Cu-Cr2AlC复合材料的制备与力学性能

Cr2AlC颗粒增强Cu基复合材料的制备与性能表征曾舒，苏忠亮，周健*（厦门大学材料学院，福建厦门361005）摘要：采用热压烧结方法制备以三元层状碳化物陶瓷Cr2AlC为增强相的Cu-Cr2AlC复合材料。

利用X射线衍射（XRD）和光学显微镜研究复合材料的物相组成和组织形貌；利用维氏硬度仪和万能试验机测试其维氏硬度和拉伸力学性能；利用扫描电镜观察样品拉伸断口形貌。

结果表明，当Cr2AlC的体积分数为20%时增强效果最佳，屈服强度和拉伸强度分别达到230和315 MPa；Cu基体晶粒细化及增强颗粒与基体之间良好的界面结合是材料强化的主要原因。

关键词：Cu-Cr2AlC复合材料；显微结构；硬度；强度；形貌中图分类号：TB 333 文献标志码：A金属Cu因具有良好的导电导热性、耐腐蚀性及机械加工性得到广泛应用。

然而纯Cu 的强度和硬度低，耐磨性差，且在高温下易发生变形，不能满足现代航空、航天、机械等领域对材料在硬度、强度及耐磨性等方面的要求[1-4]。

颗粒增强Cu基复合材料通过适量引入增强相可以显著提高金属Cu的力学性能，同时又不会明显降低其导电性能，从而成为Cu基复合材料的研究热点[5-9]。

碳化物陶瓷Cr2AlC是三元层状化合物MAX相（也称M n+1AX n 相，其中M代表早期过渡金属元素，A代表主族元素，X代表C或N元素)中211相的典型代表，它同时具有陶瓷的高强度、高弹性模量、耐腐蚀及高温抗氧化性等特点以及金属的高热导率、高电导率等性能，是近年来受到广泛重视的一种新型化合物材料[10-16]。

Sun等[13]采用第一性原理计算方法研究了M2AlC (M=Ti, Cr, V, Nb和Ta) 的体积模量和杨氏模量。

结果表明Cr2AlC具有极高的体积模量、剪切模量和杨氏模量，是有应用潜力的新材料。

目前已有一些关于Cr2AlC增强金属基复合材料的研究[15-16]。

Gupta等[15]研究了Ag-Cr2AlC复合材料的磨擦磨损性能，但是未报道力学性能；对Fe-Cr2AlC复合材料的研究发现[16]，由于Fe的熔点较高，所以热压温度较高，在制备复合材料过程中Cr2AlC完全分解。

在MAX相增强Cu基复合材料的研究中发现[7,9,17]，Cr2AlC与金属Cu的热膨胀系数十分接近，而其他MAX族化合物与金属Cu的热膨胀系数差异较大。

因此Cr2AlC可能是更好的Cu基复合材料增强体。

本实验制备了高纯度Cr2AlC粉体，然后用热压烧结法制备出Cu-Cr2AlC复合材料，测试其硬度、屈服强度、拉伸强度等力学性能，并对材料进行XRD表征、光学显微分析、扫描电子显微镜（SEM）断口扫描分析，研究Cr2AlC的加入量对Cu-Cr2AlC复合材料的显微结构和力学性能的影响，为进一步开发新型Cu基复合材料提供依据。

1 实验材料及方法采用无压烧结方法制备Cr2AlC陶瓷粉体，所用原料为Cr粉（粒径为200目，纯度大于99.95%），Al粉（粒径为200目，纯度大于99.5%）和石墨粉（粒径为300目，纯度大于99.5%）。

将Cr粉，Al粉和石墨粉按摩尔比2:1.1:1装入球磨罐中在球磨机上机械混合6 h使其混合均匀，球磨机转速为280 r/min，经烘干处理后装入刚玉管中，在管式炉中以10 ℃/min 的升温速率加热至1350 ℃并保温0.5 h，在此过程中通入氩气作为保护气氛，之后样品随炉冷却至室温。

