超聲振動(dòng)對(duì)納米SiCp/Al-5Cu復(fù)合材料組織與性能的影響

李建宇, 呂書林, 吳樹森, 魯 康, 高 琦

（華中科技大學(xué) 材料成形與模具技術(shù)國家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，武漢 430074）

鋁基納米復(fù)合材料具有質(zhì)量輕、比強(qiáng)度高、比剛度高、耐磨性好等優(yōu)異的性能，在航天、航空等軍事以及汽車工業(yè)等領(lǐng)域受到越來越廣泛的關(guān)注[1]。其中，由于SiC顆粒具有高強(qiáng)度、高硬度、高耐磨、高熱導(dǎo)率、低熱膨脹率和低密度等優(yōu)良性能，納米SiCp/Al復(fù)合材料具有廣泛的應(yīng)用前景[2]。目前納米SiCp/Al復(fù)合材料基本上都是通過燒結(jié) + 熱擠壓法制備，相對(duì)于液態(tài)外加法，制備設(shè)備昂貴，工藝復(fù)雜，孔隙率高；但是，外加法制備納米SiCp/Al的主要難點(diǎn)在于納米SiC顆粒與金屬基體的潤濕性差，導(dǎo)致納米SiC顆粒難以加入到金屬熔體中，另外納米陶瓷顆粒在金屬基體中容易團(tuán)聚。因此，開發(fā)一種新的制備工藝顯得十分必要。

超聲振動(dòng)工藝具有環(huán)保節(jié)能、低成本、操作簡單和高效性等優(yōu)點(diǎn)，在金屬基復(fù)合材料領(lǐng)域中有著廣闊的應(yīng)用前景[3-7]。制備金屬基復(fù)合材料時(shí)，對(duì)金屬復(fù)合熔體施加超聲振動(dòng)能夠細(xì)化晶粒、促進(jìn)顆粒分散和改善增強(qiáng)顆粒與基體之間的潤濕性，這主要是因?yàn)槌暡ㄔ诮饘偃垠w中產(chǎn)生的聲空化和聲流效應(yīng)[5-7]。Tsunekawa等[8]制備SiO2/Al-Mg基復(fù)合材料時(shí)，施加了超聲振動(dòng)，發(fā)現(xiàn)超聲振動(dòng)能改善增強(qiáng)顆粒與金屬熔體之間的潤濕性。Liu等[9]借助超聲工藝成功地使Al3Ti顆粒于基體合金中均勻分散。高琦等[10]利用超聲工藝制備了原位TiB2/Al-4.5Cu復(fù)合材料，結(jié)果表明TiB2顆粒在基體中均勻分布。目前，大部分文獻(xiàn)主要報(bào)道了超聲振動(dòng)對(duì)微米增強(qiáng)顆粒的分散效果，對(duì)外加納米顆粒增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料的分散效果研究相對(duì)較少。

本工作針對(duì)納米SiCp/Al-5Cu鋁基復(fù)合材料，將高能球磨技術(shù)、超聲振動(dòng)技術(shù)及擠壓鑄造成形工藝有機(jī)結(jié)合，解決外加納米增強(qiáng)顆粒難以加入金屬熔體及在固相基體中不均勻分布的難題。研究不同超聲時(shí)間對(duì)納米SiC在Al-5Cu鋁合金基體中分散效果的影響，并對(duì)力學(xué)性能及強(qiáng)化效果進(jìn)行研究。

1 實(shí)驗(yàn)方法

采用Al-10Mn中間合金塊，Al-5Ti-B中間合金塊，純Al，Mg，Cu塊及球磨制備的毫米級(jí)SiCp/Al復(fù)合顆粒等原材料配制成納米SiCp/Al-5Cu鋁合金復(fù)合材料，基體Al-5Cu鋁合金的化學(xué)成分見表1。圖1為SiC粉、Al粉的原始形貌掃描電鏡圖。從圖1（a）可以看出，粒徑為40 nm的納米SiC原始粉末是團(tuán)聚在一起的，從圖1（b）可以看出，鋁粉的平均尺寸約 30 μm。

表1 基體 Al-5Cu 鋁合金的化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%）Table1 Chemical composition of Al-5Cu matrix alloy（mass fraction/%）

