SiCp/Al復合材料納米壓痕/劃痕下的脆塑性行為研究

摘要 為探究SiCp/Al復合材料中兩相材料相互作用引起的力學性能差異，研究微觀尺度下法向載荷變化對SiCp/Al復合材料形變和去除的影響。采用納米壓痕實驗，基于Oliver-Pharr法測得其硬度和彈性模量，并對其壓痕表面進行觀察，結合有限元仿真分析產生力學性能差異的原因；同時，根據納米壓痕實驗所得力學參數進行變載荷納米劃痕仿真，并配合實驗后劃痕表面觀察結果分析材料的形變和脆塑性行為。結果表明：當金剛石壓頭作用于SiC顆粒時，顆粒出現破碎和二次壓入現象，所測硬度與彈性模量小于單晶SiC的理論值；當金剛石壓頭作用于基體相時，由于SiC顆粒阻礙基體壓入，復合材料的硬度與彈性模量測量結果偏大。在納米劃痕過程中，復合材料的去除形式隨載荷變化體現為劃擦、耕犁和切削階段，其中的基體相通過塑性流動產生塑性脊堆積并伴隨有涂覆現象，SiC顆粒則以脫黏、斷裂破碎和拔出等脆性機制而去除，且SiC顆粒的二次壓入、斷裂、破碎和拔出是導致復合材料力學性能與單晶SiC的力學性能產生巨大差異的主要原因。隨著劃痕載荷增加，SiC體積分數為45%的SiCp/Al復合材料的去除機制更多取決于以塑性去除為主的基

體相，而SiC顆粒則主要表現為脆性去除。

關鍵詞 納米壓痕/劃痕；SiCp/Al復合材料；有限元仿真；力學性能；去除機制

中圖分類號 TG58; TB333 文獻標志碼 A

文章編號 1006-852X（2024）05-0607-14

DOI 碼 10.13394/j.cnki.jgszz.2023.0165

收稿日期 2023-08-21 修回日期 2023-12-19

SiCp/Al復合材料是指以Al合金為基體相、SiC顆粒為增強相的金屬基復合材料，具有比強度高、比模量大、密度低等特點[1-2]，在電子封裝、航空航天和汽車制造業(yè)應用前景廣闊。在SiCp/Al復合材料中，SiC顆粒使其力學性能得到巨大提升，但也使其機械加工變得非常困難[3]。同時，材料的表面質量對其用途和使用壽命具有重大影響。在研磨、拋光等加工過程中，復合材料的表面常常面臨顆粒失效而產生的表面缺陷問題[4]，這也是限制其應用的主要原因之一。因此，為了獲得更好的表面質量，探究SiCp/Al復合材料的力學性能與脆塑性行為對其實際加工有重要參考意義。

SiCp/Al復合材料的力學性能十分復雜，難以通過理論對其表面質量進行預測[5-6]。納米壓痕實驗是一種常用的硬度測試方法，是定量表征材料力學性能的重要方法之一[7]。YUAN等[8]通過雙軸拉伸和納米壓痕實驗，探究了SiCp/Al復合材料在不同方向和不同形變下的損傷機理，發(fā)現由于SiC顆粒、基體相和兩相界面相互作用，SiCp/Al復合材料硬度和彈性模量的實驗值在較大范圍內波動。AKINWAMIDE等[9]使用納米壓痕實驗評估了顆粒增強Al基復合材料的顯微組織、力學性能，以確定制備的復合材料的完整性。ZHANG等[10]通過納米壓痕實驗將GT35材料顆粒與基體相的復合納米力學性能響應集成，并將實驗結果整合到表面預測模型中，有效預測了其加工表面的粗糙度。LIU等[11]采用分子動力學模擬了納米壓痕實驗過程中SiCp/Al界面的微觀殘余應力和結構演化，發(fā)現卸載后殘余應力主要分布于兩相界面處，特別是在SiC側；且壓痕過程中的基體相通過塑性流動釋放殘余應力，SiC顆粒只能通過斷裂釋放，斷裂的SiC不斷被擠壓至基體，從而加劇了界面處的殘余應力集中。KONG等[12]通過納米壓痕/劃痕實驗探究了SiCp/6061的材料去除機制，結果表明劃痕過程包括黏附、摩擦、耕犁和微切削4個階段，且材料的變形過程與硬度和彈性模量之比有關。

