等徑角半固態(tài)擠壓(ECASE)鍍鎳金剛石/2A12復(fù)合材料的顯微組織與力學(xué)性能

李小龍，代 彪，左孝青，冉松江,2，田繼華,3，周 蕓，李敬海

(1.昆明理工大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，云南 昆明 650093； 2.貴州電子信息職業(yè)技術(shù)學(xué)院 機(jī)電工程學(xué)院，貴州 貴陽(yáng) 556000；3.貴州航天風(fēng)華精密設(shè)備有限公司，貴州 貴陽(yáng) 550009； 4.昆明華信金屬材料制造有限公司，云南 昆明 650200)

0 引 言

2A12鋁合金具有低密度、高強(qiáng)韌等特性，廣泛用于汽車(chē)、高鐵、航空等領(lǐng)域[1-2].但對(duì)于航空航天飛行器等[3-4]的高端應(yīng)用，2A12鋁合金的彈性模量以及強(qiáng)韌性還有待進(jìn)一步提高.在合金成分不變的情況下，彈性模量的大幅提升只有通過(guò)高模量顆粒或纖維復(fù)合的方法才能實(shí)現(xiàn)[5-6].金剛石的彈性模量高達(dá) 1 000 GPa ，可作為高彈性模量鋁基復(fù)合材料的有效增強(qiáng)體.

由于成本較低及工藝相對(duì)簡(jiǎn)單，熔體途徑是制備顆粒增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料最具競(jìng)爭(zhēng)力的制備方法之一[7].在熔體途徑制備金剛石/Al復(fù)合材料的過(guò)程中，主要存在以下3個(gè)問(wèn)題：

1)界面問(wèn)題.一方面，Al熔體易結(jié)合在金剛石的{001}晶面而較難結(jié)合到{111}晶面上[8-9]，降低了界面結(jié)合強(qiáng)度；另一方面，Al熔體與金剛石高溫下會(huì)反應(yīng)生成性脆、易潮解的Al4C3，從而影響復(fù)合材料力學(xué)性能[10-11].改善鋁合金熔體與金剛石的潤(rùn)濕性，是制備金剛石/Al復(fù)合材料的重要條件[12].現(xiàn)采用的方法主要有2種：①引入Ti、Si等碳化物形成元素，如Wu等[13]采用擠壓鑄造法制備55 vol.%的金剛石/鋁復(fù)合材料，發(fā)現(xiàn)Si可明顯改善Al基體和金剛石顆粒之間的結(jié)合界面；②金剛石表面鍍覆Ni、Cu等潤(rùn)濕金屬，如周洪宇等[14]采用鍍銅金剛石制備了金剛石/鋁散熱板，發(fā)現(xiàn)Cu向鋁擴(kuò)散并形成Al2Cu4相，顯著增強(qiáng)了復(fù)合材料的界面強(qiáng)度及力學(xué)性能.

2)基體晶粒大小控制問(wèn)題.熔體途徑制備顆粒增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料的溫度一般都較高.Agrawal 等[15]采用 850 ℃ 攪拌鑄造方法合成了Al-TiB2復(fù)合材料，5% TiB2含量復(fù)合材料的平均晶粒尺寸為 151.1 μm；Xu等[16]采用 850 ℃ 熔融反應(yīng)法制備了納米 γ-Al2O3顆粒增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料，0.8 vol.% γ-Al2O3復(fù)合材料的晶粒尺寸為 200 μm；Zahedi等[17]采用無(wú)壓滲流方法制備了SiC/Al復(fù)合材料，950 ℃ 滲流的50 vol.%SiC復(fù)合材料基體晶粒尺寸約為160 μm，晶粒尺寸偏大使復(fù)合材料的力學(xué)性能降低.

3)增強(qiáng)顆粒分散性問(wèn)題.金剛石顆粒的團(tuán)聚會(huì)對(duì)金剛石/Al復(fù)合材料的力學(xué)性能產(chǎn)生不良影響[18-19].Shayan等[20]采用攪拌鑄造法制備AA2024-TiO2np復(fù)合材料，觀察到了納米TiO2顆粒的團(tuán)聚現(xiàn)象；Xiong等[21]采用高能超聲熔鑄法制備石墨烯納米片增強(qiáng)ADC12鋁基復(fù)合材料，其中GNPs添加量為1.2%(質(zhì)量分?jǐn)?shù))時(shí)，部分GNPs在結(jié)構(gòu)中發(fā)生團(tuán)聚，硅相也發(fā)生部分粗化.對(duì)于金剛石顆粒在2A12鋁合金基體中的分散性及其定量描述，國(guó)內(nèi)外鮮有報(bào)道.

