SiC/Al复合材料是一种轻质高强度的复合材料，具有导热系数高、膨胀系数低的特性，同时具有陶瓷的高硬度及铝合金的轻质增韧特性。因此，作为结构件可以在航空航天领域应用^[1-2]，也可以作为散热基片在电子封装领域应用^[3-4]，是一种防护性能良好的轻质复合防护装甲材料^[5-6]，也是摩擦性能良好的摩擦制动材料^[7-8]。

SiC/Al基复合材料的增强机制主要是以SiC颗粒弥散增强机制研究为主^[9-10]，利用钉轧效应、位错效应等提高复合材料的强度^[11-12]，需要解决的关键技术主要有SiC颗粒与铝合金的复合反应^[13]、改善界面润湿、提高界面结合强度^[14-15]及均匀分散技术。同时纤维增强机制也是一个重要的研究方向，研究结果表明基体中高模量的碳纤维通过拔出、桥连等强化机制来降低裂纹尖端的应力集中，使裂纹扩展方向发生偏转弯曲来提高基体的强度^[16-17]。上述研究工作均取得了良好的结果。

在高温度环境中，陶瓷颗粒弥散增强的复合材料受到基体铝合金软化、流变的影响较大，复合材料的高温应用受到了限制，因此，提高复合材料的使用温度可以扩大其应用范围，寻找新的增强机制和新的设计方法对提高复合材料高温性能具有重要的意义。

1.   实验材料及方法

1.1   SiC_f/Al双连续相复合材料制备

SiC泡沫陶瓷(SiC_f)制备：采用高分子热解法结合反应烧结技术制备出的三维连通网络结构SiC_f^[18]，获得体积分数分别为35vol%和50vol%的SiC_f。SiC_f制备工艺流程主要包括以平均孔径2 mm的聚氨酯泡沫为模板，将粒度7 μm、1.5 μm的SiC微粉、酚醛树脂等配制陶瓷料浆，通过浸挂、热解、机加工、反应烧结获得SiC_f，其中700℃ Ar保护热解1 h、1700℃真空反应烧结1 h。利用挤压铸造工艺获得SiC_f/Al双连续相复合材料，将预热的SiC_f放入模具中，浇上熔融的铝合金，加压将熔融铝合金压入泡沫陶瓷网孔内获得复合材料(图1)。其中铝合金选用ZL101铝合金，泡沫陶瓷预热温度400℃，浇注温度760℃，铸造压力80 MPa。出模后机加工成平板，由线切割切成8 mm×8 mm×11 mm的压缩试样，6 mm×6 mm×50 mm的热膨胀系数测试试样。

图  1  碳化硅泡沫陶瓷(SiC_f)/Al双连续相复合材料挤压铸造模具示意图

Figure  1.  Schematic diagram of squeeze casting mould of silicon carbide foam ceramics (SiC_f)/Al co-continuous phase composites

1—Upper pressure head; 2—Molten aluminum alloy; 3—SiC ceramic particles; 4—SiC_f; 5—Steel sheath; 6—Pad plate; 7—Mould coat; 8—Ejector rod

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样品成分见表1，其中样品35vol%SiC_f-26vol%SiC_p/Al和50vol%SiC_f-18vol%SiC_p/Al是采用机械震动的方法将粒度为7 μm的SiC微粉震入SiC泡沫陶瓷网孔中，使其在网孔中均匀分布，挤压铸造过程中流动的铝液对受到泡沫陶瓷约束的SiC颗粒影响很小，因此，SiC陶瓷颗粒在铝合金中分布均匀。

表  1  SiC_f/Al双连续相复合材料的成分

Table  1.  Composition of SiC_f/Al co-continuous phase composites

Name	Composition/vol%
	SiCf	SiCp	Ceramics	ZL101
Al	—	—	—	100
35vol%SiCf/Al	35	—	35	65
35vol%SiCf-26vol%SiCp/Al	35	26	61	39
50vol%SiCf/Al	50	—	50	50
50vol%SiCf-18vol%SiCp/Al	50	18	68	32
Note: SiCp—Silicon carbide ceramic particles.