將納米SiCp放入高溫箱式電阻爐內(nèi)氧化處理，使?fàn)t溫升至1000 ℃，保溫2 h，使SiC顆粒表面生成3～4 nm厚的SiO2層。將氧化后的納米SiC和微米級(jí)鋁粉進(jìn)行配料、混合，置于500 mL不銹鋼真空罐中，在真空保護(hù)下，高速混粉冷焊成球，制備出粒徑為1～2 mm復(fù)合顆粒。將按照配比制備的納米SiCp/Al-5Cu鋁合金復(fù)合材料的原材料，放置井式電阻爐中加熱熔化，爐溫設(shè)置為750 ℃。待基體合金完全熔化后，在高純氬氣保護(hù)氣氛下，進(jìn)行機(jī)械攪拌 10～15 min，轉(zhuǎn)速為 100～150 r/min，攪拌完成后靜置 30 min，靜置溫度為 740～750 ℃。靜置完成后，扒去浮渣，并向熔體中通入高純氬氣除氣10 min。然后，用預(yù)熱的澆包盛一定量的熔體，放置保溫爐中，在氬氣的保護(hù)下，將超聲變幅桿插入熔體至液面10～15 mm，待熔液溫度降至720 ℃時(shí)，開始超聲振動(dòng)，超聲裝置如圖2所示。該裝置超聲功率為2800 W，超聲頻率為20 kHz，采用間隙式工作，振1 s停1 s。超聲時(shí)間分別設(shè)置為0 min，1 min，3 min，5 min。待超聲結(jié)束，將熔體快速澆入預(yù)熱模具中，通過擠壓鑄造成形，制得30 mm × 100 mm 圓棒試樣，如圖 3 所示，成形壓力均為 50 MPa。

圖1 原始球磨粉末 SEM 圖 （a）SiC 粉;（b）Al粉Fig.1 SEM of raw ball-milling powder （a）SiC powder;（b）Al powder

圖2 超聲裝置示意圖Fig.2 Schematic diagram of ultrasonic vibration treatment system

從各個(gè)試樣上端相同位置分別截取厚10 mm左右的小塊，經(jīng)研磨拋光后，用體積分?jǐn)?shù)為0.5%的HF溶液腐蝕。采用JEOL JSM-7600F場發(fā)射掃描電鏡觀察試樣顯微組織；采用SHIMADZU XRD-7000S衍射儀對(duì)試樣研磨粉末進(jìn)行XRD測試，分析試樣的相組成，掃描角度范圍10°～90°，掃描速率為10 （°）/min。圖3為拉伸試樣尺寸，室溫拉伸實(shí)驗(yàn)在AG-IC100KN電子萬能試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行，拉伸速率為 1 mm/min。

圖3 拉伸試樣尺寸Fig.3 Size of tensile test specimen

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 超聲處理對(duì)微觀組織的影響

圖4為在不同超聲時(shí)間處理下1%（質(zhì)量分?jǐn)?shù)，下同）納米SiCp/Al-5Cu鋁合金復(fù)合材料的低倍SEM圖。由圖4可知，復(fù)合材料的微觀組織為α 固溶體（α-Al）和 θ相（Al2Cu），θ相呈網(wǎng)狀或半網(wǎng)狀分布。圖4（a）為未經(jīng)超聲振動(dòng)處理的SiCp/Al-5Cu鋁合金復(fù)合材料試樣，初生α-Al晶粒粗大，而且尺寸大小不均勻；另外，也可以看到晶界處顆粒堆積，大塊團(tuán)聚明顯，顆粒分布不均勻。SiC顆粒主要分布于晶界θ相（Al2Cu）周圍，由于SiC與初生α-Al晶格錯(cuò)合度大于5%，一般來說，試樣凝固成形時(shí)SiC顆粒不能被初生α-Al固相捕捉，所以隨著初生α-Al晶粒的析出，SiC顆粒被推移到固液界面前沿，最后伴隨晶界θ相（Al2Cu）的析出，顆粒聚集于晶界[11-12]。圖4（a）中大塊團(tuán)聚尺寸約為80～120 μm，這些團(tuán)聚形態(tài)不隨晶界的變化而發(fā)生改變，從而可以看出這些團(tuán)聚于凝固前形成。納米SiC顆粒比表面積大，會(huì)趨向減少界面能而達(dá)到穩(wěn)定狀態(tài)，從而在熔體中納米顆粒會(huì)團(tuán)聚在一起[11-12]。由于聲空化與聲流作用，施加超聲振動(dòng)會(huì)改善顆粒分布。從圖4（b）可以看出，超聲振動(dòng)1 min后，大塊的顆粒團(tuán)聚基本被消除，但仍然存在局部小團(tuán)聚，其尺寸約為 10～50 μm。如圖 4（c）、圖 4（d）所示，超聲振動(dòng)時(shí)間延長至 3 min，5 min 后，所有的團(tuán)聚幾乎全被消除，顆粒在基體合金中均勻分布。隨著超聲時(shí)間進(jìn)一步延長至7 min，可以發(fā)現(xiàn)，與超聲處理5 min相比，顆粒分布改善不明顯，并且復(fù)合材料的力學(xué)性能略有降低，如表2所示。這可能是因?yàn)?，雖然整個(gè)過程是在氬氣保護(hù)中，但超聲時(shí)間過長熔體仍然會(huì)發(fā)生氧化，使其夾渣嚴(yán)重。所以，本實(shí)驗(yàn)超聲時(shí)間限制在 0 min，1 min，3 min 和 5 min。

