近几十年，金属基复合材料凭借其优异的热学、电学性能及结构的轻量化成为人们关注的热点[1-2]。碳化硅(SiC)颗粒增强铝基复合材料作为硬质增强体加入软基体金属的典型代表，近年备受科学界的瞩目[3-4]。由于纳米SiC颗粒增强铝基复合材料既保留基体合金的延展性，同时在很大程度上增强材料的强度，已成为近年争相研究的热点材料[5-6]。通常制备纳米Al/SiC复合材料的方法包括粉末冶金法、搅拌铸造法、超声法等[7-8]。而单一制备工艺通常无法实现纳米SiC在基体中均匀分散，故需要增加一些辅助手段以增强纳米SiC颗粒的分布。超声分散液相熔融吹塑工艺利用超声带来的瞬时空化和声波作用结合液态吹塑，能够很好完成小颗粒在熔体中的分散。鉴于纳米SiC的加入量对Al/SiC复合材料力学性能的影响很大，本实验针对Al/SiC复合材料中纳米SiC颗粒的含量对材料结构和性能之间的关系进行研究。利用X射线衍射、场发射扫描电子显微镜、透射电子显微镜、同步辐射X射线吸收谱等技术对其物相组成、微观结构形貌及增强相的分布情况进行研究，并对其力学性能进行测试，探究其微观结构与材料整体力学性能的联系。1实验部分1.1主要原料铝硅合金，A356，中国铝业股份有限公司；纳米SiC颗粒，平均粒径尺寸为40 nm，上海杳田新材料科技有限公司。表1为A356合金的化学成分。10.15925/j.cnki.issn1005-3360.2021.10.014.T001表1A356合金的化学成分Tab.1Chemical composition of the A356 alloy合金名称合金成分（质量分数）杂质含量（最大质量分数）MgSiTiFeMnCuZnA3560.30~0.456.50~7.500.08~0.200.120.050.100.05%%1.2仪器与设备X射线六圆衍射仪(XRD)，Huber5020，德国Huber公司；场发射扫描电子显微镜(FE-SEM)，SU8100，日本日立公司；透射电子显微镜(TEM)，Tecnai G2 F20，美国FEI公司；电子万能材料试验机，3300，美国Instron公司；荧光电离室，BSRF 4B9A，北京中国科学院高能物理研究所同步辐射线站。1.3样品制备Al/SiC复合材料制备具体流程为[9]：将纳米SiC颗粒放入423 K的烘箱中加热干燥120 min。将A356合金放入石墨坩埚中，于973 K的电阻丝下加热熔融。熔融过程中为除去其他气体及氧化物向铝基体通入六氯甲烷5 min。待铝基体完全融化，利用Ar将SiC纳米颗粒缓缓吹入铝熔体内。用超声探头对混合体系进行超声分散。此过程中，超声探头位于熔体液面以下约30 mm处。超声过程在973 K温度下进行15 min。将超声分散后的熔体浇铸到直径为40 mm、高度为90 mm，已预热至673 K的圆柱形铸铁模具中。整个超声过程在氩气气氛进行。制备的复合材料中纳米SiC的质量分数分别为1%、2%、3%。并将未加纳米SiC制备的材料作为对照组。1.4性能测试与表征XRD测试：扫描模式为连续扫描，步长为0.02，扫描速度为1.2 (°)/min。FE-SEM测试：样品冷镶嵌在电木粉底座上于金相预磨机上逐步用360#、800#、1000#和2000#砂纸打磨，用粒度为1.0 μm和0.5 μm的金刚石抛光膏抛光。抛光好的试样用凯勒试剂(HF 2 mL, HCl 3 mL, HNO3 5 mL, H2O 190 mL)腐蚀，用无水乙醇冲洗干净后电吹风快速吹干即可观察。TEM测试：将试样切成0.4 mm厚的薄片，用砂纸研磨到30 μm，用离子减薄仪Gatan691减薄出薄区。制样完成后为防止试样氧化立即进行观察。同步辐射X射线吸收谱(XAFS)测试：测试A356材料中Fe元素的K吸收边(7 112 eV)吸收谱。采集的吸收谱范围由Fe元素的K吸收边前200 eV至边后800 eV。力学性能测试：按GB/T 228.1—2010进行测试，分别测试常温下A356与不同SiC含量复合材料的抗拉强度和断裂伸长率。2结果与讨论2.1XRD分析图1为SiC纳米颗粒的XRD图谱。