反应完成后经研磨、过筛获得尺寸均匀的Cr2AlC粉末颗粒，其颗粒尺寸为1～30 μm，纯度大于97%[18]。

在金属Cu粉（粒径为50 μm，纯度大于99%）中加入Cr2AlC颗粒，使Cr2AlC的体积分数分别达到5%，10%，15%，20%，30%（以下分别简称为S-5，S-10，S-15，S-20，S-30），经机械混合12 h后得到混合均匀的Cu/Cr2AlC复合粉末。

将这些粉末分别装入石墨模具中，在氩气气氛中进行热压烧结，热压烧结温度为900 ℃，压力为25 MPa，保温时间为1 h。

烧结完成后卸除压力并随炉冷却。

为了对比实验结果，在同样工艺条件下制备了纯Cu样品。

所制备复合材料及纯Cu样品的物相组成用X射线衍射(XRD)进行检测，Cr2AlC在Cu 基体中的分布和Cu基体晶粒尺寸用光学显微镜观察。

在维氏硬度仪上测试样品的维氏硬度，所用载荷为10 N；在万能试验机上进行拉伸力学性能实验，应变速率为2×10-3s-1。

拉伸断口形貌通过SEM进行观察。

2 结果与讨论2.1 物相与金相分析图1为各样品的XRD谱图。

当Cr2AlC的加入量大于20%时，XRD图谱中出现了AlCu 的衍射峰。

这是因为在高温烧结时，Cr2AlC中的Al原子扩散至Cu基体中生成了AlCu相[10,19]。

(a)纯Cu; (b)~(f)依次为S-5,S-10,S-15,S-20,S-30.图1 纯Cu及复合材料样品的XRD谱图Fig.1 XRD patterns of the pure Cu and composites图2是纯Cu和Cu-Cr2AlC复合材料的金相照片。

从图2(a)中可以看出，纯Cu样品中有一些均匀分布的密闭气孔，而在图2(b)~(e)复合材料中可以观察到绝大部分Cr2AlC颗粒分布在Cu的晶界处，且当Cr2AlC体积分数较小（为5%，10%及15%）时，Cr2AlC颗粒分布较为均匀（图2(b)~(d)）；当体积分数增大至30%，Cr2AlC颗粒出现了团聚现象（图2(e)）。

此外还可以看出，纯Cu中Cu的晶粒尺寸明显大于复合材料中Cu基体的晶粒尺寸，Cr2AlC 体积分数为5%时使Cu基体晶粒的平均尺寸明显降低到约6 μm，进一步增大Cr2AlC的体积分数，Cu基体的晶粒尺寸基本保持不变，表明Cr2AlC颗粒的加入可以起到晶粒细化的作用。

纯Cu及复合材料中Cu基体的晶粒尺寸与Cr2AlC体积分数的关系如图2（f）所示。

由于Cr2AlC颗粒的加入会阻碍铜晶粒在热压过程中的长大和晶界的迁移，且Cr2AlC的存在会为Cu晶粒在温度较高时发生再结晶提供形核点，这些都有利于基体晶粒的细化，从而使Cu晶粒的尺寸维持在大约6 μm，将对基体起到显著的增强作用。

图2 纯Cu(a)及Cu-Cr2AlC 复合材料((b)S-5, (c) S-10, (d) S-15, (e) S-30)的金相组织及Cu基体的晶粒尺寸随Cr2AlC体积分数的变化关系(f)Fig.2 Microstructures of pure Cu(a) and the samples (b) S-5, (c) S-10, (d) S-15, (e) S-30, and Grain size of copper matrixversus the reinforcement volume content for the samples (f)2.2 力学性能图3（a）~（d）分别是Cu-Cr2AlC复合材料的维氏硬度、屈服/抗拉强度、气孔率及拉伸延伸率随Cr2AlC体积分数的变化关系。

