6H-SiC(0001)/Al(111)复合材料界面微观区域的形变机理

《Journal of Materials Research and Technology》：Deformation Mechanism of the Interfacial Microregion in the 6H-SiC(0001)/Al(111) Composite Configuration

　　艾琼·潘 | 惠张 | 亚胡·宋 | 文彦·王 | 艾琴·王 | 靳佩·谢
中国郑州河南工程学院材料工程学院，邮编450064

**摘要**
本研究探讨了铝基复合材料在机械载荷作用下的增强体/基体界面的微观力学行为，旨在阐明界面增强机制。采用真空热压烧结工艺制备了SiC颗粒增强型2024 Al基复合材料。综合微观结构表征揭示了SiC/Al界面处的晶体取向关系。通过分子动力学（MD）模拟，系统分析了低指数6H-SiC(0001)/Al(111)界面配置在垂直于界面的拉伸载荷下的微观变形机制。应力-应变响应和位错演化表明，界面结合具有良好的屈服强度，以及显著的持续塑性和优异的承载能力。塑性变形主要由阶梯状位错的形成和相互作用控制，同时观察到了少量的肖克利部分位错。原子尺度的结构演化显示，在界面区域形成了独特的三角锥形L-C位错锁定结构，该结构由三个不可移动的阶梯状位错通过三个堆垛错位连接而成。这种独特的几何配置比传统的L-C锁定结构具有更强的结构稳定性，并有效地固定在了界面上，从而阻碍了裂纹的扩展，促进了复合材料的韧性断裂行为。此外，裂纹的萌生和扩展倾向于在靠近Al-Si界面的铝基体区域开始。总体而言，本研究阐明了界面增强机制，并在6H-SiC(0001)/Al(111)界面识别出一种稳定的位错锁定结构，为高性能金属基复合材料的设计提供了指导。

**1. 引言**
碳化硅增强铝基复合材料（SiC/Al）因其高比强度、优异的热稳定性和强大的设计灵活性而被广泛认为是高性能金属基复合材料（MMCs）的关键类别[1], [2]。由于其低密度、高刚度和低热膨胀系数，这些材料已被广泛应用于航空航天、汽车工程、电子封装和精密光学仪器领域。在各种SiC多形体中，6H-SiC因其高导热性、结构稳定性和有利的界面特性而被认为是铝基体增强的理想选择[3], [4]。然而，SiC/Al复合材料的宏观力学性能主要受界面原子尺度结构和结合特性的控制。这些因素直接影响载荷传递效率、位错相容性和复合材料的整体变形响应[5]。尽管对SiC/Al体系进行了大量的实验研究[6], [7], [8], [9], [10]，但在机械载荷作用下界面微区的动态演化及其相应的原子级增强机制仍不够明确。
先进表征技术的快速发展使得能够直接在原子尺度上观察复合界面[11]。然而，仅依赖实验的方法存在固有局限性：它们需要大量的时间和资源，且难以捕捉动态变形过程中界面结构的瞬态演化。因此，计算材料科学已成为不可或缺的补充工具。密度泛函理论（DFT）计算和分子动力学（MD）模拟已被广泛用于研究不同材料界面间的结合能、终止依赖的化学相互作用、位错形成过程和断裂路径[12], [13], [14]。
对于6H-SiC/Al界面，DFT研究表明C终止和Si终止表面在结合能和化学反应性方面存在显著差异，其中C终止界面表现出更强的界面结合[15], [16]。其他研究进一步指出，过渡金属掺杂剂可以显著改变6H-SiC(0001)/Al(111)界面的电子结构和结合强度[17]。MD模拟还能够追踪机械载荷下的原子轨迹，从而揭示复杂的界面演化过程。Tahani等人[18]研究了界面扩散和空位对SiC/Al界面扩散系数的影响，表明温度、空位浓度和界面化学终止方式显著影响界面扩散和退火后的行为。这些发现为提高高温界面稳定性和优化后续热处理工艺提供了有价值的指导。Qiu等人[19]利用MD模拟探讨了纳米尺度微观结构对SiC/Al体系塑性变形和增强的协同效应。他们的结果表明，位错相互作用和界面固定是提高SiC/Al复合材料断裂韧性的关键机制。在我们之前的工作中[20]，我们利用MD模拟系统研究了6H-SiC(0001)面与四个低指数Al平面((001), (110), (111), (112))之间界面模型在拉伸载荷下的力学响应。该研究阐明了界面结构差异对裂纹萌生和缺陷演化的显著影响，为理解SiC/Al界面的力学行为提供了重要的理论基础。然而，该工作中的界面模型并非直接基于实验观察，且界面力学响应与位错演化之间的内在关系尚未完全阐明。
在本研究中，我们基于实验观察到的界面取向关系构建了一个物理上具代表性的界面模型。首先通过真空热压制备了SiC/2024Al复合材料，并使用高分辨率显微镜明确了界面处的晶体取向关系。基于这些实验观察结果，构建了垂直于界面的单轴拉伸MD模拟的界面模型。模拟揭示了界面区域的应力-应变响应、位错演化以及原子尺度上的相应结构-性能关系。这些发现建立了实验界面结构与原子尺度变形机制之间的直接联系，为高性能金属基复合材料的界面工程提供了框架。

