薛鵬鵬, 曹富翔, 鄧?yán)だ?, 聶凱波, 劉 力

（1.太原理工大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，太原 030024；2.北京玻鋼院復(fù)合材料有限公司，北京 102100；3.興縣經(jīng)開區(qū)鋁鎂新材料研發(fā)有限公司，山西 呂梁 033603）

2024 鋁合金作為高強(qiáng)度硬鋁合金，廣泛應(yīng)用于軌道交通和航空航天等領(lǐng)域[1]，但其低彈性模量、低耐磨性以及高線性膨脹系數(shù)等缺點(diǎn)，限制了其應(yīng)用范圍。為了彌補(bǔ)鋁合金的不足，鋁基復(fù)合材料應(yīng)運(yùn)而生[2]。在基體合金中添加物理化學(xué)性質(zhì)不同的增強(qiáng)體，可以使鋁基復(fù)合材料獲得高彈性模量、高耐磨性、高導(dǎo)熱性以及低的熱膨脹系數(shù)等[3-4]。與連續(xù)長(zhǎng)纖維增強(qiáng)體相比，顆粒可以與基體合金協(xié)同變形，減少材料的內(nèi)部損傷，兼顧材料的強(qiáng)塑性，使得顆粒增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料成為研究熱點(diǎn)之一[5]。

歷經(jīng)數(shù)十年的發(fā)展，鋁基復(fù)合材料的制備工藝繁多且趨于成熟[6]。目前，制備顆粒增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料的主流工藝為粉末冶金、攪拌鑄造法和噴射沉積法等[7]。粉末冶金和噴射沉積法存在設(shè)備要求高、生產(chǎn)成本高以及工藝繁瑣等問題。而攪拌鑄造工藝的出現(xiàn)，使鋁基復(fù)合材料的大規(guī)模應(yīng)用成為可能[8]。此外，攪拌鑄造法生產(chǎn)的復(fù)合材料，存在孔隙率大和內(nèi)部組織不均勻等問題，需要對(duì)坯料進(jìn)行熱變形來(lái)提高性能[7]。目前鋁基復(fù)合材料常用的熱變形工藝主要有擠壓和軋制。Pakdel 等[9]將火花等離子燒結(jié)和攪拌鑄造法相結(jié)合，制備出質(zhì)量分?jǐn)?shù)10 % B4C/ 6063 Al 復(fù)合材料，研究了擠壓比、溫度等對(duì)顆粒分布、孔隙率、顆粒破碎以及復(fù)合材料力學(xué)性能的影響，并指出在較高溫度下增加擠壓比，有利于改善復(fù)合材料的力學(xué)性能。Behnamfard[10]采用液態(tài)攪拌鑄造法，制備出SiCp/A356 鋁基復(fù)合材料，比較了擠壓和軋制對(duì)復(fù)合材料的影響，研究發(fā)現(xiàn)兩種熱變形工藝均可消除鑄態(tài)缺陷，改善顆粒分布，軋制后的力學(xué)性能更優(yōu)異。

目前關(guān)于熱變形工藝對(duì)鋁基復(fù)合材料組織與力學(xué)影響已開展了較多研究工作，然而關(guān)于顆粒含量對(duì)鋁基復(fù)合材料晶粒尺寸、第二相析出、顆粒分布、力學(xué)性能及加工硬化行為等方面的研究還需深入開展。為此，本工作通過超聲波輔助半固態(tài)攪拌鑄造工藝制備出SiCp體積分?jǐn)?shù)為5%、10%和15%的SiCp/2024Al 復(fù)合材料，對(duì)其進(jìn)行擠壓和軋制變形，分析SiCp含量對(duì)SiCp/2024Al 復(fù)合材料的晶粒尺寸、第二相、力學(xué)性能和加工硬化行為的影響規(guī)律。

