高能球磨與攪拌法制備納米SiCp/ZL101復(fù)合材料
相關(guān)鏈接： 中國安全網(wǎng) 中國質(zhì)量網(wǎng) 中國論文網(wǎng) 中國資訊網(wǎng)
肖 攀 呂書林 吳樹森 方曉剛 趙 立
（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）
摘要采用高能球磨與攪拌鑄造相結(jié)合的方法制備艾了納米SiCp/ZL101鋁基復(fù)合材料。利用干磨式高能球磨設(shè)備制備SiC。/Al復(fù)合顆粒，獲得納米SiC彌散分布的近球狀SiCp/Al復(fù)合顆粒，其直徑在0.5～1.5 mm之間。隨后通過攪拌鑄造方法將復(fù)合顆粒加入Al- Si合金熔體重熔稀釋，制備出SiCp含量為0.5%的納米SiCp/ZL101復(fù)合材料。在100 MPa成形壓力下，擠壓鑄造復(fù)合材料的鑄態(tài)抗拉強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率分別為233.3 MPa和5.27%，較同等條件下基體合金分別提高了10. 94%和2.73%。
SiC顆粒增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料具有質(zhì)量輕、硬度高、比強(qiáng)度和比剛度高等優(yōu)異性能，在航空航天、汽車等領(lǐng)域具有廣泛的應(yīng)用前景。研究表明，增強(qiáng)相顆粒尺寸越小，增強(qiáng)效果越好；納米SiC顆粒在含量很低時(shí)即對(duì)Al有明顯的強(qiáng)化作用。
外加法制備納米陶瓷顆粒增強(qiáng)金屬基復(fù)合材料的主要難點(diǎn)在于納米陶瓷顆粒與金屬基體的潤(rùn)濕性差，阻礙了其應(yīng)用。高能球磨有望改善兩者之間的潤(rùn)濕性；目前高能球磨絕大多數(shù)為添加過程控制劑(PCA)的濕磨法，以降低冷焊程度，復(fù)合粉末經(jīng)過不斷重復(fù)的變形冷焊、破碎過程最終達(dá)到平衡，復(fù)合粉末得到細(xì)化。但是PCA在劇烈的碰撞過程中會(huì)分解生成大量氣體，或者與球磨粉末發(fā)生反應(yīng)生成碳化物等。攪拌法制備SiCp/Al基復(fù)合材料時(shí)，100 μm以下的復(fù)合粉末不能完全添加到金屬熔體中。這是因?yàn)槲⒚准?jí)復(fù)合顆粒中，雖然增強(qiáng)顆粒能夠在基體粉末中實(shí)現(xiàn)一定程度的均勻分布，但細(xì)小的復(fù)合粉末很難與熔體潤(rùn)濕，而且，粒徑為微米級(jí)的復(fù)合粉末的比表面積大，加入熔體時(shí)其表層氧化嚴(yán)重，容易形成Al2 03層，阻礙與熔體的潤(rùn)濕。為此，本研究采用干磨式高能球磨法制備納米SiC均勻分布的毫米級(jí)SiCp／Al復(fù)合顆粒。毫米級(jí)復(fù)合顆粒表面光滑，有金屬光澤，很容易加入金屬熔體中。以毫米級(jí)復(fù)合顆粒為載體將納米SiC顆粒添加到鋁合金熔體中，避免了復(fù)合顆粒與鋁合金基體的潤(rùn)濕性問題，發(fā)揮了攪拌鑄造低成本的優(yōu)勢(shì)。
1 試驗(yàn)材料與方法
1.1試驗(yàn)材料
球磨試驗(yàn)采用平均粒徑為40 nm的SiC粉，純度>99. 9%，30 μm的純鋁粉，純度≥99. 85%。攪拌鑄造試驗(yàn)采用Al- Si合金、Al錠、Mg錠為原材料。
圖1為SiC粉、AI粉的原始形貌SEM圖。從圖la可以看出，納米SiC原始粉末是團(tuán)聚在一起的。
1.2 干磨法制備納米SiCp／Al復(fù)合顆粒
將納米SiC粉置于150℃烘干箱中烘烤2h，然后取100 g的Al粉與4g的SiC粉置于500 mL不銹鋼真空罐中混合，SiC粉與鋁粉的體積比約為1：2，配以適當(dāng)大小不銹鋼磨球。抽真空后置于QM-3SP4行星式球磨機(jī)上進(jìn)行高能球磨試驗(yàn)。試驗(yàn)采取間歇式方式，一個(gè)球磨周期中，球磨th，停機(jī)25 min。分別在球磨停機(jī)期間取樣，球磨14 h之后取出復(fù)合顆粒。
1.3 納米SiCp／ZL101復(fù)合材料的制備