**2. 方法学**
**2.1. 实验方法**
使用了气雾化2024Al合金粉末作为基体材料，其化学成分列于表1中。该粉末采用配备能量色散光谱（EDS）系统的Helios G4 CX场发射扫描电子显微镜进行了表征。SEM的操作加速电压为20 kV，束流电流为0.5 nA。粉末颗粒呈球形，表面光滑，平均粒径约为10 μm，如图1(a)所示。

**表1. 2024Al合金粉末的化学成分（wt.%）**
| 元素 | Cu | Mg | Mn | Si | Al |
|-----------|------|------|------|-------|
| | 4.0 | 1.5 | 0.5 | 0.2 | 4.0 |

**图1. 微观结构形态：**
(a) 2024Al粉末；
(b) SiC颗粒；
(c) (b)标记区域的EDS结果；
(d) SiC颗粒的HRTEM图像。

为了获得无杂质的SiC颗粒，将颗粒在5体积%的氢氟酸（HF）溶液中清洗，然后在真空烘箱中彻底干燥。处理后，SiC颗粒表面洁净，呈现不规则的多面体形态，平均粒径约为6 μm（图1(b)）。在图1(b)中红色十字标记区域进行的元素能量色散光谱（EDS）显示氧含量仅为约0.5 wt.%（图1(c)），证实酸蚀有效去除了表面氧化物。高分辨率透射电子显微镜（HRTEM）进一步确认增强颗粒主要由六方密排（6H-SiC）构成（图1(d)）。

**复合材料的制备过程如下：**
(1) **粉末混合**
将2024Al基体粉末和预处理的SiC粉末称重后放入不锈钢球磨罐中，SiC占混合物总量的15%。采用氧化锆球作为研磨介质，球与粉末的质量比为9:1。加入少量无水乙醇作为过程控制剂以防止氧化并改善混合效果。在50 r/min的转速下进行湿法球磨24小时，以实现均匀分散。然后将浆料在60 °C的真空烘箱中干燥，得到均匀分散的SiC/2024Al复合粉末。
(2) **热压烧结**
将混合粉末倒入内径为30 mm的石墨模具中，并通过双向压制进行预压。然后将模具放入ZT-40-20Y真空热压炉中。烧结参数如下：真空度降至10-3 Pa，以10 °C/min的速度加热至550 °C，并同时施加50 MPa的轴向压力。保持温度3小时后，将炉子冷却至室温。
(3) **热处理**
将烧结样品在505 °C下在箱式电阻炉中处理2小时，然后在室温下快速水淬。随后在190 °C下进行人工时效9小时，制备SiC/2024Al复合坯料。

**使用Talos F200S高分辨率透射电子显微镜（加速电压：200 kV；点分辨率：0.25 nm）对复合材料的界面结构和元素分布进行了表征（如图2所示）。**大多数SiC/2024Al复合材料的界面结合良好。HAADF-STEM图像显示SiC颗粒与Al基体直接接触。界面呈直线且清晰，无明显反应产物，表明形成了干净且原子级连贯的界面。

为了系统评估界面结构，分析了大量随机选取的SiC/2024Al界面。大多数界面表现出相同的晶体取向关系。图3显示了原子尺度的界面结构。图3(a)中的HRTEM图像展示了无可见非晶层的代表性界面区域。傅里叶变换（FFT）和逆FFT（IFFT）分析（使用DigitalMicrograph软件进行）表明，图3(a)中的左上区域对应于面心立方（FCC）Al（(111)面，层间间距为0.238 nm），而右下区域对应于6H-SiC（(0002)面，层间间距为0.758 nm）。对图3(a)中红色方框标记的界面区域进行详细分析，得到了图3(d1)和3(d2)所示的复合衍射图和原子图像，揭示了SiC/Al界面的以下晶体取向关系：SiC[2-1-10]//Al[1-10]，6H-SiC (0001)//Al(111)。