1 實(shí)驗(yàn)材料及方法

1.1 實(shí)驗(yàn)材料

基體合金為2024 鋁合金，化學(xué)成分表如表1所示。本實(shí)驗(yàn)采用粒徑約為10 μm 的SiCp作為增強(qiáng)相，SEM 形貌如圖1 所示。對(duì)SiCp進(jìn)行酸洗，去除表面雜質(zhì)。一方面，為避免鋁液直接與SiCp反應(yīng)生成Al4C3，需對(duì)其進(jìn)行預(yù)氧化處理形成SiO2薄膜層；另一方面，與SiC 相比，SiO2與鋁液的潤(rùn)濕性更好，界面結(jié)合強(qiáng)度更高。預(yù)氧化工藝為：在1200 ℃下保溫2 h[11-12]。

圖1 碳化硅顆粒（SiCp）的SEM 圖像Fig.1 SEM image of SiCp particles

表1 2024 鋁合金的化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%）Table 1 Chemical composition of 2024 aluminum alloy（mass fraction/%）

1.2 SiCp /2024Al 復(fù)合材料的制備

對(duì)1700 g 的2024 鋁合金進(jìn)行表面打磨，去除氧化皮，并按體積比計(jì)算出所需SiCp的質(zhì)量，稱取預(yù)氧化處理后的SiCp。通過超聲波輔助半固態(tài)攪拌鑄造法將SiCp加入2024 鋁合金中，制備出SiCp體積分?jǐn)?shù)為5%、10%和15%的SiCp/2024Al復(fù)合材料鑄錠。采用的半固態(tài)溫度為620 ℃，攪拌速度為400 ～700 r/min，將SiCp全部加入2024鋁合金熔體后，升溫至690 ℃，進(jìn)行超聲處理，處理工藝為：將超聲變幅桿深入鋁液面2～3 cm，超聲波功率為2 kW，頻率 為20 kHz，超 聲時(shí) 間為3～5 min。超聲結(jié)束后立即將鋁液澆鑄到不銹鋼模具內(nèi)，獲得60 mm × 60 mm × 80 mm 的鑄錠。對(duì)SiCp/2024Al 復(fù)合材料鑄錠進(jìn)行兩步熱變形，加工流程如圖2 所示。首先將鑄態(tài)SiCp/2024Al復(fù)合材料放入內(nèi)徑為80 mm 的擠壓模具內(nèi)擠壓成板。采用的擠壓溫度為450 ℃，擠壓比為12∶1，擠壓后獲得寬為400 mm ×40 mm×10 mm 的板材。隨后，通過北京科技大學(xué)新材料技術(shù)研究院實(shí)驗(yàn)中心制造的BKDΦ130 雙輥軋機(jī)對(duì)SiCp/2024Al 復(fù)合材料板材進(jìn)行軋制成形，軋輥溫度為150～160 ℃，板材預(yù)熱溫度為420 ℃，最終得到厚度1 mm 的板材，對(duì)板材進(jìn)行固溶處理（在490 ℃下保溫1 h，隨后水冷）。

圖2 SiCp/2024Al 復(fù)合材料板材制備示意圖Fig.2 Schematic diagram of preparation of SiCp/2024Al composite sheet

