SiC含量对选区激光熔化制备SiC-Al复合材料结构与性能的影响

2021-10-25解厚波张家莲苑高千张竞哲李可琢李发亮张海军

耐火材料 2021年5期

解厚波张家莲苑高千张竞哲李可琢李发亮张海军

武汉科技大学省部共建耐火材料与冶金国家重点实验室湖北武汉430081

金属铝及其合金具有导电性好，传热快，密度小和易于成型等优点，成为结构材料轻量化的首选材料，但其固有的硬度低和不耐磨等缺点限制了其在现代工业中的应用［1-2］。SiC具有来源广泛，硬度高，强度大，耐磨性优异以及膨胀系数低等特点，将其作为增强相制备的SiC-Al复合材料具有成本低，比强度和比刚度高，弹性模量大及耐磨损等显著优点［3-5］，在航天航空、交通运输、工程机械和电子信息等领域具有广泛的应用价值［6］。

当前，铝基复合材料常用的制备方法包括粉末冶金法、搅拌铸造法、喷射沉积法、挤压铸造法和无压渗透法等，这些方法仅能制备结构简单的零件，且存在着原料利用率低，耗时长，能耗高和工序复杂等缺点［7-9］；而汽车、航空航天和军事领域涉及到大量几何形状复杂的铝基功能部件，如气螺钉、油管等［10］。选区激光熔化技术（SLM）利用计算机辅助设计（CAD）的目标产品模型和计算机控制的高能激光，通过完全熔化／凝固机制对粉体进行逐层成型和固结［11-13］，在制备结构复杂的零件方面具有独特优势，同时还具有优于传统工艺的特点，如成型速度快，原料来源广，原料利用率高及尺寸精度高等［14-15］。此外，SLM成型过程中的快速凝固特性使得成型结构件的微观组织尺寸细小，形成细晶强化进而提升材料的力学性能［16-17］。

因此，在本工作中，以SiC粉为增强相，纯Al粉为基体原料，采用SLM方法在粉层厚度和扫描间距均为0.05 mm，激光功率和扫描速度分别为400 W 和300 mm·s-1的条件下，制备了SiC-Al复合材料；研究了SiC含量对SLM成型SiC-Al复合材料物相组成、显微结构、致密度、显微硬度、磨损性能和抗折强度的影响。

1 试验

1.1 试样制备

试验所用原料为w（Al）＝99.8%、d50＝33μm的Al粉，w（SiC）＝99.9%、d50＝30μm的SiC粉。根据表1所示称取相应的Al粉和SiC粉，然后以玛瑙球为研磨介质，在球、料质量比为1∶1、转速10 r·min-1的条件下进行12 h球磨干混。待干混完成后，将所得混合粉体置于真空干燥箱中于60℃干燥12 h。采用SLM 250快速成型设备（YLR-500-WC型激光器、激光光斑直径100μm），按照表1所示的工艺参数制备了SiC-Al复合材料。成型完成后，利用线切割技术把所得样品从基板上切割下来备用。

表1 SLM成型SiC-Al复合材料试验方案Table 1 Processing conditions and batch compositions ofSiC-Al composites fabricated by SLM

1.2 性能表征

采用X射线衍射仪分析试样的物相组成。采用场发射扫描电子显微镜观察试样断面的显微结构，并用能谱仪检测产物的元素组成，观察前需要利用凯勒试剂（1 mL HF，1.5 mL HCl，2.5 mL HNO3及95 mL蒸馏水）腐蚀试样10 s。依据GB／T 2997—2015测量试样的体积密度，根据混合法则计算试样的理论密度，取试样的体积密度与理论密度的比值即为试样的相对密度（致密度）。采用SH-318-Ⅲ型显微硬度计在100 g的载荷条件下测定试样的显微硬度，加载时间设定为10 s，卸载后分别测量压痕对角线的长度d1及d2，然后读出显微硬度值；为了减少试验误差，每个试样的同一条直线上分别测试8个不同点的数据，取平均值记为试样的显微硬度。用线切割机将SLM成型的试样切割成5 mm×6 mm×40 mm的标准试样，然后采用Instron5697型万能试验机在跨距为30 mm的条件下测试试样的抗折强度。在室温下利用UMT-2摩擦磨损仪测定试样的磨损率，摩擦材料是直径为10 mm且平均硬度为HRC62的440碳钢球；摩擦磨损试验时载荷为20 N，摩擦速率为5 mm·s-1，测试时长为20 min。

