就使得在團簇中心發(fā)生的變形遠大于復(fù)合材料的整體變形。團簇的斷裂往往發(fā)生在拉伸過程的前期，團簇中產(chǎn)生的裂紋往往會導(dǎo)致材料整體斷裂。這兩種不同的加速裂紋形核方式均對復(fù)合材料的性能有不良影響。此外，KANG等[39]研究發(fā)現(xiàn)納米尺度顆粒增強的復(fù)合材料主要通過晶界強化和Orowan機制強化。顆粒團聚會弱化復(fù)合材料中納米SiC對晶粒細化及位錯的阻礙作用，從而降低復(fù)合材料的強度。因此，為了獲得良好的力學(xué)性能，該復(fù)合材料中納米SiC的體積分數(shù)應(yīng)控制在3%以下。

4 結(jié)論

1) 采用納米SiC作為增強相能夠使得鋁基體得到強化，SiC的體積分數(shù)對其強化效應(yīng)具有重大影響。當納米SiC的體積分數(shù)不超過3%時，增加其體積分數(shù)能夠使得復(fù)合材料具有更高的屈服強度、拉伸強度和密度。當納米SiC的體積分數(shù)超過3%時，納米SiC對復(fù)合材料的強化作用減弱。

2)提高燒結(jié)溫度能夠顯著增強復(fù)合材料強度，在610℃燒結(jié)制備的含有3%納米SiC增強顆粒的復(fù)合材料具有最佳的綜合力學(xué)性能。

[1] BRIAN R, YUEN H C, LEE W B. The processing of metal matrix composites-an overview[J]. Journal of Materials Processing Technology, 1997, 63(1/3): 339?353.

[2] SURAPPA M K. Aluminium matrix composites: Challenges and opportunities[J]. Sadhana-Acad P Eng S, 2003, 28(1/2): 319?334.

[3] MIRACLE D. Metal matrix composites – From science to technological significance[J]. Compos Sci Technol, 2005, 65(15/16): 2526?2540.

[4] TORRALBA J M, DA COSTA C E, VELASCO F. P/M aluminum matrix composites: An overview[J]. J Mater Process Tech, 2003, 133(1/2): 203?206.

[5] KACZMARA J W, PIETRZAKB K,et al. The production and application of metal matrix composite materials[J]. J Mater Process Tech, 2000, 106(1/3): 58?67.

[6] SAHIN Y, ACILAR M. Production and properties of SiCp-reinforced aluminium alloy composites[J]. Composites Part A: Applied Science and Manufacturing, 2003, 34(8): 709? 718.

[7] SAHIN Y. Preparation and some properties of SiC particle reinforced aluminium alloy composite[J]. Mater Design, 2003, 24(8): 671?679.

[8] 沈茹娟，孫超，宋旼,等. 混料時間和擠壓對SiC增強純Al基復(fù)合材料顯微組織和力學(xué)性能的影響[J]. 粉末冶金材料科學(xué)與工程, 2012, 17(5): 604?610. SHEN Rujuan, SUN Chao, SONG Min, et al. Effects of stirring time and extrusion on microstructures and mechanical properties of SiC reinforced pure AI matrix composites[J]. Materials Science and Engineering of Powder Metallurgy, 2012, 17(5): 604?610.

[9] WANG Z, SONG M, SUN C, et al. Effects of particle size and distribution on the mechanical properties of SiC reinforced Al–Cu alloy composites[J]. Mater Sci Eng A, 2011, 528(3): 1131?1137.

[10] ZAKARIA H M, Microstructural and corrosion behavior of Al/SiC metal matrix composites[J]. Ain Shams Engineering Journal, 2014, 5(3): 831?838.

[11] AYYAR A, CHAWLA N. Microstructure-based modeling of the influence of particle spatial distribution and fracture on crack growth in particle-reinforced composites[J]. Acta Mater, 2007, 55(18): 6064?6073.