納米劃痕實驗通過施加法向載荷對材料表面進行刻劃，可以真實模擬研磨加工中磨粒與工件表面的相互作用[13-14]，是探究材料脆塑性行為的有效方法。ZHANG等[15]通過對白榴石玻璃陶瓷進行納米劃痕實驗獲得了材料脆塑轉變的臨界深度，建立了材料表面預測模型并以此優(yōu)化了加工參數。LI等[16]根據不同納米劃痕深度誘導的YAG單晶形成特征，建立了納米劃痕斷邊尺寸理論模型，為脆性材料的研磨去除過程提供了理論指導。

納米壓痕實驗往往只能獲得材料的硬度等力學性能，卻無法提供其微觀結構演變等的壓痕過程[7]。因此，在不同的實驗條件下，尋找一種有效模擬壓痕過程的方法成為近年來研究的一個重要熱點。壓痕模擬方法包括有限元法[17]、分子動力學模擬法[18]、離散位錯動力學模擬法[19]、準連續(xù)介質法[20]和晶體塑性有限元法[21]，其中的有限元法常被用于研究復雜應力場模型。LICHINCHI等[22]在1998年最早使用ABAQUS有限元軟件模擬了Berkovich壓痕實驗，并且成功再現了納米壓痕實驗的加載?卸載行為。LI等[23]通過有限元法對PMMA薄膜的壓痕測試進行了模擬，使用ABAQUS軟件驗證了Oyen-Cook本構方程能夠精確描述該材料的本構行為，合理地再現了實驗中的載荷?深度曲線。

但納米壓痕實驗對中高體積分數SiC的SiCp/Al復合材料脆塑性行為揭示仍有欠缺，且為了深入研究SiCp/Al復合材料中納米壓痕行為與劃痕行為的產生機制，選用SiC體積分數為45%的SiCp/Al復合材料為研究對象，結合有限元法與實驗，通過ABAQUS仿真軟件對壓痕進行模擬，同時使用掃描電子顯微鏡分析實驗后壓痕表面脆塑性轉變情況，解釋Berkovich金剛石壓頭作用于不同相時產生力學性能差異的原因。同時，將所得力學參數引入納米劃痕實驗的有限元仿真中，并結合納米劃痕實驗結果，討論SiCp/Al復合材料的脆塑性行為。

1納米壓痕仿真與實驗

1.1納米壓痕有限元建模

三維SiCp/Al復合材料壓痕仿真分為加載和卸載2個階段，使用ABAQUS軟件的Standard求解器求解。在微觀尺度下，材料變形以彈塑性為主[24]，仿真中只考慮壓痕過程中的加載和回彈，故均在靜力通用分析步下完成。根據壓入位置的不同，SiCp/Al復合材料仿真模型分別為基體相壓痕、SiC顆粒壓痕、兩相界面壓痕。為簡化計算，截取Berkovich金剛石壓頭三棱錐頂角部分，將其定義為剛體，其網格采用10結點二次四面體單元C3D10，如圖1所示。假設工件尺寸為37.5μm×37.5μm×37.5μm，根據選用的SiCp/Al復合材料所供粒徑，統(tǒng)一SiC顆粒直徑為30μm，其網格采用4結點線性四面體單元C3D4。為獲得更精確的結果并節(jié)省計算時間，對壓痕接觸表面的網格進行細化，而工件底部選用粗網格，且摩擦系數遵循庫侖摩擦定律取0.3[25]。工件與壓頭的材料屬性如表1所示。

1.2硬度與彈性模量計算理論

納米壓痕實驗通過載荷?深度曲線分析材料在微觀尺度下的力學性能，計算硬度的方法主要有基于壓痕投影面積的直接面積法、基于壓痕塑性變形體積的壓痕功法[26]、Oliver-Pharr法[27]。Oliver-Pharr法[27]主要根據卸載曲線初始階段的擬合關系計算等效接觸面積，因其僅通過載荷-深度曲線就可獲得材料硬度，不需要考慮材料表面形貌，故被作為規(guī)范化處理方法廣泛應用于納米壓痕硬度測定中。納米壓痕的載荷?深度曲線與壓痕截面輪廓如圖2所示。壓痕實驗分為加載和卸載2個階段，當加載載荷達到最大值Pmax時，此時最大壓入深度為hmax。隨后金剛石壓頭進入卸載階段，直至載荷為0時，壓痕殘余深度為hf。