**几种低指数金属铝表面的表面能关系如下：** Al(111) < Al(001) < Al(011)[21]。因此，Al(111)面具有最低的表面能，是最稳定的，最有可能在界面形成过程中出现。同样，6H-SiC的(0001)基面具有最紧密的原子排列和较少的悬挂键，导致表面能相对较低[22], [23]。这些特性使得6H-SiC(0001)/Al(111)界面特别稳定，也较为常见[24]。

**2.2. 计算模型和方法**
基于当前实验观察到的晶体关系，建立了一个代表性的低指数6H-SiC(0001)/Al(111)界面模型（如图4所示）。虽然SiC增强体的形态和大小显著影响复合材料的宏观力学性能，但本研究关注的是原子尺度的变形机制。在这个尺度上，局部界面区域可以近似为平面界面。这种理想化方法可以隔离由晶体取向和原子结合控制的内在变形行为，消除了与复杂颗粒形态相关的曲率干扰。采用的取向关系为6H-SiC[11-20]//Al[1-21]（X轴），6H-SiC[-11-20]//Al[10-1]（Y轴）和6H-SiC[0001]//Al[111]（Z轴），其中Z轴垂直于界面。初始界面间距设定为2 ?。Al(111)的表面晶格常数为：aAl = 4.96 ?，bAl = 2.864 ?，αAl = 90?；6H-SiC(0001)的表面晶格常数为：aSiC = 3.077 ?，bSiC = 5.329 ?，αSiC = 90?。6H-SiC(0001)表面有两种终止方式：C终止和Si终止。根据巧合位点晶格（CSL）配置理论[25]，选择了58 (X) × 29 (Y)的6H-SiC(0001)表面板和36 (X) × 54 (Y)的Al(111)表面板来构建初始界面模型。最终沿X、Y和Z方向的尺寸分别为179 ?、155 ?和167 ?，SiC层厚度约为60 ?，总原子数为340,003个。需要注意的是，实际的铝基复合材料含有少量Cu、Mg、Si和Mn等合金元素。然而，为了专注于界面的基本物理机制，计算模型中的铝基体简化为纯Al——这是MD模拟界面性质时常用的方法[26], [27], [28]。

**分子动力学模拟使用了大规模原子/分子并行模拟器（LAMMPS）[29]进行**。积分时间步长设置为0.001 ps。为了消除边界效应，在所有三个方向上应用了周期性边界条件。铝原子之间的相互作用使用嵌入原子法（EAM）势能[30]来描述，表达式如下：(1)(2)其中，是电子密度的函数，是围绕第i个原子的电子云密度，V(rij)是原子对间的势能，rij是原子i和j之间的距离；ρ(rij)是来自邻近原子的电子密度贡献。硅-碳（Si-C）相互作用使用Tersoff势能[31]来描述：(3)其中fC是一个平滑的截断函数，fR和fA是两体和三体相互作用项，bij是键序项。铝-硅（Al-Si）和铝-碳（Al-C）界面相互作用则使用Morse势能[32]来建模：(4)其中D是键能，e是欧拉数，α是材料参数，r0是平衡键长。Morse势能适用于描述键断裂、粒子振动和复杂的界面现象。在SiC/Al系统的分子动力学（MD）模拟中广泛使用的Morse势能参数列在表2中。表2. Al-Si和Al-C原子相互作用的Morse势能参数[33], [34], [35]。参数 D(eV) a(1/?) r0(1/?) Al-Si 0.48 2 1.32 2 2.920 Al-C 0.46 9 1.738 2.246

首先使用共轭梯度法优化了原子位置。然后在300 K下的等压等温系综中对系统进行了50 ps的松弛，以完全释放内部应力。松弛后，在NPT系综下以1 × 10^9 s^-1的应变率对界面垂直方向施加拉伸变形，进行了200,000步。

模拟结果使用OVITO[36]进行了可视化。为了识别局部晶格无序和原子尺度的缺陷，为每个原子计算了中心对称参数（CSP）[37]。使用位错提取算法（DXA）[38]对位错进行了表征，该算法系统地分析局部晶体环境以重建连续的三维位错线网络。为了提供位错演化的定量测量，提取了所有位错段的总长度。位错密度（ρ）计算为总位错长度（L）与模拟盒子体积（V）的比值（ρ= L / V）。von Mises剪切应变用于追踪原子滑移轨迹，计算公式如下：[39](5)其中εxx, εyy, εzz, εxy, εxz, 和 εyz是原子应变分量。