从图3（a）可以看出Cu-Cr2AlC复合材料的维氏硬度随着Cr2AlC体积分数的增加显著增加，当Cr2AlC体积分数为30%时，复合材料的维氏硬度达到220 HV，是纯Cu硬度95 HV的2.3倍左右。

这是由于Cr2AlC的加入使Cu基体的晶粒得到明显细化，起到细晶强化的作用，且复合材料中的AlCu相也会对Cu基体起到一定的强化作用[9,19]。

复合材料的屈服强度和抗拉强度随Cr2AlC体积分数的变化关系如图3（b）所示。

可以看出，Cr2AlC的加入使得复合材料的强化效果非常显著，屈服强度和抗拉强度都随Cr2AlC 体积分数的增加而增加。

当Cr2AlC体积分数达20%时，屈服强度和抗拉强度分别为230和315 MPa，分别是纯Cu的2.8倍和1.7倍。

当Cr2AlC体积分数达到30%时，复合材料的屈服强度和抗拉强度反而下降。

材料在受到拉应力时，少量的增强相可以起到弥散强化的作用，但是继续增加Cr2AlC的体积分数，其颗粒的团聚会造成复合材料气孔率的增加（如图3（c）所示），这些气孔会对材料的力学性能产生不利影响，从而导致材料的强度下降。

Zhang等[7]关于Cu-Ti3AlC2复合材料的研究中，屈服强度和抗拉强度最高值分别为260和280MPa，而Wu等[9]关于Cu-Ti2SnC复合材料的研究中，屈服强度和抗拉强度为227和360 MPa。

从图3(d)的拉伸延伸率与Cr2AlC体积分数的关系可以看出，随着Cr2AlC体积分数的增加，Cu- Cr2AlC复合材料的拉伸延伸率逐渐降低，表明其塑性逐渐降低。

通过对Cu-Cr2AlC复合材料力学性能的分析表明，在金属Cu中加入Cr2AlC颗粒可以达到明显的增强效果，其中Cr2AlC体积分数为20%的Cu-Cr2AlC复合材料具有最佳屈服强度和抗拉强度，同时拉伸延伸率也保持在11.2%的良好水平。

（a）维氏硬度，（b）强度，（c）气孔率，（d）延伸率图3材料的力学性能随Cr2AlC体积分数的变化关系Fig.3 Mechanical properties versus the reinforcement volume content for the samples 图4是纯Cu和Cu-Cr2AlC复合材料的断口形貌。

从图4（a）纯Cu材料的断裂表面可以观察到较深的韧窝以及撕裂棱，表明纯Cu的断裂形貌为典型的塑性断口形貌。

在体积分数为5%的Cu-Cr2AlC复合材料的断口上（图4（b））分布的韧窝已经开始变浅且形状变得不规则，在韧窝的底部是Cr2AlC增强颗粒，此外还出现一些较小的孔洞，这表明随着Cr2AlC 体积含量的增加，复合材料断口的形貌已逐渐转变为脆性断裂特征，弥散分布的Cr2AlC颗粒有效地阻碍了Cu基体的塑性变形从而提高了复合材料的强度。

图4（c）中体积分数为10%的Cu-Cr2AlC复合材料的断口上观察到的韧窝尺寸比含5%体积分数Cr2AlC的复合材料的小，而体积分数为20%的Cu-Cr2AlC复合材料的断口呈现出Cu基体塑性变形的韧窝和较大的Cr2AlC脆性断裂的特征，表明Cu基体与增强颗粒之间有着强的界面结合，这是复合材料被强化的原因之一。

进一步增加Cr2AlC的含量（图4（f）），断口形貌主要呈现Cr2AlC 颗粒脆性断裂的特征，并且在复合材料的界面上可以观察到明显的裂纹。

Cr2AlC颗粒的添加造成Cu基体致密度降低，而Cr2AlC颗粒团聚导致界面裂纹的存在，从而降低了Cu-Cr2AlC 复合材料的塑性，并导致了复合材料的增强效果并没有随Cr2AlC体积分数的增加而进一步增加。