研究表明，Berkovich壓頭的載荷?深度曲線符合Kick規(guī)律[28]。根據載荷?深度曲線，可以分別獲得加載載荷Pload、卸載載荷Punload與壓入深度h的關系式：

式中：C為加載曲率，mN/nm2，與工件及壓頭幾何參數有關；k為擬合系數，mN/nmm（1 nmm=10?7 mm）；m為擬合系數，無量綱。

彈性回復率ζ是實驗中重要的力學參數之一，如式（2）所示[28]：

其中：hmax為最大壓入深度，nm。

材料的彈性模量為其在彈性變形階段縱向應力與應變的比系數，微觀上為表征原子間結合強度的物理量，納米壓痕實驗是測量彈性模量的主要手段之一。在彈性接觸過程中，接觸剛度S與接觸面積A的關系如式（3）所示[27]：

其中：β為壓頭形狀系數，對于Berkovich金剛石壓頭，β=1.034[29]；Er為折合彈性模量，由式（4）表示：

式中：E、Ei分別為工件與壓頭的楊氏模量，對于金剛石壓頭，Ei=1 147 GPa；ν、νi分別為工件與壓頭的泊松比，對于金剛石壓頭，νi=0：07。

最大接觸面積Am為最大載荷對應下的壓頭接觸面積，與壓頭接觸深度hc關系如式（5）所示[24]：

式中：θ為壓頭的等效半錐角，Berkovich金剛石壓頭的θ=65.27°，如圖1所示。

壓頭接觸深度hc可由式（6）[28]求得：

式中：γ為壓頭幾何因子，對于Berkovich壓頭，γ取0.75[29]。

在Oliver-Pharr法中，接觸剛度S為最大載荷時卸載曲線的斜率。根據擬合所得的卸載曲線，對最大載荷處求導可得近似接觸剛度S，如式（7）[24]所示：

綜合起來，工件的楊氏模量E與硬度H可表示為：

1.3納米壓痕實驗的材料與設備

納米壓痕實驗設備選用NANOVEA CB500型硬度測試儀，設備照片和材料表面如圖3所示。納米壓頭選用Berkovich金剛石壓頭，加載載荷為100 mN，加載和卸載速率均為200 mN/min；為確保壓痕之間互不干涉，相鄰壓痕間隔為100μm。測試對象是SiC體積分數為45%的SiCp/Al復合材料，其尺寸為10 mm×10 mm×10 mm，SiC顆粒的平均粒徑為30μm。復合材料由青島和芯和電子科技有限公司提供，制備方法為粉末冶金。實驗前對工件進行拋光預處理，確保其表面粗糙度Salt;100 nm，并用無水乙醇清洗后吹干待用，工件原始微觀表面如圖3所示。壓痕結束后，使用JSM-IT500掃描電子顯微鏡觀察工件表面形貌。

1.4納米壓痕結果及分析

圖4為壓頭分別壓入SiC顆粒、兩相界面和基體相時的載荷?深度曲線，其作用于SiC顆粒、兩相界面處或基體相的壓痕SEM形貌和相應的載荷-深度曲線、仿真結果分別如圖5、圖6和圖7所示。當Berkovich壓頭在不同位置施加相同的載荷時，各相材料的形變及卸載反應均不相同，因此，在載荷?深度曲線中體現出不同的最大壓入深度與卸載后的殘余深度。為避免實驗結果的偶然性，每個位置取4組實驗數據。

如圖4所示：當壓頭作用于SiC顆粒時，載荷?深度曲線表現出較大的斜率，且最大壓入深度較小，僅在0.50μm左右；當壓頭作用于兩相界面時，曲線相對平緩且最大壓入深度加大到1.00μm左右；當壓頭作用于基體相時，曲線最為平緩且壓痕深度也最大，此時最大壓入深度為1.80μm左右。這是由于SiC顆粒硬度較大，導致相同大小載荷作用于其表面時，壓頭難以繼續(xù)壓入，使其最大壓入深度遠遠小于硬度相對較小的Al基體的。此外，在基體相載荷?深度曲線中，出現最大壓入深度與殘留深度相對于其他相大幅變化及減小現象，這可能是因為在Al基體下方存在SiC顆粒，壓頭在作用一段時間后由于顆粒的阻礙難以繼續(xù)下壓，使得壓入深度處于相對較淺位置。