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1.2   高温性能评价方法

在Schenck Mechanical Test System (100 kN)试验机上测定SiC_f/Al双连续相复合材料高温抗压强度，实验温度分别是：室温、200℃、300℃、400℃和500℃，加载速度为3.3×10⁻⁶ m/s。可开关式加热炉固定在试验机上，炉温升到需要的温度后保温15 min后开始加压测试。由于SiC_f/Al复合材料中泡沫陶瓷的骨架体积分数不同，导致复合材料的应力-应变曲线也不同，为了便于比较，复合材料压缩强度取最大值。利用美国Anter公司生产Unitherm^TM-1252 Ultra High Temperature Dilatomer的热膨胀系数测试装置测定复合材料的膨胀系数。利用赛默飞(原FEI)公司生产的型号为Inspect F50场发射电子显微镜和S-360电子显微镜采集复合材料微观组织形貌。利用德国布鲁克公司的D8 Advance X射线衍射仪进行相分析。

2.   结果与讨论

2.1   SiC_f/Al双连续相复合材料结构特征

图2(a)、图2(b)分别为体积分数35vol%和50vol%的SiC_f陶瓷宏观形貌，其中体积分数50vol%的SiC_f陶瓷骨架明显粗于35vol%的泡沫陶瓷，图2(c)为体积分数35vol%SiC_f陶瓷骨架微观形貌，骨架内部具有的微米级孔洞，体积分数50vol%的SiC_f微观形貌与35vol%的相同。SiC_f具有三维连通网络结构特征，这一特征为复合材料设计提供了充足的空间，同时又具有SiC陶瓷的高硬度、高模量、低膨胀系数、耐腐蚀的特性。

图  2  SiC_f三维连通网络形貌

Figure  2.  SEM images of the 3D morphology of SiC_f

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利用XRD对SiC_f的相组成进行了分析，如图3所示。SiC_f的相组成为α-SiC、β-SiC和Si。其中，α-SiC为配制陶瓷料浆时加入的SiC微粉；β-SiC为反应烧结时生成的SiC；Si为反应烧结时留在泡沫陶瓷骨架中的残余硅。SiC反应烧结是一种“富硅”的反应烧结过程，通过高真空抽硅工艺可以除掉大部分的残余硅。

图  3  35vol%SiC_f/Al泡沫陶瓷相组成

Figure  3.  Phase composition of 35vol%SiC_f/Al

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在SiC_f/Al复合材料中，SiC_f和铝合金形成两个相互联通的三维网络(图4)，即双连续相结构，这一结构特征使复合材料既能表现出陶瓷的固有特征，同时又表现出铝合金的金属特征，通过陶瓷和金属两相体积分数、网孔尺寸的设计，可以实现复合材料力学和热学性能的调控。

图  4  35vol%SiC_f-26vol%SiC_p/Al双连续相复合材料形貌

Figure  4.  Morphology of 35vol%SiC_f-26vol%SiC_p/Al composites

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由图4(a)可见，在样品35vol%SiC_f-26%SiC_p/Al复合材料中SiC_f与SiC_p均匀分布在铝合金中，形成了三相共存结构，泡沫陶瓷与铝合金相互贯穿的三维连通网络结构，界面结合良好未出现界面裂纹等缺陷，有利于提高复合材料的力学和热学性能。图4(b)显示泡沫陶瓷毫米级网孔中的SiC_p在铝合金弥散分布状态，分散均匀，铝合金与SiC_p交互贯通，有少量的气孔。

2.2   SiC_f/Al双连续相复合材料的热膨胀性能

图5是SiC_f/Al双连续相复合材料的热膨胀系数随温度变化曲线。在相同温度条件下复合材料中泡沫陶瓷体积分数越大膨胀系数越小；相同体积分数条件下复合材料中泡沫陶瓷网孔中添加SiC_p的膨胀系数更小。当温度由100℃升高到500℃时，样品35vol%SiC_f/Al和样品35vol%SiC_f-26vol%SiC_p/Al的膨胀系数分别由11.47×10⁻⁶℃⁻¹和9.29×10⁻⁶℃⁻¹升高到16.44×10⁻⁶℃⁻¹和14.68×10⁻⁶℃⁻¹，介于SiC陶瓷和ZL101的膨胀系数之间，其中SiC陶瓷在0~500℃范围内膨胀系数基本保持在4.7×10⁻⁶℃^−1[19]，而基体铝合金ZL101的膨胀系数在100℃时为21.5×10⁻⁶℃⁻¹、300℃时为23.5×10⁻⁶℃^−1[20]。样品35vol%SiC_f-26%SiC_p/Al和50vol%SiC_f-18vol%SiC_p/Al的膨胀系数分别小于样品35vol%SiC_f和50vol%SiC_f的膨胀系数。在温度为500℃时，样品50vol%SiC_f-18vol%SiC_p/Al的热膨胀系数为7.653×10⁻⁶℃⁻¹，与一部分陶瓷的膨胀系数相当，如α-Al₂O₃(8.8×10⁻⁶℃⁻¹(平行于c轴，25~1200℃))^[21]、四方氧化锆多晶体TZP(9.6~10.4×10⁻⁶℃⁻¹(25~1200℃))^[21]。

