魯 元，荊強(qiáng)征，龔 楠，李京京，贠 柯

（西安特種設(shè)備檢驗(yàn)檢測院，陜西 西安 710065）

擠壓鑄造法制備Al/AlN陶瓷基復(fù)合材料

魯 元，荊強(qiáng)征，龔 楠，李京京，贠 柯

（西安特種設(shè)備檢驗(yàn)檢測院，陜西 西安 710065）

通過碳熱還原法制備氣孔率可控的多孔氮化鋁預(yù)制體，利用擠壓鑄造工藝制備出Al/AlN陶瓷基復(fù)合材料。氮化鋁與鋁不發(fā)生化學(xué)反應(yīng)，避免了過度的界面反應(yīng)對(duì)復(fù)合材料性能的不利影響。隨著復(fù)合材料中鋁合金含量的增加，復(fù)合材料的彎曲強(qiáng)度和顯微硬度下降，斷裂韌性增加。鋁合金的斷裂模式是韌性撕裂，氮化鋁晶粒以穿晶斷裂為主。復(fù)合材料的增韌機(jī)制主要有裂紋橋聯(lián)增韌和微裂紋增韌。

擠壓鑄造；陶瓷基復(fù)合材料；裂紋橋聯(lián)增韌；微裂紋增韌

陶瓷基復(fù)合材料的陶瓷基體和金屬增韌相在材料的制備過程和使用環(huán)境中會(huì)發(fā)生潤濕、溶解和界面反應(yīng)等。特別是過度的界面反應(yīng)導(dǎo)致基體和增韌相之間形成強(qiáng)界面結(jié)合，嚴(yán)重危害復(fù)合材料的力學(xué)性能。例如，制備Al/SiC碳化硅基復(fù)合材料，不管采用擠壓鑄造、無壓浸滲、液態(tài)金屬攪拌等液態(tài)法，還是熱等靜壓、粉末冶金等固態(tài)法，都要在接近或超過鋁合金熔點(diǎn)的溫度下進(jìn)行。所以，熔融鋁合金液和碳化硅不可避免發(fā)生界面反應(yīng)，界面反應(yīng)產(chǎn)物Al4C3脆性相對(duì)復(fù)合材料的力學(xué)性能非常不利[1-3]。雖然有研究表明復(fù)合材料的界面層厚度存在臨界值。如果界面層厚度接近臨界值，復(fù)合材料的強(qiáng)度達(dá)到最高值；界面層厚度超過這個(gè)臨界值，復(fù)合材料的強(qiáng)度下降。但是實(shí)際情況中，因?yàn)槭艿街苽溥^程和使用環(huán)境的限制，復(fù)合材料的界面反應(yīng)很難實(shí)現(xiàn)有效控制。因此，通過尋找一種與陶瓷基體不發(fā)生界面反應(yīng)的金屬增韌相，有利于避免過量的界面反應(yīng)對(duì)復(fù)合材料力學(xué)性能的不利影響。本文選用鋁合金作為氮化鋁陶瓷基復(fù)合材料的增韌相，氮化鋁陶瓷具有高硬度、高熔點(diǎn)、耐熔耐磨、化學(xué)穩(wěn)定性好等特點(diǎn)。其中最重要的是氮化鋁與鋁不發(fā)生化學(xué)反應(yīng)，對(duì)熔融鋁液具有極好的耐侵蝕性，避免產(chǎn)生有害的界面反應(yīng)[4，5]。本文通過擠壓鑄造工藝制備了鋁合金增韌氮化鋁陶瓷基復(fù)合材料。擠壓鑄造法通過機(jī)械壓力使熔融鋁合金液強(qiáng)行進(jìn)入多孔氮化鋁預(yù)制體內(nèi)，壓力一直保持到凝固結(jié)束。施加的機(jī)械壓力不但能夠克服預(yù)制體內(nèi)的各種阻力，而且還能使熔融鋁合金液前沿的熱氣流排出型腔。提高了熔融鋁合金液對(duì)多孔氮化鋁預(yù)制體微小氣孔的填充能力，使壓鑄后的復(fù)合材料具有致密度高，力學(xué)性能優(yōu)異的特點(diǎn)。

1 試驗(yàn)過程

采用碳黑(D50=80nm)，Al2O3(D50=2．0μm)為原料，Y2O3為燒結(jié)助劑。AlN晶種為本實(shí)驗(yàn)室通過碳熱還原法自制，Al2O3和碳黑的摩爾比為1∶3，起始原料的配比如表1所示。使用的鋁合金為ZL104 (Mg：0．17-0．3，Si：8．0-10．5，Al：89．8-91．83)。配好的原料以在尼龍罐中濕磨48h，使粉料混合均勻。接著把混合好的漿料干燥后過40目篩，模壓成46mm×5mm×5mm的長條形試樣，放在涂有BN的石墨坩堝中，接著放入多功能爐(High multi-5000 )中進(jìn)行燒結(jié)。

