鲁 元，荆强征，龚 楠，李京京，贠 柯

（西安特种设备检验检测院，陕西 西安 710065）

挤压铸造法制备Al/AlN陶瓷基复合材料

鲁 元，荆强征，龚 楠，李京京，贠 柯

（西安特种设备检验检测院，陕西 西安 710065）

通过碳热还原法制备气孔率可控的多孔氮化铝预制体，利用挤压铸造工艺制备出Al/AlN陶瓷基复合材料。氮化铝与铝不发生化学反应，避免了过度的界面反应对复合材料性能的不利影响。随着复合材料中铝合金含量的增加，复合材料的弯曲强度和显微硬度下降，断裂韧性增加。铝合金的断裂模式是韧性撕裂，氮化铝晶粒以穿晶断裂为主。复合材料的增韧机制主要有裂纹桥联增韧和微裂纹增韧。

挤压铸造；陶瓷基复合材料；裂纹桥联增韧；微裂纹增韧

陶瓷基复合材料的陶瓷基体和金属增韧相在材料的制备过程和使用环境中会发生润湿、溶解和界面反应等。特别是过度的界面反应导致基体和增韧相之间形成强界面结合，严重危害复合材料的力学性能。例如，制备Al/SiC碳化硅基复合材料，不管采用挤压铸造、无压浸渗、液态金属搅拌等液态法，还是热等静压、粉末冶金等固态法，都要在接近或超过铝合金熔点的温度下进行。所以，熔融铝合金液和碳化硅不可避免发生界面反应，界面反应产物Al4C3脆性相对复合材料的力学性能非常不利[1-3]。虽然有研究表明复合材料的界面层厚度存在临界值。如果界面层厚度接近临界值，复合材料的强度达到最高值；界面层厚度超过这个临界值，复合材料的强度下降。但是实际情况中，因为受到制备过程和使用环境的限制，复合材料的界面反应很难实现有效控制。因此，通过寻找一种与陶瓷基体不发生界面反应的金属增韧相，有利于避免过量的界面反应对复合材料力学性能的不利影响。本文选用铝合金作为氮化铝陶瓷基复合材料的增韧相，氮化铝陶瓷具有高硬度、高熔点、耐熔耐磨、化学稳定性好等特点。其中最重要的是氮化铝与铝不发生化学反应，对熔融铝液具有极好的耐侵蚀性，避免产生有害的界面反应[4，5]。本文通过挤压铸造工艺制备了铝合金增韧氮化铝陶瓷基复合材料。挤压铸造法通过机械压力使熔融铝合金液强行进入多孔氮化铝预制体内，压力一直保持到凝固结束。施加的机械压力不但能够克服预制体内的各种阻力，而且还能使熔融铝合金液前沿的热气流排出型腔。提高了熔融铝合金液对多孔氮化铝预制体微小气孔的填充能力，使压铸后的复合材料具有致密度高，力学性能优异的特点。

1 试验过程

采用碳黑(D50=80nm)，Al2O3(D50=2．0μm)为原料，Y2O3为烧结助剂。AlN晶种为本实验室通过碳热还原法自制，Al2O3和碳黑的摩尔比为1∶3，起始原料的配比如表1所示。使用的铝合金为ZL104 (Mg：0．17-0．3，Si：8．0-10．5，Al：89．8-91．83)。配好的原料以在尼龙罐中湿磨48h，使粉料混合均匀。接着把混合好的浆料干燥后过40目筛，模压成46mm×5mm×5mm的长条形试样，放在涂有BN的石墨坩埚中，接着放入多功能炉(High multi-5000 )中进行烧结。

表1 多孔氮化铝预制体的原料配比Tab.1 Composition of the porous AlN preforms

挤压浸渗过程中，放置好预制体后，挤压装置的温度加热至600℃，空气炉中把铝合金加热至800℃。然后将熔化的铝合金液缓慢倒入挤压装置中，通过液压装置给铝合金液加压。当达到所需压力后，保持压力直到铝液凝固，通过将铸块热处理(T6热处理工艺)后得到复合材料。

采用阿基米德法测试试样的气孔率，用三点弯曲法测弯曲强度和单边切口梁法测断裂韧性。用X-射线衍射仪(D/MAX-34)进行物相分析，用扫描电镜(JSM-35C)观察试样的显微结构，采用MH-5型显微硬度测定仪对抛光处理后的试样进行显微硬度测试。

2 结果与讨论

本文利用碳热还原法制备了气孔率可控的多孔氮化铝预制体，气孔率分布范围大(45%-23%)，基本实现了控制多孔氮化铝预制体气孔率的目的。碳热还原反应以Al2O3，碳黑，烧结助剂Y2O3和AlN晶种为原料，在氮气中碳热还原反应直接制备多孔氮化铝[6]：

Al2O3+3C+N2→2AlN+3CO (1)

反应过程中大量固态碳转化成气态放出，理论上有大约30%失重，原料成分对试样失重，线性收缩率，气孔率的影响如表2所示。随着AlN晶种含量的增加，Al2O3和碳黑的含量降低，失重和线性收缩率逐渐降低。多孔陶瓷的气孔率是由失重和线性收缩率这两者综合作用的结果。根据实验结果分析，失重对气孔率的影响大于收缩率对气孔率的影响。所以，随着AlN晶种含量的逐渐增大，试样气孔率逐渐减小。因此，通过调整原料配比，可以实现气孔率的粗略控制。

