熊俊杰，閆 洪

(南昌大學(xué) 機(jī)電工程學(xué)院，南昌330031)

Al-Ti體系原位合成Al3Ti/ADC12復(fù)合材料

熊俊杰，閆 洪

(南昌大學(xué) 機(jī)電工程學(xué)院，南昌330031)

在超聲場(chǎng)下，以Al-Ti為反應(yīng)體系，采用熔體直接反應(yīng)法原位合成Al3Ti/ADC12復(fù)合材料。研究Ti加入量、超聲時(shí)間以及功率對(duì)復(fù)合材料的顯微組織和力學(xué)性能的影響。結(jié)果表明:隨著超聲功率的逐漸增加，Al3Ti顆粒尺寸變得愈加細(xì)小，分布也變得更為均勻；并且Ti的加入能夠細(xì)化基體組織中的α-Al相，使其由原來的粗大樹枝狀逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)榧?xì)小枝晶狀、薔薇狀甚至近球狀。然而，隨著超聲時(shí)間的增加，超聲效果會(huì)出現(xiàn)先加強(qiáng)后減弱的趨勢(shì)。Al3Ti/ADC12復(fù)合材料的力學(xué)性能變化趨勢(shì)與其組織變化趨勢(shì)相一致，當(dāng)Ti添加量為3%(質(zhì)量分?jǐn)?shù))、超聲功率為1.5kW、超聲頻率為20kHz、超聲時(shí)間為6min時(shí)，其綜合性能較好，抗拉強(qiáng)度達(dá)到247.34MPa,伸長率達(dá)到2.31%，比未施加超聲的復(fù)合材料分別提高了21.3%和50.0%。

超聲；原位合成；Al3Ti/ADC12；微觀組織；力學(xué)性能

利用原位合成法來制備鋁基復(fù)合材料已成為諸多學(xué)者研究的熱點(diǎn)之一[1-5]。而復(fù)合材料凝固組織中增強(qiáng)相的形貌、尺寸、分布狀況對(duì)材料性能均有較大的影響，所以如何在鋁合金基體中獲得細(xì)小、均勻分布的增強(qiáng)顆粒及良好的微觀組織對(duì)提高復(fù)合材料的力學(xué)性能至關(guān)重要。未經(jīng)超聲處理制備的復(fù)合材料組織粗大、顆粒分散性差、尺寸較大，而高能超聲作為一種熔體處理工藝，可以起到均勻化組織、細(xì)化晶粒的作用[6,7]。因此，如何有效地將鑄造工藝與超聲技術(shù)相結(jié)合來制備性能較好的復(fù)合材料已成為一大研究熱點(diǎn)。Zhang等[8]采用超聲原位合成了TiB2/Al-30Si復(fù)合材料，結(jié)果表明，合成的TiB2顆粒尺寸約為0.1～1.5μm，形貌為圓形或四邊形，且隨著超聲功率的逐漸增加，復(fù)合材料的硬度和磨損性能也得到明顯提高，當(dāng)施加1.2kW的超聲功率時(shí)，復(fù)合材料的硬度達(dá)到基體合金的1.3倍。Liu等[9]以純鋁和鈦粉為原料，在較低溫度下超聲原位反應(yīng)制備Al3Ti/Al復(fù)合材料，獲得的Al3Ti增強(qiáng)相呈小塊狀，平均尺寸約為5μm。Chen等[10]以Al-K2ZrF6-Na2B4O7為反應(yīng)體系，采用高能超聲與原位技術(shù)相結(jié)合的方法制備了Al2O3(p)/Al納米復(fù)合材料,研究發(fā)現(xiàn)，經(jīng)超聲獲得的Al2O3顆粒為近球形，尺寸為20～100nm，在基體中分布也較為均勻，且隨著超聲功率的增大，顆粒的收得率呈現(xiàn)出先增大后減小的變化規(guī)律。本工作以Al-Ti為反應(yīng)體系，在ADC12鋁合金中添加冰晶石和鈦粉的備用混合粉末，原位合成了Al3Ti/ADC12鋁基復(fù)合材料，研究超聲功率、超聲時(shí)間、Ti的添加量對(duì)顆粒相、材料顯微組織及力學(xué)性能的影響。

