强流脉冲电子束对铝基复合材料的改性研究

＊孙悦 高波 张莹 刘海丰 王明

（东北大学 冶金学院 辽宁 110819）

引言

添加碳化硅的铝基复合材料相对于基体材料具有比强度高、导热性能优良等优点，广泛应用于航空航天、封装材料等领域[1]，而作为增强相的碳化硅原料丰富而且价格低廉、加工成本便宜。铝基复合材料可以采用熔融浸润法、加压铸造法以及粉末冶金法制备而成，其中，粉末冶金法是制备高熔点难成型材料的传统工艺，将快速凝固金属铝粉末和增强相颗粒经过筛分、混合、等，静压、热压、烧结等工序制备而成，而无压烧结具有工艺简单、成本低等生产优点。但是该工艺的一个缺点是烧结过程中会产生气体，造成材料疏松多孔，生成很多气孔和空隙[2]；因此需要寻求一种新的技术来克服这两个问题，这也是本文的主要研究内容。

电子束表面改性技术于20世纪70年代被首次提出，俄罗斯Proskurovsky教授小组于20世纪90年代成功制出新型脉冲电子束源，并应用于工业合金材料的表面改性，开创了电子束表面改性技术应用的先河[3]。HCPEB作为一种新型的高密度能量源载能束，凭借其低成本、操作简单等特点，近年来引起了越来越多科研工作者的广泛关注[4]。HCPEB诱发的高速冷却速度（108-109K/s），可使材料表面产生非平衡组织，这些微结构对材料性能的改善有着重要作用[5]。

据报道，HCPEB处理粉末冶金技术制备的Cu-Cr合金，会产生细晶微结构，从而赋予了表面优异的性能[6]。但是没有研究报道过利用HCPEB处理Al-SiC复合材料，而且为了解决粉末冶金过程中在复合材料中产生的孔隙等缺陷，选择用电子束处理该复合材料。

1.实验

(1)材料制备

实验采用商业铝粉（纯度99.9wt.%，尺寸50µm）、碳化硅粉末（纯度99.9wt.%，尺寸8µm）。制备工艺如下，首先在球磨罐中按照物料的质量百分比加入原料，然后添加1wt.%的羟丙基甲基纤维素（HPMC）粘结剂。在球磨机中混料5h，随后进行冷等静压成型，保压压力为300MPa，保压时间为3min。接下来在管式电阻炉中600℃下保温8h，最终制备复合材料。在电子束处理前，预先将Al-SiC复合材料用不同型号的砂纸（100#，240#，400#，800#，1500#）以及金刚石抛光膏（1µm粒径）按顺序进行打磨抛光。

(2)强流脉冲电子束处理

材料表面改性采用了大连理工大学制造的HOPE-I型强流脉冲电子束处理装置，工艺参数如下：脉冲持续时间为3µs、电子加速电压为24.5kV、能量密度为2J/cm2、真空度为6.5×10-3Pa、脉冲次数分别为5次、15次、25次。

(3)微观组织表征及性能分析

本文采用HitachiS-4800型场发射扫描电子显微镜，观察电子束改性前后材料的表面微观组织形貌。进行物相分析的仪器型号是“岛津XRD-7000”，对电子束改性前后Al-SiC复合材料进行了分析，工作参数如下：X射线特征波长λ=1.5406Å，加速电压40kV，电流100mA，扫描区间为30°-100°，扫描速度3°/min。采用的磨损仪器型号是“MFT-4000”，测量电子束改性前后样品表面的磨损量和摩擦系数。采用了“LM247AT”维氏显微硬度计，对电子改性前后样品进行了硬度检测，载荷为100g，保压12s。

2.结果与讨论

(1)电子束处理前Al-18SiC表面微观形貌

图1显示了电子束处理前Al-SiC复合材料表面的形貌。在图1（a）中，尺寸较大的SiC颗粒分布在Al基体中，尺寸范围在10μm-20μm，界面存在缝隙。同时，材料表面存在着大量的空隙缺陷。这是烧结温度较低，导致SiC相的液体黏度过高，从而抑制了孔隙的填充，致使材料表面产生大量的气孔。

图1 电子束改性前Al-SiC复合材料表面的微观组织SEM图

(2)电子束处理后Al-SiC表面微观形貌

图2是电子束改性后Al-SiC材料表面的微观组织。图2（a）显示，经5次脉冲处理，表面发生重熔。电子束处理后材料表层形成了大约为30μm的微裂纹，并且绝大多数微裂纹呈“长条形”，较少数的微裂纹则出现了“分枝”，这说明在脆性相中所萌生的微裂纹有进一步往四周扩展的趋势。材料表面微裂纹的形成机制如下：电子束处理材料表面时，在快速凝固进程中，由于变形层下过冷的Al基体（导热性好），使得变形层体积收缩受到了制约，产生拉应力，当拉应力超出材料的屈服极限时，微裂纹产生并进一步向四周扩展，金属铝基体具有高塑性，而碳化硅相具有高脆性，所以微裂纹往往形成于脆性非碳化硅相中。

