文|章仕仁

【资料图】

编辑|章仕仁

SiCp/A具有优异的理性能机性能，航空航天、汽车工业以及其他许多应用的理想材料，但材料中SiC的不连续性使该材料很难广泛应用于多功能材料，而双连续相复合材料由于其特有的拓扑结构填补了这项空白，但实际应用中很难制备出高体积分数的双连续相复合材料，使其应用受到了一定的限制。

连续增强和非连续增强的有效结合即新型混合增强，正好解决了这一问题，这将会对功能材料有重大的影响，混合增强金属基复合材料曾有人进行了研究，制备出的复合材料兼有各种增强体的特性(如高强度，耐高温和高韧性等)。

但是用SiC泡沫和颗粒同时作为增制备出新型混合增强金属基复合材料，尚未见报道，该类材料的成功制备将会对复合材料的设计方法有重要影响。

制备金属基复合材料的常用方法有末冶金法，无压浸渗法，气体差压浸渗法和挤压铸造法等，其中挤压铸造法因其成本低廉，操作性强，生产效率高和易于制备出净成型产品等优点，受到了人们的广泛青睐。

人们对挤压铸造工艺的研究比较多，但多集中在工艺参数中的挤压压力方面，而对浇注温度的研究还尚不多见，因此对浇注温度的研究有重要的意义，我们运用挤压铸造法制备出了 SiC 泡沫 /SiC混合增强铝基复合材料，研究其浇注温度对复合材料组织和力学性能的影响。

实验方法

实验用的SiC陶瓷是采用反应饶结法制备的陶瓷泡沫的体积分数为28%，SiC 颗粒为郑州黄河砂轮厂提供，直径为15m，基体为工业纯铝。

采用传统的挤压铸造法制备复合材料，制备过程为：先把混合好的SiC泡沫/SiC 预制体放入电炉中预热，然后将预热的预制体放入预热后的金属模瞳中，浇入铝液并迅速合模施压，使铝液在较高的机械压力下渗入 SiC 泡沫中并结晶凝固，从而获得 SiC/Al 双连续相复合材料。

主要工艺参数为：泡沫预热温度为800C，保压时间为455，复合压力为120MPa，浇注温度分别为720、750、780和810C，模具预热温度为250-300 C。

将复合材料用线切制机切成13mmx13minx27mm的压缩试样，在DCS-10万能实验机作实验，加载速度为2N/s弯曲样品的尺寸为6mmx8mmx70mm，弯曲实验在DCS-10万能实验机上进行，载荷为 5000 N加载速率为0.5mm/min，跨距为50mm。

复合材料形貌在S360扫描电子显微镜和MEE4A金相显微镜下进行观察，用Archimedes法测量了复合材料的密度。

浇注温度对复合材料压缩性能的影响

SiC泡沫/SiC混合增强铝基复合材料可以看作由两部分组成，一部分为复合材料的增强体 SiC 泡沫，另一部分为复合基体，复合基体由 SiC和纯铝构成。

在整个复合材料中，增强体SiC以泡沫和颗粒两种形式存在，材料在承受外来载荷时，SiC 泡沫既可以传递载荷也可以承受载荷，而SiC颗粒只可以传递载荷。

图1为复合材料的压缩应力-应变关系曲线，从图中可以看出，随着金属基体浇注温度的升高，复合材料的应力一应变曲线在线性阶段基本重合，即复合材料的弹性模量基本不变。

这主要是由于在复合材料的弹性变形阶段，材料的压缩载荷主要由 SiC泡沫和 SiCo/Al复合基体共同承担，由于在弹性变形阶段复合材料并没有受到破坏，因此材料的增强体、基体和界面都保持完好无损、增强体和基体保持等应变的协同形变。

虽然材料的浇注温度不同，但是各个复合材料中的SiC泡沫增强基本相同，SiC/AI复合基体也没有明显的不同(图2)。

从图2可以看出，在不同浇注温度下复合基体没有明显的变化，复合基体中SC分布均匀，没有明显的团聚.，SiC尺寸变化比较大，形状也不同SiC 颗粒由长条形和多边形构成，但多边形颗粒为主要部分。

在不同的浇注温度下，纯铝基体充分浸渗了碳化硅颗粒，在颗粒尖角处没有浸渗缺陷.，SiC 颗粒与纯铝基体之间的结合良好，形成了真正连续的微观界面。

在SiC颗粒之间存在细小的杆状SiC，这些细小SiC在材料复合以前可能吸附在SiC颗粒表面，在铝液浸渗预制体时，细小颗粒受到铝液冲刷而脱离大的碳化硅颗粒，悬浮在铝液中。