1 實(shí)驗(yàn)材料與方法

實(shí)驗(yàn)材料為ADC12鋁合金，其化學(xué)成分如表1所示。冰晶石粉，分子式為Na3AlF6(純度≥99%)，粒度為200目；鈦粉，(Ti純度≥99%)，粒度為300目。實(shí)驗(yàn)所用的超聲裝置主要由電阻爐、超聲儀、冷卻循環(huán)系統(tǒng)及溫度控制系統(tǒng)組成。復(fù)合材料的制備工藝：將冰晶石粉與鈦粉按1∶1的質(zhì)量比均勻混合，烘干備用；將ADC12鋁合金放入石墨坩堝內(nèi)過熱至820℃，再將超聲變幅桿探頭先搖入熔煉爐中預(yù)熱5～10min，然后置于熔體中，對(duì)熔體施加間歇超聲，每次超聲間隔時(shí)間為1.5s，釋放時(shí)間為2.5s，超聲功率為0，0.5，1.0，1.5kW，超聲時(shí)間為3，6，9min，超聲頻率為20kHz，超聲的同時(shí)每隔一段時(shí)間用鐘罩將鋁箔包覆的一定量的備用混合粉末(Ti粉的加入量占ADC12熔體質(zhì)量的1%，3%，5%，6%)分批壓入熔體，邊超聲邊用石墨棒攪拌，超聲結(jié)束后立即澆入預(yù)熱金屬模具內(nèi)，待冷卻后取樣。從鑄錠中部取樣，金相試樣使用體積分?jǐn)?shù)為0.5%的HF酸溶液進(jìn)行腐蝕。利用PMG-3金相顯微鏡來觀察組織；用X射線衍射儀及帶有能譜儀(EDS)的Quanta 200型掃描電鏡對(duì)材料進(jìn)行物相、微觀組織結(jié)構(gòu)、原位拉伸實(shí)驗(yàn)觀察分析；拉伸實(shí)驗(yàn)則在CSS44200型拉伸試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行，拉伸速率為1mm·min-1，相同參數(shù)的拉伸數(shù)據(jù)取3根試樣的平均值。

表1 ADC12鋁合金的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)Table 1 Chemical compositions of ADC12 aluminum alloy (mass fraction/%)

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 物相分析

圖1為基體和復(fù)合材料的XRD結(jié)果分析?？芍?，基體材料中主要存在的相為α-Al相、Si相以及CuAl2相，而復(fù)合材料中除了上述相之外還出現(xiàn)了Al3Ti相的峰。由此可見，復(fù)合材料中的增強(qiáng)相可能為Al3Ti。圖2是在0.5kW的超聲功率下獲得的復(fù)合材料中增強(qiáng)顆粒的掃描電鏡及能譜分析。由圖2(a)可知，原位生成的增強(qiáng)顆粒形貌為塊狀，尺寸較為細(xì)小，結(jié)合圖2(b)可知，該顆粒含元素Al，Si和Ti，Al和Ti的原子比約為3∶1，由此可證實(shí)，Al-Ti體系原位反應(yīng)合成了Al3Ti/ADC12鋁基復(fù)合材料。當(dāng)加入鈦粉(Ti)和冰晶石(Na3AlF6)的備用混合粉末時(shí)，熔體中發(fā)生的主要化學(xué)反應(yīng)有：3Al+Ti=Al3Ti，2Na3AlF6+Al2O3=3Na2O+4Al+6F2↑。冰晶石的

加入主要有兩個(gè)作用：一方面，它與鈦粉的均勻混合加大反應(yīng)物的體積，從而增加鈦粉與鋁液的接觸面積，相對(duì)改善了混合物在熔體中的均勻分散性，使反應(yīng)更充分；另一方面，它還能消除鋁液表面因氧化產(chǎn)生的氧化鋁薄膜，增加熔體的流動(dòng)性，從而加快原位反應(yīng)的進(jìn)程。

圖1 基體和復(fù)合材料的XRD分析Fig.1 XRD analysis of the matrix and composites

圖2 復(fù)合材料中增強(qiáng)顆粒的SEM像(a)及EDS分析(b)Fig.2 SEM image(a) and EDS analysis(b) of reinforced particles in the composites

