解厚波 張家蓮 苑高千 張競哲 李可琢 李發(fā)亮 張海軍

武漢科技大學(xué)省部共建耐火材料與冶金國家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室 湖北武漢430081

金屬鋁及其合金具有導(dǎo)電性好，傳熱快，密度小和易于成型等優(yōu)點(diǎn)，成為結(jié)構(gòu)材料輕量化的首選材料，但其固有的硬度低和不耐磨等缺點(diǎn)限制了其在現(xiàn)代工業(yè)中的應(yīng)用［1-2］。SiC具有來源廣泛，硬度高，強(qiáng)度大，耐磨性優(yōu)異以及膨脹系數(shù)低等特點(diǎn)，將其作為增強(qiáng)相制備的SiC-Al復(fù)合材料具有成本低，比強(qiáng)度和比剛度高，彈性模量大及耐磨損等顯著優(yōu)點(diǎn)［3-5］，在航天航空、交通運(yùn)輸、工程機(jī)械和電子信息等領(lǐng)域具有廣泛的應(yīng)用價值［6］。

當(dāng)前，鋁基復(fù)合材料常用的制備方法包括粉末冶金法、攪拌鑄造法、噴射沉積法、擠壓鑄造法和無壓滲透法等，這些方法僅能制備結(jié)構(gòu)簡單的零件，且存在著原料利用率低，耗時長，能耗高和工序復(fù)雜等缺點(diǎn)［7-9］；而汽車、航空航天和軍事領(lǐng)域涉及到大量幾何形狀復(fù)雜的鋁基功能部件，如氣螺釘、油管等［10］。選區(qū)激光熔化技術(shù)（SLM）利用計算機(jī)輔助設(shè)計（CAD）的目標(biāo)產(chǎn)品模型和計算機(jī)控制的高能激光，通過完全熔化／凝固機(jī)制對粉體進(jìn)行逐層成型和固結(jié)［11-13］，在制備結(jié)構(gòu)復(fù)雜的零件方面具有獨(dú)特優(yōu)勢，同時還具有優(yōu)于傳統(tǒng)工藝的特點(diǎn)，如成型速度快，原料來源廣，原料利用率高及尺寸精度高等［14-15］。此外，SLM成型過程中的快速凝固特性使得成型結(jié)構(gòu)件的微觀組織尺寸細(xì)小，形成細(xì)晶強(qiáng)化進(jìn)而提升材料的力學(xué)性能［16-17］。

因此，在本工作中，以SiC粉為增強(qiáng)相，純Al粉為基體原料，采用SLM方法在粉層厚度和掃描間距均為0.05 mm，激光功率和掃描速度分別為400 W 和300 mm·s-1的條件下，制備了SiC-Al復(fù)合材料；研究了SiC含量對SLM成型SiC-Al復(fù)合材料物相組成、顯微結(jié)構(gòu)、致密度、顯微硬度、磨損性能和抗折強(qiáng)度的影響。

1 試驗(yàn)

1.1 試樣制備

試驗(yàn)所用原料為w（Al）＝99.8%、d50＝33μm的Al粉，w（SiC）＝99.9%、d50＝30μm的SiC粉。根據(jù)表1所示稱取相應(yīng)的Al粉和SiC粉，然后以瑪瑙球?yàn)檠心ソ橘|(zhì)，在球、料質(zhì)量比為1∶1、轉(zhuǎn)速10 r·min-1的條件下進(jìn)行12 h球磨干混。待干混完成后，將所得混合粉體置于真空干燥箱中于60℃干燥12 h。采用SLM 250快速成型設(shè)備（YLR-500-WC型激光器、激光光斑直徑100μm），按照表1所示的工藝參數(shù)制備了SiC-Al復(fù)合材料。成型完成后，利用線切割技術(shù)把所得樣品從基板上切割下來備用。

表1 SLM成型SiC-Al復(fù)合材料試驗(yàn)方案Table 1 Processing conditions and batch compositions ofSiC-Al composites fabricated by SLM

