強(qiáng)流脈沖電子束對(duì)鋁基復(fù)合材料的改性研究

＊孫悅 高波 張瑩 劉海豐 王明

（東北大學(xué) 冶金學(xué)院 遼寧 110819）

引言

添加碳化硅的鋁基復(fù)合材料相對(duì)于基體材料具有比強(qiáng)度高、導(dǎo)熱性能優(yōu)良等優(yōu)點(diǎn)，廣泛應(yīng)用于航空航天、封裝材料等領(lǐng)域[1]，而作為增強(qiáng)相的碳化硅原料豐富而且價(jià)格低廉、加工成本便宜。鋁基復(fù)合材料可以采用熔融浸潤(rùn)法、加壓鑄造法以及粉末冶金法制備而成，其中，粉末冶金法是制備高熔點(diǎn)難成型材料的傳統(tǒng)工藝，將快速凝固金屬鋁粉末和增強(qiáng)相顆粒經(jīng)過篩分、混合、等，靜壓、熱壓、燒結(jié)等工序制備而成，而無壓燒結(jié)具有工藝簡(jiǎn)單、成本低等生產(chǎn)優(yōu)點(diǎn)。但是該工藝的一個(gè)缺點(diǎn)是燒結(jié)過程中會(huì)產(chǎn)生氣體，造成材料疏松多孔，生成很多氣孔和空隙[2]；因此需要尋求一種新的技術(shù)來克服這兩個(gè)問題，這也是本文的主要研究?jī)?nèi)容。

電子束表面改性技術(shù)于20世紀(jì)70年代被首次提出，俄羅斯Proskurovsky教授小組于20世紀(jì)90年代成功制出新型脈沖電子束源，并應(yīng)用于工業(yè)合金材料的表面改性，開創(chuàng)了電子束表面改性技術(shù)應(yīng)用的先河[3]。HCPEB作為一種新型的高密度能量源載能束，憑借其低成本、操作簡(jiǎn)單等特點(diǎn)，近年來引起了越來越多科研工作者的廣泛關(guān)注[4]。HCPEB誘發(fā)的高速冷卻速度（108-109K/s），可使材料表面產(chǎn)生非平衡組織，這些微結(jié)構(gòu)對(duì)材料性能的改善有著重要作用[5]。

據(jù)報(bào)道，HCPEB處理粉末冶金技術(shù)制備的Cu-Cr合金，會(huì)產(chǎn)生細(xì)晶微結(jié)構(gòu)，從而賦予了表面優(yōu)異的性能[6]。但是沒有研究報(bào)道過利用HCPEB處理Al-SiC復(fù)合材料，而且為了解決粉末冶金過程中在復(fù)合材料中產(chǎn)生的孔隙等缺陷，選擇用電子束處理該復(fù)合材料。

1.實(shí)驗(yàn)

(1)材料制備

實(shí)驗(yàn)采用商業(yè)鋁粉（純度99.9wt.%，尺寸50μm）、碳化硅粉末（純度99.9wt.%，尺寸8μm）。制備工藝如下，首先在球磨罐中按照物料的質(zhì)量百分比加入原料，然后添加1wt.%的羥丙基甲基纖維素（HPMC）粘結(jié)劑。在球磨機(jī)中混料5h，隨后進(jìn)行冷等靜壓成型，保壓壓力為300MPa，保壓時(shí)間為3min。接下來在管式電阻爐中600℃下保溫8h，最終制備復(fù)合材料。在電子束處理前，預(yù)先將Al-SiC復(fù)合材料用不同型號(hào)的砂紙（100#，240#，400#，800#，1500#）以及金剛石拋光膏（1μm粒徑）按順序進(jìn)行打磨拋光。

(2)強(qiáng)流脈沖電子束處理

材料表面改性采用了大連理工大學(xué)制造的HOPE-I型強(qiáng)流脈沖電子束處理裝置，工藝參數(shù)如下：脈沖持續(xù)時(shí)間為3μs、電子加速電壓為24.5kV、能量密度為2J/cm2、真空度為6.5×10-3Pa、脈沖次數(shù)分別為5次、15次、25次。

(3)微觀組織表征及性能分析

本文采用HitachiS-4800型場(chǎng)發(fā)射掃描電子顯微鏡，觀察電子束改性前后材料的表面微觀組織形貌。進(jìn)行物相分析的儀器型號(hào)是“島津XRD-7000”，對(duì)電子束改性前后Al-SiC復(fù)合材料進(jìn)行了分析，工作參數(shù)如下：X射線特征波長(zhǎng)λ=1.5406?，加速電壓40kV，電流100mA，掃描區(qū)間為30°-100°，掃描速度3°/min。采用的磨損儀器型號(hào)是“MFT-4000”，測(cè)量電子束改性前后樣品表面的磨損量和摩擦系數(shù)。采用了“LM247AT”維氏顯微硬度計(jì)，對(duì)電子改性前后樣品進(jìn)行了硬度檢測(cè)，載荷為100g，保壓12s。