從圖4還可以看到，施加超聲振動(dòng)后，α-Al晶粒尺寸得到了明顯的細(xì)化，并且細(xì)化程度隨著超聲時(shí)間的增加而更加明顯。α-Al晶粒細(xì)化的主要原因?yàn)椋阂环矫?，在凝固成形過程中，納米SiC顆粒被推移至α-Al的凝固前沿，阻礙了α-Al晶粒的長大、細(xì)化晶粒；另一方面，施加超聲振動(dòng)也能夠細(xì)化晶粒，這主要因?yàn)楦吣艹暡ㄔ诮饘偃垠w中會(huì)產(chǎn)生聲空化與聲流效應(yīng)[5-7]。首先，隨著空化泡的長大，會(huì)大量吸熱，同時(shí)空化泡崩潰產(chǎn)生的高壓會(huì)提高金屬熔體的平衡凝固溫度，所以會(huì)使局部金屬熔體過冷，促進(jìn)形核；其次，聲流能夠強(qiáng)烈地?cái)嚢杞饘偃垠w，抑制枝晶生長，同時(shí)初生枝晶根部會(huì)在剪切力下熔斷，進(jìn)一步增加晶核數(shù)量，細(xì)化晶粒。

圖4 在不同超聲時(shí)間下1%納米SiCp/Al-5Cu鋁合金復(fù)合材料的低倍SEM圖Fig.4 Low magnification SEM images of 1% nano-SiCp/Al-5Cu composites treated by UV for different time （a）0 min;（b）1 min;（c）3 min;（d）5 min

圖5為在不同超聲時(shí)間處理下1% 納米SiCp/Al-5Cu鋁合金復(fù)合材料的高倍SEM圖。隨著凝固的進(jìn)行，增強(qiáng)顆粒SiC被推移到固液界面前沿，最后聚集于晶界，由圖5可知，SiC顆粒分布于晶界塊狀A(yù)l2Cu周圍。圖5（a）為未超聲處理的復(fù)合材料試樣，可以發(fā)現(xiàn)析出相Al2Cu為粗大的塊狀，占滿了整個(gè)視場。施加超聲振動(dòng)后，Al2Cu尺寸明顯減小，而且分散較好。圖5（b）為超聲振動(dòng)1 min的復(fù)合材料試樣，超聲振動(dòng)1 min后，粗大的塊狀A(yù)l2Cu被局部破碎、細(xì)化。隨著超聲振動(dòng)時(shí)間的延長，Al2Cu進(jìn)一步細(xì)化、分散。超聲處理5 min后，Al2Cu尺寸最小且分散最好，如圖5（d）所示。圖6為在不同超聲時(shí)間下1% 納米SiCp/Al-5Cu鋁合金復(fù)合材料的XRD分析。由圖6可知，復(fù)合材料中主要組成相有α-Al，Al2Cu和SiC，該結(jié)果與圖5中相組成一致。同時(shí)可以發(fā)現(xiàn)，不同超聲時(shí)間下復(fù)合材料中α-Al，Al2Cu和SiC相峰值強(qiáng)度幾乎沒有變化，也沒有新相生成，所以施加超聲處理對(duì)復(fù)合材料相的組成基本上沒有影響。

表2 不同超聲時(shí)間下 1% 納米 SiCp/Al-5Cu 鋁合金復(fù)合材料的力學(xué)性能Table2 Mechanical properties of 1% nano-SiCp/Al-5Cu composites treated by UV for different time

圖5 不同超聲時(shí)間下1% 納米SiCp/Al-5Cu鋁合金復(fù)合材料的高倍SEM圖Fig.5 High magnification SEM images of 1% nano-SiCp/Al-5Cu composites treated by UV for different time （a）0 min;（b）1 min;（c）3 min;（d）5 min

