高体积分数SiCp增强铝基复合材料具有比强度高、比刚度高、密度低、耐磨损、线膨胀系数小且可调、尺寸稳定性好等性能，被广泛应用于电子封装、航空航天、交通运输、军事医学等领域，具有广阔的应用前景。
然而，SiCp与铝的润湿性差，且两者在高温下易发生化学反应，极大地限制了该复合材料的性能及应用的可靠性。
因此，实现SiCp与铝及铝合金的高效结合，是该复合材料性能提升及应用的基础。
目前，SiCp增强铝基复合材料的制备方法主要有搅拌铸造法、粉末冶金法、压力浸渗法等，其中，压力浸渗法具备操作简单、成本低、易获得高体积分数和较大尺寸的复合材料等优势；并且，浸渗法易于实现近净成形，减少复合材料后续的加工量，增强颗粒的分布比铸造法更均匀，已经成为制备颗粒增强铝基复合材料常用的方法。
SiCp引入铝基体中最直接的强化方式就是载荷传递强化，界面的结合强度起到至关重要的作用。
为满足不同制备技术对界面润湿性和结合强度的要求，学者们通过预氧化或表面镀层等界面结构调控方法，提高界面结合强度，改善复合材料力学性能。
但是，采用压力浸渗工艺制备铝基复合材料的过程中，SiCp预制体与铝液或铝合金液在高温下有直接接触，但SiCp与铝熔体之间的接触时间较短，得到的复合材料中是否有大量的有害产物Al4C3生成以及复合材料性能的变化等，目前的文献报道较少。
本课题首先对SiCp进行氧化处理得到颗粒表面沉积有SiO2层的粉体，然后分别用原始状态和氧化处理后的粉体通过成形、脱脂、烧结等步骤制备碳化硅预制体，最后采用相同的压力浸渗工艺制备得到两种界面反应剧烈程度差别较大的SiCp/ZL101铝基复合材料，研究界面反应对SiCp/ZL101铝基复合材料弯曲强度、热导率、电导率、膨胀系数等力学性能的影响。
【研究方法】试验材料为平均粒度(D50)约为10μm的不规则α型SiC粉体（纯度为99.5%）和自制的ZL101铝合金。
分别将原始状态和氧化处理（1200℃×1h）后的粉体和酚醛树脂进行混合，用无水乙醇作为溶剂，配制成固相体积分数为53%的膏体，然后利用压机采用单轴向压力成形Φ50mm×20mm的SiC前驱体毛坯；将毛坯放入空气炉中进行脱脂烧结，以2 ℃/min升温至600 ℃，保温30min，再以5℃/min升温至1200℃，保温2h后随炉冷却，完成脱脂烧结。
将烧结好的SiC前驱体置于钢制模具的芯部，自制的ZL101铝合金经除气、精炼后浇入Φ70mm×100mm金属型，采用油压机以200 MPa的压力将铝液快速压入SiC前驱体，空冷后脱模，切割掉多余的铝基体即可得到复合材料。
【研究结果】图1为原始态SiC粉体及经过氧化处理后的SiC粉体形貌及能谱图。
图2为SiC粉体的TG-DSC曲线和热重性能。
原始SiCp表面比较干净且呈多边形，经氧化处理后颗粒发生钝化，尤其是在其尖角位置处。
整个氧化反应速率主要受界面化学反应控制，SiC颗粒氧化增重随氧化温度增加而快速增加。
(a) SiC粉体原始SEM形貌（b）氧化处理后SiC粉体(c)点1处能谱（d）点2处能谱图1氧化处理后SiC粉体原始和经过氧化处理后颗粒的SEM形貌（a）SiC粉体的TG-DSC曲线（b）SiC粉体的氧化失重率曲线图2 SiC粉体的TG-DSC曲线及SiC粉体的氧化失重率曲线Fig.2 TG-DSC curves and oxidative weight loss rate curve of SiC powdersSiC前驱体烧结前后的断口微观形貌见图3。
试验选用的粘结剂能够保持前驱体烧结前的强度和刚度，但是颗粒与颗粒呈现堆积状态，颗粒间结合不牢固；高温烧结后颗粒之间的粘结剂被排除，使得颗粒间的孔隙变大，同时出现了颗粒与颗粒的连接。
在室温下干燥的SiC预制体素坯强度极低，仅为1.05MPa；经高温烧结后， SiC预制体的强度得到显著提高，在1100、1200、1300℃下煅烧2h后的压缩强度分别达到14.32、21.25和17.83MPa，达到了压力浸渗法对前驱体承载能力的要求。
SiC预制体固相烧结后强度提高的原因在于高温下坯体收缩使得颗粒间的堆积更致密，颗粒间的接触面积增大，在 SiC表面沉积SiO2层的过程中，颗粒之间通过SiO2层发生了化学反应连接，使得预制体的强度大幅提高。
(a) 烧结前；（b）烧结后（1200℃×1h）图3 SiC前驱体烧结前后的显微组织颗粒分布是复合材料组织调控的重要组成部分，因其影响复合材料的微观组织，进一步决定其性能。
。
压力浸渗制备的铝基复合材料比较致密，SiCp在连续的铝基体中分散比较均匀，在金相下无明显的团聚现象，亦无明显的裂纹、孔洞等缺陷，有效降低了这些缺陷造成应力集中、裂纹萌生以及复合材料各向异性的产生。
