颗粒增强金属基复合材料的研究现状

马国彬 ，谭建波

（1.河北科技大学材料科学与工程学院，河北石家庄 050018；2.河北省材料近净成形技术重点实验室，河北石家庄 050018）

颗粒增强金属基复合材料是以金属为基体，颗粒为增强相，通过一定工艺复合而成的一种新型材料[1]。通过合理的成分、性能设计及工艺，可以使金属基体与增强颗粒之间优化组合，获得既具有金属基体的良好塑韧性、易加工性及导电导热性，又具有增强颗粒的高硬度、良好的热稳定性、低膨胀系数等优点的复合材料，以满足先进装备制造业的需求，在航空航天、能源工程、汽车制造、船舶及海洋工程装备领域中得到了广泛应用。目前，颗粒增强金属基复合材料中存在的润湿性、颗粒分布均匀性及界面反应等问题一直是阻碍其发展的关键因素，本文以这些核心问题为导向对颗粒增强金属基复合材料的研究现状进行了概述。

1 增强颗粒和基体的选择

增强颗粒以一定粒度、比例、非连续性地存在复合材料中，其密度、熔点、硬度、弹性模量、抗拉强度及热稳定性等因素对复合材料的整体性能有着极其重要的影响。增强颗粒在复合材料起着主要承载相的作用，以强化基体材料某些性能的不足，如强度、硬度、耐高温性、耐磨性及耐蚀性等。因此，选择增强颗粒时，不仅要考虑增强颗粒的物理、化学及力学性能，更应考虑增强颗粒与基体的润湿性和相容性，以获得界面结合良好、颗粒分布均匀性能优异的复合材料。另外，增强颗粒的成本也应充分考虑。目前常用的增强颗粒主要有：SiC、TiC、WC、VC、Al2O3、B4C、ZrO2、AlN、Si3N4等。常用增强颗粒的主要性能如表1所示。

表1 常用增强颗粒的主要性能

金属基体作为复合材料中的连续相，具有固定增强颗粒和承受各种载荷的作用，同时基体的物理性质及与增强颗粒的相容性对复合材料的综合性能有着直接影响[2]。因此，在设计与制备复合材料之前，一定要综合考虑基体的物理化学特性、机械性能、与增强颗粒的相容性、成本以及复合材料的实际工作环境，综合多方面因素选择出合适的金属基体，以此最大限度的发挥出金属基体与增强颗粒的优化组合性能。

在金属基复合材料的发展中，具有较高的比强度、比刚度及模量的Al、Mg、Ti等轻有色金属为基体的复合材料研究最多且工艺较为成熟，并且在航空航天、国防工业及汽车等领域应用越来越广泛[3]。相比而言，以黑色金属为基体的复合材料一直没有得到重视，其中代表性的为钢基和铁基。但是钢铁基复合材料的耐高温性、抗冲击性及耐磨性等方面明显优于轻金属基复合材料[4]，广泛应用于轧辊、破碎机锤头、轮毂及刹车片等领域，这使得钢铁基复合材料的深入研究又显得十分有必要。

2 增强颗粒与基体的润湿性

2.1 润湿机理

对于颗粒增强金属基复合材料来说，良好的界面性能可以保证复合材料中载荷、应力及各种应变等在基体和增强颗粒之间的有效过渡，而理想的界面结合需要良好的润湿性作为前提[5]。润湿性是指液体在在固体上的铺展能力[6]。通常，润湿性可以用当液体在水平固体表面上达到平衡状态时，液体与固体表面的润湿角或接触角θ来表示，如图1所示。θ角为0°时，称固体可以被液体全部润湿；θ角＜90°时，固体可以被液体润湿；θ角为180°时，称固体与液体完全不润湿[7]。

