超声振动对纳米SiCp/Al-5Cu复合材料组织与性能的影响

李建宇, 吕书林, 吴树森, 鲁 康, 高 琦

（华中科技大学 材料成形与模具技术国家重点实验室，武汉 430074）

铝基纳米复合材料具有质量轻、比强度高、比刚度高、耐磨性好等优异的性能，在航天、航空等军事以及汽车工业等领域受到越来越广泛的关注[1]。其中，由于SiC颗粒具有高强度、高硬度、高耐磨、高热导率、低热膨胀率和低密度等优良性能，纳米SiCp/Al复合材料具有广泛的应用前景[2]。目前纳米SiCp/Al复合材料基本上都是通过烧结 + 热挤压法制备，相对于液态外加法，制备设备昂贵，工艺复杂，孔隙率高；但是，外加法制备纳米SiCp/Al的主要难点在于纳米SiC颗粒与金属基体的润湿性差，导致纳米SiC颗粒难以加入到金属熔体中，另外纳米陶瓷颗粒在金属基体中容易团聚。因此，开发一种新的制备工艺显得十分必要。

超声振动工艺具有环保节能、低成本、操作简单和高效性等优点，在金属基复合材料领域中有着广阔的应用前景[3-7]。制备金属基复合材料时，对金属复合熔体施加超声振动能够细化晶粒、促进颗粒分散和改善增强颗粒与基体之间的润湿性，这主要是因为超声波在金属熔体中产生的声空化和声流效应[5-7]。Tsunekawa等[8]制备SiO2/Al-Mg基复合材料时，施加了超声振动，发现超声振动能改善增强颗粒与金属熔体之间的润湿性。Liu等[9]借助超声工艺成功地使Al3Ti颗粒于基体合金中均匀分散。高琦等[10]利用超声工艺制备了原位TiB2/Al-4.5Cu复合材料，结果表明TiB2颗粒在基体中均匀分布。目前，大部分文献主要报道了超声振动对微米增强颗粒的分散效果，对外加纳米颗粒增强铝基复合材料的分散效果研究相对较少。

本工作针对纳米SiCp/Al-5Cu铝基复合材料，将高能球磨技术、超声振动技术及挤压铸造成形工艺有机结合，解决外加纳米增强颗粒难以加入金属熔体及在固相基体中不均匀分布的难题。研究不同超声时间对纳米SiC在Al-5Cu铝合金基体中分散效果的影响，并对力学性能及强化效果进行研究。

1 实验方法

采用Al-10Mn中间合金块，Al-5Ti-B中间合金块，纯Al，Mg，Cu块及球磨制备的毫米级SiCp/Al复合颗粒等原材料配制成纳米SiCp/Al-5Cu铝合金复合材料，基体Al-5Cu铝合金的化学成分见表1。图1为SiC粉、Al粉的原始形貌扫描电镜图。从图1（a）可以看出，粒径为40 nm的纳米SiC原始粉末是团聚在一起的，从图1（b）可以看出，铝粉的平均尺寸约 30 μm。

表1 基体 Al-5Cu 铝合金的化学成分（质量分数/%）Table1 Chemical composition of Al-5Cu matrix alloy（mass fraction/%）

将纳米SiCp放入高温箱式电阻炉内氧化处理，使炉温升至1000 ℃，保温2 h，使SiC颗粒表面生成3～4 nm厚的SiO2层。将氧化后的纳米SiC和微米级铝粉进行配料、混合，置于500 mL不锈钢真空罐中，在真空保护下，高速混粉冷焊成球，制备出粒径为1～2 mm复合颗粒。将按照配比制备的纳米SiCp/Al-5Cu铝合金复合材料的原材料，放置井式电阻炉中加热熔化，炉温设置为750 ℃。待基体合金完全熔化后，在高纯氩气保护气氛下，进行机械搅拌 10～15 min，转速为 100～150 r/min，搅拌完成后静置 30 min，静置温度为 740～750 ℃。静置完成后，扒去浮渣，并向熔体中通入高纯氩气除气10 min。然后，用预热的浇包盛一定量的熔体，放置保温炉中，在氩气的保护下，将超声变幅杆插入熔体至液面10～15 mm，待熔液温度降至720 ℃时，开始超声振动，超声装置如图2所示。该装置超声功率为2800 W，超声频率为20 kHz，采用间隙式工作，振1 s停1 s。超声时间分别设置为0 min，1 min，3 min，5 min。待超声结束，将熔体快速浇入预热模具中，通过挤压铸造成形，制得30 mm × 100 mm 圆棒试样，如图 3 所示，成形压力均为 50 MPa。