圖7為不同超聲時(shí)間下1% 納米SiCp/Al-5Cu鋁合金復(fù)合材料晶界附近的顆粒分布。由圖7（a）可知，未超聲處理時(shí)，SiC顆粒團(tuán)聚于晶界Al2Cu相附近。由于熔體處于超聲變幅桿的有效作用區(qū)域，超聲時(shí)間延長至5 min后，所有的大、小團(tuán)聚全被消除，納米SiC顆粒在晶界析出相Al2Cu附近均勻分布，SiC顆粒尺寸約為30～100 nm，如圖7（b）所示。這主要是因?yàn)楦吣艹暡ㄔ诮饘偃垠w中會(huì)產(chǎn)生聲空化和聲流效應(yīng)[5-7]。圖8為超聲振動(dòng)分散納米SiC的原理示意圖，空化泡在超聲波周期性交變聲場的作用下反復(fù)膨脹、收縮和崩潰?？栈莸谋罎⑺查g產(chǎn)生局部高溫高壓，并伴隨100 m/s的熔體射流，從而有利于分散納米SiC顆粒。聲流能夠強(qiáng)烈地?cái)嚢杞饘偃垠w，促進(jìn)納米SiC顆粒在金屬熔體中均勻分布。

圖6 不同超聲時(shí)間下 1% 納米 SiCp/Al-5Cu 鋁合金復(fù)合材料的XRD分析Fig. 6 XRD patterns of 1% nano-SiCp/Al-5Cu composites treated by UV for different time

圖7 不同超聲時(shí)間下1% 納米SiCp/Al-5Cu鋁合金復(fù)合材料晶界附近的顆粒分布Fig. 7 Particles distribution near grain boundary of 1% nano-SiCp/Al-5Cu composites treated by UV for different time （a）0 min;（b）5 min

圖8 超聲振動(dòng)分散顆粒的原理示意圖Fig. 8 Sketch of effects of ultrasonic cavitation and acoustic streaming on particles distribution

2.2 SiCp/Al-5Cu 復(fù)合材料的力學(xué)性能

表2為在不同超聲時(shí)間下1% 納米SiCp/Al-5Cu鋁合金復(fù)合材料和基體合金的力學(xué)性能。由表2可以看出，未超聲處理時(shí)，復(fù)合材料試樣的抗拉強(qiáng)度，屈服強(qiáng)度，伸長率只有 212 MPa，158 MPa和3.3%，遠(yuǎn)低于基體合金的力學(xué)性能。結(jié)合圖5、圖6與圖7分析可知，由于未超聲處理時(shí)，復(fù)合材料試樣中存在較多大塊顆粒團(tuán)聚，當(dāng)受到外加載荷作用時(shí)，納米SiC顆粒團(tuán)聚的存在會(huì)促進(jìn)裂紋形成和擴(kuò)展，進(jìn)而降低復(fù)合材料的伸長率[14]。載荷會(huì)從復(fù)合材料顆粒貧乏區(qū)向顆粒富集區(qū)傳遞，由于顆粒富集區(qū)域高度應(yīng)力集中，從而在微小應(yīng)力下都會(huì)產(chǎn)生裂變[13]。顆粒團(tuán)聚區(qū)域首先將出現(xiàn)裂紋，應(yīng)力集中，施加超聲振動(dòng)后，由于聲空化與聲流的作用，有效改善了納米SiC顆粒在基體合金中的分布，納米SiCp/Al-5Cu鋁合金復(fù)合材料的抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度和伸長率都明顯提高。隨著超聲時(shí)間的延長，復(fù)合材料的力學(xué)性能不斷提高。超聲處理5 min時(shí)，1% 納米SiCp/Al-5Cu鋁合金復(fù)合材料的抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度和伸長率最高，分別為270 MPa，173 MPa和13.3%，相比于Al-5Cu基體合金，相應(yīng)地提高了7.6%，6.8%和29%，并且比未超聲的復(fù)合材料分別提高了27.4%，9.5%和303%。

晶粒的細(xì)化會(huì)使晶界密度增加，因而在變形過程中，晶界對(duì)位錯(cuò)的阻礙能力也會(huì)越大。晶粒內(nèi)部的位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)至晶界處時(shí)，就會(huì)被塞積。此時(shí)需要依靠晶粒中位錯(cuò)的不斷塞積造成局部應(yīng)力，位錯(cuò)才能進(jìn)一步運(yùn)動(dòng)至相鄰晶粒中，產(chǎn)生新位錯(cuò)，使納米SiCp/Al-5Cu鋁合金復(fù)合材料有更高的強(qiáng)度和更好的韌性。

