喷射沉积SiC的热机械疲劳行为_P./Al-Si复合材料在高速铁路制动盘中的应用

摘要

研究了喷射沉积碳化硅的热机械疲劳行为_P.从Si颗粒大小和Si含量两个方面研究了-增强铝硅合金。在150 ~ 400℃的温度范围内进行热机械疲劳试验。循环响应行为表明，所有材料均表现出连续循环软化，SiC颗粒尺寸和Si含量的增加加剧了软化程度;这是由于Al基体/Si相界面或Al基体/SiC颗粒界面热收缩差而产生的位错。同时，研究了碳化硅的TMF寿命和应力幅值_P./Al-7Si复合材料的强度大于Al-7Si合金，且随SiC颗粒尺寸的增大而增大，这与直接强化机制的“负荷分担”有关。应力振幅为4.5μmSiC_P./Al-Si复合材料随Si含量的增加而增加;Si含量对TMF寿命的影响不显著。TMF失效机理表明，裂纹主要由小颗粒SiC的团聚和大颗粒SiC的断裂引起，初生Si的断裂和共晶Si的脱落加速了裂纹的扩展。

1.介绍

自然资源和环境污染的消耗是当今人类面临的主要挑战。研究新的能源而不是传统化石能源是迫切的。使用清洁能量如太阳能的能量非常广泛。例如，新能源汽车正在使用清洁能量来节省资源并保护环境[1］．然而，新技术的发展提高了对材料的要求。例如，汽车刹车盘用复合材料的轻量化、耐磨性和热机械疲劳性能非常重要[2-4.］．传统的金属刹车盘在高速行驶(≥400km /h)时，轮轨摩擦产生高温，容易开裂，不能保证车辆的安全。一些新型复合材料如碳/碳纤维增强碳基复合材料具有良好的高温耐磨性，但氧化和制造成本高制约了其广泛应用。原文如此_P./Al-Si复合材料具有比强度高、导热性能好、膨胀系数低等优点，被认为是一种理想的制动盘金属基复合材料[5.-8.］．在实际制动的过程中，SiC颗粒和Al-Si合金之间的热膨胀系数（CTE）中的不匹配引起的残余应力，同时复合材料的机械负荷导致热机械疲劳（TMF）。

制备碳化硅的方法有几种_P./Al-Si复合材料，如搅拌铸造[9.]，粉末冶金[10]及喷雾沉积[11］．喷雾沉积是一种利用高速气体(即氩气或氮气)雾化熔融金属流的快速成型工艺₂)，并将产生的喷雾导向冷基板[12］．该方法不仅可以避免搅拌过程中熔融金属和气泡之间的氧化反应[13，同时也对SiC进行了细化晶粒、减少偏析相、使内部SiC颗粒在SiC中的分布更加均匀等微观组织的改善_P./铝复合(14］．一般来说，喷射沉积制备的材料强度高，塑性好，耐磨性强[15］．

有许多因素影响MMCS的TMF性能，包括复杂机制。进行同相（IP）和超阶段（OP）实验以模拟温度，应变和相位关系通常[16];因此，已经研究了关于MMCS的TMF的先前工作，主要针对相位，增强体积分数和骨折机制的应力水平的影响。钱等人。[17-19]研究了SiC的TMF行为_W./6061Al / SiC复合材料_W.结果表明，在IP-和OP-TMF过程中，复合材料均发生了循环软化，且在等效应变范围内，高体积分数复合材料的循环应力范围大于低体积分数复合材料。此外，15%的SiC_W.复合材料揭示了比28％的寿命更长_W.复合材料在IP-TMF条件下的疲劳寿命曲线基本重合，而在p - tmf条件下的疲劳寿命曲线基本重合，损伤机制主要是晶须周围基体中孔洞的萌生、生长和聚结。恩(20.]报道，Ti-48Al-2V合金和TIB的IP-TMF寿命₂颗粒增强Ti-48Al-2V复合材料随着最高温度和应力范围的减小而变长，TMF机制为层间板、孪晶和晶界上孔洞的形核和生长;它们的层间、跨层和粒间连接;层状结构的粒间分离和解体。SiC的IP-和OP-TMF行为_P./Al 2xxx-T4在100°C和300°C之间的复合材料已经被Karayaka和Sehitoglu [16］．他们发现，其失效机制是短寿命区蠕变疲劳损伤和长寿命区氧化损伤。Sehitoglu [21发现Al / SiC复合材料的TMF寿命变长，具有较小的SiC粒径。它由Wang等人调查。Al-Si活塞合金的TMF损伤行为受温度范围的影响;该裂缝主要从断面初级硅的温度范围内引发120〜350°C的温度范围，并从矩阵和初级Si之间的界面进行核，温度范围为120〜425°C [22］．然而，很少研究粒度和Si含量对喷雾沉积的SiC颗粒增强Al-Si合金的TMF行为的影响。

