55%SiCp/2024Al复合材料时效过程的微观组织与力学性能

2022-03-15董和谦曹雷刚

金属热处理 2022年1期

崔岩，董和谦，曹雷刚，杨越，蒙毅

(北方工业大学机械与材料工程学院，北京 100144)

非连续增强铝基复合材料因其具有高比强度、高比刚度、低热膨胀系数等优越性能，在航空航天及汽车工业等领域得到较为广泛的应用[1-2]，其中高体积分数SiCp/Al复合材料能够实现材料的结构/热控多功能一体化，已实际应用于精密仪器和电子封装领域[3]。SiCp/Al复合材料的制备方法主要包括浸渗法(如压力浸渗和无压浸渗)、铸造法(如搅拌铸造和挤压铸造)和粉末冶金法等[4]。其中，浸渗法和铸造法均属于液态法，高温复合过程中SiC易与熔铝发生界面反应生成有害产物Al4C3，降低复合材料的力学性能[5]。熔铝中添加Si和Mg元素不仅可以提高铝合金的流动性，有效抑制界面反应[6]，而且基体中的Mg2Si相也可以提高复合材料的性能[7-8]，因此液态法制备SiCp/Al复合材料多选用Al-Mg-Si基体合金。但是，高镁高硅铝合金属于铸造铝合金，塑性较差，所制备的高体积分数铝基复合材料的力学性能难以再次提升。

粉末冶金法制备SiCp/Al复合材料主要包括热压烧结[9]、放电等离子体烧结[10]和热等静压烧结[11]等工艺，制备温度较低，可有效避免界面反应[12]。因此采用粉末冶金法制备复合材料时，铝合金基体的选择范围较广。若选用可热处理强化铝合金制备复合材料，则可以通过类似于铝合金时效强化的方式来调控复合材料的微观组织和力学性能[13]。2024硬铝合金是一种典型的可热处理强化铝合金，具有较高的比强度、优良的耐热性和机加工性能，因此常被用于制作承受高循环载荷的结构件，是航空航天工业中使用最为广泛的铝合金材料之一[14]。2024铝合金的主要强化相为θ相(Al2Cu)与S相(Al2CuMg)，析出序列为[15]：过饱和固溶体→GP区→θ″→θ′→θ和过饱和固溶体→GP区→S″→S′→S。峰时效时复合材料基体中主要强化相为θ″相与S″相，当θ′相与S′相析出时复合材料进入过时效状态，并且伴随θ相与S相生成并粗化，强化效果下降。本文选用2024铝合金作为基体，采用粉末冶金热等静压工艺制备体积分数为55%的SiC颗粒增强铝基复合材料，对比分析了固溶时效工艺对高体积分数SiCp/2024Al复合材料微观组织和力学性能的影响。

1 试验材料与方法

本文选用平均粒度分别为12 μm和19 μm的SiC颗粒和2024铝合金粉末作为增强体和基体材料，按照SiC颗粒体积分数55%的配比进行称重。将两种粉末放入行星式球磨机中混合6 h，然后将混合粉末放入铝合金包套中，抽真空后封闭包套，采用真空热等静压工艺制备SiCp/2024Al复合材料。其中，球磨机转速为200 r/min，球料质量比为4∶1；热等静压工艺温度为580 ℃，施加压力为60 MPa，烧结时间为3 h。

采用线切割将制得的SiCp/2024Al复合材料切割成尺寸分别为10 mm×10 mm×5 mm的硬度测试试样和58 mm×7 mm×7 mm的三点弯曲力学性能测试试样，同时切割相同尺寸的2024铝合金硬度试样作为对照组。热处理试验具体步骤：将试样放入旋风炉内，在493 ℃固溶处理2 h，取出试样置入4 ℃的冷水中淬火，然后将试样放入191 ℃的耐高温硅油中进行0～20 h时效处理，每隔2 h取出一组试样进行硬度测试。依次用180～2000号砂纸打磨经固溶时效处理的复合材料试样，分别采用光学显微镜和Sigma-300扫描电镜分析微观组织和断口形貌。采用HBRVS-187.5数显布洛维硬度计测量不同时效时间下复合材料与2024铝合金的布氏硬度(载荷砝码为187.5 kg，保压时间为10 s)，每个状态的试样测试8次并取平均值。采用MTS微机控制电子万能试验机进行三点弯曲力学性能测试，精确度等级为0.5级，试验机压头的行进速率为1 mm/min，测试跨距50 mm。复合材料加载过程中的应变量采用JHDJ-8高速静态应变仪进行测量，应变片灵敏度系数为(2.08±1)%。采用DahoMeter DH-300电子密度仪测试复合材料的密度。采用Tecnai F30场发射透射电镜分析不同时效状态SiCp/2024Al复合材料基体区域的微观组织形貌和析出相类型。