半固態(tài)加工技術(shù)應(yīng)用于顆粒增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料，可有效改善增強(qiáng)顆粒在鋁合金熔體中的分散問(wèn)題，細(xì)化基體晶粒尺寸.Khosravi等[22]采用半固態(tài)攪拌鑄造方法制備了A356-SiCp復(fù)合材料，通過(guò)延長(zhǎng)攪拌時(shí)間和降低攪拌溫度，在一定程度上提升了顆粒分布的均勻性；張雪飛等[23]采用同樣的方法制備了A356-10%B4Cp復(fù)合材料，復(fù)合材料中α-Al晶粒的平均直徑和平均圓度隨著攪拌溫度的降低而減小，B4C顆粒的分布也隨之更加均勻.

等徑角擠壓(Equal Channel Angular Extrusion，ECAE)除了能實(shí)現(xiàn)材料的等徑加工外，對(duì)提高顆粒增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料的顆粒分散性也有一定作用，并能改善組織的均勻性,細(xì)化組織,提高復(fù)合材料的綜合力學(xué)性能.孫有平等[24]采用ECAE方法制備了SiCp/7090鋁基復(fù)合材料，經(jīng)過(guò)4道次固態(tài)ECAE變形后，SiC顆粒分布均勻,基體晶粒細(xì)小，屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度分別為 257 MPa 和 369.3 MPa.但目前的ECAE主要應(yīng)用于固態(tài)材料的加工，金屬材料的ECAE半固態(tài)加工國(guó)內(nèi)外鮮有報(bào)道.

本文在金剛石化學(xué)鍍鎳的基礎(chǔ)上，采用新型的等徑角半固態(tài)擠壓(Equal Channel Angular Semi-Solid Extrusion，ECASE)方法制備金剛石/2A12復(fù)合材料，研究金剛石表面鍍鎳及等徑角半固態(tài)擠壓對(duì)金剛石/2A12復(fù)合材料界面構(gòu)成、基體晶粒尺寸、金剛石分散性以及力學(xué)性能的影響，以期為兼?zhèn)涓邚椥阅Ａ俊⒏邚?qiáng)韌顆粒增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料的研發(fā)提供有益參考.

1 材料制備及檢測(cè)

1.1 材料制備

采用2A12鋁合金(杭州鋼友物資有限公司)為基體材料，化學(xué)成分質(zhì)量分?jǐn)?shù)如表1所示.采用粒徑5～10 μm 的3 vol.%金剛石顆粒(中原金剛石微粉廠)為增強(qiáng)相.

金剛石顆粒的化學(xué)鍍鎳工藝為：除油(10%NaOH，20 min)→去離子水清洗至中性→粗化(1 mol/L H2SO4+1 mol/L HF，20 min)→去離子水清洗至中性→敏化活化(10 g/L SnCl2·2H2O+0.5 g/L PdCl2+160 g/L NaCl+20 ml/L HCl，20 min)→還原(15 ml/L 的HCl溶液中攪拌 15 s)→去離子水清洗至中性→鍍鎳(30 g/L 硫酸鎳，35 g/L 次磷酸鈉，35 g/L 檸檬酸，0.25 mg/L 硫脲，85～88 ℃，pH4.8～5.2，50～60 min)→干燥(120 ℃，3 h).

采用機(jī)械攪拌法(圖1)制備半固態(tài)坯料，鍍鎳金剛石顆粒的加入溫度為 630 ℃，攪拌速度為 800 r/min.采用等徑角半固態(tài)擠壓方法制備金剛石/2A12復(fù)合材料(圖2)，試樣尺寸為 ?30 mm×50 mm，在200噸壓力機(jī)上沿路徑C(每道次等徑角半固態(tài)擠壓后，將試樣翻轉(zhuǎn)180°進(jìn)行下一道次的擠壓)進(jìn)行等徑角半固態(tài)擠壓，擠壓溫度為 600 ℃，擠壓速度為 1 mm/s，擠壓道次分別為1、2、3、4及5道次.