研究了碳化硅的循环应力行为、颗粒强化机理和热机械疲劳断裂_P.研究了不同SiC颗粒尺寸和Si含量的Al-Si复合材料。

2.实验材料和步骤

铝硅合金及其复合材料的增强强度为15 vol。采用多层喷雾沉积技术制备了% SiC颗粒;详情已于以往的研究中显示[23］．被调查样品的标称组成见表1．喷铸钢锭按17.3的比例挤压，经535℃T6热处理2.5 h，室温水淬12 h以上自然时效，160℃人工时效7 h。所有样品均采用上述工艺处理。

加工标本具有矩形截面 尺寸长度为25毫米，符合ASMT标准E8。在一台计算机控制的伺服液压试验机上进行了TMF试验。如图所示1温度由三角波控制，热电偶检测。机械应变采用余弦波控制，并用25mm高温引伸仪测量。总应变幅值为0.3%的应力比为0.1。考虑到圆盘表面温度一般为150-400°C，有时高达450°C [24]，试样用感应加热器从最低温度150°C加热到最高温度400°C。TMF实验的循环周期(总加热和冷却时间)为100 s。经TMF实验后，采用Quanta 2000环境扫描电子显微镜(SEM)观察断口形貌。

3.结果

3.1。微观结构

Al-7Si合金和SiC的一些典型相_P./ Al-Si复合材料在光学显微照片中识别并标记（图2)．Al-7Si合金主要由α-Al基体和白色的Si颗粒聚集在一起，形成图中所示的共晶Si相2(一个)．SiC颗粒的平均尺寸为4.5μM平均分布在4.5μmSiC_P./ Al-7Si组合(图2 (b))．在图中3 (c)， SiC颗粒颜色为灰色，平均粒径为20μM呈不规则形状，颗粒间距小于4.5μmSiC_P./ al-7si显然。SI相的形态随SI含量的增加而变化;可以看到几个像块状的主要SI相平，平均为5.85 μm和许多圆形共晶Si相平，平均为2.51 μ在4.5中μmSiC_P./ Al-13Si组合(图2 (d))．而对于4.5μmSiC_P./Al-20Si复合材料中初生Si相的平均尺寸为7.85μM，形状更随机。关于微观结构的更多细节已经在以前的研究中报道过[25那26］．

３．２．应力-机械-应变滞后回路

数字3.显示了SiC的第一和半衰期的迟滞回线_P./Al-7Si复合材料在TMF加载过程中的性能。在第一个循环的加热阶段，应力随温度和应变值的升高而增大。当温度和应变值先达到最大值后减小到最小值时，应力幅值先达到最大值后减小到最大值。此外，所有材料的最大拉应力大于最大压应力。从图中可以看出3(一个)-3 (c)所有样品第一个循环周期的应力幅值大于半衰期的应力幅值，这意味着第一个循环开始时就会发生软化。的比较数据2(一个)-2 (c)结果表明，Al-7Si合金的软化程度比其他两种复合材料更明显。特别是,4.5μmSiC_P./Al-7Si复合材料的软化程度最低。

典型的第一和半衰期迟滞量为4.5μmSiC_P./Al-Si复合材料的不同Si含量的TMF如图所示4.．半衰期的应力幅值低于第一次循环的应力幅值，所有试件在第一次循环加载后均出现软化现象。随着Si含量的增加，循环软化程度增加。相同材料在TMF加载过程中的最大拉应力大于最大压应力。