2.2 超聲對(duì)原位Al3Ti/ADC12鋁基復(fù)合材料中顆粒相的影響

2.2.1 超聲功率對(duì)復(fù)合材料中增強(qiáng)顆粒Al3Ti相的影響

圖3為超聲時(shí)間為6min、Ti加入量為3%時(shí)，超聲功率對(duì)Al3Ti相的影響。從圖3(a)可知，未施加超聲時(shí)，復(fù)合材料中的Al3Ti顆粒形貌為大塊狀，團(tuán)聚現(xiàn)象較為嚴(yán)重，尺寸粗大。當(dāng)施加0.5kW的功率超聲后，Al3Ti增強(qiáng)相團(tuán)聚現(xiàn)象明顯減輕，顆粒開始慢慢變得分散開來，平均尺寸有所減小，見圖3(b)。當(dāng)超聲功率進(jìn)一步增大到1.0kW時(shí)，Al3Ti相的尺寸進(jìn)一步得到細(xì)化，分布也較為均勻，顆粒收得率增加，見圖3(c)。當(dāng)超聲功率為1.5kW時(shí)，復(fù)合材料中的顆粒體積分?jǐn)?shù)明顯增加，尺寸變得更加細(xì)小，平均約為1.9μm，分布也更為均勻，見圖3(d)。

圖3 超聲功率對(duì)Al3Ti相的影響 (a)0kW；(b)0.5kW；(c)1.0kW；(d)1.5kWFig.3 Effect of ultrasonic power on the phase of Al3Ti(a)0kW；(b)0.5kW；(c)1.0kW；(d)1.5kW

2.2.2 超聲時(shí)間對(duì)復(fù)合材料中增強(qiáng)顆粒Al3Ti相的影響

圖4為超聲功率為1.5kW、添加3%Ti時(shí)，超聲時(shí)間對(duì)Al3Ti相的影響?？梢钥闯?當(dāng)超聲時(shí)間為3min時(shí)，有少量較大尺寸的Al3Ti顆粒，總體來說，顆粒尺寸開始有變小的趨勢(shì)；超聲時(shí)間為6min時(shí)效果較好，顆粒平均尺寸較小，個(gè)數(shù)也明顯增加，在基體內(nèi)分布也更為均勻；但當(dāng)超聲時(shí)間增大到9min時(shí)，又有少量尺寸較大的Al3Ti顆粒出現(xiàn)，顆粒數(shù)量也有所減少，超聲細(xì)化作用有所減弱。

2.3 Ti加入量對(duì)復(fù)合材料中增強(qiáng)顆粒Al3Ti相的影響

圖5為超聲時(shí)間為6min、超聲功率為1.0kW時(shí)，Ti加入量對(duì)Al3Ti相的影響。可以看出，隨著Ti添加量的逐步增加，復(fù)合材料中的Al3Ti顆粒收得率雖然有所增加，但顆粒逐漸開始黏結(jié)、長大，當(dāng)添加6%Ti時(shí)，增強(qiáng)相的團(tuán)聚現(xiàn)象非常明顯，顆粒平均尺寸較大，分布也不均勻。

圖4 超聲時(shí)間對(duì)Al3Ti相的影響 (a)3min；(b)6min；(c)9minFig.4 Effect of ultrasonic time on the phase of Al3Ti (a)3min；(b)6min；(c)9min

圖5 Ti加入量對(duì)Al3Ti相的影響 (a)1%Ti；(b)3%Ti；(c)5%Ti；(d)6%TiFig.5 Effect of Ti addition on the phase of Al3Ti(a)1%Ti；(b)3%Ti；(c)5%Ti；(d)6%Ti

2.4 Ti對(duì)基體組織中α-Al相的影響

圖6是基體和復(fù)合材料的鑄態(tài)顯微組織。復(fù)合材料中Ti的加入量占ADC12熔體質(zhì)量的3%，圖6(b)和圖6(c)分別是未施加超聲和施加超聲后(超聲功率為1.5kW，超聲時(shí)間為6min)所得復(fù)合材料的組織，組織中白色的為α-Al相?？梢钥闯?，基體組織中的α-Al相枝晶發(fā)達(dá)，呈粗大樹枝狀，尺寸較大，晶粒輪廓也不清晰(圖6(a))；未施加超聲所得復(fù)合材料組織中，α-Al相粗大樹枝狀枝晶已變?yōu)榧?xì)小枝晶狀、薔薇狀，晶粒輪廓變得清晰(圖6(b))；而施加超聲所得復(fù)合材料組織中，α-Al相形貌變?yōu)榱思?xì)小薔薇狀，甚至近球狀，晶粒輪廓變得愈加清晰，平均尺寸也變得更加細(xì)小(圖6(c))。