图1 液固

大多数增强颗粒与金属基体的润湿性较差或者不润湿，需要在增强颗粒表面进行镀层等处理。例如对SiC镀铜既可以有效改善与铝液润湿性，也减缓了过度的界面反应；Al2O3与铁液完全不润湿，常镀镍处理以提高润湿性；TiC、VC与铁液润湿角较小，WC在高温下可以被铁液完全润湿，在金属液凝固过程中，增强颗粒容易被推进的凝固界面捕捉，易于制备出颗粒分布均匀且界面结合良好的复合材料，对于钢铁基复合材料而言是理想的增强颗粒。杨少锋[8]等利用无压浸渗工艺成功制备了Ni-Al2O3/Fe复合材料。结果表明，镍改善了Al2O3与铁液的润湿性，并且提高了铁液的渗透能力。Ni-Al2O3陶瓷颗粒与铁基体的界面结合良好，界面结合方式为无过渡层和微裂纹的机械啮合。王泽建[9]研究了对网状SiC表面镀铜及Ni-Cr-Fe合金化处理对SiC铁基复合材料性能的影响。发现，网状SiC表面表面铜合金化处理，在提高铁液对SiC陶瓷相的润湿及铸渗能力方面优于Ni-Cr-Fe金属化工艺，镀层有效控制了SiC与铁液的界面反应，界面结合良好，抗拉强度得到明显提高。焦星星[10]利用化学沉积法在氧化铝复相陶瓷预制块上镀铜，然后通过真空消失模铸造工艺制备了氧化铝复相陶瓷/高铬铸铁复合材料。高纯铜涂层改善了氧化铝复相陶瓷与铁基体的润湿性，界面以机械结合与溶解扩散结合的混合结合方式，抗弯强度和耐磨粒磨损性明显提高。

2.2 润湿性对颗粒分布均匀性的影响

很多研究表明，当增强颗粒的体积分数及与金属基体的结合状态一定时，颗粒在基体中的分布状况对颗粒增强金属基复合材料的延展性、塑韧性及整体强度具有重大的影响。颗粒分布越均匀，残余应力越少，应力不易集中，并且裂纹不易生成和扩展，复合材料的服役寿命得以有效延长。

颗粒分布理论研究表明，颗粒与基体凝固界面的相互作用决定着颗粒在基中的最终分布状态[11]。在凝固过程中，如果颗粒可以被推进的固液界面接收，则颗粒容易在金属基体中均匀分布；如果增强颗粒与基体润湿性差，颗粒将被推进的固液界面排斥，则颗粒趋向偏析在晶界或最后凝固的位置。因此，提高增强颗粒与金属基体的润湿性是颗粒增强金属基复合材料发展中的一个关键问题。Gul[12]等在Al2O3颗粒上镀Ni来制备钢基复合材料，成功解决了Al2O3陶瓷颗粒与钢基体润湿差的问题，制得的复合材料颗粒分布均匀且耐磨性能优异。Liu[13]等人在WC颗粒镀Co利用离子熔铸工艺制备了Q235钢基复合材料，发现复合材料中增强颗粒分布均勾、界面结合良好，耐磨性与基体相比明显提高。王恩泽[14]等人利用喷射法将刚玉、碳化钨陶瓷颗粒加入到铸钢中，制备了两种颗粒增强钢基复合材料。研究结果表明：由于WC与钢液润湿性好，制备过程中发生了一定的界面反应，致使WC颗粒分散均匀，界面结合良好，而Al2O3颗粒与钢液润湿性极差，Al2O3颗粒分散性也较差，且容易脱落。刘小平[15]等人采用原位反应法制备了TiC/Fe复合材料。研究发现，由于该工艺避免了外加颗粒法中增强颗粒的污染、氧化等问题，原生增强颗粒与铁基的润湿性极佳，致使制备的复合材料中的TiC颗粒细小、分布均匀并与铁基体结合良好，复合材料具有优异的耐磨性能。