由圖5a可知：SiC顆粒在壓痕過程中發(fā)生邊緣破碎凹陷現象，壓痕中心發(fā)生難以逆轉的塑性變形，圖中顏色較淺部分為SiC顆粒，顏色較深部分為Al基體。如圖5c所示：壓入深度隨著載荷增加而緩慢加深，當達到最大壓入深度0.57μm時開始卸載，卸載完后的殘余壓痕深度為0.24μm；且加載與卸載曲線并不重合，說明在加載過程中材料出現了塑性變形。同時，加載曲線穩(wěn)定上升過程中，壓入深度隨著載荷的增加出現“突進”（pop-in）現象，說明在載荷變化不大的情況下，壓頭有小段位移[24]。該現象的產生與SiC顆粒發(fā)生破碎、脫黏以及工件組織結構發(fā)生位錯等變形相關，顆粒破碎時壓頭繼續(xù)壓入不再需要過大載荷進而曲線出現“突進”。結合圖5b和圖5d所示仿真云圖發(fā)現：在載荷加載過程中，應力主要集中于與壓頭接觸的位置并以該處為圓心呈波形擴散，直至顆粒邊緣；且在加載過程中，SiC顆粒首先會隨著壓頭一起壓入Al基體，起到“二次壓頭”的作用；當Al基體相被壓實后，SiC顆粒停止下沉并產生裂痕。該現象將導致SiC顆粒的力學性能參數最終測量結果，遠遠小于實際壓頭作用于SiC陶瓷時理論上的力學性能參數結果。

從圖6a可以看出，壓痕結束后兩相界面處SiC顆粒發(fā)生完全斷裂。如圖6c所示：當壓入深度為0.23μm時載荷開始加載，隨著載荷的增加，壓入深度緩慢上升，產生連續(xù)pop-in現象；當達到最大壓入深度1.12μm時開始卸載，卸載完成后的殘余壓痕深度為0.64μm。載荷-深度曲線出現連續(xù)的pop-in現象，這可能是因為在壓入過程中兩相界面處萌生了位錯與裂紋[11]，且隨著載荷進一步增加，裂紋逐漸擴展并最終導致SiC顆粒斷裂。斷裂誘發(fā)新的裂紋并產生擴展，如此反復進行，從而出現連續(xù)的pop-in現象。結合圖6b和圖6d的仿真云圖發(fā)現：最大應力主要集中在兩相界面處的SiC顆粒上，且SiC顆粒邊緣產生較大的應力集中，因而兩相界面處更易產生SiC顆粒的斷裂、破碎。

從圖7a中可以看出：基體相在下壓過程中接觸到下方的SiC顆粒，并于SiC顆粒邊緣處產生裂紋；此外，還于壓痕邊緣處發(fā)生邊緣凸起（pile-up）現象[26]。由圖7c可知：隨著載荷的增加，壓入深度快速加深，在達到轉折點A后深度增加減緩；當達到最大壓入深度（1.65μm）時開始卸載，卸載完成后的殘余壓痕深度為1.16μm。在載荷增加過程中，基體相逐漸壓縮并接近基體下方的SiC顆粒，當基體逐漸壓實后，載荷轉而作用于SiC顆粒上，從而產生轉折點，使得載荷?深度曲線傾向于作用于SiC顆粒時的趨勢。如圖7b和圖7d所示：Berkovich金剛石壓頭在下壓階段首先壓縮基體，并受到基體下方SiC顆粒阻礙；同時，沿壓痕邊緣處產生“月牙形”凸起，應力隨著凸起邊緣進一步擴散。使用Oliver-Pharr法測算材料硬度時，pile-up將導致計算用接觸面積小于壓痕實際接觸面積，使得材料硬度的計算結果出現偏高現象。

由載荷?深度曲線獲得的金剛石壓頭作用于SiC顆粒、兩相界面和基體相處的平均微觀力學性能參數如表2所示。

從表2可知：在加載載荷為100 mN，加載速率為200 mN/min，卸載速率為200 mN/min的實驗條件下，Berkovich金剛石壓頭作用于SiC顆粒時，其硬度的實驗平均值為22.75 GPa，彈性模量的實驗平均值為190.78 GPa，這與單晶SiC顆粒的理論硬度30.80 GPa和理論彈性模量430.00 GPa相差較大，實驗平均值與理論值的相對標準偏差分別為26%和56%。這是由于實驗中SiC顆粒首先作為“二次壓頭”壓入基體相，使得載荷?深度曲線有壓頭偏向加載于基體相的趨勢（見圖5）。