表1 2A12合金化學(xué)成分

圖1 金剛石/2A12復(fù)合材料半固態(tài)坯制備裝置示意圖 圖2 等徑角半固態(tài)擠壓裝置示意圖Fig.1 Schematic illustration of preparation device of Diamond/2A12 semi-solid slurry Fig.2 Schematic illustration of ECASE equipment

1.2 檢測(cè)

采用網(wǎng)格面積法[25]，結(jié)合自行研制的BWJScan軟件[26]對(duì)金剛石顆粒在金剛石/2A12復(fù)合材料中的分散性進(jìn)行定量表征.把金剛石/2A12復(fù)合材料的金相圖劃分成5×5的網(wǎng)格(圖3)，對(duì)圖片進(jìn)行二值化處理，通過(guò)BWJScan軟件計(jì)算每個(gè)網(wǎng)格內(nèi)金剛石顆粒所占的面積Ai(i=1，2,…，25)，得到金剛石顆粒分散度D：

(1)

(2)

圖3 金剛石顆粒在2A12鋁合金基體內(nèi)的理想分布(a)和實(shí)際分布(b)狀態(tài)示意圖Fig.3 Schematic illustration of ideal distribution(a) and actual distribution(b) of diamond particles in 2A12 aluminum alloy matrix

采用SEM(Philips XL30)+ EDS、XRD(D8-Advance)、ZEISS-Imager金相顯微鏡進(jìn)行界面構(gòu)成、顯微組織、基體晶粒尺寸及斷口形貌分析，采用Autograph AG-X萬(wàn)能力學(xué)試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行拉伸性能測(cè)試.圖4為金剛石/2A12復(fù)合材料拉伸試樣示意圖.

圖4 金剛石/2A12復(fù)合材料拉伸試樣Fig.4 The tensile test sample of diamond/2A12 composites

2 結(jié)果與討論

2.1 金剛石微觀形貌及金剛石/2A12復(fù)合材料的界面構(gòu)成

圖5(a)和圖5(b)分別是金剛石鍍鎳前、后的微觀形貌，圖5(c)是鍍鎳金剛石的區(qū)域面掃描能譜圖.由圖5(a)和圖5(b)可見(jiàn)，鍍鎳前金剛石顆粒表面光滑、輪廓尖銳，鍍鎳后金剛石顆粒表面粗糙、鍍鎳層致密且與金剛石結(jié)合良好；由圖5(c)可見(jiàn)，鍍層的主要元素為Ni，并含有少量由鍍液中次磷酸鈉被還原產(chǎn)生的P元素，鍍層中還檢測(cè)到了O元素，推測(cè)與鍍鎳層表面的氧化有關(guān)[27].

圖6是等徑角半固態(tài)擠壓1道次鍍鎳金剛石/2A12復(fù)合材料的界面線掃描.由圖6可知，在鍍鎳金剛石與2A12鋁合金的結(jié)合界面處，Ni含量升高、Al及C元素的含量降低，與圖5(c)中鍍鎳金剛石的區(qū)域面掃描結(jié)果及金剛石、界面、基體三者的物理位置一致.

(a) (b) (c)圖5 未鍍鎳(a)及鍍鎳金剛石(b)的形貌和鍍鎳金剛石面掃描能譜(c)Fig.5 The morphology of Ni uncoated(a) and coated(b) diamond and face scan energy spectrum curve of Ni coated diamond(c)

(a) (b)圖6 等徑角半固態(tài)擠壓1道次鍍鎳金剛石/2A12復(fù)合材料形貌(a)與界面處線掃描能譜(b)Fig.6 Interface morphology of Ni coated diamond/2A12 composites with 1 pass of ECASE(a) and corresponding line scans energy spectrum curve(b)

圖7 等徑角半固態(tài)擠壓1道次、未鍍鎳及 鍍鎳金剛石/2A12復(fù)合材料的XRD圖 Fig.7 XRD patterns of Ni uncoated and Ni coated diamond/2A12 composites with 1 pass of ECASE

圖7是等徑角半固態(tài)擠壓1道次、未鍍鎳及鍍鎳金剛石/2A12復(fù)合材料的XRD圖譜.由圖7可知，在鍍鎳金剛石/2A12復(fù)合材料中沒(méi)有檢測(cè)到Al4C3，說(shuō)明在界面沒(méi)有或生成了低于XRD檢測(cè)范圍的Al4C3，而在未鍍鎳金剛石/2A12復(fù)合材料中檢測(cè)到了微弱存在的Al4C3，可見(jiàn)，金剛石表面鍍鎳可阻止、減少Al4C3的生成；Al4C3性脆且極易水解，會(huì)嚴(yán)重影響金剛石/2A12復(fù)合材料的性能[28]；另外，由圖7可知，鍍鎳金剛石/2A12復(fù)合材料中檢測(cè)到了NiAl相，Ni-Al間可發(fā)生如下反應(yīng)[29]：