图1 原始球磨粉末 SEM 图 （a）SiC 粉;（b）Al粉Fig.1 SEM of raw ball-milling powder （a）SiC powder;（b）Al powder

图2 超声装置示意图Fig.2 Schematic diagram of ultrasonic vibration treatment system

从各个试样上端相同位置分别截取厚10 mm左右的小块，经研磨抛光后，用体积分数为0.5%的HF溶液腐蚀。采用JEOL JSM-7600F场发射扫描电镜观察试样显微组织；采用SHIMADZU XRD-7000S衍射仪对试样研磨粉末进行XRD测试，分析试样的相组成，扫描角度范围10°～90°，扫描速率为10 （°）/min。图3为拉伸试样尺寸，室温拉伸实验在AG-IC100KN电子万能试验机上进行，拉伸速率为 1 mm/min。

图3 拉伸试样尺寸Fig.3 Size of tensile test specimen

2 实验结果与讨论

2.1 超声处理对微观组织的影响

图4为在不同超声时间处理下1%（质量分数，下同）纳米SiCp/Al-5Cu铝合金复合材料的低倍SEM图。由图4可知，复合材料的微观组织为α 固溶体（α-Al）和 θ相（Al2Cu），θ相呈网状或半网状分布。图4（a）为未经超声振动处理的SiCp/Al-5Cu铝合金复合材料试样，初生α-Al晶粒粗大，而且尺寸大小不均匀；另外，也可以看到晶界处颗粒堆积，大块团聚明显，颗粒分布不均匀。SiC颗粒主要分布于晶界θ相（Al2Cu）周围，由于SiC与初生α-Al晶格错合度大于5%，一般来说，试样凝固成形时SiC颗粒不能被初生α-Al固相捕捉，所以随着初生α-Al晶粒的析出，SiC颗粒被推移到固液界面前沿，最后伴随晶界θ相（Al2Cu）的析出，颗粒聚集于晶界[11-12]。图4（a）中大块团聚尺寸约为80～120 μm，这些团聚形态不随晶界的变化而发生改变，从而可以看出这些团聚于凝固前形成。纳米SiC颗粒比表面积大，会趋向减少界面能而达到稳定状态，从而在熔体中纳米颗粒会团聚在一起[11-12]。由于声空化与声流作用，施加超声振动会改善颗粒分布。从图4（b）可以看出，超声振动1 min后，大块的颗粒团聚基本被消除，但仍然存在局部小团聚，其尺寸约为 10～50 μm。如图 4（c）、图 4（d）所示，超声振动时间延长至 3 min，5 min 后，所有的团聚几乎全被消除，颗粒在基体合金中均匀分布。随着超声时间进一步延长至7 min，可以发现，与超声处理5 min相比，颗粒分布改善不明显，并且复合材料的力学性能略有降低，如表2所示。这可能是因为，虽然整个过程是在氩气保护中，但超声时间过长熔体仍然会发生氧化，使其夹渣严重。所以，本实验超声时间限制在 0 min，1 min，3 min 和 5 min。

从图4还可以看到，施加超声振动后，α-Al晶粒尺寸得到了明显的细化，并且细化程度随着超声时间的增加而更加明显。α-Al晶粒细化的主要原因为：一方面，在凝固成形过程中，纳米SiC颗粒被推移至α-Al的凝固前沿，阻碍了α-Al晶粒的长大、细化晶粒；另一方面，施加超声振动也能够细化晶粒，这主要因为高能超声波在金属熔体中会产生声空化与声流效应[5-7]。首先，随着空化泡的长大，会大量吸热，同时空化泡崩溃产生的高压会提高金属熔体的平衡凝固温度，所以会使局部金属熔体过冷，促进形核；其次，声流能够强烈地搅拌金属熔体，抑制枝晶生长，同时初生枝晶根部会在剪切力下熔断，进一步增加晶核数量，细化晶粒。

图4 在不同超声时间下1%纳米SiCp/Al-5Cu铝合金复合材料的低倍SEM图Fig.4 Low magnification SEM images of 1% nano-SiCp/Al-5Cu composites treated by UV for different time （a）0 min;（b）1 min;（c）3 min;（d）5 min