3 增强颗粒与基体的界面问题

3.1 界面成分及结构

金属基复合材料中的界面是基体与增强颗粒之间的一个复杂微观过渡区域，化学成分、物理参数及结构等与两侧材料明显不同，是具有一定结合方式、厚度及强度的新相[16]。界面在复合材料中具有传递载荷、缓解局部应力、阻止裂纹萌生及促进异性相共存和融合等重要作用和影响，结合良好的界面，有利于发挥出增强颗粒与基体材料各自的优越性能，对复合材料的整体的性能有直接影响[17]。另外，增强颗粒的强度、硬度一般比基体高几倍，并且在服役过程中为主要承载相，界面结合强度必须适中，过弱或过强都不能有效发挥增强颗粒的强化作用。界面成分和结构极其复杂，且界面区域微小，受服役环境影响较大，一直都是复合材料领域研究的难点问题。李烨飞[18]等运用负压铸渗法成功制备出了WC-TiC-Co/Cr20复合材料。研究了界面相的化学成分与物相组成，并发现颗粒与基体呈现冶金结合的方式。韦贺[19]利用高能球磨混粉＋真空粉末烧结法分别制备了45%WCp/钢（铁）基复合材料。通过XRD分析发现界面处都存在WC、W2C、Fe3W3C和α-Fe四种物相，WCP/铁基复合材料的界面紧紧环绕在增强颗粒周围，而WCP/钢基复合材料的界面以块状或板条状的形式游离在钢基体中，此时的Fe3W3C作为脆相存在，致使WCP/钢基复合材料的压缩强度低于WCP/铁基复合材料。刘君武等[20]研究了SiC/Fe复合材料的界面反应，发现界面处过多的脆性化合物使界面结构及性能严重恶化，SiC过度溶解生成的大量粗大网状石墨也将严重破坏基体结构，因此，界面问题是决定复合材料整体性能的关键因素。

3.2 界面反应

在颗粒增强金属基复合材料的制备过程中，由于受到陶瓷颗粒与基体的物理化学特性或工艺参数的影响等，大多数增强颗粒与高温金属液接触时，难免发生不同程度的界面反应。轻微程度的界面反应可以提高金属液对增强颗粒的浸湿性，有益于制备出界面结合良好性能优异的复合材料。韩孟岩[21]利用无压浸渗工艺制备了Al2O3/不锈钢复合材料，由于在Al2O3陶瓷预制体中加入一定量的镍粉，改善了Al2O3陶瓷与不锈钢液的润湿性，并且提高了钢液的浸渗能力。含Ni复相陶瓷体与钢基体的界面处存在：Ni与钢液的冶金结合、未完全溶解的Ni与钢液的浸渗结合及钢基体与Al2O3的界面反应结合。但大多数的界面反应是难以控制的，尤其是严重的界面反应，容易产生大量脆性物质，损伤增强颗粒和恶化界面结构，极大危害了复合材料使用性能。例如，对于颗粒增强钢铁基复合材料，当增强颗粒为SiC时，高温下SiC会与Fe产生剧烈的化学反应[22]，生成的脆性铁硅化合物恶化界面结构，析出的片状石墨割裂基体组织，严重降低了复合材料的性能；而TiC陶瓷与Fe液润湿性较好，且二者之间无界面反应[23]。WC颗粒与Fe液的润湿角为0°，润湿性很好，两者会发生一定的界面反应，制备的复合材料整体性能优异。界面反应和反应程度将影响界面的结合，并最终影响复合材料的性能。因此，在实际生产中，有必要对界面反应问题进行研究和控制，以制备出性能优良的复合材料。目前，国内外学者对颗粒金属基复合材料的界面反应问题进行了大量的研究。

丁福厚等[24]人对SiC颗粒增强铁基复合材料进行了研究，发现碳化硅与铁极易发生反应，在SiC表面涂覆金属层能有效降低界面反应程度，有利于形成结合良好界面，制备出强度高且耐磨性优异的复合材料。雷明等[25]研究了60%WC/Cr26复合材料复合层中WC和Ni基金属、Ni基金属和Cr26基体的双复合界面，发现界面处均发生了元素扩散。在预制坯中镍基金属粉末与液态金属充分反应，WC颗粒发生部分溶解，在凝固冷却过程中生成（Fe，W）B.在 WC 和镍基金属界面上，形成了（Fe，Cr）B 和（Fe，Si）B，形成了冶金良好的界面。

文志鹏[26]等利用离心复合工艺制备了WC/硅锰钢基复合材料，扫描分析了Fe、C、W元素由基体到WC颗粒心部的含量变化，找到了明显的Fe、C、W元素的共存区域即界面处，发现该区域冶金结合良好，没有明显的过渡层，并且存在Fe3W3C物质。