根據(jù)Bramfitt[11]提出來的平面錯(cuò)配度公式即可計(jì)算Al3Ti和Al兩者之間的錯(cuò)配度。錯(cuò)配度計(jì)算公式：

(1)

式中:(hkl)n是結(jié)晶相的低指數(shù)面；(hkl)s是襯底的低指數(shù)面；[uvw]s是指在(hkl)s面內(nèi)的低指數(shù)面方向；[uvw]n是指在(hkl)n面內(nèi)的低指數(shù)面方向；d[uvw]n是指沿[uvw]n方向的原子間距；d[uvw]s是指沿[uvw]s方向的原子間距；θ為[uvw]s與[uvw]n的夾角。

圖6 基體和復(fù)合材料的顯微組織 (a)基體；(b)3%Ti-0kW；(c)3%Ti-1.5kW-6minFig.6 Microstructures of the matrix and composites(a)matrix；(b)3%Ti-0kW；(c)3%Ti-1.5kW-6min

由物相分析可知，Al為面心立方結(jié)構(gòu)，其晶格常數(shù)a=0.4050nm，Al3Ti相為四方結(jié)構(gòu)，即D022結(jié)構(gòu)[12]，其晶格常數(shù)a=b=0.3851nm，c=0.8611nm，選取Al的(100)面作為低指數(shù)面來匹配Al3Ti的結(jié)晶面，利用晶體學(xué)關(guān)系來匹配兩者之間的平面錯(cuò)配度(表2)。將表2中的錯(cuò)配度參數(shù)代入公式(1)可得(100)Al和(001)Al3Ti兩者之間的平面錯(cuò)配度數(shù)值為4.913%。

表2 平面錯(cuò)配度參數(shù)Table 2 Parameters for the plane degree of mismatch

Bramfitt研究可知[11]，當(dāng)δ≤6%時(shí)，襯底作為非均質(zhì)形核核心的能力很強(qiáng)，因本工作中δ=4.913%，小于6%，故Al3Ti相極易成為α-Al相的異質(zhì)形核核心，所以復(fù)合材料組織中的α-Al相較基體而言得到了明顯的細(xì)化。而施加超聲后，復(fù)合材料中的Al3Ti相變得細(xì)小均勻，顆粒收得率也有了一定程度增加，其作為α-Al相的非均質(zhì)形核能力也變強(qiáng)了，與此同時(shí)，超聲所產(chǎn)生的高壓沖擊波打斷粗大的枝晶狀α-Al相，因此其組織能夠得到進(jìn)一步的細(xì)化。

2.5 超聲對(duì)原位Al3Ti/ADC12鋁基復(fù)合材料力學(xué)性能的影響

2.5.1 原位Al3Ti/ADC12鋁基復(fù)合材料的力學(xué)性能

表3為基體ADC12及Al3Ti/ADC12鋁基復(fù)合材料的力學(xué)性能。其中，在相同條件下均列舉了3根試樣的拉伸數(shù)值?？芍谖闯暤臈l件下，向基體合金中添加3%Ti后材料的平均抗拉強(qiáng)度達(dá)到203.91MPa，比基體提高了11.0%，而此時(shí)復(fù)合材料的平均伸長率僅為1.54%，比基體降低了32.5%，可見原位合成的Al3Ti相增加了復(fù)合材料的脆性。

圖7更直觀地對(duì)比了超聲處理對(duì)復(fù)合材料力學(xué)性能的影響。從圖7(a)中可以看出，當(dāng)固定Ti的添加量為3%、超聲時(shí)間為6min時(shí)，在一定范圍內(nèi)，隨著超聲功率的增加，復(fù)合材料的抗拉強(qiáng)度和伸長率逐漸增加，當(dāng)超聲功率為1.5kW時(shí)，復(fù)合材料的抗拉強(qiáng)度和伸長率分別達(dá)到247.34MPa和2.31%，比未施加超聲的復(fù)合材料分別提高了21.3%和50%。從圖7(b)中可以看出，當(dāng)固定超聲功率為1.0kW、超聲時(shí)間為6min時(shí)，在一定范圍內(nèi)，隨著Ti含量的逐漸增加，復(fù)合材料的抗拉強(qiáng)度逐漸增加，而伸長率卻呈下降的趨勢(shì)。從圖7(c)中可以看出，當(dāng)固定Ti的添加量為3%、超聲功率為1.5kW時(shí)，在一定范圍內(nèi)，復(fù)合材料的抗拉強(qiáng)度和伸長率隨著超聲時(shí)間的延長均出現(xiàn)先增加后減小的趨勢(shì)，當(dāng)超聲時(shí)間為6min時(shí)，超聲效果較佳。