2.結(jié)果與討論

(1)電子束處理前Al-18SiC表面微觀形貌

圖1顯示了電子束處理前Al-SiC復(fù)合材料表面的形貌。在圖1（a）中，尺寸較大的SiC顆粒分布在Al基體中，尺寸范圍在10μm-20μm，界面存在縫隙。同時(shí)，材料表面存在著大量的空隙缺陷。這是燒結(jié)溫度較低，導(dǎo)致SiC相的液體黏度過高，從而抑制了孔隙的填充，致使材料表面產(chǎn)生大量的氣孔。

圖1 電子束改性前Al-SiC復(fù)合材料表面的微觀組織SEM圖

(2)電子束處理后Al-SiC表面微觀形貌

圖2是電子束改性后Al-SiC材料表面的微觀組織。圖2（a）顯示，經(jīng)5次脈沖處理，表面發(fā)生重熔。電子束處理后材料表層形成了大約為30μm的微裂紋，并且絕大多數(shù)微裂紋呈“長(zhǎng)條形”，較少數(shù)的微裂紋則出現(xiàn)了“分枝”，這說明在脆性相中所萌生的微裂紋有進(jìn)一步往四周擴(kuò)展的趨勢(shì)。材料表面微裂紋的形成機(jī)制如下：電子束處理材料表面時(shí)，在快速凝固進(jìn)程中，由于變形層下過冷的Al基體（導(dǎo)熱性好），使得變形層體積收縮受到了制約，產(chǎn)生拉應(yīng)力，當(dāng)拉應(yīng)力超出材料的屈服極限時(shí)，微裂紋產(chǎn)生并進(jìn)一步向四周擴(kuò)展，金屬鋁基體具有高塑性，而碳化硅相具有高脆性，所以微裂紋往往形成于脆性非碳化硅相中。

圖2（b）中顯示，經(jīng)過15次脈沖處理后，微裂紋進(jìn)一步增加。微裂紋擴(kuò)展惡化的合理解釋如下：伴隨脈沖次數(shù)進(jìn)一步增加，材料表面所沉積的能量也在增加，這些沉積增加的能量會(huì)顯著提升材料表面的拉應(yīng)力。結(jié)合上述微裂紋的形成原因可知，拉應(yīng)力提升會(huì)加速材料表面微裂紋的形成和發(fā)展。

圖2 電子束改性后Al-SiC復(fù)合材料表面的微觀組織

圖2（c）看出材料表面仍然存在大量微裂紋，在局部區(qū)域存在少量的長(zhǎng)裂紋。除卻上述原因外，兩個(gè)相鄰的SiC相由于相同的熱物理參數(shù)會(huì)連接在一起，提供了微裂紋拓展的空間，使得微裂紋容易在相鄰脆性相中傳播，形成穿晶裂紋，從而造成了長(zhǎng)裂紋的形成。

(3)電子束處理前后Al-18SiC表面物相組成

圖3給出了電子束處理前后Al-SiC材料表面的XRD衍射圖。與原始樣品相比，經(jīng)過電子束轟擊后，材料表面沒有新的物相的生成，如3（a）所示。圖3（b）是對(duì)圖3（a）的局部放大圖。結(jié)果表明，經(jīng)過不同脈沖次數(shù)處理后，四個(gè)衍射峰都有不同程度地向高角度偏移的趨勢(shì)，其中，5次脈沖時(shí)，偏移角度最大，15次、25次處理后，衍射峰偏移數(shù)值趨向穩(wěn)定。Al衍射峰會(huì)向高角方向發(fā)生偏移，是重熔層中受到壓應(yīng)力的影響，使得晶面間距減小。

圖3 不同脈沖次數(shù)電子束處理前后Al-SiC復(fù)合材料表面XRD衍射圖

(4)電子束處理前后Al-SiC表面顯微硬度

如圖4所示，電子束輻照會(huì)提高材料表面鋁基體顯微硬度。隨著脈沖次數(shù)的增加，顯微硬度呈現(xiàn)迅速增加后趨向穩(wěn)定趨勢(shì)。材料表面顯微硬度提高主要?dú)w咎以下三方面原因：