多孔氮化铝预制体的显微组织如图1所示。制备的多孔氮化铝几乎都是由等轴状AlN晶粒组成，气孔均匀地分布在AlN晶粒周围。随着AlN晶种含量的增加，除了AlN晶粒排列更加紧密以外，晶粒的形状和尺寸变化不大。图2为铝合金增韧氮化铝陶瓷基复合材料试样S3的相组成，最主要的相是AlN相、Al相和少量晶间相Al5Y3O12。晶间相Al5Y3O12是通过Y2O3和Al2O3反应形成的：

XRD衍射图谱中没有发现Al相和AlN相反应生成物的存在。AlN相与Al相没有发生有害的界面反应，对复合材料的力学性能非常有利。

不同铝合金体积分数的复合材料的力学性能如图3所示。随着铝合金相含量的增加，复合材料的显微硬度和弯曲强度减少，断裂韧性增加[7]。因此，可以得出结论，随着复合材料中铝合金体积分数的变化，力学性能的变化趋势基本符合复合法则。细晶强化和位错密度增加等强化因素有利于增加弯曲强度，但是存在的闭气孔等缺陷不利于复合材料的力学性能。同时界面结合强度对复合材料强度也有很大影响，复合材料力学性能的影响因素比较复杂。因此，单纯依靠复合法则很难对复合材料的力学性能作出精确的预测。此外，通过调整复合材料的铝合金体积分数，可以得到满足大致不同强度和韧性组合的铝合金增韧氮化铝陶瓷基复合材料。

表2 多孔氮化铝预制体的烧结性能Tab.2 Sintering behavior of porous AlN preforms

图1 多孔氮化铝预制体的显微组织 (a) S1, (b) S3, (c) S5Fig.1 The SEM images of the fracture morphologies of the porous AlN preforms

图2 复合材料S3的相组成Fig.2 The XRD pattern of the composite S3

挤压铸造过程中，施加的机械压力能够克服预制体内的各种阻力，保证了熔融铝合金液对预制体微小气孔的充分填充。所以与其它制备方法相比，挤压铸造工艺制备的复合材料相对密度非常高。因此，也保证了复合材料优良的力学性能。不同铝合金体积分数的复合材料的显微组织如图4所示，可以观察到铝合金的断裂模式是韧性撕裂，氮化铝晶粒以穿晶断裂为主。因为多孔氮化铝预制体由细小的等轴状AlN晶粒组成，分布均匀，没有团聚，气孔分布均匀，复合材料的增韧相Al相填充了AlN晶粒间的孔隙，形成双连续结构，这种微观组织导致优异的力学性能。

复合材料的铝合金的断裂模式是韧性断裂，断裂过程中会出现局部拉伸变形，基体上会形成一些韧窝和韧脊。随着铝合金比例增加，铝合金断裂时形成的韧窝和韧脊也逐渐增加。铝合金增韧相对复合材料的增韧作用可以通过裂纹桥联和微裂纹增韧进行解释。

图3 不同铝合金体积分数的复合材料的力学性能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

图4 复合材料的显微组织 (a) S1, (b) S3, (c) S5Fig. 4 The SEM images of the fracture morphologies of the composites

当裂纹扩展到氮化铝陶瓷/铝合金金属界面时，由于延性铝合金金属颗粒和脆性氮化铝陶瓷基体的变形能力不同， 引起局部钝化。某些裂纹段被拉长的铝合金金属颗粒桥联，延性金属颗粒发生变形有助于降低裂纹尖端的应力集中，通过铝合金金属颗粒应变消耗断裂能量[8，9]。图4(b)中标注的A区域分别是典型的裂纹桥联增韧。

因为铝合金增韧相和氮化铝基体的热膨胀系数相差很大 (氮化钛的热膨胀系数为7．4×10-6/℃，铝合金的热膨胀系数为21．7×10-6/℃)，所以，冷却过程中，铝合金增韧相中容易产生残余应力和残余应变场。当主裂纹在铝合金增韧相中扩展时，主裂纹与残余应变场产生相互作用，导致主裂纹附近的基体中产生一些细小的闭合微裂纹。微裂纹在残余应力作用下导致主裂纹尖端钝化和周围应力分散，缓解主裂纹尖端的断裂能量，起到增韧作用[10]。图4(b)中标注的B区域分别是典型的微裂纹增韧。

3 结 论

(1)通过碳热还原制备气孔率可控的多孔氮化铝预制体。随着AlN晶种含量的增加，试样的气孔率逐渐降低。陶瓷基体和金属增韧相比例的变化对复合材料力学性能的影响基本符合复合法则。

(2)铝合金的断裂模式是韧性撕裂，氮化铝晶粒以穿晶断裂为主。复合材料的增韧机制有：裂纹桥联、微裂纹增韧。

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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

中国博士后科学基金第54批面上资助(编号：2013M542383)；Correspondent author: LU Yuan, Doctor陕西省质量技术监督系统科研项目(编号：2013KY02)E-mail: luyuan19801104@163.com

鲁 元，博士