相比之下，氧化处理后的SiCp增强铝基复合材料中增强颗粒在铝基体中分布密度更高，体积分数更高；通过Image J软件定量分析，SiCp原始和氧化后SiCp/ZL101复合材料中SiCp的体积分数分别为56.2%和63.8%。
（a） SiC（原始状态）；（b） SiC（1200℃×2h）图4烧结前后SiCp/ZL101铝基复合材料的显微组织试验制备的两种复合材料表面经腐蚀后增强颗粒周围有少量的孔洞，这是前驱体中的空气未能及时排出以及压时铝液降温较快导致的铝熔体填充不完全所致。
可以看出，Al元素全部分布在铝基体所在区域，Si元素主要在SiCp所对应的区域，少量分布在铝基体区域的Si元素有富集区出现，这是因为高硅铝基体凝固过程中有少量的初晶Si生成；原始状态中O元素集中分布在铝基体所对应的局部区域见图5a，这是试样在空气中保存时基体不均匀氧化导致的，烧结后O元素主要分布SiCp的周围见图5b，这是因为该区域是SiCp表面的SiO2层。
（a） SiC（原始状态）；（b）烧结 SiC（1 200 ℃×2 h）图5 烧结前后SiCp/ ZL101复合材料向的面扫描铝基体的热导率为218W/(m·k)，原始SiCp/ZL101铝基复合材料和氧化SiCp/ZL101复合材料的热导率较基体分别降低51 W/(m·k)和25 W/(m·k)；原始SiCp/ZL101铝基复合材料和氧化复合材料的弯曲强度较铝合金分别提高了23.28%和3.28%，氧化SiCp/ZL101铝基复合材料的弯曲强度比原始SiCp/ZL101复合材料的弯曲强度降低了16.2%，而原始 SiC和氧化 SiCp的铝基复合材料中 SiC的体积分数分别为56.2%和63.8%；相比之下，较低体分的铝基复合材料的复合材料弯曲强度更高，这是因为试验中原始 SiC与铝基体间的接触反应时间较短，使得反应生成的脆性相Al4C3较少，通过控制界面反应可使得界面的结合强度更高，其增强效果优于颗粒添加量的提高；虽然LUOZ P利用高分辨透射电镜（HRTEM）技术研究发现，氧化SiCp表面的SiO2可以与含Mg铝基体合金反应形成脆性相MgO和MgAl2O4，但该研究结果也表明控制反应层厚度是关键，过厚的反应层对复合材料力学性能不利，这也解释了本试验氧化颗粒未能起到很好的增强作用的原因。
增强颗粒的引入将基体材料的线膨胀系数降低一半以上，并且氧化SiCp/ZL101铝基复合材料比原始复合材料有着更低的热膨胀系数，约降低14.4%，原因在于引入的SiCp的线膨胀系数较低（4.7×10-6K-1），复合材料的线膨胀系数的高低主要与其增强颗粒的添加量相关。
(a)热导率 (b)电导率图6SiCp氧化处理对SiCp/ZL101复合材料热导率和电导率的影响图7 SiCp/ZL101复合材料弯曲强度图8 平均线膨胀系数两种复合材料的失效方式为 SiC的解理断裂和铝基体的韧性断裂。
(a) SiC（原始状态）；(b)图a局部放大图；(c) 烧结 SiC（1200℃×2 h）；(d)图c局部放大图图9 SiCp/ZL101复合材料向的断口扫描3结论(1)SiCp/ZL101铝基复合材料组织致密，且SiCp在连续的铝基体中分散比较均匀，在金相下无明显的团聚现象，亦无明显的裂纹、孔洞等缺陷；原始SiCp/ZL101、氧化SiCp/ZL101铝基复合材料中增强颗粒的体积分数分别为56.2%和63.8%。
(2)SiCp/ZL101铝基复合材料的基体区域存在少量Si元素富集区，原始SiCp/ZL101铝基复合材料中O元素集中分布在铝基体所在局部区域，而氧化SiCp/ZL101铝基复合材料中O元素主要分布SiCp的周围。
(3)增强颗粒的引入可有效提高基体的强度，降低其热膨胀系数，但也使得基体热导率和电导率降低；颗粒氧化处理能够提高SiCp/ZL101复合材料的热导率，并降低复合材料的热膨胀系数，但是也会急剧降低SiCp/ZL101铝基复合材料的电导率和强度。
(4)SiCp/ZL101铝基复合材料弯曲作用下的失效方式为 SiC的解理断裂和铝基体的韧性断裂。
【文献引用】中文：薛海华，张全.压力浸渗SiCp/ZL101铝基复合材料的组织和性能[J].特种铸造及有色合金,2022,42(3):355-359英文：XUE H H，ZHANG Q.Microstructure and properties of pressure infiltrated SiCp/ZL101 composites[J].Special Casting & Nonferrous Alloys，2022, 42(3):355-359.