優(yōu)良的力學(xué)性能與良好的組織存在密切的聯(lián)系。當(dāng)鑄件受力時(shí)，原位合成的增強(qiáng)顆粒能形成一定數(shù)量的位錯(cuò)和空穴，增強(qiáng)了阻礙滑移的能力，從而使其抗拉強(qiáng)度增加。而當(dāng)增強(qiáng)相粗大或與基體的結(jié)合性不緊密時(shí)，其界面就容易產(chǎn)生應(yīng)力集中，率先脫粘、開裂，發(fā)生脆性斷裂，塑性下降。而經(jīng)超聲處理后，復(fù)合材料組織中的Al3Ti顆粒相得到細(xì)化，分布也變得均勻，增強(qiáng)相與基體的結(jié)合也變得更為協(xié)調(diào)、緊密，不容易產(chǎn)生裂紋，位錯(cuò)密度也相應(yīng)增加，其抗拉強(qiáng)度也有一定程度的增加。而原位合成的細(xì)小Al3Ti顆粒又能更好地成為α-Al相的異質(zhì)形核核心，超聲還能使材料的α-Al相和Si相得到一定程度的細(xì)化，所以在適宜參數(shù)的超聲作用下，復(fù)合材料的綜合性能較好。

表3 基體ADC12及Al3Ti/ADC12鋁基復(fù)合材料的力學(xué)性能Table 3 Mechanical properties of the matrix ADC12 and Al3Ti/ADC12 composites

圖7 超聲處理對(duì)Al3Ti/ADC12復(fù)合材料力學(xué)性能的影響(a)超聲功率;(b)Ti添加量;(c)超聲時(shí)間Fig.7 Effect of ultrasonic treating on the mechanical properties of Al3Ti/ADC12 composites(a)ultrasonic power;(b)Ti addition; (c)ultrasonic time

2.5.2 原位Al3Ti/ADC12鋁基復(fù)合材料斷口形貌

圖8是未超聲和超聲兩種情況下復(fù)合材料的斷口SEM像。未施加超聲時(shí)，整個(gè)拉伸斷口上分布著較多不規(guī)則的脆性平坦區(qū)，撕裂棱為長條狀，局部疏密程度相差較大，韌窩特征也不明顯，其斷裂方式表現(xiàn)為明顯的解理斷裂，因此材料的塑性較低(圖8(a))。而經(jīng)1.5kW功率超聲6min后，斷口上的解理面減少，幾乎看不到大的脆性平坦區(qū)，撕裂棱也變得細(xì)小均勻，韌性斷裂特征較為明顯，韌窩數(shù)量增多，其形貌變小、變深，分布也較為均勻，較大程度地提高了材料的力學(xué)性能(圖8(b))。表明超聲前后復(fù)合材料的室溫拉伸斷口形貌分析結(jié)果與其力學(xué)性能變化趨勢(shì)是一致的。

2.6 高能超聲對(duì)原位Al3Ti/ADC12鋁基復(fù)合材料的作用機(jī)理分析

高能超聲在熔體中的主要作用有溫度效應(yīng)、氣蝕作用、除氣作用、分散作用，而產(chǎn)生的非線性效應(yīng)主要有聲空化效應(yīng)和聲流效應(yīng)。超聲所引起的聲空化作用能夠形成空化泡，在熔體內(nèi)空化泡經(jīng)過膨脹、收縮和破滅時(shí)會(huì)產(chǎn)生103～104K的瞬時(shí)高溫和108～109Pa的瞬時(shí)高壓[13]，在此過程中形成強(qiáng)烈的高壓沖擊波和熔體內(nèi)局部的微流，同時(shí)伴隨有液體的射流，所以聲空化在破碎晶粒、促進(jìn)形核和破壞邊界層等方面具有十分重要的作用。而超聲聲流引起的對(duì)流速度可以達(dá)到由于流體熱引起的對(duì)流速度的101～103倍[14]，所以，聲流能對(duì)熔體溫度場(chǎng)和溶質(zhì)場(chǎng)起到有效均化效果，加速了熔體內(nèi)部傳熱和傳質(zhì)，從而促進(jìn)熔體內(nèi)晶粒的分散。在本實(shí)驗(yàn)中，對(duì)熔體施加超聲作用，聲空化將導(dǎo)致熔體的微觀流動(dòng)，聲流將導(dǎo)致熔體的宏觀流動(dòng)，在兩者的共同作用下，Ti原子能快速均勻地分散到熔體中，同時(shí)能為Al原子和Ti原子的原位結(jié)合提供均勻的溫度場(chǎng)，有效促進(jìn)了Al3Ti顆粒相的均質(zhì)形核，而細(xì)小且均勻分布的Al3Ti新相又能更好地成為后期凝固的α-Al相的非均質(zhì)形核核心，從而有效地促進(jìn)了晶粒的細(xì)化。