Berkovich金剛石壓頭作用于基體相時，獲得的基體相硬度實驗平均值為1.39 GPa，彈性模量實驗平均值為66.52 GPa，其實驗平均值與Al合金的理論硬度1.20 GPa和理論彈性模量70.60 GPa接近。基體下方存在的SiC顆粒阻礙基體相下壓，是導致其硬度實驗值偏高的主要原因。此外，pile-up現象的產生也將導致其硬度實驗結果略微偏高。

Berkovich金剛石壓頭作用于兩相界面時，獲得的兩相界面硬度實驗平均值為4.62 GPa，彈性模量的實驗平均值為84.38 GPa。對比載荷作用于SiC顆粒和基體相時產生的相應實驗結果，兩相界面的結果介于二者之間。主要原因為Berkovich金剛石壓頭在下壓過程中，會受到部分SiC顆粒阻礙，甚至導致SiC顆粒斷裂（見圖6）。此外，在制備SiC顆粒增強相復合材料時，顆粒與基體相之間產生大量位錯，兩相界面的抗變形能力因此得到強化[29]。

2納米劃痕仿真與實驗

2.1納米劃痕有限元建模

采用ABAQUS軟件中的explicit求解器對SiCp/Al復合材料的三維劃痕仿真進行求解。在納米劃痕過程中，材料會產生各種失效形式，故劃痕仿真采用動力顯示分析步。圖8為劃痕仿真示意圖。為方便計算，將模型分為4段，每段工件長為0.375 mm，劃痕總長度為1.500 mm。為探究不同劃痕深度下SiC顆粒的損傷形式，工件表面均勻分布SiC顆粒，顆粒間隔為0.036 mm。網格采用四結點線性四面體單元C3D4，并細化劃痕路徑網格以精確計算結果。實驗載荷變化范圍為1～400 mN，故每段模型施加變載荷100 mN，劃痕速度固定為0.05 mm/s。劃痕用圓錐金剛石壓頭模型如圖8所示，其壓頭頂角為120°，頂角半徑為0.01 mm，并定義為剛體，圓錐金剛石壓頭網格采用四結點線性四面體單元C3D4。根據納米壓痕實驗，獲得劃痕仿真所用力學性能參數（見表2），材料密度和泊松比與壓痕仿真時一致，仿真中摩擦系數取0.3[26]。

2.2材料本構模型

2.2.1基體相本構模型

在劃痕實驗過程中，Al合金基體相是一種韌性材料，因此需要一種能夠在高應變率條件下描述該材料塑性行為的模型，其劃痕仿真將采用Johnson-Cook（J-C）本構模型[30]。該模型將屈服、應變率和溫度作為單獨影響應力的變量，忽略部分參數之間的影響，使得模型相對簡單。根據J-C本構模型，材料的塑性流動應力表達式為：

式中：σ為等效流動應力，A為初始屈服應力，B為硬化模量，C為應變率敏感系數，m為熱軟化系數，n為加工硬化系數，ε（ˉ）pl為等效塑性應變，pl為等效塑性應變率，0是參考等效塑性應變率，T為工件溫度，Tmelt和Troom分別為材料熔化溫度和室溫。具體的參數如表3所示。

采用J-C剪切斷裂準則作為切屑分離準則，當w=1時，材料發(fā)生單元失效。w的計算公式為：

J-C模型中的斷裂應變εf為：

式中：D1～D5是Al基體相的J-C損傷參數，其取值如表4所示；σ*是壓力三軸度；T*是量綱溫度；為實際應變率。

2.2.2 SiC顆粒本構模型

在SiCp/Al復合材料中，硬脆的SiC顆粒作為顆粒增強相容易發(fā)生斷裂并失效，其主要為I型斷裂[31]。故引入脆性裂紋本構模型[31]進行SiC顆粒的失效演化行為控制。

SiC顆粒開裂的判定依據選擇最大正應力準則[31]，其公式為：

式中：σb為顆粒的抗拉強度，σ1;σ2;σ3分別為3個方向的應力。

SiC顆粒斷裂時，使用斷裂位移un0控制其單元失效[31]：

式中：Gf（I）為材料I型斷裂能，σtu（I）為I型斷裂失效應力。

顆粒在失效演化階段的剪切模量Gs由下式計算[31]：

式中：G為材料失效前的剪切模量，（εnn（ck））為材料的剪切保留因子，εn（c）n（k）為顆粒的開裂應變，εma（ck）x和p為材料常數。SiC顆粒脆性斷裂的本構模型參數如表5所示。