3．3．循环应力响应

数字5.显示了SiC的循环应力响应_P./Al-Si复合材料的总机械应变振幅为0.3%。可以看出，Al-7Si合金的循环响应应力具有与SiC相似的趋势_P./ Al-7SI复合材料从图中5(一个)和5 (b)，即循环软化。而对于Al-7Si合金而言，轻微的循环软化阶段从1 ~ 10个循环开始，然后软化程度变得更显著，最后从大约300个循环到断裂时间开始快速软化。为4.5μmSiC_P./Al-7Si复合材料，在前20个循环中发生快速循环软化，随后在700个循环左右发生饱和，快速软化直至失效。20μmSiC_P./ Al-7Si复合材料在前30个循环期间显示出快速的循环软化，然后轻微软化至大约800个循环，然后失败。此外，压力范围是第一循环中最大的压力范围，然后在以下对所有样品的以下循环中迅速降低。可以发现，Al-7Si合金的应力幅度明显低于SiC粒子增强的Al-7Si复合材料的应力幅度，其中应力幅度为20μmSiC_P./ AL-7SI复合材料是最高的。此后，值得注意的是，SiC粒度的增加导致TMF寿命的增加。4.5μmSiC_P./ al-Si复合材料具有不同的Si含量，也表现出从初始循环到最终破裂的软化倾向，并且Si含量的增加导致更明显的循环软化（图5 (b))．在压力幅度方面，也出现了类似的趋势。Si含量越高，应力幅度越大。然而，这些复合材料的TMF寿命没有显着差异;TMF寿命为4.5μmSiC_P./Al-7Si复合材料的寿命略长，而TMF寿命为4.5μmSiC_P./ Al-13si复合材料和4.5μmSiC_P./Al-20Si复合材料也类似。

3.4。特征观察

Al-7si合金和SiC的TMF Fractography_P./ Al-Si复合材料如图所示6.．粗糙的断口由多个微孔组成，微孔数为3 ~ 5μm尺寸均匀分布在稳定疲劳裂纹传播区域（图6(一))．数字6 (b)是疲劳裂纹扩展区域的放大图，微孔周围有许多细小的共晶Si颗粒，这可能与TMF加载时的脱粘有关。裂纹尖端因子随循环次数的增加而增大，导致微孔和韧窝数量急剧增加。疲劳条纹和微孔交替分布在4.5的粗糙断口上μmSiC_P./Al-7Si复合材料如图所示6 (c)并且疲劳裂纹繁殖的方向垂直于疲劳突变。在瞬态断裂区可以观察到大量完整的SiC颗粒和几种Si颗粒（图6 (d)），表明在TMF载荷期间，从Al-Si基质中脱铝颗粒脱铝，形成疲劳裂纹引发和繁殖。数字6 (e)断口较粗糙，为20μmSiC_P./ Al-7SI复合材料在裂缝扩展区域比AL-7SI合金和4.5的结构μmSiC_P./Al-7Si复合材料，其传播路径更为曲折。断裂面上分布有少量破碎的初生碳化硅颗粒，其周边也发生了碳化硅颗粒的脱粘。此外，颗粒周围会形成大量的空洞，随着TMF循环次数的增加，空洞和凹坑也会随之累积。由于整体合金中不同相的撕裂，连续的孔洞相互连接，从而形成许多微裂纹(图)6 (f))．

类似于4.5.μmSiC_P./Al-7Si复合材料的裂纹扩展区域应观察到典型的疲劳条纹μmSiC_P./ Al-13Si复合;然而，没有这样的表征可能是因为一些自由的SiC粒子和Si阶段隐藏着疲劳强度，但是在裂缝表面中也可以看到大量的均匀腔体和凹坑。这些SiC颗粒更紧密地聚集在一起以形成大簇，如大颗粒，这导致裂纹启动更容易（图6（g）)．此外，一些游离初生Si的断裂可能发生在裂纹扩展阶段(图)6（h）)．条纹和蛀牙在4.5的TMF分数中出现μmSiC_P./ Al-20Si复合材料(图6（i）），形成腔的原因可能与来自Al-Si基质的SiC粒子和Si颗粒有关。当Si含量增加时，初级Si颗粒的尺寸增加，并且裂缝具有较大尺寸的核心原发性Si颗粒，这导致图中的许多微裂纹6（j）．

4.讨论

4．1.热膨胀系数对疲劳寿命的影响

Karayaka和Sehitoglu [16]研究了金属基质复合材料的热机械疲劳，发现温度和机械应变总是在TMF过程中暂时改变。劳埃德[27，并指出总应变为热应变和机械应变分量之和: 在哪里是总张力，为热应变，为机械应变，为实验开始时的初始温度，是实验的实时温度，和为复合材料的热膨胀系数。