Ni+Al→NiAl

(3)

根據(jù)熱力學(xué)方程:

ΔG=ΔH298K-TΔS298K

(4)

對(duì)于反應(yīng)(3),ΔH298K=-118.362 kJ/mol，ΔS298K=-12.958 J/(mol·K).在溫度T為 630 ℃ 下(903.15 K 時(shí)),ΔG=-106.7 kJ/mol,ΔG<0.因此，基于圖7及熱力學(xué)分析，在 630 ℃ 的2A12鋁合金熔體及鍍鎳金剛石的鋁-鎳界面反應(yīng)生成了NiAl中間相，由此可推知，鍍鎳金剛石/2A12復(fù)合材料的界面構(gòu)成為diamond-Ni-NiAl-Al.金剛石表面鍍鎳，一是避免了金剛石與2A12鋁合金熔體直接接觸,有效阻止了有害相Al4C3的生成；二是反應(yīng)形成了NiAl相，改善了金剛石顆粒與2A12鋁合金基體的界面結(jié)合狀態(tài).

2.2 擠壓道次對(duì)金剛石/2A12復(fù)合材料基體晶粒尺寸及鍍鎳金剛石分散性的影響

圖8是等徑角半固態(tài)擠壓道次分別為1、2、3、4及5時(shí)鍍鎳金剛石/2A12復(fù)合材料的顯微組織.表2為基體晶粒尺寸及金剛石分散度隨等徑角半固態(tài)擠壓道次的變化情況.可見(jiàn)，等徑角半固態(tài)擠壓制備的金剛石/2A12復(fù)合材料組織致密、無(wú)明顯孔隙.基體晶粒尺寸方面，擠壓道次由1提高到5時(shí)，金剛石/2A12復(fù)合材料的基體晶粒尺寸分別為20～160 μm、10～135 μm、10～113 μm、10～146 μm 及10～153 μm；擠壓道次從1增加到3時(shí)，基體晶粒尺寸逐漸減小、數(shù)量增加、均勻性提高，導(dǎo)致晶界分布均勻性提高；擠壓4至5道次時(shí)，基體晶粒發(fā)生了明顯長(zhǎng)大，推測(cè)與擠壓道次增加時(shí)，較長(zhǎng)的 600 ℃ 高溫作用時(shí)間以及較高的累積應(yīng)變導(dǎo)致的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶有關(guān)[30].金剛石顆粒分散性方面，由于金剛石顆粒分布在基體晶粒的晶界處，因此，擠壓道次從1增加到3時(shí)，金剛石的分散度從73.6%增大到了83.9%，金剛石分散性隨基體晶粒細(xì)化程度的提高而提高，其原因是基體晶粒在擠壓力作用下破碎、細(xì)化與球化、晶界數(shù)量增多，使存在于晶界的金剛石顆粒的分散性提高；等徑角半固態(tài)擠壓道次為4及5時(shí)，雖然晶粒粗大使晶界數(shù)量減少，但在等徑角半固態(tài)擠壓的流變作用下，金剛石顆粒的分散性進(jìn)一步提高并趨于平穩(wěn).

圖8 等徑角半固態(tài)擠壓1道次(a)、2道次(b)、3道次(c)、4道次(d)及5道次(e)鍍鎳金剛石/2A12復(fù)合材料的顯微組織Fig.8 The microstructure of Ni coated diamond /2A12 composites after 1 pass(a)、2 passes(b)、3 passes(c)、4 passes(d) and 5 passes(e) of ECASE

表2 基體晶粒尺寸及金剛石分散性隨等徑角半固態(tài)擠壓道次的變化情況

2.3 金剛石/2A12復(fù)合材料的力學(xué)性能

2.3.1 化學(xué)鍍鎳對(duì)金剛石/2A12復(fù)合材料力學(xué)性能的影響

(a) (b) 圖9 等徑角半固態(tài)擠壓3道次未鍍鎳(a)和鍍鎳(b)金剛石/2A12復(fù)合材料的拉伸斷口形貌 Fig.9 The tensile fracture morphology of Ni uncoated(a) and Ni coated(b) diamond/2A12 composites with 3 passes of ECASE

圖10 等徑角半固態(tài)擠壓3道次未鍍鎳和鍍鎳金剛石/2A12復(fù)合材料的拉伸應(yīng)力-應(yīng)變曲線 Fig.10 The tensile stress-strain curves of Ni uncoated and Ni coated diamond/2A12 composites with 3 passes of ECASE