从图1可以看出，2θ为34.2°、35.7°、60.2°、72.0°分别对应的是SiC六方晶型(101)、(102)、(110)、(116)晶面的特征峰；2θ为35.7°、41.4°、60.0°、71.8°分别对应的是SiC立方晶型(111)、(200)、(220)、(311)晶面的特征峰。从峰面积比例看，六方晶相SiC为主相。2种晶型的SiC在力学性能及强度方面相差不大。对于本次研究，2种不同的SiC晶型对于材料的强化效果没有差别。除SiC以外无其他峰位，说明粉末中无杂质。10.15925/j.cnki.issn1005-3360.2021.10.014.F001图1纳米SiC颗粒的XRD图Fig.1XRD patterns of nano SiC particles图2为A356铝合金与添加不同质量分数的纳米Al/SiC复合材料的XRD谱图。从图2可以看出，从A356衍射峰面积强度上可以看到Al相为主峰，Si次之。此外，材料中存在一些相对含量比较低的其他相，如FeSiAl4.5相、Mg2Si相。在铝基合金的制备和加工过程中Fe元素是难以避免的杂质相，Fe元素会与其他元素形成金属中间相。FeSiAl4.5相是其中的1种金属中间相，会割裂基体，对材料的整体性能产生不利影响，而Mg2Si是A356合金中常见的1种增强相。10.15925/j.cnki.issn1005-3360.2021.10.014.F002图2A356与Al/SiC复合材料的XRD谱图Fig.2XRD patterns of A356 and Al/SiC composites在加入纳米SiC后的Al/SiC复合材料XRD谱图中，以Al相与Si相衍射峰为主，无FeSiAl4.5相、Mg2Si相衍射峰，也未捕捉到纳米SiC相的衍射峰。低含量的SiC颗粒的衍射强度弱，并且SiC颗粒的尺寸小而导致衍射峰宽化效应使其衍射峰难以从基线分离[8]。添加SiC的Al/SiC复合材料中均无FeSiAl4.5相的衍射峰位。说明纳米SiC阻止FeSiAl4.5相的生成，且仅加入1%也具有明显抑制效果。其原因可能为SiC的加入代替部分铝熔体的体积，减少铝熔体在凝固过程中释放的热量，温度的降低阻碍FeSiAl4.5相的生成。SiC颗粒在高温状态可能与铝熔体发生界面反应形成Al4C3脆性相[10]，Al4C3脆性相会降低材料的抗拉性能，故需要极力避免该相的生成。所有材料中均未观察到Al4C3相的衍射峰，说明超声分散液相熔融吹塑工艺法较好地避免A356基体与纳米SiC生成Al4C3有害相反应。2.2FE-SEM分析图3为A356与Al/SiC复合材料500倍放大倍率下的FE-SEM照片。从图3可以看出，4种样品的微观组织相对均匀，且无明显的偏析现象。晶粒可以被清晰地看出，铝合金的微观组分为α-Al晶粒和晶间析出相。白色析出相倾向于沿晶界或枝晶界析出，故从析出相的分布位置则可推测晶界的位置，从而判断材料晶粒尺寸。对各个材料利用直线截点法统计α-Al晶粒尺寸。取水平与竖直2个方向，每个方向至少重复10次确保数据具有足够的统计性。表2为将A356与Al/SiC复合材料的α-Al平均晶粒尺寸取平均值记录结果。10.15925/j.cnki.issn1005-3360.2021.10.014.F003图3A356与Al/SiC复合材料的FE-SEM照片Fig.3FE-SEM images of A356 and Al/SiC composites10.15925/j.cnki.issn1005-3360.2021.10.014.T002表2A356与Al/SiC复合材料的α-Al平均晶粒尺寸Tab.2α-Al average grain size of A356 and Al/SiC composites项目水平方向竖直方向平均值A356403940Al/1%SiC252425Al/2%SiC323132Al/3%SiC434142μmμm从表2可以看出，所有材料在水平和竖直方向上晶粒尺寸差别较小，说明该材料组织分布均一。A356的平均晶粒尺寸为40 μm。Al/1%SiC复合材料的平均晶粒尺寸为25 μm，较A356基体下降明显。适量的纳米SiC颗粒可有效降低复合材料中基体的晶粒尺寸，细化α-Al晶粒。