原文如此_P./ Al-Si复合材料由Al基质，Si阶段和SiC颗粒组成。Si含量和SiC粒径的差异将导致热膨胀系数的巨大差异，其材料将直接影响材料的脱位和残留内应力。Elomari等。[28表明SiC增强颗粒的加入能有效降低材料的热膨胀系数。当增强颗粒体积分数一定时，复合材料的热膨胀系数随SiC颗粒尺寸的减小而减小。由此可知，本文研究的Al-7Si合金的热膨胀系数最高，其次是20μM SiC颗粒和复合材料加固4.5 μm SiC颗粒。循环加载温度在150 ~ 400℃时，Al-7Si合金的热塑性变形最明显，这是由于热应变和残余热应力最高，导致疲劳寿命最低。

4．2．SiC颗粒尺寸的影响

SIC的压力幅度和TMF寿命_P./Al-7Si复合材料的增强率均大于Al-7Si合金，这与增强颗粒的增强机理密切相关。一般有直接强化和间接强化两种强化机制。直接强化时考虑基体与增强颗粒之间的载荷传递，间接强化时考虑增强对基体组织和变形模式的影响[29］．从直接强化的角度来看，基体的弹性模量低于SiC颗粒;因此，碳化硅颗粒可以部分承担基体的载荷，提高了材料的强度。根据Nardone和Prewo提出的剪切滞后模型[30.]， 在哪里为复合材料的屈服强度，合金的产量强度，是增强颗粒的长径比，和和分别是增强粒子和基质的体积分数。

按照SiC的显微组织_P./Al-7Si复合材料，长宽比可以测量为1.38和1.94为4.5吗μm SiC颗粒和20μm SiC颗粒。可由式(2) 20的合成μM SiC增强件表现出最高屈服强度，这与实验中实验测量的机械性能一致[23]，导致循环应力反应更高。

在本研究中，耐火相增强颗粒SiC与变形相Al-7Si合金的热膨胀系数不匹配导致了主要由几何位错引起的间接强化。特别是小颗粒引起的热膨胀系数会导致更高的几何位错密度，参考文献[21］．因此，几何位错密度为4.5μmSiC_P./ Al-7Si复合材料大于20μmSiC_P./ Al-7Si复合。基于Fleck等人提出的剪切流应力与位错的本构关系[31]， 在哪里为Al-7Si合金的弹性模量，GPa;为标量系数;是伯格斯向量。因此，位错密度的增加导致流量应力的增加，即屈服强度为4.5μmSiC_P./ Al-7Si复合材料大于20μmSiC_P./ Al-7Si复合;在一般情况下，TMF行为与屈服强度具有相同的规律。参考文献[21］．然而，循环应力响应的观测结果与上述接受点不同，这可能主要与细颗粒团簇的形成导致屈服强度降低有关[23］．在TMF过程中，载荷从基体转移到SiC颗粒，但当聚集的SiC颗粒形成疏松组织时，更容易发生裂纹的萌生和扩展，加速材料的失效。而SiC颗粒则均匀分布在20μmSiC_P./Al-7Si复合材料中，裂纹引发颗粒缺陷。文献[24]表明，小尺寸SiC颗粒导致孔洞形核，提高了高应变幅(>0.3%)下的低周疲劳寿命。综上所述，Al-7Si合金和SiC以直接强化机制为主_P./ Al-7Si复合材料。

