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4fae=ingLiU液相攒拌铸造法制备Sip/Al复合材料的力学性能广东工业大学曾国就黎昨坚朱和祥匡国春白晓军幸商要对旋祸燃拌铸造法制备的3呜/1复合材料的界面和力学性能进行了分析研充。结果表助3祀，/1的界面结1为性能良好的冶金结合。8；；颗粒能提高铅基体的拉伸强度，同时显著提高铅基体的室温硬度与高温硬度。
不连续增强复合材料因材料制造王艺简单成本反材料性能好而受众多研究者的重视。在国内，采用全液相锅揽拌王艺制备颗粒增强复合材料的不务对由该工艺制备的复合材料的研巧则更少。本文就是着重研巧全液相烙体揽拌制备工艺制取的3祀1，/1复合材料的界面结合方式及其些力学性能，为该工艺的研究提供参考。
1试验方法1.1擦炼过程选用A铅炫烧处理的l泌目约撕μ的aSi颗粒。采用自制石墨巧蜗，石墨质斜浆叶揽拌《=15°。驱动电机采用]11型无级调速直流电机，功率150W，采用3kW电阻烙炼炉，金属型铸造。烙炼工艺溶炼工2复合温度/铰铸温度/揽拌时间/n揽拌速度/rn 1.2材料性能测试数点法测铸态组织的3拒含量。
室温硬度的测量使用未经处理的铸态组织试株试样尺寸为10X10Xll.用8 187.5型光学布洛维硬度计测定维氏硬度，载荷是31.2峰。采用25倍工具显微镜及附带千分尺测定压痕尺寸，根据压痕尺寸查表得出硬度。
广东省自然科学基金资助项目％0094曾国锾，男，18年出生，助教，硕±。广东工业大学材料与能源学陈广州5的0典致谢感谢薛新民老师。杨元政博±。郑秋霞老师。陈海燕老师的热情帮助。
修回日期：因在于细化晶粒引起的初性改善对82粒子引起塑初性下降的抵消作用。另重要原因是1旧2粒子使组织中的共晶5及了旧2粒子分布更为均匀，这也可在定程度上改善材料的初性。
原位生成的1旧2粒子呈规则等轴状，尺寸都在1抖下，且大部分弥散地分布在共晶区内，与共晶1交织在起而在《1内基本不存在了旧2粒子。
了旧2粒子的存在使材料室温抗拉强度明显提高，提高幅度随了1粒子数量增加而增大，而且强化后的材料仍然属于塑性材料。wTiB2=7ㄇ的ZL102室温抗拉强度可达。1叫比基体强度提高25，伸长率为5.
陈子勇。金属基复合材料的烙体直接反应合成王艺。材料导报，1997边秀房，刘相法，马家攫。铸造金属遗传学。济南：山东科学技术出版方信贤，孙国雄。烙体直接反应生成1化2对1饱畦相形貌及变质剂变质效果的影响。铸造，205272~2巧趟芳欣，李德成，张琪洁等。原位生成铸造12人复合材料的微观特征及弹性模量。特种铸造及有色合金1陪9巧；10~11编辑刘用自制的加热装置带测温表头的调压器控制功率输入达到恒温。使用未经处理的铸态组织试株试样尺寸为lOXlOXll胃。硬度计采用8187.5型布洛维硬度计，载荷是100.压痕尺寸是冷却到室媪时的压痕尺寸。测量温度取100°，2°与300°。负荷维持11虹。根据硬度计算公式算出布氏硬度。
在05电子##试验机上进行，拉伸速度为0.5附11/姑。
2试控结果与分析2.1拨拌与颗粒分布根据陶瓷颗粒与铅液润湿的表面张力要求，只有化化铅液在颗粒表面铺展涧湿，当巧时颗粒团聚。试验中的〔颗粒经过高温炫烧处理，在颗粒表面生成层3归2薄膜。在颗粒进入铅液后，界面处发生化学反应：这反应使得19迅速降低，极大地改善了3拒与铅液的界面浸润，促进铅液在颗粒表面的铺展。在高速揽拌下，颗粒就能够较好地分散，获得颗粒分布均匀的材料。
在复合过程中，铅液的强烈氧化和严重吸气影响粒子进入液体内部并降低复合材料的性能。揽拌过程中1液面的强烈旋转并吸入空气，造成铅液不断被氧化产生大量氧化铅渣，干扰破坏粒子进入、分散及复合。