2.2.3兩相界面本構模型

在SiCp/Al復合材料的失效中，界面黏結強度對材料破壞起到關鍵作用。劃痕仿真中引入零厚度的內聚力單元（cohesive zone element，CZE）模型，該模型能同時考慮界面損傷與顆粒斷裂機制，精確預測材料的分離和斷裂行為。在CZE模型中，界面強度σmax=244MPa，界面斷裂能GC=50 J/m2[32]。在ABAQUS仿真中，CZE選用二次名義應力準則[33]作為裂紋起始判定依據，如式（15）所示：

式中：σn，σt，σs分別為法向和2個剪切方向的應力，σne，σtc，σsc分別為法向和2個剪切方向的應力強度。

2.3納米劃痕實驗材料與設備

使用NANOVEA CB500型硬度測試儀進行納米劃痕模塊實驗，所用材料與壓痕實驗所使用的SiCp/Al復合材料一致，拋光預處理后確保其表面粗糙度Sa＜100 nm，并用無水乙醇洗凈晾干后備用。采用圓錐金剛石壓頭進行變載荷劃痕實驗，載荷變化范圍為0～400 mN，于30 s內勻速增加，劃痕長度為1.500 mm，劃痕速度為3 mm/s。為防止相鄰劃痕之間產生干擾，固定劃痕間距為500μm。實驗結束后使用JSM-IT500掃描電子顯微鏡和三維光學表面輪廓儀（NewView9000，ZYGO）觀察劃痕形貌。

2.4納米劃痕結果及分析

納米劃痕實驗是一種將研磨過程簡化為單磨粒去除材料的研究方法，可以簡化研磨過程中多磨粒與材料之間復雜的相互作用，模擬實際加工過程中磨粒對材料的去除過程，為研磨加工提供理論指導。隨著載荷增加，材料的去除方式依次體現為劃擦、耕犁和切削3個階段。圖9為變載荷劃痕仿真云圖。實驗結束后使用JSM-IT500掃描電子顯微鏡對劃痕表面微觀形貌進行觀察，納米劃痕的形貌與局部放大圖如圖10所示。在圖10中發(fā)現：在SiCp/Al復合材料中，基體相往往呈現出塑性行為，SiC顆粒則會出現斷裂、破碎等脆性行為。

2.4.1劃擦階段

圖11為劃擦階段的SEM形貌與仿真云圖，劃擦階段為金剛石壓頭刻劃復合材料的第一階段。該階段加載載荷較小，劃痕深度仍處于距離初始表面較淺的位置。從圖11可知：基體相與SiC顆粒以彈性變形為主，但壓頭在基體表面產生輕微刮擦，使得部分材料往兩側發(fā)生塑性流動，產生微量去除，兩側材料堆積成較小塑性脊；且材料表面上的SiC顆粒在刮擦作用下與金剛石壓頭產生較大摩擦力，并且隨著壓頭擠壓顆粒前端產生的應力集中，使顆粒表面產生裂紋并迅速擴展為局部破碎。

2.4.2耕犁階段

圖12為耕犁階段的SEM形貌與仿真云圖。耕犁階段介于劃擦階段與切削階段之間，是二者之間的過渡階段。如圖12所示：隨著載荷逐漸增大，壓頭壓入深度逐步加深，基體相與少部分的SiC顆粒以塑性方式去除，沿劃痕方向產生凹槽并伴隨明顯劃擦痕跡；由于不同材料之間的脆塑性轉變臨界深度存在一定差異，故當耕犁階段金剛石壓頭壓入深度逐漸接近SiC顆粒尺寸時，大部分SiC顆粒開始向脆性去除方式轉變；當SiC顆粒位于劃痕路徑中間時，顆粒上表面產生裂紋并迅速向側面擴展；SiC顆粒由于前端受到壓頭擠壓產生的較大應力，其以脆性方式破碎去除。

2.4.3切削階段

切削階段，材料的SEM形貌與仿真云圖如圖13所示，復合材料的去除形式如圖14所示。SiCp/Al變載荷劃痕的表面形貌與劃痕深度如圖15所示。納米劃痕實驗的最后一個階段為切削階段，在劃痕總長度中占據的比重最大。切削階段載荷較大，金剛石壓頭壓入深度接近并逐漸超過SiC顆粒尺寸。

