关键词：
铝基复合材料
芯-壳结构颗粒
粉末冶金
粉末触变成形
微观组织调控
力学性能
摘要：
颗粒增强铝基复合材料（Particulate reinforced aluminum matrix composites,PRAMCs）因其强度高、轻质、耐磨损、各向同性等优点已成功应用于航空、航天、交通、电子等领域。然而,常用的陶瓷和金属间化合物增强体颗粒由于脆性大且形状不规则,在材料服役过程中容易过早破裂,成为裂纹源,从而导致PRAMCs的塑性降低,严重制约了其发展与应用。原位反应生成的芯-壳结构（core–shell structured,CS）颗粒（由金属芯部和外侧金属间化合物反应层构成）可有效减小裂纹尺寸,并阻碍裂纹扩展。因此,采用CS颗粒代替传统实体颗粒是解决PRAMCs强度-塑性倒置关系的有效途径。本文以CS颗粒作为铝基复合材料的增强体为研究重点,开展了以下两方面工作:第一,利用粉末冶金法,通过优化制备工艺以及CS颗粒和基体的微观组织,制备出高性能CS颗粒增强铝基复合材料,揭示其微观组织演变机理和强韧化机理;第二,研究粉末触变成形法的部分重熔过程中CS颗粒的形成机理、结构特征和微观组织演变,分析合金元素对CS颗粒微观组织的影响机理,并建立CS颗粒的微观组织调控机制。在此基础上,采用粉末触变成形法制备CS颗粒增强铝基复合材料,并分析其微观组织对力学性能的影响机理。主要研究结果如下:
（1）在Ti/A356粉末压块的烧结过程中,球状Ti颗粒与A356铝基体发生反应,生成了具有均匀致密τ2相壳层的球状CS颗粒,即Ti@τ2颗粒。此反应消耗了基体中的Si元素,导致CS颗粒周围的Si颗粒消失,形成了贫Si区,进而在基体中引入了异质结构。烧结时间为4 h时,复合材料的力学性能最佳,其屈服强度、抗拉强度和延伸率分别为199 MPa、311 MPa和19.7%。与采用相同工艺制备的A356基体合金相比,分别提高了19.9%、15.6%和16.6%。复合材料的强化机制包括载荷传递强化,固溶强化,热错配强化,几何必须位错强化,以及由异质结构产生的背应力强化。其良好的塑性主要得益于:1)CS颗粒中的Ti芯能够有效钝化壳层上产生的裂纹尖端,从而减小裂纹尺寸并延缓CS颗粒的破裂;2)异质结构产生了背应力加工硬化,且贫Si区进一步起到钝化裂纹、降低裂纹扩展速率的作用。此外,基于裂纹钝化模型,并综合考虑CS颗粒的强化效果,计算出了最佳Ti芯半径与壳层厚度。
（2）在Ti/A356粉末压块的部分重熔过程中,Ti原子的浓度差异和供给的方向性促使A356铝基体一侧形成了由稀疏的板片状τ1和τ2相颗粒组成的锯齿状结构,而Ti颗粒一侧形成了由小尺寸τ2相颗粒构成的致密结构。随着加热时间的延长,致密结构逐渐演变为均匀致密的壳层。然而,由于τ2相颗粒尺寸较小,且其高密度的层错导致稳定性较差,因此,在加热过程中,τ1相颗粒通过类似Ostwald熟化的机制消耗τ2相颗粒进行粗化。最终,反应产物演变为大尺寸板状τ1相颗粒的聚集体。
（3）Ti颗粒与不同Si含量的Al–Si合金基体反应的初始产物均为τ2相。随着反应的进行,温度的升高以及反应对Si的消耗导致的液相中Si含量的变化使τ2相向其它物相转化,如（Al,Si）3Ti和τ1相。在该体系中,只有形成具有一定厚度的τ2相反应层,才能获得均匀致密的壳层。Ti颗粒与不同Mg含量的Al–Mg合金基体反应生成的产物有Al18Ti2Mg3和Al3Ti两种。与Al3Ti相比,Al18Ti2Mg3的塑性较差,此外,Al18Ti2Mg3反应层中的应力更高。因此,在生长的过程中,Al18Ti2Mg3反应层容易破裂,形成花瓣状结构,从而无法构成CS颗粒的壳层,而Al3Ti反应层几乎是连续的。相比之下,Ti/Al–Si体系中形成的τ2相反应层更有利于获得理想的CS颗粒。
（4）为确保形成一定厚度的τ2相反应层,液相中的Si含量需高于10.3 wt.%。在粉末触变成形法中,可通过调整部分重熔温度或/和基体合金中的Si含量达到这一条件。基于此,在590℃的部分重熔温度下（部分重熔时间为45 min）,成功在4043、A356和Al Si20铝合金基体中制备出了Ti@τ2颗粒。所得复合材料均表现出良好的强塑性匹配,其中,（Ti@τ2）p/A356复合材料的力学性能尤为突出,其屈服强度、抗拉强度和延伸率分别为174 MPa、296 MPa和13.2%。较采用相同工艺制备的A356基体合金分别提升了16.0%、13.0%和41.9%。尽管粉末冶金法制备的（Ti@τ2）p/A356复合材料具有较高的力学性能,但粉末触变成形法因其高效率、低能耗以及能制备大尺寸、形状复杂且组织致密的零件等优势,更具发展潜力。此外,已有研究表明,通过热处理等后续工艺,采用粉末触变成形法制备的复合材料的力学性能有望进一步提升。
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