表1 多孔氮化鋁預(yù)制體的原料配比Tab.1 Composition of the porous AlN preforms

擠壓浸滲過程中，放置好預(yù)制體后，擠壓裝置的溫度加熱至600℃，空氣爐中把鋁合金加熱至800℃。然后將熔化的鋁合金液緩慢倒入擠壓裝置中，通過液壓裝置給鋁合金液加壓。當(dāng)達(dá)到所需壓力后，保持壓力直到鋁液凝固，通過將鑄塊熱處理(T6熱處理工藝)后得到復(fù)合材料。

采用阿基米德法測試試樣的氣孔率，用三點(diǎn)彎曲法測彎曲強(qiáng)度和單邊切口梁法測斷裂韌性。用X-射線衍射儀(D/MAX-34)進(jìn)行物相分析，用掃描電鏡(JSM-35C)觀察試樣的顯微結(jié)構(gòu)，采用MH-5型顯微硬度測定儀對(duì)拋光處理后的試樣進(jìn)行顯微硬度測試。

2 結(jié)果與討論

本文利用碳熱還原法制備了氣孔率可控的多孔氮化鋁預(yù)制體，氣孔率分布范圍大(45%-23%)，基本實(shí)現(xiàn)了控制多孔氮化鋁預(yù)制體氣孔率的目的。碳熱還原反應(yīng)以Al2O3，碳黑，燒結(jié)助劑Y2O3和AlN晶種為原料，在氮?dú)庵刑紵徇€原反應(yīng)直接制備多孔氮化鋁[6]：

Al2O3+3C+N2→2AlN+3CO (1)

反應(yīng)過程中大量固態(tài)碳轉(zhuǎn)化成氣態(tài)放出，理論上有大約30%失重，原料成分對(duì)試樣失重，線性收縮率，氣孔率的影響如表2所示。隨著AlN晶種含量的增加，Al2O3和碳黑的含量降低，失重和線性收縮率逐漸降低。多孔陶瓷的氣孔率是由失重和線性收縮率這兩者綜合作用的結(jié)果。根據(jù)實(shí)驗(yàn)結(jié)果分析，失重對(duì)氣孔率的影響大于收縮率對(duì)氣孔率的影響。所以，隨著AlN晶種含量的逐漸增大，試樣氣孔率逐漸減小。因此，通過調(diào)整原料配比，可以實(shí)現(xiàn)氣孔率的粗略控制。

多孔氮化鋁預(yù)制體的顯微組織如圖1所示。制備的多孔氮化鋁幾乎都是由等軸狀A(yù)lN晶粒組成，氣孔均勻地分布在AlN晶粒周圍。隨著AlN晶種含量的增加，除了AlN晶粒排列更加緊密以外，晶粒的形狀和尺寸變化不大。圖2為鋁合金增韌氮化鋁陶瓷基復(fù)合材料試樣S3的相組成，最主要的相是AlN相、Al相和少量晶間相Al5Y3O12。晶間相Al5Y3O12是通過Y2O3和Al2O3反應(yīng)形成的：

XRD衍射圖譜中沒有發(fā)現(xiàn)Al相和AlN相反應(yīng)生成物的存在。AlN相與Al相沒有發(fā)生有害的界面反應(yīng)，對(duì)復(fù)合材料的力學(xué)性能非常有利。

不同鋁合金體積分?jǐn)?shù)的復(fù)合材料的力學(xué)性能如圖3所示。隨著鋁合金相含量的增加，復(fù)合材料的顯微硬度和彎曲強(qiáng)度減少，斷裂韌性增加[7]。因此，可以得出結(jié)論，隨著復(fù)合材料中鋁合金體積分?jǐn)?shù)的變化，力學(xué)性能的變化趨勢基本符合復(fù)合法則。細(xì)晶強(qiáng)化和位錯(cuò)密度增加等強(qiáng)化因素有利于增加彎曲強(qiáng)度，但是存在的閉氣孔等缺陷不利于復(fù)合材料的力學(xué)性能。同時(shí)界面結(jié)合強(qiáng)度對(duì)復(fù)合材料強(qiáng)度也有很大影響，復(fù)合材料力學(xué)性能的影響因素比較復(fù)雜。因此，單純依靠復(fù)合法則很難對(duì)復(fù)合材料的力學(xué)性能作出精確的預(yù)測。此外，通過調(diào)整復(fù)合材料的鋁合金體積分?jǐn)?shù)，可以得到滿足大致不同強(qiáng)度和韌性組合的鋁合金增韌氮化鋁陶瓷基復(fù)合材料。

表2 多孔氮化鋁預(yù)制體的燒結(jié)性能Tab.2 Sintering behavior of porous AlN preforms

圖1 多孔氮化鋁預(yù)制體的顯微組織 (a) S1, (b) S3, (c) S5Fig.1 The SEM images of the fracture morphologies of the porous AlN preforms