1.3 表征方法

沿軋制方向切割出10 mm×10 mm×1 mm 的試樣，板材試樣觀察面為平行于軋制方向，并對(duì)試樣進(jìn)行鑲樣處理。經(jīng)過不同目數(shù)砂紙粗磨后，進(jìn)行水磨拋光去除細(xì)小的劃痕，隨后使用凱樂試劑（2.5 mL HNO3+1.5 mL HCl+1 mL HF+95 mL H2O）進(jìn)行腐蝕。采用OLYMPUS GX53 型光學(xué)顯微鏡（OM）和MIRA SXMU 掃描電子顯微鏡（SEM）對(duì)軋制態(tài)SiCp/2024Al 復(fù)合材料顯微組織與室溫拉伸斷口進(jìn)行觀察分析。利用Image pro-plus 6.0 軟件對(duì)軋制態(tài)SiCp/2024Al 進(jìn)行晶粒尺寸和顆粒尺寸的統(tǒng)計(jì)。采用Rigaku Smart Lab SE 型X 射線多晶衍射儀（XRD）對(duì)軋制態(tài)SiCp/2024Al 復(fù)合材料的試樣進(jìn)行物相分析，掃描速度為2 （°）/min。在MTS（E45.105）萬(wàn) 能 試 驗(yàn) 機(jī) 上 對(duì) 軋 制 態(tài)SiCp/2024Al 進(jìn)行室溫拉伸，拉伸速度為0.5 mm/min，拉伸試樣平行于軋制方向。為保證測(cè)試結(jié)果的準(zhǔn)確度，每組試樣至少測(cè)試3 個(gè)拉伸樣，取測(cè)試結(jié)果的平均值。拉伸試樣尺寸如圖3 所示。采用PCYG 高精度熱膨脹儀對(duì)軋制態(tài)SiCp/2024Al 進(jìn)行熱膨脹系數(shù)測(cè)量，溫度范圍在100～500 ℃之間，試樣尺寸為50 mm×10 mm×1 mm。

圖3 室溫拉伸試樣示意圖Fig.3 Schematic diagram of tensile specimen at ambient temperature

2 結(jié)果與討論

2.1 SiCp /2024Al 復(fù)合材料的顯微組織

2024 鋁合金和SiCp/2024Al 復(fù)合材料的光學(xué)顯微組織如圖4 所示。從圖4（a）可以看出，軋制態(tài)2024 鋁合金的微觀組織由大小不一的晶粒組成，沿著軋制方向拉長(zhǎng)。利用Image pro-plus 6.0 軟件統(tǒng)計(jì)結(jié)果顯示，軋制態(tài)2024 鋁合金的平均晶粒尺寸為23.7 μm。伴隨著SiCp引入，沿著軋制方向伸長(zhǎng)的晶粒消失，晶粒尺寸得到明顯細(xì)化。當(dāng)SiCp體積分?jǐn)?shù)為5%時(shí)，晶粒尺寸細(xì)化至18.1 μm，如圖4（b）所示。隨SiCp含量的增加，晶粒尺寸逐漸細(xì)化，SiCp體積分?jǐn)?shù)達(dá)到15%時(shí)，晶粒尺寸細(xì)化至11 μm，如圖4（d）所示?？梢姡?024 鋁合金軋制過程中動(dòng)態(tài)再結(jié)晶并不完全，仍存在軋制方向的變形組織。SiCp的引入不僅使Al 基體中變形組織減少，而且致使晶粒尺寸顯著細(xì)化。上述現(xiàn)象表明，SiCp對(duì)鋁基體的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶具有顯著的促進(jìn)作用。一般認(rèn)為，熱變形過程中，因硬質(zhì)SiCp與鋁基體變形不匹配，致使SiCp周圍基體中位錯(cuò)密度增大，從而促進(jìn)動(dòng)態(tài)再結(jié)晶形核，有利于晶粒細(xì)化。隨SiCp含量的增加，一方面，動(dòng)態(tài)再結(jié)晶形核質(zhì)點(diǎn)增多，再結(jié)晶率提高；另一方面，因SiCp對(duì)晶界遷移的阻礙作用，抑制了再結(jié)晶晶粒的長(zhǎng)大[13]。兩方面的共同作用導(dǎo)致軋制態(tài)SiCp/2024Al 復(fù)合材料的晶粒尺寸隨著微米SiCp含量的增加而減少。