圖4 電子束處理前后Al-SiC復(fù)合材料表面維氏顯微硬度變化

第一，在脈沖電子束處理所誘發(fā)的快速加熱和冷卻作用下，SiC晶粒會(huì)產(chǎn)生彌散強(qiáng)化、第二相強(qiáng)化，對(duì)材料表面Al基體顯微硬度的提高有明顯貢獻(xiàn)。

第二，部分SiC高溫下分解固溶于鋁晶格中形成過飽和鋁固溶體，阻礙位錯(cuò)的滑移，形成過飽和固溶體的固溶強(qiáng)化作用，使得Al基體的顯微硬度有所提升。

第三，電子束輻照誘導(dǎo)的應(yīng)力場(chǎng)會(huì)使基體發(fā)生嚴(yán)重的塑性變形，形成局部的高密度位錯(cuò)區(qū)，位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)時(shí)相互交割形成位錯(cuò)纏結(jié)，阻礙了后續(xù)的位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)作用，從而提高了Al基體的硬度。綜上所述，復(fù)合材料表面顯微硬度提高原因主要?dú)w咎于彌散強(qiáng)化、第二相強(qiáng)化、位錯(cuò)強(qiáng)化以及固溶強(qiáng)化共同作用。

(5)電子束處理前后Al-SiC表面耐磨性能

圖5（a）和（b）顯示了電子束改性前后材料表面的摩擦系數(shù)和磨損量的變化圖，從圖5（a）可以看出，隨著電子束脈沖次數(shù)的增加，材料表面的摩擦系數(shù)呈現(xiàn)顯著的降低趨勢(shì)。同時(shí)，圖5（b）可以看出磨損量電子束改性后明顯降低說明材料的表面耐磨性隨著脈沖次數(shù)增加而明顯增加。

圖5 電子束處理前后Al-SiC復(fù)合材料表面耐磨性變化

關(guān)于電子束提高材料表面的耐磨性的報(bào)道也有很多相關(guān)研究，郝勝智等人[7]對(duì)YG8硬質(zhì)合金進(jìn)行電子束輻射后合金的耐磨性提高了19.1%，其原因歸咎于電子束輻射YG8硬質(zhì)合金表面后表面組織細(xì)化及彌散作用。況軍等人[8]對(duì)電子束表面改性AZ31鎂合金的耐磨耐蝕性能進(jìn)行了研究，發(fā)現(xiàn)AZ31鎂合金強(qiáng)流脈沖后，磨痕的寬度發(fā)生了明顯的減小，從未處理前的922μm減少到處理后的658.67μm，磨損量從未處理前的33.192×10-6mm3減少到處理后的12.108×10-6mm3，他們把原因歸咎于以下3點(diǎn)：

①電子束能使AZ31鎂合金的表面產(chǎn)生淬火，使其表面發(fā)生固溶強(qiáng)化的作用，從而提高耐磨性；②由于電子束的快速加熱及凝固的作用，AZ31鎂合金的表面發(fā)生了晶粒細(xì)化的作用，從而提高表面的耐磨性；③電子束對(duì)AZ31鎂合金的表面輻照后，AZ31鎂合金的表面向外快速熱膨脹受到慣性約束，會(huì)產(chǎn)生大量的殘余應(yīng)力，有利于提高AZ31鎂合金的表面耐磨性。

3.結(jié)論

（1）SEM結(jié)果顯示，電子束處理后，Al-SiC表面存在大量氣孔。并且隨著電子束脈沖次數(shù)增加，在表層形成了重熔層，材料表面的氣孔被填充。

（2）XRD結(jié)果顯示，電子束處理后，Al-SiC復(fù)合材料表面沒有新相生成，另外，電子束處理后，Al衍射峰發(fā)生了明顯的偏移現(xiàn)象，說明電子束處理后材料表面存在一定應(yīng)力導(dǎo)致晶格發(fā)生畸變，從而引起Al衍射峰向高角方向移動(dòng)。

（3）電子束處理后Al-SiC復(fù)合材料的表面維氏顯微硬度得到提高，顯微硬度值從未經(jīng)電子束處理時(shí)的50.30HV下降到了70.12HV，隨脈沖次數(shù)的增加，硬度呈現(xiàn)出先明顯增加后趨向穩(wěn)定趨勢(shì)。

（4）電子束處理后，Al-SiC復(fù)合材料的表面耐磨性也得到顯著提高，摩擦系數(shù)從未經(jīng)電子束處理時(shí)的0.534下降到0.291，下降的幅度約為45.51%。同時(shí)，磨損量降低顯著，從原始樣品的2.66×10-3g/m降低到25次脈沖電子束處理后的0.83×10-3g/m，隨著脈沖次數(shù)的增加，復(fù)合材料表面的耐磨系數(shù)及磨損量都降低。