2 结果与讨论

2.1 SiC含量对SiC-Al复合材料物相组成、显微结构、致密度及强度的影响

图1（a）为采用SLM成型SiC不同含量试样的XRD图谱。从中可知：所有试样物相均包含Al、SiC、Si和Al4C3。Rietveld全谱拟合计算结果（见图1（b））表明，当SiC含量（w）从10%增加至20%时，试样中Si和Al4C3两种物相的含量（w）分别由5.1%和3.6% 升高至15.8%和7.4%。这是因为在SLM成型过程中，Al熔体与SiC之间发生3SiC＋Al→Al4C3＋3Si反应。随着SiC含量的增多，反应发生的程度逐渐增大，导致所成型试样中Si和Al4C3两种物相的含量也增多。

图1 SiC含量不同时试样的XRD图谱及各物相相对含量Fig.1 XRD patterns（a）and relative contents of each crystalline phase（b）of SiC-Al composites w ith different contents of SiC

图2为SiC不同含量试样的相对密度及横截面SEM照片。图2（a）表明：随着SiC含量（w）从10%增大至20%，试样的相对密度从95.2%降低至91.1%。当SiC含量较低时，熔点较低的Al粉含量相对较多，在SLM成型过程中，熔体的生成量增多且黏度下降；同时SiC含量低，因而对熔体流动性影响较小。在熔体量多且流动性较好的情况下，熔体可以有效铺展，充分包裹增强相SiC并填充粉体间各种孔隙，使得试样中各相结合情况良好，孔洞含量少，提高了致密度（见图2（b））。当SiC含量（w）较高（≥15%）时，SLM成型过程中形成的熔体量相对减少，同时熔池中SiC固相含量的增多也增大了熔池内熔体的黏度。此时，熔体无法充分包裹固体颗粒并填充粉体间的孔隙，成型材料内部残余孔洞的尺寸和数量均增加（见图2（c）、图2（d）），因此，试样的致密度降低。另外，SiC为不规则形状，其边角位置在急热急冷过程中容易产生应力集中，进而形成微裂纹。SiC含量越多，SiC-Al复合材料中内应力集中的情况也越普遍，微裂纹数量的增多也使得试样的致密度下降。

图2 SiC不同含量试样的相对密度和横截面SEM照片Fig.2 Relative densities and SEM images of cross section of SiC-Al composites w ith different contents of SiC

试样A-3表面的SEM照片以及点1处EDS分析结果见图3。可以看出：点1含Si、C和Al 3种元素，且Si和C原子数比例接近1∶1。结合XRD结果（见图1（a））可知该大颗粒应为SiC。

图3 试样A-3表面的SEM照片及点1处的EDS图谱Fig.3 SEM image and EDS spectrum at point 1 of SiC-Al composites A-3

图4示出了SiC不同含量试样的抗折强度及断口形貌照片。由图4（a）可知，试样的抗折强度随SiC含量的增加呈现先上升后下降的趋势。当SiC的含量（w）由10%增至15%时，试样的抗折强度由165 MPa增至275 MPa；继续增大SiC含量至20%（w）时，试样的抗折强度急剧降低至46 MPa。在SiC含量为10%（w）时，所成型试样中的绝大部分为Al基体，虽然此时试样的致密度较高，但是增强相SiC的含量低，没有充足的增强相强化基体材料，试样在较低的外力下即发生断裂失效，其断裂强度也较低。当SiC含量为15%（w）时，所得试样的致密度与SiC含量为10%（w）时相比变化不大，Al基体与SiC的结合较为紧密；又由于试样内有较多的SiC增强相，因此，只有当外力大到一定程度时，才能使复合材料发生断裂失效，此时，复合材料具有高的断裂强度。当SiC含量为20%（w）时，一方面试样致密度低（见图2（a）），其内部孔洞等缺陷相对较多，在受力时成为裂纹源，使试样在较低外力下即发生断裂；另一方面Al基体与SiC之间结合弱，使得复合材料表现出较低的抗折强度。图4（b）—4（d）的SEM照片也表明，当SiC的含量（w）为10%和15%时，复合材料断面的孔洞相对较小；而当SiC的含量（w）增至20%时，复合材料断面存在着明显的大孔洞（见图4（d）中白色虚线标记区域）。