图  5  SiC_f/Al双连续相复合材料的热膨胀系数(CTE)随温度变化曲线

Figure  5.  Coefficient of thermal expansion (CTE) with temperature curves of SiC_f/Al co-continuous phase composites

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复合材料的膨胀系数是由基体铝合金、泡沫陶瓷、泡沫陶瓷网孔中的陶瓷颗粒共同作用决定。SiC_p可以降低铝合金的膨胀系数^[22]，其作用是在铝合金中形成大量位错、降低热应力，进而降低复合材料的膨胀系数。SiC_f可以有效地降低复合材料的热膨胀系数，其来源于SiC_f对基体铝合金的约束作用。文献[23]的研究结果表明复合材料基体应力的松弛能够导致材料热膨胀系数下降。泡沫陶瓷的网孔形成平均尺度为毫米级的限域空间，局部阻断了基体铝合金的连续性，降低了基体材料热应力的积累，从而降低了复合材料的膨胀系数，当泡沫陶瓷体积分数增加，限域空间的尺度进一步减小，降低复合材料的膨胀系数的效果更加明显。

2.3   SiC_f/Al双连续相复合材料的高温抗压强度

现有研究成果表明，SiC_p是铝基复合材料有效的增强体之一^[24]，其中颗粒尺寸大小、分散均匀性对复合材料的增强效果具有重要的影响^[25-27]。在双连续相复合复合材料中SiC_p在铝合金中分布均匀，如图4(b)所示。

图6是基体铝合金和复合材料的压缩强度随温度的变化曲线，其中复合材料的压缩强度取最大值，ZL101铝合金取4%应变对应的压缩强度。随着温度的上升，复合材料的压缩强度均呈现下降的趋势；随陶瓷体积分数升高，复合材料的抗压强度提高。当测试温度由室温上升到500℃时，样品35vol%SiC_f和50vol%SiC_f的压缩强度分别由314.97 MPa和541.62 MPa下降到83.03 MPa和142.64 MPa，而ZL101铝合金的压缩强度则由279.46 MPa下降到9.64 MPa。在压缩过程中，泡沫陶瓷利用其三维网络结构对压应力起到承载的作用，基体利用与泡沫陶瓷界面剪切力传递压应力，随温度升高，基体发生塑性变形和软化，压应力的传递能力下降，导致复合材料的抗压强度降低。随着陶瓷体积分数的增加，泡沫陶瓷骨架筋的尺寸增粗，承载能力明显提高，导致复合材料的抗压强度增加。

图  6  ZL101铝合金及SiC_f /Al双连续相合金复合材料的压缩强度随温度变化曲线

Figure  6.  Compression strength changing with temperature curves of ZL101 and SiC_f /Al co-continuous phase composites

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对于不同增强体的增强效果，样品35%SiC_f-26%SiC_p/Al的陶瓷总体积分数为61vol%，样品50vol%SiC_f /Al只有50vol%的SiC_f，由图6可见，当测试温度由室温上升到500℃时，二者的压缩强度很接近，说明陶瓷骨架整体增强的效果好于陶瓷颗粒弥散增强的效果。样品50vol%SiC_f-18vol%SiC_p/Al与样品50vol%SiC_f /Al比较，二者SiC_f的体积分数均为50vol%，但前者泡沫陶瓷网孔中添加了体积分数为18vol%的SiC_p，在相同测试温度下，前者的抗压强度均高于后者，其中在500℃时，二者的压缩强度分别为313.61 MPa、152.39 MPa，相差162.22 MPa。这一结果说明泡沫陶瓷网孔中SiC_p同样对复合材料起到了增强作用，其增强机制来自于陶瓷颗粒与铝合金的界面剪切力。SiC_f与SiC_p的协同作用使复合材料的抗压强度得到明显的提高。

在高温条件下，泡沫陶瓷起的作用是：一方面起到承载作用，对基体铝合金起到整体增强作用；另一方面约束基体铝合金的塑性变形，限制了SiC_p随基体一起流变，保持了SiC_p的增强作用，泡沫陶瓷骨架的整体增强作用高于陶瓷颗粒的弥散增强作用；SiC_p作用有两方面：一是对铝合金基体的弥散增强作用；另一方面调节铝合金的膨胀系数，降低铝合金与泡沫陶瓷的膨胀系数的差异，改善了陶瓷金属的界面结合，提高了复合质量，使复合材料保持较高的抗压强度。