在铝液凝固后，细小颗粒就镶嵌在纯铝基体中由于复合基体和增强体基本相同，因此，复合材料的弹性阶段的变形曲线十分吻合，随着材料进一步变形，复合材料进入了塑性变形阶段(曲线中近似平台部分)。

从图1可以看出，材料的塑性变形阶段的应变随着浇注温度的升高而缓慢延长，当温度高于780 C时，塑性变形阶段的应变增加明显，这可能和复合材料泡沫与基体界面的气孔有关。

复合材料的界面对复合材料有重要的影响，SiC泡沫/SiC混合增强铝基复合材料的界面包括泡沫与基体界面和颗粒与基体界面，浇注温度对 SiCp/Al没有影响(图2)，但对SiC泡沫与基体界面却有影响。

图3为复合材料较低放大倍率的显微组织像，从图中可以看出，SiC泡沫陶瓷筋的表面呈珊瑚礁状连通的结构，SiC形成梯度过渡，有利于减缓材料界面处的残余应力，提高复合材料界面的结合。

在780C以下浇铸的复合材料具有良好的界面，当浇注温度高于780C时，材料的界面处聚集了大量的气孔，气孔沿陶瓷骨架的表面成线形排列，这可能与材料在复合时金属基体的凝固顺序和基体中氢含量有关系。

纯铝基体凝固时，首先在复合基体中凝固，这是因为增强体SiC 泡沫陶瓷不能成为基体的凝固核心，基体最后在泡沫陶瓷界面处凝固，纯铝基体在浸渗时，SiC颗粒的尖角会刺入纯铝中的氢气泡，使得气孔不可能在复合基体中形成(如图2所示)，熔体中的氢只能逸散到泡沫陶瓷的表面。

当氢含量高到一定的程度时，熔体中的氢来不及跑掉，就会在材料中形成气孔，铝液结构参数在780℃发生变化，当浇注温度高于该温度时，铝液由原来的类面心立方结构的近程，有序变成类体心立方的近程有序，自由体积增加。

铝液中氢含量与相结构有密切的关系，熔体相结构的变化使得熔体中的氢含量随温度升高，在780C左右存在突变，在780C以下，熔体中氢含量几乎不变，超过780C后熔体中氢含量逐渐增加。

当铝液凝固时，氢又会在铝液中扩散开来，另外，浇注温度过高，会加速金属铝液的氧化，增大熔体中氧化铝的含量。

金属熔体中一旦存在大量的氧化铝，氧化铝夹杂会吸附氢，熔体中氢含量增加，这些氢在降温过程中很难析出，氢是溶解在熔体中气体的主要成分，所以熔体中的气体含量的变化规律与氢相同，材料中的气孔和气体的含量有关。

材料在塑性变形时，材料受到压缩载荷的作用时而发生塑性流动，材料中的气孔(图3)正好为材料流动提供了空间、减小了内应力，增加了材料的韧性，因此，材料的塑性应变随浇注温度的升高而增加。

图4为复合材料的屈服应力和屈服应变与浇铸温度的关系，材料的屈服应力和屈服应变，都随着基体金属纯铝的浇铸温度升高而降低。

当浇铸温度低于780 C时，材料的屈服应力和屈服应变降低的幅度比较小，当温度超过780C时，幅度加大，这主要是因为浇铸温度升高后，纯铝基体气体含量增大。

特别是温度达到810C时，材料中气体含量陡然增加，材料在复合时解在铝液中的气体没有完全析出，因此在材料中留有气孔，从而降低了材料密度如图 5所示。

材料中的气孔基本存在于 SiC 泡沫与基体界面处如图 3，使得增强体和基体不能有机地结合在一起，在复合材料承受载荷时，引诱界面开裂，界面开裂到一定程度时，泡沫陶瓷骨架增强体开始断裂，材料开始屈服，材料中的气孔越多，界面越容易开裂，材料保持弹性的时间越短，因此材料的屈服应变就越小。

浇注温度对复合材料弯曲性能的影响

图 6为复合材料的弯曲强度与浇注温度的关系曲线，从图中可以看出，在复合材料的浇注温度低于770C时，材料的弯曲强度随浇注温度的升高而升高。

当浇注温度为770C时，复合材料的弯曲强度达到最大值，当浇注温度高于770C时，材料的弯曲强度渐渐降低，这与上述界面结构变化有关。

图7为SiC泡沫/SiC混合增强铝基复合材料的断口形貌，从图中可以看出，浇注温度对复合材料的断口有明显的影响，复合材料弯曲断裂时，浇注温度为 720 C的复合材料的断口中保留了完整的泡沫，这使得泡筋表面具有和SiC/A1相似的形貌，复合基体界面被撕开(图7b)。