圖5 為2024 鋁合金和SiCp/2024Al 復(fù)合材料的SEM 形貌。軋制態(tài)2024 鋁合金中含有第二相，沿軋制方向排列，如圖5（a-3）所示。由圖5（b）可知，當(dāng)SiCp體積分?jǐn)?shù)為5%時(shí)，SiCp沿金屬流線方向呈條帶狀分布，且條帶間距較寬。隨著SiCp含量的增加，條帶狀分布逐漸消失，SiCp宏觀分布更加均勻，如圖5（c）、（d）所示。軋制態(tài)SiCp/2024Al復(fù)合材料中SiCp呈現(xiàn)條帶分布主要是由于SiCp沿軋制方向隨基體流動(dòng)所致，在此過程中，易在SiCp周圍產(chǎn)生應(yīng)力集中。本工作采用平面應(yīng)力等效壓縮模型估算復(fù)合材料基體中的最大應(yīng)力[14]：式中： σmax是最大應(yīng)力； σM是鋁基體的流變應(yīng)力；d是SiCp的平均尺寸； λ是兩個(gè)SiCp之間的間距。

圖5 不同SiCp 體積分?jǐn)?shù) SiCp/2024Al 復(fù)合材料的 SEM 圖像 （a）0%；（b）5%；（c）10%；（d）15%（1）低倍；（2）中倍；（3）高倍Fig.5 SEM images of SiCp/2024Al composite with different volume fractions of SiCp （a）0%；（b）5%；（c）10%；（d）15%；（1）low magnification；（2）medium magnification；（3）high magnification

由式（1）可知，顆粒尺寸相同，隨著SiCp含量的增加，SiCp間距越小，基體所受應(yīng)力越大。因此，在熱變形過程中，當(dāng)基體所受應(yīng)力（ σmax）超過顆粒變形臨界應(yīng)力時(shí)，將引起顆粒破碎[15]。如圖5 所示，當(dāng)SiCp由5%增加至10%時(shí)，SiCp/2024Al 復(fù)合材料中的SiCp尺寸略有減小，由7.3 μm 細(xì)化至7.1 μm。隨SiCp進(jìn)一步增加至15% 時(shí)，SiCp破碎嚴(yán)重，其平均顆粒尺寸為4.9 μm。

圖6 為軋制后2024 鋁合金和SiCp/2024Al 復(fù)合材料的BSE 形貌。在圖6（a-2）中，存在大塊的相，且沿軋制方向排列。由圖7 的EDS 分析結(jié)果可知，SiCp周圍是Al 和Cu 元素的富集區(qū)，原子比接近2∶1。圖8 為X 射線衍射圖譜。由圖8 可知，圖譜中出現(xiàn)CuAl2相峰，表明該第二相為CuAl2相。Cao 等[16]也得出類似的結(jié)果。對(duì)比圖6（a-2）、（b-2）、（c-2）、（d-2）可知，SiCp引入后，CuAl2相主要分布在SiCp周圍。這是由于SiCp作為非均質(zhì)形核位點(diǎn)，使CuAl2相優(yōu)先在SiCp周圍形核長(zhǎng)大。隨著SiCp含量的增加，CuAl2相彌散分布在基體合金上。如上所述，SiCp/2024Al 復(fù)合材料在兩步熱變形過程中，易在SiCp周圍產(chǎn)生應(yīng)力集中而導(dǎo)致SiCp破碎，且隨SiCp含量增加，基體內(nèi)應(yīng)力集中增大，致使SiCp破碎更為明顯。不規(guī)則形狀的CuAl2相圍繞在SiCp周圍，當(dāng)SiCp尖端產(chǎn)生的應(yīng)力集中超過CuAl2相的變形臨界應(yīng)力時(shí)，CuAl2相在切應(yīng)力作用下破碎，導(dǎo)致CuAl2相細(xì)化[17]。

圖6 不同SiCp 體積分?jǐn)?shù) SiCp/2024Al 復(fù)合材料的BSE 圖像 （a）0%；（b）5%；（c）10%；（d）15%；（1）低倍；（2）高倍Fig.6 BSE images of solid solution SiCp/2024Al composite with different volume fractions of SiCp （a）0%；（b）5%；（c）10%；（d）15%；（1）low magnification；（2）high magnification