图5为在不同超声时间处理下1% 纳米SiCp/Al-5Cu铝合金复合材料的高倍SEM图。随着凝固的进行，增强颗粒SiC被推移到固液界面前沿，最后聚集于晶界，由图5可知，SiC颗粒分布于晶界块状Al2Cu周围。图5（a）为未超声处理的复合材料试样，可以发现析出相Al2Cu为粗大的块状，占满了整个视场。施加超声振动后，Al2Cu尺寸明显减小，而且分散较好。图5（b）为超声振动1 min的复合材料试样，超声振动1 min后，粗大的块状Al2Cu被局部破碎、细化。随着超声振动时间的延长，Al2Cu进一步细化、分散。超声处理5 min后，Al2Cu尺寸最小且分散最好，如图5（d）所示。图6为在不同超声时间下1% 纳米SiCp/Al-5Cu铝合金复合材料的XRD分析。由图6可知，复合材料中主要组成相有α-Al，Al2Cu和SiC，该结果与图5中相组成一致。同时可以发现，不同超声时间下复合材料中α-Al，Al2Cu和SiC相峰值强度几乎没有变化，也没有新相生成，所以施加超声处理对复合材料相的组成基本上没有影响。

表2 不同超声时间下 1% 纳米 SiCp/Al-5Cu 铝合金复合材料的力学性能Table2 Mechanical properties of 1% nano-SiCp/Al-5Cu composites treated by UV for different time

图5 不同超声时间下1% 纳米SiCp/Al-5Cu铝合金复合材料的高倍SEM图Fig.5 High magnification SEM images of 1% nano-SiCp/Al-5Cu composites treated by UV for different time （a）0 min;（b）1 min;（c）3 min;（d）5 min

图7为不同超声时间下1% 纳米SiCp/Al-5Cu铝合金复合材料晶界附近的颗粒分布。由图7（a）可知，未超声处理时，SiC颗粒团聚于晶界Al2Cu相附近。由于熔体处于超声变幅杆的有效作用区域，超声时间延长至5 min后，所有的大、小团聚全被消除，纳米SiC颗粒在晶界析出相Al2Cu附近均匀分布，SiC颗粒尺寸约为30～100 nm，如图7（b）所示。这主要是因为高能超声波在金属熔体中会产生声空化和声流效应[5-7]。图8为超声振动分散纳米SiC的原理示意图，空化泡在超声波周期性交变声场的作用下反复膨胀、收缩和崩溃。空化泡的崩溃瞬间产生局部高温高压，并伴随100 m/s的熔体射流，从而有利于分散纳米SiC颗粒。声流能够强烈地搅拌金属熔体，促进纳米SiC颗粒在金属熔体中均匀分布。

图6 不同超声时间下 1% 纳米 SiCp/Al-5Cu 铝合金复合材料的XRD分析Fig. 6 XRD patterns of 1% nano-SiCp/Al-5Cu composites treated by UV for different time

图7 不同超声时间下1% 纳米SiCp/Al-5Cu铝合金复合材料晶界附近的颗粒分布Fig. 7 Particles distribution near grain boundary of 1% nano-SiCp/Al-5Cu composites treated by UV for different time （a）0 min;（b）5 min

图8 超声振动分散颗粒的原理示意图Fig. 8 Sketch of effects of ultrasonic cavitation and acoustic streaming on particles distribution

2.2 SiCp/Al-5Cu 复合材料的力学性能

表2为在不同超声时间下1% 纳米SiCp/Al-5Cu铝合金复合材料和基体合金的力学性能。由表2可以看出，未超声处理时，复合材料试样的抗拉强度，屈服强度，伸长率只有 212 MPa，158 MPa和3.3%，远低于基体合金的力学性能。结合图5、图6与图7分析可知，由于未超声处理时，复合材料试样中存在较多大块颗粒团聚，当受到外加载荷作用时，纳米SiC颗粒团聚的存在会促进裂纹形成和扩展，进而降低复合材料的伸长率[14]。载荷会从复合材料颗粒贫乏区向颗粒富集区传递，由于颗粒富集区域高度应力集中，从而在微小应力下都会产生裂变[13]。颗粒团聚区域首先将出现裂纹，应力集中，施加超声振动后，由于声空化与声流的作用，有效改善了纳米SiC颗粒在基体合金中的分布，纳米SiCp/Al-5Cu铝合金复合材料的抗拉强度、屈服强度和伸长率都明显提高。随着超声时间的延长，复合材料的力学性能不断提高。超声处理5 min时，1% 纳米SiCp/Al-5Cu铝合金复合材料的抗拉强度、屈服强度和伸长率最高，分别为270 MPa，173 MPa和13.3%，相比于Al-5Cu基体合金，相应地提高了7.6%，6.8%和29%，并且比未超声的复合材料分别提高了27.4%，9.5%和303%。