Al/2%SiC复合材料的平均晶粒尺寸为32 μm，使晶粒尺寸的下降效果减弱。Al/3%SiC复合材料的晶粒尺寸较A356基体材料没有下降，说明质量分数3%纳米SiC颗粒的加入对基体α-Al组织并没有起到细化晶粒的效果。一般认为，SiC对α-Al组织的细化的原因是SiC颗粒可以作为α-Al异相形核的核心。Al/1%SiC复合材料中SiC纳米颗粒在分散均匀，可以充分作为α-Al异相形核的形核位点，故α-Al相的形核核心数多，其晶粒个数多于未加入SiC颗粒的A356铝合金。在晶粒的长大阶段，SiC颗粒会阻碍α-Al相晶粒的生长。这2点原因导致材料晶粒细化明显。Al/2%SiC复合材料中纳米SiC颗粒在基体中的含量升高，颗粒间彼此距离减小，在表面能的作用下较近的颗粒会出现团聚现象。团聚现象使SiC颗粒在铝熔体中均匀分布情况变差，使α-Al相的异相形核核心数量减少。在晶粒增长阶段，团聚后的SiC颗粒对于α-Al相的晶粒生长阻碍作用减弱。导致Al/2%SiC复合材料的晶粒细化下降。Al/3%SiC复合材料中，纳米SiC颗粒的团聚现象更为严重。团聚严重的SiC颗粒为α-Al相提供的形核位点十分有限，无法起阻碍α-Al相晶粒生长的作用。故Al/3%SiC复合材料较A356基体材料相比晶粒尺寸没有下降。共晶硅相是影响铝硅合金性能的重要因素。粗大成团的硅组织往往会在外力作用下产生裂痕，从而引发材料的开裂。而细小的硅组织相比于大块硅相则不会产生应力集中。故硅相作为基体中易于开裂的组织部位，其微观组织结构对基体整体性能意义重大。图4为A356与Al/SiC复合材料在10 000倍的放大倍率下的FE-SEM照片。从图4可以清楚地看到各个样品的析出相结构。图4a中，A356析出相为大量的针状FeSiAl4.5相与大块的共晶硅相。图4b中，Al/1%SiC复合材料的析出相为细小的破碎的共晶硅相。图4c和图4d中，Al/2%SiC、Al/3%SiC析出相形貌较为相同，晶界处为Si相，以较为粗大的片状形式存在。Al/2%SiC复合材料Si相的尺寸相较于Al/3%SiC更小。此结果与XRD的物相分析结果相符。图5为A356与Al/SiC复合材料在10 000倍的放大倍率下FE-SEM对应的X射线能谱分析(EDS)谱图。从图5可以看出，4个样品中，析出相大致可分为3种类型：粗大的不规则共晶硅相、粗大的针状FeSiAl4.5相、较为细小的共晶硅相。10.15925/j.cnki.issn1005-3360.2021.10.014.F004图4A356与Al/SiC复合材料的FE-SEM照片Fig.4FE-SEM images of A356 and Al/SiC composites10.15925/j.cnki.issn1005-3360.2021.10.014.F005图5A356与Al/SiC复合材料的EDS照片Fig.5EDS images of A356 and Al/SiC composites共晶硅相的细化主要是由于纳米颗粒的加入使异相成核效果增加，影响硅相的长大[11]。Hamed等[12]的研究表明，对于亚共晶铝硅合金，SiC增强体倾向于充当共晶硅相的形核位点。当加入1%的纳米SiC时，纳米SiC完全分散，共晶硅相依托于SiC形核；在2%、3%的纳米SiC添加量时，复合材料中的SiC团聚，其为共晶硅相提供的形核位点减少，细化共晶硅相的能力减弱。图6为A356与Al/SiC复合材料在100 000倍的放大倍率下的FE-SEM照片。此放大倍率下可以观察到纳米级别的SiC增强体在基体中的分布情况。从图6a可以看出，A356基体中除了制样时留下的痕迹外，看不到纳米级别的析出相。从图6b可以看出，Al/1%SiC中弥散分布着40 nm左右的颗粒，与之前SEM结果中的SiC颗粒尺寸相同，且颗粒未出现明显团聚现象。从图6c和图6d可以看出，Al/2%SiC、Al/3%SiC复合材料中分布着SiC颗粒，但同时有大块团簇的出现，即SiC颗粒发生了团聚现象。SiC颗粒的添加量较少时，纳米增强体在基体中倾向于均匀分布；当SiC颗粒添加量增多时，增强体弥散在基体中时由于彼此距离过近而互相吸附成团，导致较大的SiC团簇出现。