图2（b）中显示，经过15次脉冲处理后，微裂纹进一步增加。微裂纹扩展恶化的合理解释如下：伴随脉冲次数进一步增加，材料表面所沉积的能量也在增加，这些沉积增加的能量会显著提升材料表面的拉应力。结合上述微裂纹的形成原因可知，拉应力提升会加速材料表面微裂纹的形成和发展。

图2 电子束改性后Al-SiC复合材料表面的微观组织

图2（c）看出材料表面仍然存在大量微裂纹，在局部区域存在少量的长裂纹。除却上述原因外，两个相邻的SiC相由于相同的热物理参数会连接在一起，提供了微裂纹拓展的空间，使得微裂纹容易在相邻脆性相中传播，形成穿晶裂纹，从而造成了长裂纹的形成。

(3)电子束处理前后Al-18SiC表面物相组成

图3给出了电子束处理前后Al-SiC材料表面的XRD衍射图。与原始样品相比，经过电子束轰击后，材料表面没有新的物相的生成，如3（a）所示。图3（b）是对图3（a）的局部放大图。结果表明，经过不同脉冲次数处理后，四个衍射峰都有不同程度地向高角度偏移的趋势，其中，5次脉冲时，偏移角度最大，15次、25次处理后，衍射峰偏移数值趋向稳定。Al衍射峰会向高角方向发生偏移，是重熔层中受到压应力的影响，使得晶面间距减小。

图3 不同脉冲次数电子束处理前后Al-SiC复合材料表面XRD衍射图

(4)电子束处理前后Al-SiC表面显微硬度

如图4所示，电子束辐照会提高材料表面铝基体显微硬度。随着脉冲次数的增加，显微硬度呈现迅速增加后趋向稳定趋势。材料表面显微硬度提高主要归咎以下三方面原因：

图4 电子束处理前后Al-SiC复合材料表面维氏显微硬度变化

第一，在脉冲电子束处理所诱发的快速加热和冷却作用下，SiC晶粒会产生弥散强化、第二相强化，对材料表面Al基体显微硬度的提高有明显贡献。

第二，部分SiC高温下分解固溶于铝晶格中形成过饱和铝固溶体，阻碍位错的滑移，形成过饱和固溶体的固溶强化作用，使得Al基体的显微硬度有所提升。

第三，电子束辐照诱导的应力场会使基体发生严重的塑性变形，形成局部的高密度位错区，位错运动时相互交割形成位错缠结，阻碍了后续的位错运动作用，从而提高了Al基体的硬度。综上所述，复合材料表面显微硬度提高原因主要归咎于弥散强化、第二相强化、位错强化以及固溶强化共同作用。

(5)电子束处理前后Al-SiC表面耐磨性能

图5（a）和（b）显示了电子束改性前后材料表面的摩擦系数和磨损量的变化图，从图5（a）可以看出，随着电子束脉冲次数的增加，材料表面的摩擦系数呈现显著的降低趋势。同时，图5（b）可以看出磨损量电子束改性后明显降低说明材料的表面耐磨性随着脉冲次数增加而明显增加。

图5 电子束处理前后Al-SiC复合材料表面耐磨性变化

关于电子束提高材料表面的耐磨性的报道也有很多相关研究，郝胜智等人[7]对YG8硬质合金进行电子束辐射后合金的耐磨性提高了19.1%，其原因归咎于电子束辐射YG8硬质合金表面后表面组织细化及弥散作用。况军等人[8]对电子束表面改性AZ31镁合金的耐磨耐蚀性能进行了研究，发现AZ31镁合金强流脉冲后，磨痕的宽度发生了明显的减小，从未处理前的922μm减少到处理后的658.67μm，磨损量从未处理前的33.192×10-6mm3减少到处理后的12.108×10-6mm3，他们把原因归咎于以下3点：

①电子束能使AZ31镁合金的表面产生淬火，使其表面发生固溶强化的作用，从而提高耐磨性；②由于电子束的快速加热及凝固的作用，AZ31镁合金的表面发生了晶粒细化的作用，从而提高表面的耐磨性；③电子束对AZ31镁合金的表面辐照后，AZ31镁合金的表面向外快速热膨胀受到惯性约束，会产生大量的残余应力，有利于提高AZ31镁合金的表面耐磨性。

3.结论

（1）SEM结果显示，电子束处理后，Al-SiC表面存在大量气孔。并且随着电子束脉冲次数增加，在表层形成了重熔层，材料表面的气孔被填充。

（2）XRD结果显示，电子束处理后，Al-SiC复合材料表面没有新相生成，另外，电子束处理后，Al衍射峰发生了明显的偏移现象，说明电子束处理后材料表面存在一定应力导致晶格发生畸变，从而引起Al衍射峰向高角方向移动。

（3）电子束处理后Al-SiC复合材料的表面维氏显微硬度得到提高，显微硬度值从未经电子束处理时的50.30HV下降到了70.12HV，随脉冲次数的增加，硬度呈现出先明显增加后趋向稳定趋势。

（4）电子束处理后，Al-SiC复合材料的表面耐磨性也得到显著提高，摩擦系数从未经电子束处理时的0.534下降到0.291，下降的幅度约为45.51%。同时，磨损量降低显著，从原始样品的2.66×10-3g/m降低到25次脉冲电子束处理后的0.83×10-3g/m，随着脉冲次数的增加，复合材料表面的耐磨系数及磨损量都降低。