这可能是由于料的注温度较低，纯铝和SiC润湿性较差，泡沫/复合基体界面的表面积较小，界面结合相对较弱，断口中泡沫陶瓷筋的表面含有大量的铝，这是因为陶瓷筋的表面为珊期状的多孔结构，铝液浸渗后界面成为了穿插式结构界面，纯铝和SiC泡沫成为了一个整体。

材料断裂时，纯铝没有从珊界面内拔出，仍然残留在微孔洞中，当浇注温度为 750 C时，SiC泡沫陶瓷的筋从中间劈开，筋的横断面表现为整齐的脆性断裂特征，材料的界面良好(图7c，d)。

这是因为SiC和纯铝在该温度下具有良好的压力浸透性，优异的强制润湿性(铝液在压力下和 SiC之间的润湿)，再加上 SiC泡沫陶瓷的筋具有独特的珊瑚结构，这使得复合材料的泡沫/复合基体界面结合优异，因此在该温度下浇注的复合材料具有较高的弯曲强度。

当浇注温度为 810C时，材料基本上是从 SiC 沫筋的中间劈开，展现为泡沫筋横断面的脆性断裂形貌，但也有泡沫/复合基体界面撕开的痕迹，露出了泡沫筋的部分表面(图7f)。

这是因为浇注温度越高，基体和增强体的强制润湿性越好，但材料中的气孔也增多，这些气孔集聚在泡沫与复合基体界面附近，没有气孔的界面在材料断裂时保持良好的结合，含有气孔的界面容易被撕裂。

因此，尽管在该温度下浇注的材料具有良好的界面，但界面附近的气孔却降低了材料的弯曲强度。

图 9为复合材料断口中复合基体的形貌，从图中可以看出复合基体中没有裸露的SiC颗粒存在，SiC颗粒的表面都被韧性的纯铝所包裹，因此都呈现出韧性基体的韧窝状形貌。

断裂的SiC颗粒周围，SiC/A1界面也没有任何开裂的现象，韧窝的产生是由于材料承受拉应力作用后，表面粘附铝的 SiC 颗粒与纯铝脱离所致，这说明复合材料中SiC/Al界面良好。

因此，浇注温度对 SiCp/Al界面没有影响，弯曲强度的变化与 SiC/Al界面也没有关系。

复合材料的浇注温度影响了SiC泡沫与复合基体界面的结合状况，界面结合不仅影响了材料的弯曲性能，而且影响了其断裂机制。

SiC泡沫与复合基体界面结合好的复合材料在发生弯曲断裂时，承受拉应力的泡沫陶瓷筋的内部首先产生微裂纹，微裂纹在材料形变过程中不断长大和聚合后，扩展到SiC泡沫与复合基体界面处，由于界面结合良好，裂纹不会沿着界面扩张，而是向复合基体中延伸，然后裂纹穿过复合基体，直到材料最终断裂。

泡末与复合基体界面结合弱的复合材料在弯曲时，界面处的微孔洞不断长大和聚合形成显微裂纹，新的微孔洞不断形核、长大和聚合，从而使泡沫和复合基体的界面开裂(图7b)，最终材料失效断裂。

聚集在界面附近的气孔也会影响材料的断裂机制，含有大量气孔的强界面结合的复合材料发生弯曲断裂时，也有少部分泡沫、复合基体的界面发生界面脱离，露出了泡沫筋的部分表面(图7f)。

该类材料弯曲变形时，也是首先在泡沫陶瓷筋的内部产生裂纹，裂纹聚集长大后扩展到界面处，当界面附近有气孔聚集时，裂纹就会向气孔处偏转，气孔周围的界面就会脱离，裂纹前端扩张到强界面处时，裂纹就会重新折向复合基体，然后裂纹继续向复合基体中扩张，直到材料破坏。

因此，浇注温度影响了材料的界面结合和气孔集聚度，材料的界面结合和气孔共同决定了材料的断裂机制。

结论

随着浇注温度的升高，材料的压缩强度降低，弯曲强度先升高后降低，弯曲强度在770C达到最大值，浇注温度的升高对弹性模量没有影响，但增加了材料压缩时的塑性应变。

随着浇注温度的升高，材料的界面结合加强，界面附近气孔增加，在780C后增加迅速。

浇注温度的升高增强了复合材料的界面结合，增加了材料中的气孔，而材料的界面和气孔综合决定了复合材料的断裂机制。