晶粒的细化会使晶界密度增加，因而在变形过程中，晶界对位错的阻碍能力也会越大。晶粒内部的位错运动至晶界处时，就会被塞积。此时需要依靠晶粒中位错的不断塞积造成局部应力，位错才能进一步运动至相邻晶粒中，产生新位错，使纳米SiCp/Al-5Cu铝合金复合材料有更高的强度和更好的韧性。

受到外加载荷时，铝基复合材料屈服强度的提高也与颗粒-位错的相互作用有关，即Orowan强化。当增强颗粒的尺寸小于1 μm时，位错会绕过该颗粒并产生弯曲，弯曲严重时甚至会使位错两端相遇，留下一个位错环，然后继续向前运动。由于位错绕过颗粒时发生弯曲而被拉长，因而所受阻力增加，使位错运动困难，故材料被强化[15-17]。所以，纳米SiCp/Al-5Cu铝合金复合材料屈服强度的提高与Orowan强化机制有关。

图9为不同超声时间处理后1% 纳米SiCp/Al-5Cu铝合金复合材料的断口形貌图。从图9（a）可以看到，未超声处理的纳米SiCp/Al-5Cu铝合金复合材料断口形貌表面的韧窝较浅、数量较少，韧窝尺寸较大，断口表面还存在渣气孔。断口表面主要由撕裂棱、韧窝和台阶组成，主要的断裂方式为撕裂台阶断裂，主要原因是未超声处理时，纳米SiCp/Al-5Cu铝合金复合材料中SiC颗粒大量团聚，α-Al晶粒尺寸较大并且晶界θ相（Al2Cu）粗大，因而强度较低、韧性较差。图 9（b）为超声处理1 min后复合材料的断口形貌，其韧窝数量增多、尺寸变小并且韧窝变深，同时断口表面有少数颗粒；超声处理3 min时，复合材料中韧窝数量进一步增多、尺寸变得更小并且韧窝变得更深，渣气孔消失，其断口表面主要由撕裂棱和韧窝组成，但是从图9（c）发现，撕裂棱和韧窝分布不均匀；随着超声时间延长至5 min时，复合材料中韧窝数量略有增多、尺寸也略有变小，韧窝分布均匀，如图9（d）所示。从断口形貌分析可知，纳米SiCp/Al-5Cu铝合金复合材料的断裂方式以沿晶断裂为主，存在部分的穿晶断裂，其主要原因是纳米SiC颗粒在基体合金中晶界处的强化钉扎作用，导致了裂纹在晶界处的扩展更加困难，从而使裂纹从某些晶粒内部扩展，引起穿晶断裂[18]。

图9 不同超声时间下1% 纳米SiCp/Al-5Cu铝合金复合材料的断口SEM图Fig. 9 SEM fracture surfaces of 1% nano-SiCp/Al-5Cu composites treated by UV for different time （a）0 min;（b）1 min;（c）3 min;（d）5 min

综上所述，由于声空化与声流作用，施加超声振动会有效改善颗粒分布、细化晶粒，提高纳米SiCp/Al-5Cu铝合金复合材料的力学性能。

3 结论

（1）施加超声处理，能有效促进1% 纳米SiCp/Al-5Cu铝合金复合材料中纳米SiC颗粒均匀分布。由于声空化与声流作用，超声振动1 min后，大块的颗粒团聚被消除；超声处理5 min后，所有的团聚被分散，纳米SiC颗粒在基体合金中均匀分布。

（2）随着超声时间的延长，α-Al晶粒和晶界θ相（Al2Cu）尺寸变小、明显细化，同时分布更加均匀，晶界密度增强，由于纳米SiC颗粒主要分布在晶界，从而一定程度上也促使了颗粒的分散。

（3）施加超声处理，纳米SiCp/Al-5Cu铝合金复合材料的室温屈服强度有明显提高、伸长率也显著增大。超声处理5 min后，复合材料的抗拉强度、屈服强度和伸长率最优，分别为270 MPa，173 MPa和13.3%，相比于Al-5Cu基体合金，相应地提高了7.6%，6.8%和29%，比未超声处理的复合材料分别提高了27.4%，9.5%和303%。