圖2 復(fù)合材料S3的相組成Fig.2 The XRD pattern of the composite S3

擠壓鑄造過程中，施加的機(jī)械壓力能夠克服預(yù)制體內(nèi)的各種阻力，保證了熔融鋁合金液對(duì)預(yù)制體微小氣孔的充分填充。所以與其它制備方法相比，擠壓鑄造工藝制備的復(fù)合材料相對(duì)密度非常高。因此，也保證了復(fù)合材料優(yōu)良的力學(xué)性能。不同鋁合金體積分?jǐn)?shù)的復(fù)合材料的顯微組織如圖4所示，可以觀察到鋁合金的斷裂模式是韌性撕裂，氮化鋁晶粒以穿晶斷裂為主。因?yàn)槎嗫椎X預(yù)制體由細(xì)小的等軸狀A(yù)lN晶粒組成，分布均勻，沒有團(tuán)聚，氣孔分布均勻，復(fù)合材料的增韌相Al相填充了AlN晶粒間的孔隙，形成雙連續(xù)結(jié)構(gòu)，這種微觀組織導(dǎo)致優(yōu)異的力學(xué)性能。

復(fù)合材料的鋁合金的斷裂模式是韌性斷裂，斷裂過程中會(huì)出現(xiàn)局部拉伸變形，基體上會(huì)形成一些韌窩和韌脊。隨著鋁合金比例增加，鋁合金斷裂時(shí)形成的韌窩和韌脊也逐漸增加。鋁合金增韌相對(duì)復(fù)合材料的增韌作用可以通過裂紋橋聯(lián)和微裂紋增韌進(jìn)行解釋。

圖3 不同鋁合金體積分?jǐn)?shù)的復(fù)合材料的力學(xué)性能Fig.3 (a) The Vickers hardness of the composites; (b) The fl exural strength of the composites;( c) The fracture toughness of the composites with different volume percentages of Al

圖4 復(fù)合材料的顯微組織 (a) S1, (b) S3, (c) S5Fig. 4 The SEM images of the fracture morphologies of the composites

當(dāng)裂紋擴(kuò)展到氮化鋁陶瓷/鋁合金金屬界面時(shí)，由于延性鋁合金金屬顆粒和脆性氮化鋁陶瓷基體的變形能力不同， 引起局部鈍化。某些裂紋段被拉長的鋁合金金屬顆粒橋聯(lián)，延性金屬顆粒發(fā)生變形有助于降低裂紋尖端的應(yīng)力集中，通過鋁合金金屬顆粒應(yīng)變消耗斷裂能量[8，9]。圖4(b)中標(biāo)注的A區(qū)域分別是典型的裂紋橋聯(lián)增韌。

因?yàn)殇X合金增韌相和氮化鋁基體的熱膨脹系數(shù)相差很大 (氮化鈦的熱膨脹系數(shù)為7．4×10-6/℃，鋁合金的熱膨脹系數(shù)為21．7×10-6/℃)，所以，冷卻過程中，鋁合金增韌相中容易產(chǎn)生殘余應(yīng)力和殘余應(yīng)變場。當(dāng)主裂紋在鋁合金增韌相中擴(kuò)展時(shí)，主裂紋與殘余應(yīng)變場產(chǎn)生相互作用，導(dǎo)致主裂紋附近的基體中產(chǎn)生一些細(xì)小的閉合微裂紋。微裂紋在殘余應(yīng)力作用下導(dǎo)致主裂紋尖端鈍化和周圍應(yīng)力分散，緩解主裂紋尖端的斷裂能量，起到增韌作用[10]。圖4(b)中標(biāo)注的B區(qū)域分別是典型的微裂紋增韌。

3 結(jié) 論

(1)通過碳熱還原制備氣孔率可控的多孔氮化鋁預(yù)制體。隨著AlN晶種含量的增加，試樣的氣孔率逐漸降低。陶瓷基體和金屬增韌相比例的變化對(duì)復(fù)合材料力學(xué)性能的影響基本符合復(fù)合法則。

(2)鋁合金的斷裂模式是韌性撕裂，氮化鋁晶粒以穿晶斷裂為主。復(fù)合材料的增韌機(jī)制有：裂紋橋聯(lián)、微裂紋增韌。

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Squeeze Casting of Al/AlN Ceramic Matrix Composites

LU Yuan，JING Qiangzheng，GONG Nan，LI Jingjing ,YUN Ke
(Xi’an Special Equipment Inspection Institute, Xi'an, Shaanxi 710065)

The Al/AlN ceramic matrix composites were fabricated through the squeeze casting of porous AlN preforms with varied porosities obtained by carbothermal reduction. The avoiding of excessive interface reaction between AlN and Al was benef i cial to the mechanical properties of the composites. With an increase in the Al content of the composites, the Vickers hardness and the fl exural strength decreased, and the fracture toughness increased. The Al ligament failed by ductile rupture and the AlN grains failed by transgranular fracture. The toughening mechanism of the composites mainly consisted in crack bridging and microcrack toughening.

squeeze casting; ceramic matrix composites; crack bridging; microcrack toughening

TQ174.75

A

：1006-2874(2014)01-0005-04

2013-10-31 Received date: 2013-10-31

中國博士后科學(xué)基金第54批面上資助(編號(hào)：2013M542383)；Correspondent author: LU Yuan, Doctor陜西省質(zhì)量技術(shù)監(jiān)督系統(tǒng)科研項(xiàng)目(編號(hào)：2013KY02)E-mail: luyuan19801104@163.com

魯 元，博士