复合材料的气体来源于揽拌过程的吸入和颗粒表面的吸附带入。其中颗粒吸附带入是*主要的形式，是*难抖控制的。在高速揽拌过程中，烙炼装置可使液面始终保持浅碟形且液面有层稳定的氧化膜层。该层粘度较大，能有效阻止外界空气与水气的吸入与扩散。粘度大的表面对较大的封W游侥芰先酢5芪金属液内部的细小氧化物如氧化铅等，可降低金属液的夹杂含量，从而减低内部气体含量。因此，虽经过50 11的高速揽拌，试样并没有明显的气孔，如图1所示。
究其原固可能与表面的吸附作用有关。颗粒的加入，液体粘度增大。加入量越多，粘度越大，颗粒分散越困难，需要更高的能量输入与更长的揽拌时间。
2.2界面结合与拉伸强度电子探针检测3拒，、从1界面处的面分布时，可清晰看到，界面处的浓度明显高于基体含量。如图2、有抖0为核屯、析出的趋势[1.只是由于量太少而不能析出成相而产生偏析。桂偏析说明在3拒/1的界面存在[刘的浓度过渡层。由此可知，5拒1，/1的界面结合是冶金结合。
1耀辨相户。褚毒艇浪始子苛扳於的SiO的金相辟、片Xl 1铸态组织肖；面分布困3复合材料冲击断口形貌复合材料冲击断口的3拒颗粒表面的能谱分析中，可清楚看到在颗粒表面存在大量铅。如图4、图5所示。可认定材料是在〔/1的界面过渡层瞒目侧断裂。
在拉伸强度的测试中，复合材料的拉伸强度都得到提高。其中3和4达到％3和11高于基体强度。断口存在大量初窝，为初性断裂。在拉伸断口形貌中，可见到日颗粒被挤断的痕迹。如图6所示，颗粒增强型复合材料，承受载荷主要是依靠基体材料。其强度主要取决于分散粒子阻碍位错运动的能力[3.试6复合材料担伸口形愚?；11秘困51〔含量不够多且粒度大实，_1、，成愚邮峨大，潘位1~4自作弱。同样的菁〔胀高基体位1帛材料强度的作用同样不显54复151强化机制主要是承载机制起作已，由基体把应力传递给颗使颗粒承锢提高复材料强度。，据3定5祀颗粒与1的界面粘结强度达到1.~26口3，远高于八1和8拒的本身强度司。在拉伸过程41基体通过界面剪切将应力传递给封〔颗粒，让颗粒直接承受载荷拟提高复合材料的强度。就颗粒越大，通过界面剪切传递给5记颗粒的应力越大4].
据文献[句测定5作颗粒实际外载应力是义1的2.没倍。
且试验的5记颗粒度为3.5，相1，因此，可推测纷帕实际外载应力的倍数可能更高。8拒颗粒与1的变形不同，导致应力在界面处集中，3祀颗粒末端应为集中更明显，5记颗粒局部可能承受更大应力。颗粒粒度越大其断裂强就越小，颗粒可承受的应力就越小，低应力下，颗粒承受的应力就可能超过其断裂强度而导致断裂。正如文献[4]所讲，方面1基体通过界面剪切传递给3拒颗粒的应力增大，另方面颗粒粒度越大，其断裂强度就越小颗粒可承受的应力就越小，度就导致勒0颗粒的化应力断裂5祀颗粒度的大使颗粒阻碍位错的能力减弱及大颗粒的低应力断裂*终导致大颗粒的复合材料的低强度。
复合材料的耐热强性43.4.在硬度试验中，颗粒加压头与基体接触的有效面积。且3拒1，/1高强度的界面有力地支粒对压头的抵抗作用。所化3作颗粒的加入，可提离复合材料的硬度。颗粒越多，有效面积加越多，篼强度界面越多，硬度也就越高。随着温度升高，复合材料硬度的增加速率减缓。如图7所示，由于温度升高，基体原子活动能力增强，济与，/义1界面强度下降，抵抗压缩应力的能力下除宏观表现为硬度下降。
但比基体仍然高出许多。由此可知，封〔颗粒可显著强铅基体的耐热性。
没〔/1的界面结合是冶金结合。
封〔1，/1复合材料拉伸强度比八1基体有明显提高。
3复合材料的室温硬度与8拒体积分数成线性关系历=2.939中喊043.4.
帕飨蕴岣咔宓捏温硬度。
欧阳拥章。铸造招基陶瓷颗粒复合材料制备、性能、组织及界面研巧：[硕±论巧。广州：华南理工大学，1997.
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该书总字数为140万字，886页，定价148元，由新华书店总店北京发行所经销。
室温下，复合材料的硬度与5拒含量呈线性关系：