受到外加載荷時(shí)，鋁基復(fù)合材料屈服強(qiáng)度的提高也與顆粒-位錯(cuò)的相互作用有關(guān)，即Orowan強(qiáng)化。當(dāng)增強(qiáng)顆粒的尺寸小于1 μm時(shí)，位錯(cuò)會(huì)繞過該顆粒并產(chǎn)生彎曲，彎曲嚴(yán)重時(shí)甚至?xí)刮诲e(cuò)兩端相遇，留下一個(gè)位錯(cuò)環(huán)，然后繼續(xù)向前運(yùn)動(dòng)。由于位錯(cuò)繞過顆粒時(shí)發(fā)生彎曲而被拉長，因而所受阻力增加，使位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)困難，故材料被強(qiáng)化[15-17]。所以，納米SiCp/Al-5Cu鋁合金復(fù)合材料屈服強(qiáng)度的提高與Orowan強(qiáng)化機(jī)制有關(guān)。

圖9為不同超聲時(shí)間處理后1% 納米SiCp/Al-5Cu鋁合金復(fù)合材料的斷口形貌圖。從圖9（a）可以看到，未超聲處理的納米SiCp/Al-5Cu鋁合金復(fù)合材料斷口形貌表面的韌窩較淺、數(shù)量較少，韌窩尺寸較大，斷口表面還存在渣氣孔。斷口表面主要由撕裂棱、韌窩和臺(tái)階組成，主要的斷裂方式為撕裂臺(tái)階斷裂，主要原因是未超聲處理時(shí)，納米SiCp/Al-5Cu鋁合金復(fù)合材料中SiC顆粒大量團(tuán)聚，α-Al晶粒尺寸較大并且晶界θ相（Al2Cu）粗大，因而強(qiáng)度較低、韌性較差。圖 9（b）為超聲處理1 min后復(fù)合材料的斷口形貌，其韌窩數(shù)量增多、尺寸變小并且韌窩變深，同時(shí)斷口表面有少數(shù)顆粒；超聲處理3 min時(shí)，復(fù)合材料中韌窩數(shù)量進(jìn)一步增多、尺寸變得更小并且韌窩變得更深，渣氣孔消失，其斷口表面主要由撕裂棱和韌窩組成，但是從圖9（c）發(fā)現(xiàn)，撕裂棱和韌窩分布不均勻；隨著超聲時(shí)間延長至5 min時(shí)，復(fù)合材料中韌窩數(shù)量略有增多、尺寸也略有變小，韌窩分布均勻，如圖9（d）所示。從斷口形貌分析可知，納米SiCp/Al-5Cu鋁合金復(fù)合材料的斷裂方式以沿晶斷裂為主，存在部分的穿晶斷裂，其主要原因是納米SiC顆粒在基體合金中晶界處的強(qiáng)化釘扎作用，導(dǎo)致了裂紋在晶界處的擴(kuò)展更加困難，從而使裂紋從某些晶粒內(nèi)部擴(kuò)展，引起穿晶斷裂[18]。

圖9 不同超聲時(shí)間下1% 納米SiCp/Al-5Cu鋁合金復(fù)合材料的斷口SEM圖Fig. 9 SEM fracture surfaces of 1% nano-SiCp/Al-5Cu composites treated by UV for different time （a）0 min;（b）1 min;（c）3 min;（d）5 min

綜上所述，由于聲空化與聲流作用，施加超聲振動(dòng)會(huì)有效改善顆粒分布、細(xì)化晶粒，提高納米SiCp/Al-5Cu鋁合金復(fù)合材料的力學(xué)性能。

3 結(jié)論

（1）施加超聲處理，能有效促進(jìn)1% 納米SiCp/Al-5Cu鋁合金復(fù)合材料中納米SiC顆粒均勻分布。由于聲空化與聲流作用，超聲振動(dòng)1 min后，大塊的顆粒團(tuán)聚被消除；超聲處理5 min后，所有的團(tuán)聚被分散，納米SiC顆粒在基體合金中均勻分布。

（2）隨著超聲時(shí)間的延長，α-Al晶粒和晶界θ相（Al2Cu）尺寸變小、明顯細(xì)化，同時(shí)分布更加均勻，晶界密度增強(qiáng)，由于納米SiC顆粒主要分布在晶界，從而一定程度上也促使了顆粒的分散。

（3）施加超聲處理，納米SiCp/Al-5Cu鋁合金復(fù)合材料的室溫屈服強(qiáng)度有明顯提高、伸長率也顯著增大。超聲處理5 min后，復(fù)合材料的抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度和伸長率最優(yōu)，分別為270 MPa，173 MPa和13.3%，相比于Al-5Cu基體合金，相應(yīng)地提高了7.6%，6.8%和29%，比未超聲處理的復(fù)合材料分別提高了27.4%，9.5%和303%。