另外，由空化效應(yīng)產(chǎn)生的空化泡的長大會(huì)吸收周圍熔體的能量，致使空化泡表面區(qū)域產(chǎn)生過冷，從而進(jìn)一步促使大量晶核的產(chǎn)生。當(dāng)超聲空化泡崩潰時(shí)，其周圍的熔體就會(huì)流進(jìn)去進(jìn)行補(bǔ)充，此時(shí)由于流動(dòng)液體的動(dòng)量會(huì)產(chǎn)生較高的壓力。Clausius-Clapeyron方程[15]為：

(2)

式中：P為壓力；Tp為熔點(diǎn)；L0為熔化潛熱；T0為105Pa下的熔點(diǎn)溫度；VL-VS為體積的改變量。由式(2)可知，當(dāng)壓力增加到一定程度時(shí)，會(huì)導(dǎo)致金屬熔液熔點(diǎn)的提高，若液體的溫度保持一定，該局部區(qū)域的過冷度就會(huì)增大，其平衡凝固點(diǎn)就會(huì)降低，從而促進(jìn)熔液中細(xì)小晶核的析出，細(xì)化晶粒。

此外，由于超聲空化效應(yīng)產(chǎn)生的沖擊波能有效地對(duì)最先形成的相對(duì)較大的Al-Ti原子團(tuán)形成沖擊，并最終使其破碎，尺寸變小，而大量的Ti原子能掙脫Al-Ti相鍵能的束縛，在聲流的攪拌作用下不斷擴(kuò)散至整個(gè)熔體，形成尺寸較小、分散較均勻的Al-Ti原子團(tuán)，因此合成的Al3Ti顆粒相也更為細(xì)小分散。故對(duì)熔體施加相同頻率的超聲時(shí)，若固定Ti的添加量、超聲時(shí)間不變，當(dāng)超聲功率較小時(shí)，超聲空化作用和聲流效應(yīng)不明顯，原位合成的Al3Ti顆粒很容易長大而出現(xiàn)團(tuán)聚現(xiàn)象，在一定范圍內(nèi)，當(dāng)超聲功率足夠大時(shí)，超聲空化作用及聲流效應(yīng)較強(qiáng)烈，能有效抑制大尺寸Al3Ti相的生成，使其變得細(xì)小，在超聲聲流的作用下其分布也變得更為均勻。若固定超聲功率、超聲時(shí)間不變，當(dāng)Ti的添加量較少時(shí)，Al3Ti相的顆粒尺寸較小，不會(huì)出現(xiàn)長大和團(tuán)聚現(xiàn)象，當(dāng)Ti的加入量過高時(shí)，大量的Ti原子存在于熔體內(nèi)，超聲波作用形成的小原子團(tuán)長大的速率大于超聲波破碎的速率，原子團(tuán)則會(huì)進(jìn)一步長大，進(jìn)而黏結(jié)、團(tuán)聚在一起。若固定超聲功率、Ti的添加量不變，隨著超聲時(shí)間的增加，超聲空化作用和聲流效應(yīng)會(huì)不斷疊加，所以細(xì)化晶粒作用就越明顯，但當(dāng)超聲時(shí)間超過一定的值后，超聲效果反而會(huì)變?nèi)?。顆粒半徑r與顆粒表面溶質(zhì)濃度C的關(guān)系式[16]：

(3)