由SiC_p/Al复合材料室温条件下的应力-应变曲线(图7)可以看到：在达到压缩强度最大值前，复合材料均具有较大应变率，说明铝合金起到了增韧作用。样品35vol%SiC_f /Al 中泡沫陶瓷体积分数较低，随着应变进一步增大，复合材料并未完全失效，其金属特征表现得较明显。而当复合材料中陶瓷的体积分数达到并超过50vol%，当超过最大抗压强度失效时，表现出较为明显的脆性材料失效特征。

图  7  SiC_f /Al双连续相合金复合材料的室温压缩应力-应变曲线

Figure  7.  Stress-strain curves of SiC_f /Al co-continuous phase composites at room temperature

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2.4   SiC_f/Al双连续相复合材料的失效机制

图8显示不同温度条件下样品50vol%SiC_f-18vol%SiC_p/Al的损伤形貌特征。裂纹沿着泡沫陶瓷骨架的方向并与压缩方向大致相同；随温度的升高，复合材料裂纹条数增多；表面铝合金逐步氧化；试样与压缩方向垂直的方向出现微量变形。产生这一特征的原因在于：泡沫陶瓷骨架是压应力的主要载体，裂纹起源于泡沫陶瓷。在80 MPa的挤压铸造压力下，泡沫陶瓷与铝合金具有较好的界面结合强度，随温度升高，基体铝合金的塑性变形的趋势逐渐加大，对应力传输的各向异性化的趋势更明显，提高了泡沫陶瓷骨架所受力的均匀性，导致复合材料裂纹条数增多。随温度升高，网孔中的铝合金逐渐膨胀，由于上下压头的限制，只能向非约束方向膨胀，因而在与压缩方向垂直的方向出现微量变形，同时对泡沫陶瓷形成的压应力，这一压应力与承载的压应力叠加后会加快泡沫陶瓷的损伤，使复合材料的抗压强度下降。泡沫陶瓷的断裂方式是脆性断裂。

图  8  样品50vol%SiC_f-18vol%SiC_p/Al在不同温度条件下的压缩宏观损伤形貌

Figure  8.  SEM images of the damage macro-morphology of 50vol%SiC_f-18vol%SiC_p/Al composites at different temperatures

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由复合材料断口形貌图9(a)可以看出：SiC_f断面相对平整，呈现脆性断裂特征，网孔中的SiC_p/Al呈现大面积滑移并覆盖住部分泡沫陶瓷。由界面断裂形貌图9(b)可见，复合材料失效后，泡沫陶瓷与网孔中的复合材料界面产生裂纹；泡沫陶瓷出现裂纹；泡沫陶瓷网孔中的陶瓷颗粒部分突出于铝合金，同时部分陶瓷颗粒产生了相对于铝基体的滑移，并在铝基体形成较为明显的滑移痕迹。这一现象表明在高温环境中，SiC_f是压应力的主要载体并且约束作用仍然保持；铝基体的塑性变形增加导致与陶瓷颗粒的界面结合强度下降；泡沫陶瓷断裂过程中陶瓷颗粒与基体产生了相对位移。

图  9  样品50vol%SiC_f-18vol%SiC_p/Al在500℃条件下压缩断口SEM图像

Figure  9.  SEM images of compression fracture of 50vol%SiC_f-18vol%SiC_p/Al composites at 500℃

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3.   结 论

采用挤压铸造法制备出三维网络结构碳化硅泡沫陶瓷(SiC_f)增强及SiC_f与离散碳化硅陶瓷颗粒(SiC_p)协同增强的铝基双连续相复合材料，其高温膨胀系数和压缩性能研究表明：

(1) 在SiC_p/Al双连续相复合材料中，SiC_f和铝合金形成两个相互贯通的三维网络，通过陶瓷和金属两相体积分数、网孔尺寸的设计，可以实现复合材料力学性能的调控；

(2) SiC_f利用三维连通网络结构对基体铝合金具有整体增强机制。泡沫陶瓷的作用是：一方面起到载荷传递作用，对复合基体铝合金起到整体增强作用；另一方面高温条件下约束基体铝合金的塑性变形；SiC_p为第二相强化并可以调节基体铝合金与泡沫陶瓷的膨胀系数的差异，提高复合质量。复合材料的强化机制为多种机制的综合作用；

(3) SiC_f和网孔中的SiC_p协同作用可以有效降低复合材料的热膨胀系数，提高复合材料的高温抗压强度。在500℃时，复合材料的最高抗压强度可以达到313.61 MPa、热膨胀系数为7.653×10⁻⁶℃⁻¹。