3. 结果与讨论
3.1. 6H-SiC (0001)/Al(111)界面的微观力学拉伸响应
图5显示了6H-SiC (0001)/Al(111)复合材料的工程拉伸应力-应变曲线以及相应的位错密度。曲线上的点a-e（图5(a)）分别对应于5.2%、7.4%、8.5%和12%的应变水平。在点a之前，复合材料表现出几乎线性的弹性响应，在此期间位错密度保持为零。超过点a后，应力-应变曲线的斜率下降，因为位错密度开始增加，表明塑性变形的开始。在点b处，系统应力开始下降而位错密度急剧上升，标志着塑性屈服的开始。当应力下降到点c且变形继续时，系统进入强化阶段。应力在点d（0.115, 6.68）达到最大值，之后迅速下降。在整个塑性变形过程中，1/6<110>阶梯状位错主导了6H-SiC(0001)/Al(111)界面区域的位错种群。

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图5. 6H-SiC(0001)/Al(111)复合材料的拉伸响应：(a) 工程应力-应变曲线；(b) 位错密度。

3.2. SiC(0001)/Al(111)界面在微观尺度上的变形机制
为了捕捉单个配置中Al-Si和Al-C端面的行为，在所有三个方向上应用了周期性边界条件，并在OVITO的后处理过程中沿着Z轴扩展了模型。除非另有说明，以下关于位错演化和缺陷结构的分析（图6和8）均基于这种双界面模型。为了分离感兴趣的机制，在位错分析过程中过滤了原子结构，视图被裁剪以严格关注界面区域。图6显示了复合材料配置在各种应变水平下的原子结构演变。由于6H-SiC(0001)和Al(111)晶格的不重合，界面原子在拉伸过程中不断调整它们的位置以减少界面能量，导致界面处出现了大量的无序铝原子。在ε = 5.2%时，界面处形成了错配位错（图6(a3)）。在5.2% < ε < 7.4%的范围内，应变浓度促进了Al-Si和Al-C界面处额外错配位错的形成。这些界面错配位错主要由不可移动的1/6<110>阶梯状位错组成，增加了对塑性变形的阻力。

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图6. 6H-SiC(0001)/Al(111)复合材料在不同应变水平（a-e）下的原子结构演变，对应于图5中应力-应变曲线上标记的点：(a1)-(e1) 剪切应变；(a2)-(e2) CSP；(a3)-(e3) DXA。每个垂直列（例如，a1, a2, a3）代表一个单一的应变状态。

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图8. 6H-SiC(0001)/Al(111)复合材料在0.052 < ε < 0.074范围内的位错演变：(a1)-(d1) 三维界面位错；(a2)-(d2) 界面位错的顶视图。

如图6(b3)所示，当应变达到7.4%时，Al基体中开始出现可移动的1/6<112>肖克利部分位错。这些位错沿着{111}平面滑移，导致应力-应变曲线略有下降。其中一些肖克利部分位错相互交叉并反应形成不可移动的1/6<110>洛默-科特雷尔（L-C）位错。在图6(c3-e3)中，大量的这种1/6<110> L-C位错出现在界面和Al基体内部，显著增强了材料的强度。值得注意的是，Al-Si界面表现出更高的键合强度但较低的塑性适应能力。这种差异导致局部剪切应变的更显著集中，如图6(a1)-(e1)所示。因此，当ε达到11.5%时，系统达到了6.68 GPa的峰值流动应力。在这个临界点，Al-Si界面处观察到了显著的应变集中（图6(d1)），触发了微孔的形成（图6(d2)）。这些孔最终聚合成为微裂纹；在图6(e2)中可以看到钝化的裂纹尖端。最终，6H-SiC(0001)/Al(111)复合材料在Al-Si界面附近的Al基体内发生了韧性断裂。