[12] 任淑彬, 沈曉宇, 何新波, 等. SiC粒度及粉末裝載量對SiCp/Al復(fù)合材料熱循環(huán)行為及力學(xué)性能的影響[J]. 粉末冶金材料科學(xué)與工程, 2011, 16(2): 196?200. REN Shubin, SHEN Xiaoyu, HE Xinbo, et al. Effects of SiC particle size and powder load on thermal cycling behavior and mechanial properties of SiCp/Al composite[J]. Materials Science and Engineering of Powder Metallurgy, 2011, 16(2): 196?200.

[13] SU Y, OUYANG Q, ZHANG W, et al. Composite structure modeling and mechanical behavior of particle reinforced metal matrix composites[J]. Mater Sci Eng A, 2014, 597: 359?369.

[14] PRANGNELL P B, BARNES S J, ROBERTS S M, et al. The effect of particle distribution on damage formation in particulate reinforced metal matrix composites deformed in compression. Materials Science and Engineering A, 1996, 220(1/2): 41?56.

[15] CHAWLA N, SHEN Y L. Mechanical behavior of particle reinforced metal matrix composites[J]. Adv Eng Mater, 2001, 3(6):357–370.

[16] AYYAR A, CHAWLA N. Microstructure-based modeling of crack growth in particle reinforced composites[J]. Compos Sci Technol, 2006, 66(13): 1980?1994.

[17] ZHANG Z, CHEN D. Consideration of Orowan strengthening effect in particulate-reinforced metal matrix nanocomposites: A model for predicting their yield strength[J]. Scripta Mater, 2006, 54(7): 1321?1326.

[18] XIA X, MCQUEEN H J, ZHU H. Fracture behavior of particle reinforced metal matrix composites[J]. Applied Composite Materials, 2002, 9(1): 17?31.

[19] MA Z Y, TJONG S C, Li Y L. The performance of aluminium-m atrix composites with nanometric particulate Si-N-C reinforcement[J]. Compos Sci Technol, 1999, 59: 263?270.

[20] MA Z Y, LIA Y L, LIANG Y, et al. Nanometric Si3N4particulate-reinforced aluminum composite[J]. Mater Sci Eng A, 1996, 219(1/2): 229?231.

[21] NAN C W, CLARKE D R. The influence of particle size and particle fracture on the elastic/plastic deformation of metal matrix composites[J]. Acta Mater, 1995, 44(9): 3801?3811.

[22] SHERIF EL-ESKANDARANY M. Mechanical solid state mixing for synthesizing of SiC/Al nanocomposites [J]. J Alloy Compd, 1998, 279(2): 263?271.

[23] HAFIZPOUR H R, SIMCHI A, PARVIZI S. Analysis of the compaction behavior of Al-SiC nanocomposites using linear and non-linear compaction equations[J]. Advanced Powder Technology, 2010, 21(3): 273?278.

[24] SABERI Y, ZEBARJAD S M, AKBARI G H. On the role of nano-size SiC on lattice strain and grain size of Al/SiC nanocomposite[J]. J Alloy Compd, 2009, 484(1/2): 637?640.

[25] NIIHARA K. New design concept of structuralceramics-ceramic nanocomposites [J]. The Ceramic Society of Japan, 1991, 99(10): 974?982.

[26] LIUG W, MUOLO M L, VALENZA F A. Passerone, Survey on wetting of SiC by molten metals[J]. Ceram Int, 2010, 36(4): 1177?1188.

[27] SEVIK H, KURNAZ S C. Properties of alumina particulate reinforced aluminum alloy produced by pressure die casting[J]. Mater Design, 2006, 27(8): 676?683.

[28] MITRA R, MAHAJAN Y R. Interfaces in discontinuously reinforced metal-matrix composites[J]. Defence Science Journal, 1993, 43(4): 397?418.

[29] FEEST E A. Interfacial phenomena in metal-matrix composites[J]. Composites, 1992, 25(2): 75?86.