圖7 SiCp/2024Al 復(fù)合材料的EDS 分析結(jié)果Fig.7 Corresponding EDS results of SiCp/2024Al composite

圖8 不同SiCp 體積分?jǐn)?shù)SiCp/2024Al 復(fù)合材料的XRD 圖譜Fig.8 X-ray diffraction patterns of SiCp/2024Al composite with different volume fractions of SiCp

2.2 SiCp /2024Al 復(fù)合材料的拉伸性能

圖9（a）為軋制態(tài)2024 鋁合金和軋制態(tài)SiCp/2024Al 復(fù)合材料的室溫拉伸應(yīng)力-應(yīng)變曲線，相應(yīng)的屈服強(qiáng)度（YS）、抗拉強(qiáng)度（UTS）和伸長(zhǎng)率（EL），如圖9（b）所示?？梢姡琒iCp對(duì)2024 鋁合金力學(xué)性能的影響與顆粒含量有關(guān)。SiCp的引入，提高了2024 鋁合金的YS 和UTS，但SiCp與2024 鋁合金的協(xié)調(diào)變形能力差，導(dǎo)致EL 有所降低。隨著SiCp含量的增加，SiCp對(duì)2024 鋁合金的強(qiáng)化效果更加明顯。當(dāng)SiCp含量為10% 時(shí)，SiCp/2024Al復(fù)合材料中SiCp宏觀分布更加均勻，在細(xì)晶強(qiáng)化、載荷傳遞和位錯(cuò)強(qiáng)化的共同作用下，其YS、UTS和EL 可分別達(dá)到305、490 MPa 和8%；當(dāng)SiCp含量進(jìn)一步增加至15%，SiCp的破碎導(dǎo)致SiCp/2024Al 復(fù)合材料出現(xiàn)大量SiCp的團(tuán)聚，在團(tuán)聚區(qū)域產(chǎn)生高的應(yīng)力集中，致使材料提前失效。SiCp/2024Al 復(fù)合材料的彈性模量，如圖9（c）所示?？梢?，SiCp顯著提高了SiCp/2024Al 復(fù)合材料的彈性模量。當(dāng)SiCp為15% 時(shí)，SiCp/2024Al 復(fù)合材料的彈性模量提至96 GPa，相較于2024 鋁合金，提高了37.10%。

圖9 不同SiCp 體積分?jǐn)?shù)SiCp/2024Al 復(fù)合材料的力學(xué)性能 （a）工程應(yīng)力-應(yīng)變曲線；（b）YS、UTS 和伸長(zhǎng)率；（c）彈性模量Fig.9 Mechanical properties of SiCp/2024Al composite with different volume fractions of SiCp （a）engineering stress-strain curves；（b）YS, UTS and elongation；（c）elastic modulus

2.3 SiCp /2024Al 復(fù)合材料的熱膨脹系數(shù)

圖10 為2024 鋁合金和 SiCp/2024Al 復(fù)合材料在100～500 ℃的熱膨脹系數(shù)。由圖10 可見，2024 鋁合金的熱膨脹系數(shù)隨溫度的升高而升高。軋制態(tài)SiCp/2024Al 復(fù)合材料的熱膨脹系數(shù)顯著低于軋制態(tài)2024 鋁合金，且隨SiCp含量的增加而降低。熱膨脹是由于材料受熱后晶格振動(dòng)加劇引起材料的容積膨脹。根據(jù)復(fù)合材料的混合定則，復(fù)合材料的熱膨脹系數(shù)主要取決于各組元的熱膨脹特性。與2024 鋁合金相比，SiC 具有較低的熱膨脹系數(shù)（4.6×10-6℃-1）。SiCp的引入使2024 鋁合金的相對(duì)含量降低，復(fù)合材料的熱膨脹系數(shù)降低[18]。另一方面，隨著溫度的升高，SiCp限制了2024 鋁合金的膨脹，導(dǎo)致SiCp/2024Al 復(fù)合材料線膨脹系數(shù)降低[19]。在300～500 ℃之間，軋制態(tài)2024 鋁合金的熱膨脹系數(shù)曲線上升趨勢(shì)減緩，這是由于試樣內(nèi)部的殘余熱應(yīng)力逐漸釋放，使熱膨脹系數(shù)出現(xiàn)波動(dòng)。添加5% 顆粒后，呈現(xiàn)與合金類似的現(xiàn)象。而對(duì)于SiCp含量為10%和15%的復(fù)合材料而言，在300～500 ℃之間，隨著溫度的增加，熱膨脹系數(shù)先降低后增加。這是由于在100～300 ℃之間大量顆粒的引入使復(fù)合材料內(nèi)部存儲(chǔ)了更多的殘余熱應(yīng)力。隨著溫度升高至400 ℃，殘余熱應(yīng)力得到釋放，熱膨脹系數(shù)波動(dòng)更大[20]。