因此，超声分散液相熔融吹塑工艺的纳米SiC最佳加入量为1%，此时纳米SiC在基体中分散均匀。若继续升高增强体的含量，则纳米SiC由于分散距离过近与其自身高表面能的原因而自发团聚，形成为亚微米级别的大块颗粒团簇。10.15925/j.cnki.issn1005-3360.2021.10.014.F006图6A356与Al/SiC复合材料的FE-SEM照片Fig.6FE-SEM images of A356 and Al/SiC composites2.3TEM分析为进一步观察铁相组织形态与纳米SiC的分布，对A356基体与Al/SiC复合材料进行了TEM分析。图7为A356铝合金的TEM照片。图8为区域1与区域2对应的EDS谱图。从图8a可以看出，长条状或针状的物相即为FeSiAl4.5相，其尺寸与FE-SEM中的FeSiAl4.5相对应。从图8b可以看出，区域2为铝基体元素分析结果，Al元素、Si元素、C元素等峰位非常明显，与A356铝合金基体材料与增强体SiC的元素相匹配。在Al/SiC复合材料中未发现类似的组织形态。此结果与此前的XRD结果相吻合。10.15925/j.cnki.issn1005-3360.2021.10.014.F007图7A356铝合金的TEM照片Fig.7TEM image of A356 aluminium alloy图8区域1与区域2的元素能谱分析Fig.8Elemental energy spectrum analysis of zone 1 and zone 210.15925/j.cnki.issn1005-3360.2021.10.014.F8a1（a）区域110.15925/j.cnki.issn1005-3360.2021.10.014.F8a2（b）区域2Al/SiC复合材料中发现弥散的纳米颗粒。对有明显的纳米颗粒的区域进行元素面扫分析，发现颗粒为富Si贫Al。由于制样的缘故，长时间对样品进行聚焦会导致C元素的沉积。故C元素的面扫分布无法得出。但是Si元素的富集足以说明纳米颗粒即为SiC颗粒。Si、C、Al在原子序数上相差不大，故SiC颗粒与基体的衬度相差不大，在视野中很难在制样较厚区域中看到明显SiC纳米颗粒。为验证在无明显颗粒处的基体中存在SiC颗粒，选取一处没有明显颗粒的基体进行元素分析。图9为Al/SiC复合材料随机选取1处的TEM照片及该区域对应的Al、Si元素面扫分布图。从图9可以看出，存在Si元素的富集，而在Si元素富集处对应Al元素的缺失，Si元素的富集意味着SiC颗粒的存在。表明基体中普遍分散SiC纳米颗粒。这与FE-SEM 100 000倍镜头下的观测结果一致。10.15925/j.cnki.issn1005-3360.2021.10.014.F009图9Al/SiC复合材料的TEM照片及该区域对应的Al、Si元素面扫分布图Fig.9TEM photograph of Al/SiC composite material and the corresponding area scan distribution map of Al and Si elements2.4XAFS分析A356中Fe元素进行XAFS表征。对XAFS图谱进行归一化、扣背底、选取E0、傅里叶变换等操作，使用FeSiAl4.5标准晶体中的Fe—Si(Fe—Al)键对其第一层原子进行拟合[13]，图10为A356中Fe元素K吸收边R空间拟合示意图，拟合效果良好。此结果A356合金中Fe以FeSiAl4.5相形式存在，这与XRD结果相印证。表3为A356中的Fe元素K吸收边XAFS的拟合参数。FeSiAl4.5标准晶体中Fe原子配位数为10，从表3可以看出，拟合结果的Fe原子配位数为9.6，说明FeSiAl4.5相中存在晶格缺陷。