1.2 性能表征

采用X射線衍射儀分析試樣的物相組成。采用場發(fā)射掃描電子顯微鏡觀察試樣斷面的顯微結(jié)構(gòu)，并用能譜儀檢測產(chǎn)物的元素組成，觀察前需要利用凱勒試劑（1 mL HF，1.5 mL HCl，2.5 mL HNO3及95 mL蒸餾水）腐蝕試樣10 s。依據(jù)GB／T 2997—2015測量試樣的體積密度，根據(jù)混合法則計算試樣的理論密度，取試樣的體積密度與理論密度的比值即為試樣的相對密度（致密度）。采用SH-318-Ⅲ型顯微硬度計在100 g的載荷條件下測定試樣的顯微硬度，加載時間設(shè)定為10 s，卸載后分別測量壓痕對角線的長度d1及d2，然后讀出顯微硬度值；為了減少試驗(yàn)誤差，每個試樣的同一條直線上分別測試8個不同點(diǎn)的數(shù)據(jù)，取平均值記為試樣的顯微硬度。用線切割機(jī)將SLM成型的試樣切割成5 mm×6 mm×40 mm的標(biāo)準(zhǔn)試樣，然后采用Instron5697型萬能試驗(yàn)機(jī)在跨距為30 mm的條件下測試試樣的抗折強(qiáng)度。在室溫下利用UMT-2摩擦磨損儀測定試樣的磨損率，摩擦材料是直徑為10 mm且平均硬度為HRC62的440碳鋼球；摩擦磨損試驗(yàn)時載荷為20 N，摩擦速率為5 mm·s-1，測試時長為20 min。

2 結(jié)果與討論

2.1 SiC含量對SiC-Al復(fù)合材料物相組成、顯微結(jié)構(gòu)、致密度及強(qiáng)度的影響

圖1（a）為采用SLM成型SiC不同含量試樣的XRD圖譜。從中可知：所有試樣物相均包含Al、SiC、Si和Al4C3。Rietveld全譜擬合計算結(jié)果（見圖1（b））表明，當(dāng)SiC含量（w）從10%增加至20%時，試樣中Si和Al4C3兩種物相的含量（w）分別由5.1%和3.6% 升高至15.8%和7.4%。這是因?yàn)樵赟LM成型過程中，Al熔體與SiC之間發(fā)生3SiC＋Al→Al4C3＋3Si反應(yīng)。隨著SiC含量的增多，反應(yīng)發(fā)生的程度逐漸增大，導(dǎo)致所成型試樣中Si和Al4C3兩種物相的含量也增多。

圖1 SiC含量不同時試樣的XRD圖譜及各物相相對含量Fig.1 XRD patterns（a）and relative contents of each crystalline phase（b）of SiC-Al composites w ith different contents of SiC

圖2為SiC不同含量試樣的相對密度及橫截面SEM照片。圖2（a）表明：隨著SiC含量（w）從10%增大至20%，試樣的相對密度從95.2%降低至91.1%。當(dāng)SiC含量較低時，熔點(diǎn)較低的Al粉含量相對較多，在SLM成型過程中，熔體的生成量增多且黏度下降；同時SiC含量低，因而對熔體流動性影響較小。在熔體量多且流動性較好的情況下，熔體可以有效鋪展，充分包裹增強(qiáng)相SiC并填充粉體間各種孔隙，使得試樣中各相結(jié)合情況良好，孔洞含量少，提高了致密度（見圖2（b））。當(dāng)SiC含量（w）較高（≥15%）時，SLM成型過程中形成的熔體量相對減少，同時熔池中SiC固相含量的增多也增大了熔池內(nèi)熔體的黏度。此時，熔體無法充分包裹固體顆粒并填充粉體間的孔隙，成型材料內(nèi)部殘余孔洞的尺寸和數(shù)量均增加（見圖2（c）、圖2（d）），因此，試樣的致密度降低。另外，SiC為不規(guī)則形狀，其邊角位置在急熱急冷過程中容易產(chǎn)生應(yīng)力集中，進(jìn)而形成微裂紋。SiC含量越多，SiC-Al復(fù)合材料中內(nèi)應(yīng)力集中的情況也越普遍，微裂紋數(shù)量的增多也使得試樣的致密度下降。

圖2 SiC不同含量試樣的相對密度和橫截面SEM照片F(xiàn)ig.2 Relative densities and SEM images of cross section of SiC-Al composites w ith different contents of SiC

試樣A-3表面的SEM照片以及點(diǎn)1處EDS分析結(jié)果見圖3?？梢钥闯觯狐c(diǎn)1含Si、C和Al 3種元素，且Si和C原子數(shù)比例接近1∶1。結(jié)合XRD結(jié)果（見圖1（a））可知該大顆粒應(yīng)為SiC。

圖3 試樣A-3表面的SEM照片及點(diǎn)1處的EDS圖譜Fig.3 SEM image and EDS spectrum at point 1 of SiC-Al composites A-3