[30] ROSSO M. Ceramic and metal matrix composites: Routes and properties[J]. J Mater Process Tech, 2006, 175(1/3): 364?375.

[31] DENG X, CHAWLA N. Modeling the effect of particle clustering on the mechanical behavior of SiC particle reinforced Al matrix composites[J]. J Mater Sci, 2006, 41(17): 5731?5734.

[32] SEGURADO J, GONZáLEZ C, LLORCA J. A numerical investigation of the effect of particle clustering on the mechanical properties of composites[J]. Acta Mater, 2003, 51(8): 2355?2369.

[33] AHMED A, NEELY A J, SHANKAR K. Experimental comparison of the effects of nanometric and micrometric particulates on the tensile properties and fracture behavior of Al composites at room and elevated temperatures[J]. Metallurgical and Materials Transactions A, 2010, 42(3): 795?815.

[34] LIU H, WANG L, WANG A, et al. Study of SiC/Al nanocomposites under high pressure[J]. Nanostructured Materials, 1997, 9(1): 225?228.

[35] CHIOU J M, CHUNG D D L. Characterization of metal-matrix composites fabricated by vacuum infiltration of a liquid metal under an inert gas pressure[J]. J Mater Sci, 1991, 26(10): 2583?2589.

[36] PRANGNELL P B, BARNES S J, ROBERTS S M, et al. The effect of particle distribution on damage formation in particulate reinforced metal matrix composites deformed in compression[J]. Mater Sci Eng A, 1996, 220(1/2): 41?56.

[37] CHAWLA N, JONES J W, ALLISON J E. Effect of SiC volume fraction and particle size on the fatigue resistance of a 2080Al/SiCpcomposite[J]. Metallurgical and Materials Transactions A, 1998, 29(11): 2843?2854.

[38] KOLLO L, BRADBURY C R, VEINTHAL R, et al. Nano-silicon carbide reinforced aluminium produced by high-energy milling and hot consolidation[J]. Mater Sci Eng A, 2011, 528(21): 6606?6615.

[39] KANG Y C, CHAN S L I. Tensile properties of nanometric Al2O3particulate-reinforced aluminum matrix composites[J]. Mater Chem Phys, 2004, 85(1/3): 438?443.

(編輯 高海燕)

Microstructures and mechanical properties of nano-sized SiC particle reinforced pure Al based composites

SHEN Rujuan1, 2, HU Wang2, GUO Baisong1, SONG Min1, 2

(1. Shenzhen Research Institute, Central South University, Shenzhen 518057, China;2. State Key Laboratory of Powder Metallurgy, Central South University, Changsha 410083, China)

Compared to the composites reinforced by micro-sized SiC particles, the composites reinforced by nano-sized SiC particles possess much better mechanical properties, which can greatly improve the operational reliability and serviceable range of the materials. The effects of the sintering temperature and the volume fraction of the reinforcements on the microstructure and mechanical properties were investigated for nano-sized SiC reinforced composites manufactured by the powder metallurgy route. The results show that both factors have significant effects on the microstructures and mechanical properties of the composites. With increasing the sintering temperature, less residual pores exist in the composite, and both the density and strength are improved. The composite reinforced with 3% nano-sized SiC sintered at 610 ℃ possesses the highest strength among the composites. However, further increasing the volume faction of SiC particles cannot obtain higher strength. The strengthening effects of nano-sized SiC in the composite reinforced by more than 3% SiC particles become weak due to the agglomerations of the SiC particles.

aluminum matrix composite; nano-sized SiC; sintering temperature; volume fraction

TG 146.22

A

1673?0224(2016)04?546?09

深圳市科技計劃項目(JCYJ20140509142357196)；國家自然科學(xué)基金(51301206)

2015?07?14；

2015?09?20

宋旼，博士，教授；電話：0731-88877677；E-mail: msong@csu.edu.cn