式中：C∞為顆粒半徑無窮大時(shí)的表面濃度；γ為界面能；Ω為摩爾體積；T為熱力學(xué)溫度?？芍?，當(dāng)r減小時(shí)，C值增大，即小顆粒表面的溶質(zhì)濃度比大顆粒表面的溶質(zhì)濃度要大，在一定濃度差的推動(dòng)下，溶質(zhì)原子Ti會(huì)從小顆粒向大顆粒擴(kuò)散，顆粒半徑越小，推動(dòng)力就越大，從而使大顆粒長大速率增加。所以當(dāng)超聲時(shí)間增加到一定程度，顆粒半徑也小到一定程度，大顆粒長大速率增至大于超聲破碎速率時(shí)，超聲細(xì)化作用則會(huì)有所減弱，少部分顆粒就會(huì)出現(xiàn)長大的現(xiàn)象。

圖8 復(fù)合材料的斷口SEM像 (a)3%Ti-0kW;(b)3%Ti-1.5kW-6minFig.8 SEM images of the fracture surfaces of composites (a)3%Ti-0kW;(b)3%Ti-1.5kW-6min

3 結(jié)論

(1) 若保持超聲時(shí)間、超聲頻率及Ti的添加量不變，在一定范圍內(nèi)，隨著超聲功率的增加，Al3Ti顆粒尺寸變得愈加細(xì)小，分布也更為均勻；若保持超聲功率、超聲時(shí)間及超聲頻率不變，隨著Ti含量的逐漸增加，Al3Ti顆粒會(huì)出現(xiàn)團(tuán)聚和長大的現(xiàn)象；若保持超聲功率、超聲頻率不變，隨著超聲時(shí)間的增加，超聲效果會(huì)出現(xiàn)先加強(qiáng)后減弱的趨勢(shì)。

(2) 復(fù)合材料力學(xué)性能的變化趨勢(shì)與其組織變化趨勢(shì)相一致，當(dāng)Ti添加量為3%、超聲功率為1.5kW、超聲頻率為20kHz、超聲時(shí)間為6min時(shí)，其綜合性能較好，抗拉強(qiáng)度達(dá)到247.34MPa，伸長率達(dá)到2.31%，比未施加超聲的復(fù)合材料分別提高了21.3%和50.0%。

(3) Ti的加入能夠細(xì)化基體組織中的α-Al相，使其由原來的粗大樹枝狀逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)榧?xì)小枝晶狀、薔薇狀甚至近球狀。

[1] DYZIA M,SLEZIONA J.Aluminium matrix composites reinforced with AlN particles formed byinsitureaction[J].Archives of Materials Science and Engineering,2008,31(1):17-20.

[2] CHEN T J,LI J,HAO Y.Microstructures and corrosion properties of castinginsituAl3Ti-Al composites[J].Rare Metals,2010,29(1):78-85.

[3] 許辰蘇,吳潔瓊,章鵬,等.攪拌摩擦加工對(duì)原位TiB2/7075復(fù)合材料性能的影響[J].材料研究學(xué)報(bào),2013,27(2):197-201.

XU C S,WU J Q,ZHANG P,et al.Effect of friction stir processing on properties ofinsituTiB2/7075 composite[J].Chinese Journal of Materials Research,2013,27(2):197-201.

[4] 閆洪,張發(fā)云.顆粒增強(qiáng)復(fù)合材料制備與觸變塑性成形[M].北京：國防工業(yè)出版社,2013.

YAN H,ZHANG F Y.Synthesis of Particulate Reinforced Composites and Thixotropic Plastic Forming[M].Beijing：National Defense Industry Press,2013.

[5] 龍偉民，路全彬，何鵬，等.釬焊過程原位合成Al-Si-Cu合金及接頭性能[J].材料工程，2016，44(6)：17-23

LONG W M,LU Q B,HE P,et al.InSitusynthesis of Al-Si-Cu alloy during brazing process and mechanical property of brazing joint[J].Journal of Materials and Engineering,2016,44(6):17-23.

[6] DAS A,KOTADIA H R.Effect of high-intensity ultrasonic irradiation on the modification of solidification microstructure in a Si-rich hypoeutectic Al-Si alloy[J].Materials Chemistry and Physics,2011,125(3):853-859.

[7] 周小亮,陳剛,季鵬飛,等.原位Al2O3顆粒增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料的高能超聲制備及性能研究[J].功能材料,2014,6(45):06131-06135.

ZHOU X L,CHEN G,JI P F,et al.Study on the ultrasonic fabrication and property ofinsituAl2O3particle reinforced aluminum matrix composites[J].Journal of Functional Materials,2014,6(45):06131-06135.