圖9為等徑角半固態(tài)擠壓3道次鍍鎳及未鍍鎳金剛石/2A12復(fù)合材料的室溫拉伸斷口形貌.圖10為等徑角半固態(tài)擠壓3道次未鍍鎳金剛石/2A12復(fù)合材料和鍍鎳金剛石/2A12復(fù)合材料的拉伸應(yīng)力-應(yīng)變曲線，拉伸性能數(shù)據(jù)如表3所示.由圖9可見(jiàn)，未鍍鎳和鍍鎳金剛石/2A12復(fù)合材料的斷口形貌都呈現(xiàn)大小不一的“塑坑”，“塑坑”邊緣是基體的撕裂棱和韌窩.圖9(a)中未鍍鎳金剛石/2A12復(fù)合材料斷口的韌窩數(shù)量較多，撕裂棱數(shù)量較少且棱角不明顯，而圖9(b)中鍍鎳金剛石/2A12復(fù)合材料斷口的韌窩數(shù)量較少，撕裂棱數(shù)量較多且棱角更清晰明顯.由圖10及表3可見(jiàn)，等徑角半固態(tài)擠壓3道次時(shí)，相對(duì)于未鍍鎳金剛石/2A12復(fù)合材料，鍍鎳金剛石/2A12復(fù)合材料的彈性模量相對(duì)穩(wěn)定，屈服強(qiáng)度從219.4 MPa提升到253 MPa，抗拉強(qiáng)度從 309.6 MPa 提升到 356.6 MPa，延伸率從8.70%提升到8.94%.承受外加載荷時(shí)，推測(cè)未鍍鎳金剛石/2A12復(fù)合材料中的裂紋首先在基體/金剛石界面處的金剛石{111}晶面[8-9]上產(chǎn)生并擴(kuò)展，發(fā)生界面撕裂，隨后基體發(fā)生韌性斷裂并留下明顯韌窩；而在鍍鎳金剛石/2A12復(fù)合材料中，金剛石鍍鎳層與基體的界面結(jié)合替代了金剛石表面碳原子與基體的選擇性界面結(jié)合，使界面結(jié)合性提高(參見(jiàn)2.1)，承受外加載荷時(shí)，鍍鎳金剛石/2A12復(fù)合材料首先發(fā)生基體的韌性斷裂，隨后伴隨界面撕裂，故基體撕裂棱更明顯.因此，化學(xué)鍍鎳提高了金剛石與2A12鋁合金基體的界面結(jié)合強(qiáng)度、金剛石/2A12復(fù)合材料的屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度及延伸率.

表3 等徑角半固態(tài)擠壓3道次未鍍鎳和鍍鎳金剛石/2A12復(fù)合材料的拉伸性能

2.3.2 等徑角半固態(tài)擠壓道次對(duì)鍍鎳金剛石/2A12復(fù)合材料拉伸性能的影響

圖11 不同等徑角半固態(tài)擠壓道次鍍鎳金剛石/ 2A12復(fù)合材料的拉伸應(yīng)力-應(yīng)變曲線 Fig.11 The tensile stress-strain curves of Ni coated diamond/2A12 composites with different passes of ECASE

圖11為等徑角半固態(tài)擠壓道次分別為1、2、3、4及5時(shí)鍍鎳金剛石/2A12復(fù)合材料的拉伸應(yīng)力-應(yīng)變曲線，拉伸性能數(shù)據(jù)如表4所示.由圖11和表4可見(jiàn)，隨著擠壓道次從1道次增加到3道次，復(fù)合材料的彈性模量從 96.1 GPa 提高到了 96.7 GPa、屈服強(qiáng)度從 225.4 MPa 增加到了 253 MPa、抗拉強(qiáng)度從 323.1 MPa 增加到了356.6 MPa、延伸率從8.38%增加到了8.94%；擠壓道次為4及5時(shí)，復(fù)合材料抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度減小、塑性提高.在擠壓道次為3時(shí)，獲得了最佳綜合力學(xué)性能的鍍鎳金剛石/2A12復(fù)合材料，其彈性模量為 96.7 GPa、屈服強(qiáng)度為 253 MPa、抗拉強(qiáng)度為 356.6 MPa、延伸率為8.94%.