2 试验结果与分析

2.1 铝合金与复合材料的时效硬度分析

图1为2024铝合金和SiCp/2024Al复合材料时效不同时间后的硬度。由图1(a)可知，随着时效时间的延长， 2024铝合金的硬度先升高后降低，在时效8 h时达到最大值(143 HBW)，在时效8～16 h硬度变化较小，在时效16 h后硬度逐渐下降。由图1(b)可知，SiCp/2024Al复合材料的时效硬度曲线也呈先升高后降低的趋势，但又有所不同。时效4 h时复合材料的硬度即达到最大值(281 HBW)，之后硬度逐渐降低至267 HBW(14 h)，时效14～18 h硬度又略微提高，随后逐渐下降。由此可知，相比于2024铝合金，复合材料提前达到峰时效状态。已有研究表明，SiC颗粒会改变铝合金的时效析出行为，加速析出相的形成[16-17]。

图1 2024铝合金(a)与SiCp/2024Al复合材料(b)的191 ℃人工时效硬度曲线

试验测得烧结态SiCp/2024Al复合材料的硬度为255 HBW，经过固溶处理后提升至278 HBW，这是因为SiC与铝基体热膨胀系数差异较大，淬火过程中会使基体产生大量位错，复合材料硬度得以提升。然而，时效处理对复合材料硬度影响不大，仅提升至281 HBW(4 h)，相对硬度增量为1%。而2024铝合金硬度则由113 HBW(固溶态)提高至143 HBW(8 h)，相对硬度增量为27%，可见时效处理对复合材料硬度的提高作用远低于铝合金，这是由于复合材料含有55%体积分数的SiC颗粒，SiC颗粒本身硬度高于铝合金基体，能起到有效承载作用[18]，因此时效过程硬度变化不明显。

2.2 复合材料微观组织分析

图2为烧结态SiCp/2024Al复合材料的微观组织形貌。可以看出，复合材料内部没有明显孔洞缺陷，SiC颗粒分布较均匀，颗粒与铝基体结合紧密。试验按照SiC颗粒的体积分数为55%配料，据此可计算出SiCp/2024Al复合材料的理论密度为3.007 g/cm3。而通过阿基米德排水法实测复合材料的密度为3.019 g/cm3，故复合材料相对密度为100.4%。这进一步说明采用热等静压工艺制备的SiCp/2024Al复合材料内部SiC颗粒与Al基体结合紧密。

图2 烧结态SiCp/2024Al复合材料微观组织

为了进一步揭示时效过程中SiCp/2024Al复合材料的微观组织演变，采用透射电镜分析了复合材料的时效析出行为，结果如图3～图6所示。由图3可知，烧结态SiCp/2024Al复合材料的Al基体中主要含有3种析出相。其中，一种为颜色较深的圆形相，根据图3(d) 的能谱分析结果可知，该相为Al-Fe-Mn(-Si)、Al-Cu-Mn等难溶粗大相，由于其熔点较高，固溶处理时不会回溶于基体[15,19]；另外两种分别为颜色较浅的圆盘状与针状物相，圆盘状相尺寸在50～200 nm之间，数量较多且弥散分布于基体中，针状相尺寸在100～600 nm之间，数量相对较少。结合选区电子衍射分析结果(图3(b, c))与能谱分析结果(图3(e))可知，两种相均为θ(Al2Cu)相。此外，还可以在图3(a)中发现铝基体内存在大量位错，这与Song等[20]的研究结果相符。由于本文所用复合材料中SiC颗粒的体分较高(55%)，因此SiC与Al基体之间存在大量界面，在冷却过程中生成位错的数量也会大幅提高。

图3 烧结态SiCp/2024Al复合材料的TEM分析结果

图4为时效4 h后SiCp/2024Al复合材料的微观组织分析结果。由图4(a)可知，此时Al基体中含有较多的GP区和S″相、少量S′相及少量难溶相。图4(b～d)分别为沿[100]Al方向拍摄的GP区、S″相与S′相的高分辨透射电镜(HRTEM)图像。可见GP区直径在5 nm以下，截面呈白亮色，没有特定的晶体结构，它一般在时效早期析出，通常被认为是合金在早期快速强化的原因[21-22]。S″相呈针状，直径在5 nm左右，与基体共格；S′相与基体呈非共格关系，其晶格常数为b=0.910 nm，c=0.723 nm，这与文献[22]中描述S′相的b=0.904 nm，c=0.720 nm相符。

图4 时效4 h后SiCp/2024Al复合材料的TEM分析结果

图5为时效14 h后SiCp/2024Al复合材料的微观组织分析结果。由图5(a)可知，此时在Al基体中几乎观察不到GP区，S′相成为主要强化相，同时存在少量S″相及难溶相。此外，合金中存在椭圆状的物相且呈线形集中分布，通过对其进行能谱分析发现其为Al-Cu 相(图5(b))，结合文献[18]可知，该相为θ相。

图5 时效14 h后SiCp/2024Al复合材料的TEM分析结果

图6为时效18 h后SiCp/2024Al复合材料的微观组织分析结果。由图6(a)可知，此时基体中存在大量的S′相和S相，呈棒状均匀分布在铝基体中，同时可观察到θ相与难溶相存在。图6(b)为S相HRTEM照片，据此可知S相与S′相结构基本相同，仅晶格参数有所差别。经测量，S相晶格常数为b=0.922 nm，c=0.728 nm，这与文献[22]中S相的b=0.925 nm，c=0.718 nm相符。从图6还可以发现，S相与Al的位向关系为[010]S//[021]Al、[001]S//[012]Al、[100]S//[100]Al，与文献[21,23]中S相与Al基体的位向关系相符。