[8] ZHANG S L,DONG X W,ZHAO Y T,et al.Preparation and wear properties of TiB2/Al-30Si compositesviain-situmelt reactions under high-energy ultrasonic field[J].Transactions of Nonferrous Metals Society of China,2014,(12):3894-3900.

[9] LIU Z W,HAN Q Y,LI J G.Fabrication ofinsituAl3Ti/Al composites by using ultrasound assisted direct reaction between solid Ti powders and liquid Al[J].Powder Technology,2013,247:55-59.

[10] CHEN D B,ZHAO Y T,ZHU H Y,et al.Microstructure and mechanism ofin-situAl2O3(p)/Al nano-composites synthesized by sonochemistry melt reaction[J].Transactions of Nonferrous Metals Society of China,2012,(1):36-41.

[11] BRAMFITT B L.The effect of carbide and nitride additions on the hetero-geneous nucleation behavior of liquid iron[J].Matallurgical Transactions,1970,1(7):1-9.

[12] COLINET C,PASTUREL A.Ab initio calculation of the formation energies of L12,D022,D023and one dimensional long period structures in TiAl3compound[J].Intermetallics,2002,10(8):751-764.

[13] 王俊,陳鋒,孫寶德.高能超聲在制備顆粒增強(qiáng)金屬基復(fù)合材料中的作用[J].上海交通大學(xué)學(xué)報(bào),1999,33(7):814-816.

WANG J,CHEN F,SUN B D.Effects of high intensity ultrasonic during MMCpfabrication [J].Journal of Shanghai Jiao Tong University,1999,33(7):814-816.

[14] 黃文先,閆洪.高能超聲與稀土釔復(fù)合作用對(duì)AZ91鑄態(tài)組織的影響[J].稀有金屬材料與工程,2013,42(11):2346-2350.

HUANG W X,YAN H.Effect of addition of Y with ultrasonic field assistance on as-cast microstructure of AZ91 alloy[J].Rare Metal Materials and Engineering,2013,42(11):2346-2350.

[15] PATEL B,CHAUDHARI G P,BHINGOLE P P.Microstructural evolution in ultrasonicated AS41 magnesium alloy [J].Materials Letters,2012,66:335-338.

[16] 潘金生.材料科學(xué)基礎(chǔ)[M].北京:清華大學(xué)出版社,1998.

PAN J S.Fundamentals of Material Science[M].Beijing:Tsinghua University Press,1998.

(本文責(zé)編：王 晶)

In-situAl3Ti/ADC12 CompositesSynthesized from Al-Ti System

XIONG Jun-jie,YAN Hong

(School of Mechanical and Electrical Engineering, Nanchang University,Nanchang 330031,China)

Aluminum matrix composites reinforced byin-situAl3Ti particles were successfully synthesized from an Al-Ti systemviaa direct melt reaction. The influences of Ti additions, ultrasonic time and power on the microstructure and mechanical property of composites were systematically investigated. The results show that the Al3Ti particles are refined obviously and the distribution also becomes more uniform with the increase of ultrasonic power. Meanwhile, the addition of Ti refines the α-Al dendrite phases in the matrix, which gradually changes from the original coarse to fine branch crystals, rose-like or nearly spherical. However, results also show that the size of Al3Ti particles decreases to a minimum value and then increases with the increase of ultrasonic time. The trends of the mechanical properties are consistent with the microstructures of the Al3Ti/ADC12 composites. The optimum parameters of the composite are 3%Ti (mass fraction) content, 1.5kW ultrasonic power, 20kHz ultrasonic frequency and 6min ultrasonic time. Accordingly, the tensile strength and elongation of the composite synthesized reach to 247.34MPa and 2.31% respectively, increasing by 21.3% and 50.0% compared with the unmodified alloy.

ultrasound;in-situsynthesis;Al3Ti/ADC12;microstructure;mechanical property

10.11868/j.issn.1001-4381.2015.000808

TB331

A

1001-4381(2017)08-0030-08

國家自然科學(xué)基金資助項(xiàng)目(51364035)；教育部高等學(xué)校博士學(xué)科點(diǎn)專項(xiàng)科研基金聯(lián)合資助課題(20133601110001)

2015-06-27；

2017-03-17

閆洪(1962-)，男，教授，博士生導(dǎo)師，從事新材料及其成型技術(shù)方面的研究工作，聯(lián)系地址： 江西省南昌市紅谷灘新區(qū)學(xué)府大道999號(hào)(330031)，E-mail:yanhong_wh@163.com