10.15925/j.cnki.issn1005-3360.2021.10.014.F010图10A356中的Fe元素K吸收边R空间拟合示意图Fig.10Schematic diagram of R-space fitting of Fe element K absorption edge in A35610.15925/j.cnki.issn1005-3360.2021.10.014.T003表3A356中的Fe元素K吸收边XAFS的拟合参数Tab.3XAFS fitting parameters of Fe element K absorption edge in A356样品NS02R/Åσ2ΔE0A3569.60.752.4960.0127.22.5力学性能分析图11为A356和Al/SiC复合材料的应力-应变曲线。表4为A356和Al/SiC复合材料力学性能测试结果。10.15925/j.cnki.issn1005-3360.2021.10.014.F011图11A356和Al/SiC复合材料的应力-应变曲线Fig.11Stress-strain curves of A356 and Al/SiC composites10.15925/j.cnki.issn1005-3360.2021.10.014.T004表4A356和Al/SiC复合材料的抗拉强度与断裂伸长率Tab.4Tensile strength and elongation at break of A356 and Al/SiC composites样品抗拉强度/MPa断裂伸长率/%A3561527.0Al/1%SiC23610.0Al/2%SiC1875.0Al/3%SiC1060从图11和表4可以看出，Al/3%SiC在拉伸过程中过早的出现基体开裂现象，抗拉强度仅为106 MPa。Al/2%SiC的抗拉强度从基体A356的152 MPa增至187 MPa，断裂伸长率却从基体A356的7.0%降至5.0%。Al/1%SiC复合材料的力学性能最好，抗拉强度达到236 MPa，相较基体A356的抗拉强度提高55.3%；同时断裂伸长率增至10.0%，相比基体A356的断裂伸长率提升42.9%。Al/1%SiC出现细小的共晶硅相不易成为开裂源，提升基体的抗拉性能。长条状的FeAlSi4.5金属中间相在Al/1%SiC中未检测到，这也是加入SiC后材料性能提升的原因。Al/1%SiC复合材料的纳米SiC颗粒在基体中分散良好，基体晶粒均一整齐，无明显缺陷或气孔。分散均匀的纳米SiC颗粒通过奥罗万机制、位错强化机制、载荷强化机制以及晶界强化机制等起良好的强化基体作用。而铝晶粒尺寸的减小提高晶粒的比表面积，使其塑性增加，这是Al/1%SiC断裂伸长率提高的原因。Al/2%SiC的显微组织结构中，晶界处为粗大的共晶硅相，未出现明显其他中间相。在100 000的放大倍率，可以看到细小的纳米SiC颗粒弥散分布在铝基体，但存在团聚现象。分布在基体中的SiC颗粒会起阻碍位错运动的效果，在外力作用下，位错变得更难以运动，故宏观上抗拉性能增强。纳米SiC团聚现象的存在使铝晶粒与硅相的细化不明显。共晶硅相仍以粗大的析出相存在晶界处。较基体A356与其他复合材料，Al/3%SiC的极限抗拉强度与塑性明显更差，其最主要的原因是纳米SiC在基体中发生团聚现象，导致其增强效果明显减弱；在该复合材料中也发现粗大的板条状的Si相，该粗大的脆性Si相是材料过早发生开裂的根源。3结论（1）超声分散液相熔融吹塑工艺制备的Al/SiC复合材料中纳米SiC在基体中的分散状态较为理想且不会出现Al3C4有害相。加入质量分数为1%的SiC在铝基体中分布均匀；加入质量分数2%、3%的纳米SiC颗粒，Al/SiC复合材料出现团聚现象。（2）纳米SiC颗粒的加入抑制了Al/SiC复合材料中FeSiAl4.5害铁相的出现，仅加入质量分数1%SiC抑制效果也十分明显。其原因可能是SiC的加入减少铝熔体在凝固过程中释放的热量，温度的降低阻碍FeSiAl4.5相的生成。（3）Al/1%SiC复合材料中α-Al相晶粒明显减小，共晶硅相组织明显细化。随着SiC加入量增至2%、3%，SiC颗粒对铝晶粒与硅组织的细化作用显著减弱。原因是分散均匀的SiC可以作为α-Al相与共晶硅相异相形核的核心，团聚后的SiC作为形核核心的能力大大减弱。（4）Al/1%SiC复合材料力学性能最优，强度与韧性较基体合金均具有大幅度提高。这是未出现FeSiAl4.5害铁相、α-Al相晶粒尺寸的减小与共晶硅组织的细化等因素共同作用的结果。