4．3．Si含量的影响

一般情况下，由于复合材料中Si的含量不同，Si的种类也不同，包括初生Si相和共晶Si相，导致复合材料的TMF性能不同。4.5的显微组织μmSiC_P./Al-Si复合材料表明，随着Si含量的增加，Si相的体积分数和平均尺寸增大。TMF试样断口的SEM图像显示了两种明显的裂纹扩展机制:初生Si颗粒和共晶Si，如图所示7.．可以描述TMF裂缝将通过主Si颗粒和共晶Si之间的界面传播。α-Al基体，与裂纹尖端驱动力有关[32］．此外，连续的热循环会导致Si颗粒的膨胀和周围局部的微塑性α-Al/Si界面加速复合材料的变形，该概念也在参考文献[22］．因此，在本研究中，断裂模式为4.5μmSiC_P./ Al-7SI复合材料是脱粘和聚集的SiC颗粒，以及共晶Si相的脱离，而4.5μmSiC_P./Al-13Si复合材料中，共晶Si相的分离是主要的断裂方式;同时，初生Si相的断裂非常罕见。随着Si含量的增加，初生Si的断裂倾向增大;因此，在4.5中可以看到大量断裂的初生Si相μmSiC_P./ Al-20Si复合。此外，粒子与基体之间的载荷分布很大程度上取决于Si的粒子间距离，粒子间距离为4.5μmSiC_P./Al-20Si复合材料最小。当局部基体发生塑性变形时，Si相由于变形较难而阻碍位错滑动运动α-铝基体，可减缓复合材料整体塑性变形。因此,4.5μmSiC_P./Al-20Si复合材料具有最佳的抗塑性变形性能。随着Si含量的增加，复合材料的应力幅值随Si含量的增加而增大，且应力幅值满足绕过障碍物的活动位错量;因此，应力幅值为4.5μmSiC_P./Al-20Si复合材料的含量最高。

当复合材料从高温或加工冷却时，α-Al基体靠近Si相和SiC颗粒容易变形;因此，错位产生、移动和储存。位错产生的主要原因是Al-Si-SiC的差异热收缩_P.接口之间的CTE不匹配α-Al基体，Si相，SiC颗粒[33那34］．如果SiC颗粒的尺寸和体积分数是恒定的，则应仔细考虑Si含量对位错的影响。数字8.是几何必要脱位模型的原理图。假设（1）Al-Si-SiC接口是良好的粘合，并且（2）Si颗粒和SiC颗粒被简化为球体，在远离Si相接口的过渡区域中产生应变梯度矩阵中的界面;因此，几何必要的位错随着颗粒间距的增加而降低，即 在图8.．可以检验粒子间距离( 的）Si相的含量随Si含量的增加而增加2．此外，应变梯度的存在导致复合材料产生几何上必需的位错以适应晶格畸变，其关系可表示为4.)，由Arsenlis和Parks提出[35]： 在哪里是几何上必要的位错，是nye因素，通常 对多晶材料,是应变梯度，和是伯格斯向量。因此，几何必要位错随应变梯度的增大而增大，Si含量亦是如此。因此位错密度为4.5μmSiC_P./Al-20Si复合材料是最大的，这是导致高强度软化的主要原因。

5.结论

喷射沉积碳化硅的热机械疲劳行为_P.根据SiC颗粒的尺寸和Si含量在150-400℃的温度范围内研究/ Al-Si复合材料。主要发现如下：（1）滞回曲线表明，第一个循环周期的应力幅值大于半衰期的应力幅值，说明从第一个循环开始就出现了软化现象。相同材料在TMF加载过程中的最大压应力一般低于最大拉应力（2）Al-7Si合金和SiC均存在连续循环软化现象_P./铝复合材料。SiC颗粒尺寸和Si含量的增加都明显加剧了软化程度，这与Al基体/Si相和Al基体/SiC颗粒差热收缩中位错的产生有关。此外，还研究了SiC的应力幅值_P./Al-7Si复合材料随着SiC颗粒尺寸或Si含量的增加而增加，这主要是由于复合材料能够绕过障碍物满足移动位错量（3）SiC颗粒尺寸的增加显著提高了TMF的寿命，这与直接强化机制的“负荷分担”有关。然而，硅含量的增加对TMF寿命的影响很小或没有影响（4）与Al-7Si合金和4.5μmSiC_P./ AL-7SI复合材料，20μmSiC_P./Al-7Si复合材料在裂纹扩展区域表现出较粗糙的断口。随着Si含量的增加，初生Si的断裂倾向增加，导致微裂纹形核增加。碳化硅的失效机理_P./Al-7Si复合材料中，小颗粒SiC的团聚和大颗粒SiC的断裂是裂纹的主要起裂点。初晶Si的断裂和共晶Si的脱落加速了裂纹的扩展

数据可用性

所有用于维持本研究结果的数据都包含在文章中。

的利益冲突

作者声明他们没有利益冲突。

致谢

基金资助:国家自然科学基金项目(No. 51675058);湖南省教育厅重点科研项目(No. 16A002);湖南省科技创新计划项目(No. 2018RS3073)、湖南省自然科学基金项目(No. 2018JJ3531)、长沙理工大学“双一流”科研国际合作项目(No. 2019IC15)资助。

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