圖4示出了SiC不同含量試樣的抗折強(qiáng)度及斷口形貌照片。由圖4（a）可知，試樣的抗折強(qiáng)度隨SiC含量的增加呈現(xiàn)先上升后下降的趨勢。當(dāng)SiC的含量（w）由10%增至15%時，試樣的抗折強(qiáng)度由165 MPa增至275 MPa；繼續(xù)增大SiC含量至20%（w）時，試樣的抗折強(qiáng)度急劇降低至46 MPa。在SiC含量為10%（w）時，所成型試樣中的絕大部分為Al基體，雖然此時試樣的致密度較高，但是增強(qiáng)相SiC的含量低，沒有充足的增強(qiáng)相強(qiáng)化基體材料，試樣在較低的外力下即發(fā)生斷裂失效，其斷裂強(qiáng)度也較低。當(dāng)SiC含量為15%（w）時，所得試樣的致密度與SiC含量為10%（w）時相比變化不大，Al基體與SiC的結(jié)合較為緊密；又由于試樣內(nèi)有較多的SiC增強(qiáng)相，因此，只有當(dāng)外力大到一定程度時，才能使復(fù)合材料發(fā)生斷裂失效，此時，復(fù)合材料具有高的斷裂強(qiáng)度。當(dāng)SiC含量為20%（w）時，一方面試樣致密度低（見圖2（a）），其內(nèi)部孔洞等缺陷相對較多，在受力時成為裂紋源，使試樣在較低外力下即發(fā)生斷裂；另一方面Al基體與SiC之間結(jié)合弱，使得復(fù)合材料表現(xiàn)出較低的抗折強(qiáng)度。圖4（b）—4（d）的SEM照片也表明，當(dāng)SiC的含量（w）為10%和15%時，復(fù)合材料斷面的孔洞相對較??；而當(dāng)SiC的含量（w）增至20%時，復(fù)合材料斷面存在著明顯的大孔洞（見圖4（d）中白色虛線標(biāo)記區(qū)域）。

圖4 SiC不同含量試樣的抗折強(qiáng)度及斷口形貌照片F(xiàn)ig.4 Modulus of rupture and SEM micrographs of fracture surface of SiC-Al composites w ith different contents of SiC

2.2 SLM成型SiC-Al復(fù)合材料反應(yīng)機(jī)制

研究表明［18-19］，SiC和純Al粉對波長為1.06 μm激光的吸收率分別為78%和61%。因此，在SLM成型SiC-Al復(fù)合材料時，SiC和純Al粉均可較好地吸收激光能量而使溫度升高。隨著粉體溫度的改變，SLM成型SiC-Al復(fù)合材料中SiC演變示意圖見圖5，經(jīng)歷過程如下：

（1）激光照射初期，原料粉體因吸收激光能量而升溫。在粉體溫度升高至Al粉熔點(diǎn)但低于933 K時，雖然Al粉熔化形成熔池，但是由于不滿足熱力學(xué)反應(yīng)條件，SiC顆粒和Al熔體之間不發(fā)生反應(yīng)。此時，SiC顆粒以最初的不規(guī)則多邊形形狀分布于熔池內(nèi)，如圖5（a）所示。

（2）隨著SLM過程的進(jìn)行，粉體因吸收更多的激光能量而導(dǎo)致溫度繼續(xù)升高。當(dāng)溫度達(dá)到933 K后，SiC與Al熔體之間發(fā)生反應(yīng)生成Al4C3和Si［20］。此時，SiC的粒徑減小且表面尖銳的棱角消失，如圖5（b）所示。

（3）隨著時間的延長，吸收的激光能量增多，SiC與Al熔體間的原位反應(yīng)加劇，Al4C3的粒徑變大，反應(yīng)體系中產(chǎn)生大量游離的Si，SiC的粒徑進(jìn)一步減小，如圖5（c）所示。

圖5 SLM成型SiC-Al復(fù)合材料過程中SiC演變示意圖Fig.5 Schematic diagram of evolution of SiC particles in SLM form ing process of SiC-Al composites