在彈性模量方面，鍍鎳金剛石/2A12復(fù)合材料的彈性模量主要受鍍鎳金剛石含量的影響，并與鍍鎳金剛石分散性有關(guān).隨著擠壓道次增加，鍍鎳金剛石分散性提高、團(tuán)聚現(xiàn)象減少，其彈性模量提高并趨于理論值 102.5 GPa，與表2、表4的結(jié)果相符.在強(qiáng)塑性方面，鍍鎳金剛石/2A12復(fù)合材料的強(qiáng)度主要受基體晶粒大小的影響，并與鍍鎳金剛石分散性有關(guān)，而基體晶粒大小與鍍鎳金剛石分散性則與等徑角半固態(tài)擠壓道次密切相關(guān).等徑角半固態(tài)擠壓1至3道次時(shí)，晶粒細(xì)化，組織均勻化程度及鍍鎳金剛石分散性提高，因此鍍鎳金剛石/2A12復(fù)合材料的強(qiáng)度和塑性均有所提高；等徑角半固態(tài)擠壓道次為4及5時(shí)，鍍鎳金剛石分散性提高，但晶粒明顯長(zhǎng)大，因此鍍鎳金剛石/2A12復(fù)合材料抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度減小，塑性提高.

表4 不同等徑角半固態(tài)擠壓道次鍍鎳金剛石/2A12復(fù)合材料的拉伸性能

理論上要獲得 102.5 GPa 的彈性模量，需在鋁合金中添加7.5 vol.%的SiC或13.1 vol.% 的Al2O3才能實(shí)現(xiàn)，說(shuō)明添加少量鍍鎳金剛石即可獲得較高彈性模量的金剛石/2A12復(fù)合材料；在相同理論彈性模量(102.5 GPa)的條件下，周榮生[31]采用半固態(tài)鑄造法制備了 10 μm SiC顆粒的 7.5 vol.% SiCp/Al復(fù)合材料，其在鑄造態(tài)下的抗拉強(qiáng)度為 126 MPa；鄧新科[32]采用粉末熱壓法制備了 10 μm SiC顆粒的 7.5 vol.% SiCp/Al復(fù)合材料，其熱壓態(tài)抗拉強(qiáng)度為 175 MPa.可見(jiàn)，本文在金剛石化學(xué)鍍鎳的基礎(chǔ)上，采用等徑角半固態(tài)擠壓方法獲得了兼?zhèn)涓邚椥阅Ａ考案邚?qiáng)塑性的鍍鎳金剛石/2A12復(fù)合材料，經(jīng)過(guò)3道次等徑角半固態(tài)擠壓后復(fù)合材料的彈性模量、抗拉強(qiáng)度和延伸率分別為 96.7 GPa、356.6 MPa 及8.94%.

3 結(jié) 論

1) 金剛石表面化學(xué)鍍鎳可有效阻止鍍鎳金剛石/2A12復(fù)合材料中有害相Al4C3的生成，金剛石、Ni、Al之間的界面構(gòu)成為diamond-Ni-NiAl-Al，NiAl的反應(yīng)形成改善了金剛石顆粒與2A12鋁合金基體的界面結(jié)合狀態(tài)，提高了鍍鎳金剛石/2A12復(fù)合材料的力學(xué)性能.

2) 等徑角半固態(tài)擠壓道次從1增加到3時(shí)，鍍鎳金剛石/2A12復(fù)合材料的基體晶粒尺寸從20～180 μm 細(xì)化到了10～135 μm，基體晶粒及晶界的均勻性提高，金剛石分散度從73.6%提高到了83.9%，與擠壓力作用下的晶粒破碎細(xì)化、晶粒數(shù)量增加導(dǎo)致的晶界數(shù)量增多有關(guān)；擠壓道次為4及5時(shí)，基體晶粒雖然有所長(zhǎng)大，但由于等徑角半固態(tài)擠壓的流變作用，使金剛石顆粒的分散性進(jìn)一步提高并趨于穩(wěn)定.

3) 等徑角半固態(tài)擠壓道次從1增加到3時(shí)，晶粒細(xì)化與均勻化程度、鍍鎳金剛石分散性提高，復(fù)合材料的彈性模量、抗拉及屈服強(qiáng)度、延伸率均有所提升；3道次擠壓獲得了最佳綜合力學(xué)性能的3 vol.%鍍鎳金剛石/2A12復(fù)合材料，其彈性模量、屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度、延伸率分別為 96.7 GPa、253 MPa、356.6 MPa、8.94%；擠壓道次提高到5時(shí)，彈性模量達(dá)到了與理論值趨近的最大值 99.4 GPa.由于晶粒長(zhǎng)大，導(dǎo)致強(qiáng)度降低、塑性進(jìn)一步提高.