將一定量的Al-Si合金、純Al塊、Mg塊在石墨坩堝中熔化，高純Ar氣除氣10 min，然后通過機(jī)械攪拌法將球磨得到的近球狀復(fù)合顆粒加入到700℃的金屬熔體中，得到6 kg復(fù)合熔體。待復(fù)合顆粒完全熔化后，通入高純Ar氣除氣15 min，720℃澆注到預(yù)熱至200℃的模具中，采用直接擠壓鑄造，在0～100 MPa的壓力下凝固，得到尺寸為φ30 mm×100 mm的鑄件。
2 試驗(yàn)結(jié)果及分析
2.1 納米SiC在復(fù)合顆粒中的分布影響
圖2為高能球磨14 h后得到的SiCp/Al復(fù)合顆粒，其形狀為近球狀，直徑在0. 5～1.5 mm之間。
將SiCp/Al復(fù)合顆粒進(jìn)行鑲樣、粗磨、細(xì)磨、精磨、拋光，然后用體積分?jǐn)?shù)為0. 5%的HF水溶液腐蝕3～5s。
圖3為SiCp/Al復(fù)合顆粒的SEM照片。對(duì)尺寸在100 nm以下的亮白色顆粒進(jìn)行EDS能譜分析(見圖4a)，表明其為SiC。圖3中發(fā)現(xiàn)了極個(gè)別界面輪廓分明，一個(gè)方向的尺寸在1μm左右的大顆粒（新生相），其EDS能譜分析（見圖4b）表明該相可能為Al4 C3。將復(fù)合顆粒磨成粉末進(jìn)行了XRD分析（見圖4c），由于Al4 C3的量很少，只檢測(cè)到了Al與SiC的衍射峰。結(jié)合圖3與圖4可知，在SiCp/Al復(fù)合顆粒中，SiC顆粒能均勻分布在鋁基體中。
高能球磨混合粉末中納米SiC粉與微米級(jí)Al粉的體積比約為1：2，而球磨混合粉末中亞微米SiC粉的質(zhì)量分?jǐn)?shù)達(dá)到10%甚至更高，此時(shí)SiC粉的體積已經(jīng)大于Al粉的體積，Al粉并不能完全包覆SiC顆粒。制備出的SiCp/Al復(fù)合顆粒，SiC能均勻的分布在鋁基體中，為SiC在鋁合金熔體中的均勻分布奠定了基礎(chǔ)。
2.2 近球狀復(fù)合顆粒的形成過程分析
近球狀復(fù)合顆粒的形成可分為3個(gè)過程：混合粉末宏觀上均勻混合、SiC顆粒微觀上彌散分布、復(fù)合顆粒形貌尺寸達(dá)到平衡�；旌戏勰┖暧^上均勻混合是高能球磨初期，由于磨球的高速無規(guī)則碰撞，使復(fù)合粉末充分混合，SiC顆粒均勻的吸附或鑲嵌在微米Al粉的表面(見圖5a)。此時(shí)，Al粉顆粒的尺寸無明顯變化。納米SiC顆粒微觀上彌散分布時(shí)繼續(xù)高能球磨，球磨時(shí)一方面Al粉發(fā)生塑性變形，表面的SiC顆粒嵌入Al粉中，結(jié)合更加緊密；另一方面，沒有添加PCA，Al粉塑性好，變形Al粉冷焊在一起，復(fù)合顆粒尺寸不斷增大達(dá)到毫米級(jí)別，納米SiC鑲嵌到Al顆粒內(nèi)部(見圖5b)。高能球磨14 h之后，混合粉末已經(jīng)完全轉(zhuǎn)變?yōu)楹撩准?jí)的近球狀復(fù)合顆粒（見圖2）。繼續(xù)球磨，復(fù)合顆粒的形貌基本不再變化，只是摻雜的毫米級(jí)碎片數(shù)量會(huì)有所增加。因?yàn)橐环矫婺デ虮砻娴睦浜附饘賹颖慌鲎蚕聛沓蔀槠瑺�；另一方面少�?shù)已經(jīng)形成的近球狀顆粒也會(huì)被碰撞擠壓成片狀。
2.3轉(zhuǎn)速與球料比對(duì)鋁粉冷焊粘球粘壁的影響
表1為不同轉(zhuǎn)速與球料比球磨14 h，磨球與罐壁表面的冷焊情況。由于是干磨法，Al粉塑性較好，經(jīng)歷磨球劇烈的摩擦碰撞，Al粉變形冷焊長(zhǎng)大。在高轉(zhuǎn)速(260～360 r／min)或低轉(zhuǎn)速(180～240 r／min)下，磨球表面都有不同程度的冷焊金屬。值得注意的是，球料比為(8～10)：1時(shí)，罐壁表面無冷焊，球料比為(3～5)：1時(shí)，高低轉(zhuǎn)速下罐壁表面均有不同程度的冷焊金屬。這是因?yàn)楫?dāng)球料比為(3～5)：1時(shí)，磨球數(shù)量比較少，球磨過程中，磨球在罐內(nèi)從下到上的分布數(shù)量是逐漸減少的，當(dāng)球料比為(8～10)：1時(shí)，較多數(shù)量的磨球足以分布在罐內(nèi)不同高度，磨球與罐壁的劇烈摩擦足以將某一時(shí)刻粘在罐壁表面的金屬迅速打磨下來，而不會(huì)在罐壁中上方越粘越多。
2.4 納米SiCp／ZL101鑄件的顯微組織