2.3 SiC含量對SiC-Al復(fù)合材料顯微硬度及磨損性能的影響

圖6示出了SiC不同含量試樣的顯微硬度。由圖6可知，在激光功率和掃描速度一定（P＝400 W，v＝300 mm·s-1）的條件下，試樣的顯微硬度隨SiC含量的增多而明顯增大。在SiC含量（w）分別為10%、15%和20%時，試樣的顯微硬度分別為108.4、146.2和191.5 HV0.1。其原因是：1）SiC含量增多時，位于復(fù)合材料表面的SiC量也增多，可以進(jìn)一步分散壓力，使宏觀基體表面受壓變形更難，強(qiáng)化效應(yīng)更明顯；2）SiC含量增多后，由于Al基體與SiC的熱膨脹系數(shù)不同，SLM成型過程中試樣內(nèi)部殘余應(yīng)力更多，可以抵消更多外部壓力，表現(xiàn)為材料表面微區(qū)抵抗變形能力提高，即顯微硬度提高。

圖6 SiC不同含量試樣的顯微硬度Fig.6 Microhardness of SiC-Al composites w ith different contents of SiC

圖7示出了SiC不同含量試樣的磨損率?？梢钥吹剑寒?dāng)SiC含量（w）從10%增至15%時，試樣的磨損率由9.8×10-5mm3·N-1·m-1降至3.2×10-5mm3·N-1·m-1；增加SiC含量至20%（w）時，磨損率降低至1.3×10-5mm3·N-1·m-1。其原因可能是SiC含量不同時所得試樣均較致密，且致密度差別不大（均大于91%）；但是其顯微硬度卻隨著SiC含量的增加而明顯增大（見圖6）。硬度較大的SiC在摩擦過程中較難發(fā)生磨損，當(dāng)其含量增多時，可以有效抵抗摩擦過程中磨損的發(fā)生，使復(fù)合材料表現(xiàn)出較強(qiáng)的耐磨性能，磨損率降低。

圖7 SiC不同含量試樣的磨損率Fig.7 Wear rates of SiC-Al composites w ith different contents of SiC

為了進(jìn)一步研究SiC-Al復(fù)合材料的磨損機(jī)制，采用SEM觀察各試樣磨損表面的形貌，結(jié)果如圖8所示。圖8（a）和圖8（b）表明：SiC含量為10%（w）的試樣的磨損面粗糙，磨損表面可以看到因塑性變形引起的大量塊狀剝落區(qū)域，且存在較深的犁溝，基體沿滑動方向出現(xiàn)裂紋；當(dāng)基體磨損后，因剝離形成的大顆粒、SiC與對磨材料三者之間共同形成磨粒磨損，在磨損表面可以觀察到許多大小不一的顆粒。增加SiC的含量至15%（w）時，可以看到試樣磨損表面僅存在較淺且不連續(xù)的犁溝，并沒有出現(xiàn)微裂紋、凹坑等缺陷，同時磨損表面附著的磨屑數(shù)量和磨屑粒徑都大大減小（如圖8（c）和圖8（d）所示）；此時以黏著磨損為主（圖中白色箭頭所示部位）。當(dāng)SiC的含量增至20%（w）時，試樣磨損表面較為平整，僅可觀察到較淺的犁溝和少量小粒徑磨屑（如圖8（e）和圖8（f）所示）；此時，試樣仍以黏著磨損為主要的失效機(jī)制（圖中白色箭頭所示部位）。

圖8 SiC不同含量試樣磨損面的SEM照片F(xiàn)ig.8 SEM images of wear surface of SiC-Al specimens w ith different contents of SiC

3 結(jié)論

（1）SiC-Al復(fù)合材料中微裂紋及孔洞等缺陷隨著SiC含量的增加而增多，導(dǎo)致復(fù)合材料的致密度逐漸減小，當(dāng)SiC含量（w）由10%增至20%時，所得SiC-Al復(fù)合材料的致密度由95.2%降低至91.1%。

（2）SiC-Al復(fù)合材料均包含Al、SiC、Si和Al4C34種物相，其中Si及Al4C3的量隨著SiC含量的增多而增大。

（3）SiC-Al復(fù)合材料的顯微硬度和磨損性能隨著SiC含量的增加而提高，當(dāng)SiC含量（w）為20%時，所得SiC-Al復(fù)合材料的顯微硬度最大，達(dá)191.5 HV0.1；其磨損率最小，為1.3×10-5mm3·N-1·m-1。

（4）SiC-Al復(fù)合材料的抗折強(qiáng)度隨著SiC含量的增加先增大后減小，當(dāng)SiC的含量（w）為15%時，所得SiC-Al復(fù)合材料的抗折強(qiáng)度最大，達(dá)275 MPa。