图6 时效18 h后SiCp/2024Al复合材料的透射电镜分析结果

时效析出强化是可热处理强化铝合金常用的强化手段。时效过程中过饱和固溶体会发生原子偏聚并形成均匀分布的析出相，变形过程中析出相会与位错发生相互作用，增加位错运动的阻力，达到强化合金的效果。2024铝合金的主要溶质元素为Cu和Mg，时效过程中析出的第二相主要为θ相与S相，其析出序列分别为[15]过饱和固溶体→GP区→θ″→θ′→θ和过饱和固溶体→GP区→S″→S′→S。根据微观组织分析结果，SiCp/2024Al复合材料在时效4 h时，基体铝合金中主要强化相为GP区和S″相，但同时存在少量S′相及难溶相。由于2024铝合金峰时效时的主要强化相为θ″相与S″相[24]，析出S′相说明SiCp/2024Al复合材料此时已经进入过时效阶段，而此时其硬度仍然较高，这是由于基体区域的主要析出相为S″相和GP区，两者均与基体共格，且呈弥散分布，在共格强化与沉淀强化的共同作用下硬度未表现出明显降低。随着SiCp/2024Al复合材料进入过时效状态，基体中主要析出相转变为θ相与S′相，与铝基体失去共格关系，强化效果减弱，硬度逐渐降低，时效14 h时硬度值降为267 HBW。时效14～18 h时SiCp/2024Al复合材料的硬度略有提高，这是由于S′相逐渐转化为S相，并且S′与S相数量增加。由图6(a)可知，时效18 h时Al基体中的S′与S相数量明显多于时效14 h的，沉淀强化效果加强。随时效时间继续增加，S相逐渐长大，SiCp/2024Al复合材料的硬度再次下降。

2.3 复合材料的力学性能分析

由微观组织分析结果可知SiCp/2024Al复合材料在时效4 h时已经进入过时效阶段，并且通过观察其时效硬度曲线可知，时效2 h时的硬度与时效4 h接近，故推测在时效2 h时即达到峰时效，因此对烧结态与时效2 h的SiCp/2024Al复合材料进行三点弯曲测试，结果列于表1。由表1可知，固溶时效处理对复合材料的断裂应变影响不大，但可以显著提高材料的抗弯强度，从烧结态的633 MPa提高到747 MPa，提高幅度为18.20%。

表1 SiCp/2024Al复合材料烧结态与时效2 h后的力学性能

材料在受载时引起给定的残余变形(永久变形)的应力称为条件屈服极限[25]，由于高体积分数SiCp/Al复合材料多用于精度极高的重要结构件，允许的残余变形较低，因此试验测量了残余变形分别为0.01%、0.05%、0.1%时的条件屈服极限，用于表征复合材料抵抗微塑性变形的能力。图7是一组(4根)试样中抗弯强度最接近平均值的SiCp/2024Al复合材料对应的应力-应变曲线，由图7可得出不同残余变形对应的条件屈服极限，如图8所示。由此可知，尽管时效处理后SiCp/2024Al复合材料的弹性模量从202 GPa降低到183 GPa，但是残余变形在0.01%以上时，条件屈服极限增大，即复合材料抵抗微塑性变形的能力提高，这对其在精密仪器等领域的应用具有重要意义[3]。

图7 SiCp/2024Al复合材料烧结态与时效2 h后的应力-应变曲线

图8 SiCp/2024Al复合材料烧结态与时效2 h后的不同残余变形对应的条件屈服极限

图9为烧结态与时效2 h后的SiCp/2024Al复合材料的弯曲断口形貌。首先，在宏观形貌上，烧结态复合材料的断面为曲面，而固溶时效处理后的断面非常平整，近似为平面。在微观形貌上，烧结态与时效2 h后的断口均表现为SiC颗粒的解理断裂与铝合金的韧性断裂，未见SiC与Al基体的脱粘现象，说明SiCp/2024Al复合材料增强体与基体之间结合紧密。其次，烧结态SiCp/2024Al复合材料断面的基体区域韧窝分布不均匀，而时效2 h后的断面基体区域韧窝相对较浅但分布均匀。由微观组织分析可知，烧结态SiCp/2024Al复合材料Al基体中含有较多尺寸不一的第二相，受力过程中可以在第二相分布较少的区域发生均匀变形，对应断口处可观察到韧窝的存在，而在第二相含量较多的区域容易产生微裂纹扩展开裂，对应断口处韧窝会不明显，且会导致断裂平面发生偏移，故而烧结态SiCp/2024Al复合材料的宏观断面不平整。而在峰时效状态时，SiCp/2024Al复合材料中将析出大量θ″相与S″相，并均匀分布于铝合金基体中，因此在受力过程中发生均匀变形，故而固溶时效处理后的SiCp/2024Al复合材料宏观断面平整。