在鑄件距離上端面10 mm的中心位置取樣。圖6為基體ZL101鋁合金與SiC含量為0.5%的SiCp／ZL101復(fù)合材料在同一條件下的擠壓鑄件金相組織�？梢钥闯�，主要由a-Al與共晶組織組成，a-Al均為樹枝晶。相對(duì)于基體合金，添加SiC后樹枝晶得到明顯細(xì)化，因?yàn)镾iC顆粒無法被生長(zhǎng)的晶粒捕捉，凝固后期被排擠在晶界或共晶組織中，但對(duì)晶粒的長(zhǎng)大有一定的阻礙作用。
圖7為同一條件下ZL101合金與SiC含量為0. 5%的SiCp/ZL101復(fù)合材料的SEM圖�？梢钥闯觯{米SiC顆粒（見圖7b中白色區(qū)域）主要分布在共晶Si周圍。加入納米SiC顆粒后，部分共晶Si截面由長(zhǎng)條狀變?yōu)槎唐瑺睿床糠止簿i得到細(xì)化。
圖8為SiC顆粒在不同大小共晶Si周圍分布的高倍SEM圖。可見細(xì)化共晶Si周圍分布的SiC顆粒較多，未細(xì)化共晶Si周圍的SiC顆粒較少，但是二者周圍的SiC顆粒都能均勻分布。由此認(rèn)為細(xì)化共晶Si的形成是因?yàn)閺?fù)合材料在凝固過程中SiC顆粒被推移到晶界處，當(dāng)最后的共晶凝固部位聚集較多的SiC顆粒時(shí)，共晶Si的生長(zhǎng)受到阻礙而得到細(xì)化。
2.5 SiCp／ZL101鑄件的鑄態(tài)力學(xué)性能
表2為SiCp含量為0.5%的SiC/ZLl01復(fù)合材料和ZL101合金在不同工藝條件下的鑄態(tài)力學(xué)性能。100 MPa下復(fù)合材料的鑄態(tài)抗拉強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率分別達(dá)到了233.3 MPa、5.27%，比O MPa下基體分別提高了20. 26%和21.71%；抗拉強(qiáng)度比100 MPa下基體提高了10.94%。值得注意的是在沒有施加壓力時(shí)，復(fù)合材料的抗拉強(qiáng)度為166 MPa，較基體下降了14. 43%，這是因?yàn)闆]有施加壓力的復(fù)合材料凝固時(shí)，由于相同的試樣沒有冒口，不利于復(fù)合材料試樣的補(bǔ)縮，因此試樣內(nèi)部不夠致密。100 MPa下復(fù)合材料與基體合金的伸長(zhǎng)率分別為5. 27%、5.13%，僅提高了2.73%，這說明在保證復(fù)合材料致密的情況下，0.5%含量的納米SiC顆粒對(duì)復(fù)合材料的伸長(zhǎng)率影響不明顯。
SiC顆粒的加入對(duì)基體的強(qiáng)化作用體現(xiàn)在兩個(gè)方面：細(xì)晶強(qiáng)化與位錯(cuò)強(qiáng)化。復(fù)合材料凝固過程中，SiC顆粒不能被固液界面捕捉，而是富集在固液界面液相側(cè)，阻礙晶粒的長(zhǎng)大，晶粒得到細(xì)化，晶界增多，阻礙位錯(cuò)的運(yùn)動(dòng)，從而阻礙材料的塑性變形，提高強(qiáng)度。根據(jù)Orowan強(qiáng)化模型，當(dāng)運(yùn)動(dòng)位錯(cuò)與SiC顆粒相遇時(shí)，位錯(cuò)將繞過SiC顆粒在其周圍留下一個(gè)位錯(cuò)環(huán)，這個(gè)過程需要額外做功，同時(shí)位錯(cuò)環(huán)將對(duì)后續(xù)位錯(cuò)產(chǎn)生進(jìn)一步的阻礙作用，這些都將導(dǎo)致材料強(qiáng)度的提高。
3 結(jié) 論
(1)采用于磨式高能球磨，可以獲得SiC顆粒彌散分布的毫米級(jí)近球狀SiCp/Al復(fù)合顆粒。
(2)利用高能球磨顆粒在鋁熔液中的重熔及機(jī)械攪拌法，避免了外加法潤(rùn)濕性差等問題，可制備出顆粒均勻分布的納米SiC顆粒增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料。
(3) SiCp含量為0.5%的ZL101鋁基復(fù)合材料，在重力成形時(shí)，抗拉強(qiáng)度為166 MPa，較同等條件下基體ZL101合金下降了14. 43%；在100 MPa壓力下成形時(shí)，抗拉強(qiáng)度為233.3 MPa，較同等條件下基體提升10.94%，較重力成形得到的基體提升2.73%。