图4 SiC不同含量试样的抗折强度及断口形貌照片Fig.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复合材料反应机制

研究表明［18-19］，SiC和纯Al粉对波长为1.06 μm激光的吸收率分别为78%和61%。因此，在SLM成型SiC-Al复合材料时，SiC和纯Al粉均可较好地吸收激光能量而使温度升高。随着粉体温度的改变，SLM成型SiC-Al复合材料中SiC演变示意图见图5，经历过程如下：

（1）激光照射初期，原料粉体因吸收激光能量而升温。在粉体温度升高至Al粉熔点但低于933 K时，虽然Al粉熔化形成熔池，但是由于不满足热力学反应条件，SiC颗粒和Al熔体之间不发生反应。此时，SiC颗粒以最初的不规则多边形形状分布于熔池内，如图5（a）所示。

（2）随着SLM过程的进行，粉体因吸收更多的激光能量而导致温度继续升高。当温度达到933 K后，SiC与Al熔体之间发生反应生成Al4C3和Si［20］。此时，SiC的粒径减小且表面尖锐的棱角消失，如图5（b）所示。

（3）随着时间的延长，吸收的激光能量增多，SiC与Al熔体间的原位反应加剧，Al4C3的粒径变大，反应体系中产生大量游离的Si，SiC的粒径进一步减小，如图5（c）所示。

图5 SLM成型SiC-Al复合材料过程中SiC演变示意图Fig.5 Schematic diagram of evolution of SiC particles in SLM form ing process of SiC-Al composites

2.3 SiC含量对SiC-Al复合材料显微硬度及磨损性能的影响

图6示出了SiC不同含量试样的显微硬度。由图6可知，在激光功率和扫描速度一定（P＝400 W，v＝300 mm·s-1）的条件下，试样的显微硬度随SiC含量的增多而明显增大。在SiC含量（w）分别为10%、15%和20%时，试样的显微硬度分别为108.4、146.2和191.5 HV0.1。其原因是：1）SiC含量增多时，位于复合材料表面的SiC量也增多，可以进一步分散压力，使宏观基体表面受压变形更难，强化效应更明显；2）SiC含量增多后，由于Al基体与SiC的热膨胀系数不同，SLM成型过程中试样内部残余应力更多，可以抵消更多外部压力，表现为材料表面微区抵抗变形能力提高，即显微硬度提高。

图6 SiC不同含量试样的显微硬度Fig.6 Microhardness of SiC-Al composites w ith different contents of SiC

图7示出了SiC不同含量试样的磨损率。可以看到：当SiC含量（w）从10%增至15%时，试样的磨损率由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）时，磨损率降低至1.3×10-5mm3·N-1·m-1。其原因可能是SiC含量不同时所得试样均较致密，且致密度差别不大（均大于91%）；但是其显微硬度却随着SiC含量的增加而明显增大（见图6）。硬度较大的SiC在摩擦过程中较难发生磨损，当其含量增多时，可以有效抵抗摩擦过程中磨损的发生，使复合材料表现出较强的耐磨性能，磨损率降低。

图7 SiC不同含量试样的磨损率Fig.7 Wear rates of SiC-Al composites w ith different contents of SiC

为了进一步研究SiC-Al复合材料的磨损机制，采用SEM观察各试样磨损表面的形貌，结果如图8所示。图8（a）和图8（b）表明：SiC含量为10%（w）的试样的磨损面粗糙，磨损表面可以看到因塑性变形引起的大量块状剥落区域，且存在较深的犁沟，基体沿滑动方向出现裂纹；当基体磨损后，因剥离形成的大颗粒、SiC与对磨材料三者之间共同形成磨粒磨损，在磨损表面可以观察到许多大小不一的颗粒。增加SiC的含量至15%（w）时，可以看到试样磨损表面仅存在较浅且不连续的犁沟，并没有出现微裂纹、凹坑等缺陷，同时磨损表面附着的磨屑数量和磨屑粒径都大大减小（如图8（c）和图8（d）所示）；此时以黏着磨损为主（图中白色箭头所示部位）。当SiC的含量增至20%（w）时，试样磨损表面较为平整，仅可观察到较浅的犁沟和少量小粒径磨屑（如图8（e）和图8（f）所示）；此时，试样仍以黏着磨损为主要的失效机制（图中白色箭头所示部位）。