4 颗粒增强的机制

增强颗粒在金属基体中的形貌、尺寸、含量及分布状况对复合材料的增强效果有直接影响，同时增强颗粒与金属基体的物理、化学及力学特性存在诸多差异，因此，颗粒增强金属基复合材料中存在着很多复杂强化模型[27]。目前，主要的两种为颗粒复合强化机制和位错强化机制。

当增强颗粒粒度较大（d＞10 μm）、金属基体强度高且塑韧性较差时，细晶强化、弥散强化、位错强化及加工硬化的强化作用都很小，此时主要的强化机制为颗粒复合强化。颗粒复合强化机制本质是载荷传递原理，利用增强颗粒的高硬度、高强度及高弹性模量，使载荷由金属基体到增强颗粒的传递[28]。由于增强颗粒形状一般为不规则多面体、尺寸较大且与金属基体强度和弹性模量存在差异，载荷在复合材料的传递过程中会发生界面摩擦和应变失配。界面摩擦可以用剪切滞后机理解释。应变失配是指增强颗粒以承担大部分载荷的的方式来保持与金属基体界面的连续性，以此提高了复合材料的强度。在磨损过程中，随着硬质增强颗粒的裸露，增强颗粒成为主要承载体，减缓了基体的磨损，提高了复合材料的耐磨性能。李杰[29]等利用Eshelby等效夹杂力学模型模拟并计算出了SiC/Fe，TiC/Fe，Gr3C2和Ti（C，N）/Fe的应力-应变曲线。模拟与实验结果对比发现：SiC和Gr3C2在复合材料中具有传递载荷和强化铁基体本身强度的作用，而TiC和Ti（C，N）颗粒的强化机制主要是承受载荷的方式，SiC和Gr3C2颗粒对铁基体抗拉强度的提高要优于TiC和Ti（C，N）颗粒。

如果尺寸细小的增强颗粒能够均匀分布在金属基体中，复合材料在外部载荷作用下，首先在金属基体产生位错运动，当位错遇到高硬度的增强颗粒时，位错运动受阻，位错线发生弯曲变形，位错密度迅速增加，阻碍基体的变形，从而提高了基体的强度。

其中，当第二相粒子尺寸小、在基体中分散程度高、强度及硬度高时，基体中滑移的位错线在粒子处受阻发生弯曲，随着外力的增加，位错线弯曲程度增大，使围绕粒子位错线两端发生相交，留下环绕粒子的位错环后，位错线继续向前滑移。增强颗粒对基体起到强力的钉扎作用，与此同时增强颗粒的尖角处有可能发生变形或破碎，消耗大量的能量，位错线运动受到极大的阻力，使复合材料得到强化。这种机制被称作Orowan机制[30]。

位错以Orowan机制绕过第二相颗粒时需要克服的切应力τ为：

式中，G—基体材料的剪切模量，b—位错的柏氏矢量，λ—第二相颗粒的间距。

姬长波等人[31]采用搅拌铸造法制备了分别添加WC颗粒和YG-8硬质合金颗粒的两种高铬铸铁基复合材料，并对其力学性能和耐磨性进行了研究。与高铬铸铁基体相比，两种增强颗粒具有很强的相似性。在晶界存在界面反应形成Fe3W3C碳化物。复合材料的耐磨性明显提高，耐磨效果基本相同。提高耐磨性的主要机制是未溶解的强化颗粒与析出物共同作用形成颗粒强化和沉淀强化。

5 结论

颗粒増强金属基复合材料的润湿性、颗粒分布均匀性及界面问题是影响复合材料发展的难点问题，其中金属液对增强颗粒的润湿性的好坏间接影响着颗粒分布的均匀性及界面结合情况。国内外大量对于颗粒增强金属基复合材料的研究集中在润湿性、颗粒分布均匀性、界面形貌和性能在复合材料综合力学性能的影响，对于复合材料制备工艺的改进及界面反应的控制提供了宝贵经验，极大促进了颗粒増强金属基复合材料的发展。但是，对于增强颗粒的分布机理、界面形成理论及颗粒增强机理的研究还比较薄弱，需要进一步研究。