從圖13可以看出：基體相依舊以塑性去除方式為主而去除，但由于SiC顆粒體積分數較大，基體相很難單獨成屑，往往伴隨著SiC顆粒的協(xié)同去除。由前面的納米壓痕實驗可知：SiCp/Al復合材料的兩相界面屬于強結合界面，其彈性模量與硬度大于基體相的。因此，當壓頭壓入深度較大時，兩相界面產生屈服，隨之SiC顆粒產生裂紋并迅速擴展，且接近表面的SiC顆粒將受到較大應力擠壓而產生脫黏并拔出，在劃痕路徑上殘留凹坑。此外，Al合金基體相與SiC顆粒協(xié)同變形，在顆粒拔出后的殘留凹坑處會出現基體涂覆現象。

金剛石壓頭的法向載荷與壓入深度對材料的去除行為有重要影響，隨著壓入深度的增大SiCp/Al復合材料的表面逐漸惡化。復合材料的去除形式如圖14所示。由圖14可知：隨著金剛石壓頭壓入深度的增大，基體相逐漸產生較大的塑性流動，并在壓痕路徑兩側形成較大規(guī)模的塑性脊；SiC顆粒則以脆性去除方式為主，隨著壓入深度增大，SiC顆粒從基體相中脫黏而拔出并產生裂紋，裂紋隨之向壓痕路徑兩側基體相內擴展；基體相協(xié)同變形后，由于裂紋的交叉導致其部分成屑并隨之去除。

變載荷劃痕實驗表面的形貌測試結果如圖15所示，圖15b、圖15c、圖15d的測量面是圖15a中相應白線處的截面。由圖15可知：隨著法向載荷的增加，基體相劃痕兩側出現塑性脊和SiC顆粒破碎拔出現象，工件表面逐漸惡化。對于SiC體積分數高達45%的SiCp/Al復合材料，雖然會出現由SiC顆粒破碎引起的脆性去除，但劃痕過程中的劃擦、耕犁和切削階段的去除形式更多取決于基體相的塑性流動，如圖15b～圖15d所示；在劃痕的不同階段均有塑性脊產生，這與宏觀層面上SiCp/Al復合材料的力學性能與基體相更為接近有關[34]。此外，還發(fā)現當壓頭加載至SiC顆粒時劃痕深度將減小，并小于顆粒前基體相處的深度。這是因為SiC顆粒硬度遠大于Al合金基體相的，所以相同載荷作用于SiC顆粒時的劃痕殘余深度小于臨近基體相的，這也與上文納米壓痕實驗結果一致。

3結論

（1）通過納米壓痕仿真與實驗，獲得了SiCp/Al復合材料微觀力學性能。當金剛石壓頭作用于SiC顆粒時，其硬度和彈性模量的實驗平均值為22.75 GPa和190.78 GPa，與單晶SiC顆粒的理論硬度30.80 GPa和理論彈性模量430.00 GPa相差較大，其相對標準偏差分別為26%和56%，這是由顆粒在壓痕過程中發(fā)生破碎并產生不可逆的塑性凹坑和二次壓入現象所致。

（2）當金剛石壓頭作用于基體相時，載荷?深度曲線出現pop-in現象，硬度和彈性模量的實驗平均值為1.39 GPa和66.52 GPa，與鋁合金的理論硬度1.20 GPa和理論彈性模量70.60 GPa接近。但硬度實驗值偏高，是基體下方存在SiC顆粒阻礙基體相下壓，且產生的pile-up現象造成的。

（3）金剛石壓頭作用于兩相界面時，獲得的兩相界面硬度實驗平均值為4.62 GPa，彈性模量的實驗平均值為84.38 GPa，其硬度和彈性模量實驗值介于SiC顆粒和基體相二者相應值之間。且由于基體相和SiC顆粒的相互作用，SiC的裂紋擴展與斷裂反復進行，出現連續(xù)的pop-in現象。

（4）通過納米劃痕仿真與實驗，探究了變載荷條件下SiCp/Al復合材料的脆塑性行為。發(fā)現隨著壓入載荷的增大，材料的去除過程依次分為劃擦、耕犁和切削階段?；w相由彈塑性變形轉變?yōu)樗苄宰冃?，并擠壓堆積形成塑性脊并伴隨有涂覆現象，且SiC顆粒的協(xié)同變形后由于其裂紋的交叉導致基體相部分成屑并隨之去除；SiC顆粒由彈塑性迅速轉變?yōu)榇嘈匀コ译S著壓入深度增大，SiC顆粒從基體相中脫黏而拔出并產生裂紋，裂紋隨之向壓痕路徑兩側基體相內擴展。