圖10 不同SiCp 體積分?jǐn)?shù)SiCp/2024Al 復(fù)合材料在 100～500 ℃測(cè)定的熱膨脹系數(shù)曲線Fig.10 Thermal expansion coefficient curves of solid solution SiCp/2024Al composite with different volume fractions of SiCp measured at 100-500 ℃

2.4 SiCp /2024Al 復(fù)合材料的加工硬化行為

SiCp/2024Al 復(fù)合材料的加工硬化行為可以用宏觀加工硬化率來(lái)表示：

式中： σ和ε為材料變形時(shí)的真應(yīng)力和真應(yīng)變值。

圖11 為2024 鋁合金和SiCp/2024Al 復(fù)合材料的加工硬化率曲線。在第三階段，四條曲線均隨著σ - σ0.2的增加而線性下降，但在同一 σ - σ0.2值時(shí)，加工硬化率值并不相同。這表明顆粒含量會(huì)顯著影響SiCp/2024Al 復(fù)合材料的加工硬率。材料的加工硬化行為主要受到位錯(cuò)應(yīng)力場(chǎng)的影響[21]。幾何必須位錯(cuò)是在克服基體與SiCp的不相容性所產(chǎn)生（即增殖）的，其位錯(cuò)數(shù)量與SiCp的含量和尺寸有關(guān)[22]。與2024 鋁合金相比，SiCp的引入，能在其周圍形成顆粒變形區(qū)（PDZ）[23]。PDZ 中畸變度較大，位錯(cuò)密度較高，并隨著顆粒體積分?jǐn)?shù)的增加，PDZ 的位錯(cuò)密度增大；另一方面，PDZ 的存在，提高再結(jié)晶驅(qū)動(dòng)力，有利于促進(jìn)動(dòng)態(tài)再結(jié)晶形核，導(dǎo)致晶粒細(xì)化。隨著SiCp含量和晶界數(shù)量的同步增加，促使位錯(cuò)滑移進(jìn)一步受阻[24-25]。因此，SiCp/2024Al 復(fù)合材料的加工硬化率應(yīng)隨著SiCp含量的增加而增加[26]，但隨著顆粒含量繼續(xù)增加至15%時(shí)，SiCp/2024Al 復(fù)合材料的加工硬化率并沒有明顯變化，這主要與顆粒破碎有關(guān)。在軋制態(tài)15% SiCp/2024Al 復(fù)合材料中，SiCp破碎嚴(yán)重，其平均顆粒尺寸從10 μm 降低至4.9 μm。相對(duì)于小尺寸顆粒，顆粒尺寸越大，顆粒向基體的載荷傳遞效率越高，其加工硬化率越大。這一結(jié)果與其他研究的研究結(jié)果一致[27-30]，故大量破碎的SiCp并沒有顯著提高15% SiCp/2024Al 復(fù)合材料的加工硬化率。并且，由于破碎的SiCp與基體的界面結(jié)合強(qiáng)度降 低，導(dǎo) 致15% SiCp/2024Al復(fù) 合材 料的θ-σσ0.2曲線無(wú)第四階段。