为了进一步明确6H-SiC(0001)/Al(111)复合材料在塑性变形过程中的高屈服应变和屈服强度的起源，分析了5.2% < ε < 7.4%范围内的位错密度（图7）。很明显，1/6<110>阶梯状位错的数量显著多于1/6<112>肖克利部分位错。选择了四个代表性的应变点（a-d）进行详细的位错演变分析（图8）。如前所述，在ε = 5.2%时，开始形成错配位错，其中1/6<112>肖克利部分位错是主导类型。当ε达到5.4%时（图8(a1)和(a2)），界面处发生位错反应，两个肖克利部分位错结合形成一个L-C位错：1/6[11-2]+1/6[-1-21] →1/6[0-1-1]。这两种部分位错在滑移过程中通常携带堆垛 Fault；因此，形成的结构——称为Lomer-Cottrell（L-C）锁定——将堆垛 Fault连接到L-C位错，如图9(a)所示。与在{111}平面上的可移动1/6<112>肖克利部分位错相比，形成的1/6<110> L-C位错位于不可移动的{001}平面上，从而增加了变形阻力。

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图7. 6H-SiC(0001)/Al(111)复合材料在5.2% < ε < 7.4%范围内的位错密度。

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图9. L-C锁的原子结构：(a) 典型的L-C锁；(b) 特殊的L-C锁。

当ε增加到5.8%时，如图8(b1)和(b2)所示，界面出现了一种特殊的L-C锁。与典型的L-C结构（图8(a1)和9(a)）不同，这种特殊的锁具有多个阶梯状位错特征。它包含三个固定的阶梯状位错和三个堆垛 Fault，形成了一个三角形金字塔结构（图9(b)）。重要的是要区分这种配置和堆垛 Fault四面体（SFTs），后者是FCC金属中常见的空位型缺陷，具有低到中等的堆垛 Fault能量。虽然这两种结构都涉及在相交的{111}平面上的位错相互作用并利用阶梯状位错段，但它们在几何形状和起源上有本质区别。SFT是一个封闭的三维点缺陷簇，通常由空位的聚集或特定的位错滑移序列形成；一个完美的SFT由沿其边缘的六个阶梯状位错和在其{111}面上的四个内在堆垛 Fault组成，围成一个四面体体积。相比之下，本研究中识别的三角形金字塔L-C锁是由界面处特定的位错反应产生的。它只包含三个阶梯状位错和三个堆垛 Fault，形成一个开放的楔形金字塔，而不是封闭的四面体。Yan等人[40]在高压扭转处理的纳米晶体7075铝合金中报告了类似的位错特征。

值得注意的是，如图8(b1)和(c1)所示，这些特殊的L-C锁主要形成在Al-C界面，而在Al-Si界面很少观察到。这种差异表明Al-C界面具有更高的界面键合强度，这与我们之前的观察结果一致，即裂纹的起始和传播更倾向于发生在Al-Si界面。Al-C界面的这种增强稳定性得到了先前第一性原理计算的支持，这些计算报告C-terminated SiC(0001)/Al(111)界面的粘附功显著高于Si-terminated界面（5.09 J/m2 vs 3.48 J/m2）[21]。随着塑性应变的继续增加，这些特殊L-C锁的数量也在增加，如图8(c1)和(d1)所示。由于它们比典型的L-C锁具有更高的稳定性，这些特殊结构在提高复合材料的屈服应变和屈服强度方面起着关键作用。

4. 结论
在这项研究中，使用真空热压烧结技术制备了SiC/2024Al复合材料。研究了SiC/Al界面的界面结构和晶体学取向关系。通过分子动力学模拟进一步研究了6H-SiC(0001)/Al(111)界面的拉伸力学响应和微观变形机制，证明了界面结构与机械性能之间的强相关性。主要结论如下：
1. 在SiC/2024Al复合材料中，最常观察到的晶体学取向关系是SiC[2-1-10]//Al[1-10]和6H-SiC (0001)//Al(111)。
2. 6H-SiC(0001)/Al(111)界面配置在拉伸载荷下表现出高的屈服应变和屈服强度。这种行为归因于界面处形成了独特的L-C位错锁，由三个固定的阶梯状位错和三个堆垛 Fault层组成。这种位错结构非常稳定，并固定在该界面，防止位错传递到铝基体中。
3. 6H-SiC(0001)/Al(111)复合材料的裂纹在铝基体内的Al-Si界面区域附近开始并传播，表现出韧性断裂的特性。

作者贡献声明
Aiqiong Pan：概念化、软件开发和原始草稿撰写。
Hui Zhang：数据管理和研究。
Yahu Song：软件开发和验证。
Wenyan Wan：监督、方法学和研究。
Aiqin Wang：方法学。
Jingpei Xie：项目管理和方法学。

数据可用性
数据将在合理请求时提供。

资金支持
本工作得到了中国国家自然科学基金（编号52171138）和河南省高校关键科研项目（编号25B430036）的支持。