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作者簡介

劉亞梅，女，1970年生，碩士、教授。主要研究方向：機械電子工程/自由曲面精加工。

E-mail：949823612@qq.com

通信作者：谷巖，男，1980年生，博士、副教授。主要研究方向：微納制造與數控裝備。

E-mail：guyan@ccut.edu.cn

（編輯：周萬里）

Research of brittle-plastic behavior of SiCp/Al composites based onnano-indentation/scratch

LIU Yamei，WANG Jiali，GU Yan，WU Shuang，LI Zhen

（School of Mechanical and Electrical Engineering，Changchun University of Technology，Changchun 130012，China）

Abstract Objectives：SiCp/Al composite is a kind of particle-reinforced metal matrix composite，which offers high specific strength and low density.It is widely used in electronic packaging，aerospace and automobile manufacturing.Although the presence of a large number of SiC particles improves the mechanical properties of the material，it also presents significant challenges in processing.As the volume fraction of SiCp/Al composite material increases，its mech-anical parameters such as hardness improve，but a large number of surface defects appear during processing.To improve the surface machining quality and select better machining parameters，it is crucial to investigate the mechanical proper-ties and the removal mechanism of SiCp/Al composites with medium or high volume fraction.Methods：Nanoindenta-tion is a commonly used method for testing hardness，which can quantitatively characterize the hardness，elastic modu-lus and other mechanical parameters of materials.It provides a theoretical basis for predicting machined surface rough-ness.The load-depth curves of SiCp/Al composites under specific indentation load and rate can be obtained through nanoindentation experiments.The hardness and elastic modulus of SiCp/Al composites are determined using the Oliver-Pharr method.Due to the presence of a large number of SiC particles in the SiCp/Al composite，different failure behavi-ors are observed when the diamond indenters applies loads to the SiC particles，Al matrix，and two-phase interfaces，res-ulting insignificant differences in measured hardness and elastic modulus.After the indentation experiment，scanning electron microscope（SEM）is used to observe the indentation surface morphology，and the ABAQUS finite element software is used to simulate the indentation process of SiCp/Al composites.The reasons for the differences in mechanic-al properties are then analyzed based on the finite element simulation results and the experimental indentation surface defects.Results：It is found that when the diamond indenter acts on SiC particles，the experimental values of hardness and elastic modulus of the material are the largest，with average values of 22.75 GPa and 190.78 GPa，respectively.When the indenter acts on the matrix phase，the average values of hardness and elastic modulus are 1.39 GPa and 66.52 GPa，respectively.Fortheinterfacebetweenthetwophases，theaveragehardnessandelasticmodulusmeasuredare4.62GPaand 84.38 GPa，respectively.Additionally，the nanoscratch experiment simplifies the complex interaction between abrasive particles and the workpiece during grinding.It explores the brittle-plastic transformation behavior and potensial surface defects of the material surface by applying loads to the workpiece.This is an effective method for studying the material removal form.The hardness and elastic modulus values obtained from the nanoindentation experiment are introducedinto the scratch finite element simulation.A variable load of 0 to 400 mN is applied to the SiCp/Al composite，with the scratch speed fixed at 0.05 mm/s.The results show that the removal form of the material changes with the load during the scraping，ploughing and cutting stages.The matrix phase undergoes plastic plastic flow，causing plastic ridge accu-mulation with coating phenomenon，while the SiC particles are removed by brittle mechanisms such as debonding，breaking，and pulling out.Conclusions：In the indentation experiment，secondary indentation of SiC particles in SiCp/Al composites results insignificant differences between the mechanical properties of SiC particles and the theoret-ical mechanical properties of SiC crystals.Due to fracture and breakage of the particles during the loading process of the diamond indenter，the test results tend to be exaggerated.As the scratch load increases，the removal form of SiCp/Al composites with a volume fraction of 45%replies more on the plastic removal of the matrix phase，while the removal form of SiC particles is mainly brittle.The brittle-plastic behavior of the material surface during machining，as analyzed by the nanoindentation/scratch experiments，provides a theoretical basis for predicting the material's surface quality dur-ing machining.

Key words nano-indentation/scratch；SiCp/Al composite material；finite element simulation；mechanical property；re-moval mechanism