圖11 不同SiCp 體積分?jǐn)?shù) SiCp/2024Al 復(fù)合材料的加工硬化率Fig.11 Work hardening rates of SiCp/2024Al composite with different volume fractions of SiCp

2.5 SiCp /2024Al 復(fù)合材料的斷口形貌

圖12 為2024 鋁合金和SiCp/2024Al 復(fù)合材料斷口的SEM 組織。由圖12（a-2）可見，合金斷口表面存在著等軸狀的小尺寸韌窩，斷口表現(xiàn)出明顯的韌性斷裂。由圖12（b-2）可見，復(fù)合材料斷口的撕裂棱上分布著小尺寸韌窩，并發(fā)生了顆粒脫粘現(xiàn)象，斷口附近沒有SiCp的斷裂。隨著顆粒含量的增加，韌窩數(shù)量減少，斷裂方式由韌性斷裂向脆性斷裂轉(zhuǎn)變。在拉伸變形過程中，5% SiCp/2024Al 復(fù)合材料的斷口表面存在較多的撕裂棱，SiCp被基體合金所包覆；10% SiCp/2024Al 復(fù)合材料的斷口表面有微裂紋，微裂紋的產(chǎn)生直接導(dǎo)致復(fù)合材料伸長(zhǎng)率降低，且并無(wú)SiCp的斷裂和拔出，表明載荷傳遞效果更好；顆粒含量增加到15%時(shí)，斷口表面出現(xiàn)SiCp的斷裂和拔出現(xiàn)象。這是由于SiCp未被基體合金完全包覆，發(fā)生了SiCp的撥出。在載荷傳遞過程中，應(yīng)力沿著SiCp的斷裂表面釋放，不能有效傳遞載荷，導(dǎo)致材料塑性變形能力減弱。

圖12 不同SiCp 體積分?jǐn)?shù) SiCp/2024Al 復(fù)合材料斷裂表面的 SEM 組織 （a）0 %；（b）5 %；（c）10 %；（d）15 %（1）低倍；（2）高倍Fig.12 SEM structures of fracture surface of SiCp/2024Al composite with different volume fractions of SiCp （a）0 %；（b）5 %；（c）10 %；（d）15 %；（1）low magnification;（2）high magnification

3 結(jié)論

（1）因SiCp對(duì)動(dòng)態(tài)再結(jié)晶形核的促進(jìn)作用及對(duì)晶界遷移的阻礙作用，致使2024 鋁基體晶粒顯著細(xì)化，隨著SiCp含量的提高，軋制態(tài)SiCp/2024Al 復(fù)合材料的晶粒尺寸逐漸減小。

（2）SiCp含量的增加使SiCp條帶消失，SiCp宏觀分布更加均勻。當(dāng)SiCp由5%增加至10%時(shí)，軋制態(tài)SiCp/2024Al 復(fù)合材料的顆粒尺寸略有減小，由7.3 μm 細(xì)化至7.1 μm。隨SiCp進(jìn)一步增加至15% 時(shí)，SiCp破碎嚴(yán)重，細(xì)化至4.9 μm。

（3）硬質(zhì)SiCp的添加，獲得了高彈性模量、低線膨脹系數(shù)的軋制態(tài)SiCp/2024Al 復(fù)合材料。隨著SiCp含量的增加，彈性模量由70 GPa 升至96 GPa，熱膨脹系數(shù)降低。

（4）SiCp/2024Al 復(fù)合材料的加工硬化率因SiCp的引入而增加，當(dāng)SiCp含量達(dá)到15%時(shí)，加工硬化率快速下降。其中，軋制態(tài)10% SiCp/2024Al復(fù)合材料的力學(xué)性能最優(yōu)，其屈服強(qiáng)度、極限抗拉強(qiáng)度和斷后伸長(zhǎng)率可分別達(dá)到305、490 MPa 和8%。