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碳化硼颗粒增强铝基复合材料(B4C/Al)具有低密度、高比强度、高耐磨性和优异的中子吸收性能等优点。B4C/A1复合材料的制备工艺有很多,其中无压浸渗法工艺简单、成本低、颗粒分布易控制、易大型化,是用来制备高体份B4C/A1复合材料的理想方法之一。本文选用平均粒度为2μm和38μm的碳化硼颗粒,首先制备100%2.Oμm、20%2.Oμm+80%3 8μm和100%38μm的碳化硼预制体(分别标记为S、M、L),以6061A1为基体,制备了6S、6M和6L三种复合材料,研究碳化硼粒径对复合材料微观组织和力学性能的影响。再以20%2.Oμm+80%38μm的碳化硼预制体为增强体,分别以2024A1、5056A1、6061A1和7075A1为基体,制备了2M、5M、6M和7M四种B4C/A1复合材料,研究铝合金成分对复合材料的微观组织和力学性能的影响。基于预制体质量和几何尺寸,得出S、M和L三种预制体的体积分数分别为55.83%,67.78%和53.18%。碳化硼粒径对复合材料微观组织和力学性能的实验结果表明,6S、6M和6L三种复合材料均发生不同程度的界面反应,界面反应程度与小颗粒碳化硼体积分数有关,三种复合材料均由A1、B4C、A13BC、A1B2和富Fe-Mn相组成。当增强相完全为大颗粒碳化硼时,复合材料(6L)内部碳化硼均匀分布于铝基体中,此时界面反应程度较弱,界面产物A1B2和A13BC呈现为随机分布特征。此时复合材料的硬度和抗弯强度分别为23.2HRC和406 MPa。由于小颗粒碳化硼具有较高的比表面积,其与熔融状态的铝合金(以下简称“熔铝”)实际接触面积较大,使得两者之间发生显著的界面反应。因此,当增强相中引入20%小颗粒碳化硼时,复合材料(6M)内铝基体消耗量增加,大颗粒碳化硼仍近乎均匀分布,颗粒间组织表现为剩余的细颗粒B4C和铝均匀分布于界面产物内。由于初始增强相体积分数和陶瓷相界面产物含量均增加,复合材料的硬度提升至40.02 HRC,其抗弯强度略有提升(425 MPa),但应变量有所降低。当增强相完全为小颗粒碳化硼时,显著界面反应大量消耗铝合金基体,使得A13BC和A1B2成为B4C/Al复合材料(6S)的主要物相,微观组织呈现为剩余的小颗粒B4C和铝均匀分布于陶瓷相基体内,复合材料硬度提升至56.8 HRC。由小颗粒碳化硼预制体制备的复合材料内部存在较多封闭微孔缺陷,使得复合材料的弯曲强度降低至248 MPa。铝合金成分对复合材料的微观组织和力学性能的实验结果表明,2M、5M、6M和7M四种高体份B4C/A1复合材料均含有A1、B4C、A13BC和A1B2相,除此之外,2M、5M和7M复合材料还含有A1B10。其中,四种复合材料小颗粒聚集区均发生显著界面反应,生成A13BC和A1B2。A1B10主要分布于2M、5M和7M复合材料大颗粒碳化硼周围,并与大颗粒碳化硼连成一体。四种复合材料的硬度大小顺序为 2M(45.7 HRC)、7M(43.1 HRC)、5M(41.8 HRC)和 6M(40.02 HRC)。显著的界面反应使得复合材料更倾向于脆性陶瓷材料,其中在2M、5M和7M复合材料内部发现有孔洞存在,使得复合材料弯曲强度和应力均较低。其中,7M复合材料最为明显,其弯曲强度仅为296 MPa。6M复合材料内部未发现孔洞且碳化硼颗粒均匀分布于铝基体中,残余铝相对含量最高,因此其抗弯强度和应变最高,分别为425 MPa和0.183%。这主要是因为碳化硼颗粒均匀分布于铝基体且残余铝合金相对含量最高。