深冷處理對15%SiCp/2009鋁基復(fù)合材料 組織與力學(xué)性能的影響

潘 冉， 劉寶勝， 曾元松， 曲海濤， 王 東， 慕延宏

(1. 中國航空制造技術(shù)研究院， 北京 100024; 2. 中國科學(xué)院 金屬研究所， 遼寧 沈陽 110016)

隨著我國航空業(yè)的發(fā)展，飛行器大型整體制造已成為了航空制造業(yè)的主要發(fā)展趨勢之一。因此，大型復(fù)雜承力結(jié)構(gòu)件，如組成機(jī)翼結(jié)構(gòu)的肋緣梁、直升機(jī)旋翼系統(tǒng)、傾斜器斜盤等整體制造技術(shù)得以發(fā)展[1-2]。顆粒增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料以其優(yōu)異的高比剛度、比強(qiáng)度、耐高溫和耐磨損等特點(diǎn)逐步取代部分2×××、7×××系航空鋁合金，成為大型復(fù)雜承力結(jié)構(gòu)件主要材料之一[3]。為應(yīng)對航空主承力件越來越高的性能需求，研究人員一方面探究關(guān)于增強(qiáng)相種類、尺寸、體積比以及對應(yīng)的鋁合金基化學(xué)成分等制備工藝來改善復(fù)合材料性能，另一方面也從材料制造與熱處理工藝角度來考慮如何進(jìn)一步提升材料性能。

作為一種綠色低成本的一次性永久性處理工藝，深冷處理(Cryogenic treatment,CT)可以改善材料的綜合性能，比如鋁合金、鈦合金和鋼鐵等材料[4-6]。在該工藝中，經(jīng)固溶和淬火處理后被勻速冷卻到-196 ℃，并在該溫度下保持一段時(shí)間后恢復(fù)至室溫或時(shí)效溫度。類似于鋼鐵材料中奧氏體向馬氏體轉(zhuǎn)變的機(jī)制[7]，深冷處理時(shí)鋁基材料的析出強(qiáng)化行為是優(yōu)化其性能的關(guān)鍵作用之一。陳鼎、錢士強(qiáng)等[8-9]的研究顯示對經(jīng)固溶淬火處理的2×××、7×××系航空鋁合金，長時(shí)間的深冷處理可促進(jìn)材料的析出強(qiáng)化，提升材料的強(qiáng)度。截至目前，有研究已發(fā)現(xiàn)，顆粒增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料的析出動(dòng)力學(xué)與相應(yīng)的未增強(qiáng)的鋁基合金不同[10-11]，由于鋁基體和增強(qiáng)相之間熱物性與楊氏模量的巨大差距可導(dǎo)致更高的位錯(cuò)密度存在于鋁基復(fù)合材料的淬火組織，有助于材料的時(shí)效動(dòng)力學(xué)，但與深冷處理對鋼鐵和有色金屬影響的大量研究相比，顆粒增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料的相關(guān)研究相對有限。雖然李義春、張琪等[12-13]對短時(shí)深冷(<2 h)熱循環(huán)對固溶淬火態(tài)顆粒增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料性能的研究顯示，相對T4態(tài)，冷熱循環(huán)工藝對材料力學(xué)性能無明顯影響，但并未研究長時(shí)間深冷處理對材料的影響。

基于深冷處理在促進(jìn)顆粒增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料中的析出和位錯(cuò)密度方面發(fā)揮的重要作用，因此有必要研究深冷處理，尤其是長時(shí)間深冷處理對顆粒增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料組織與力學(xué)性能的影響。在本研究中，選擇碳化硅顆粒增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料15%(體積分?jǐn)?shù))SiCp/2009Al來研究深冷處理對其組織與性能的影響及相關(guān)機(jī)理，以期獲得可改善鋁基復(fù)合材料力學(xué)性能的熱處理工藝。

1 試驗(yàn)方法

本研究采用粉末冶金法制備的質(zhì)量分?jǐn)?shù)為15%SiCp/2009鋁基復(fù)合材料擠壓棒件[14]，所用碳化硅顆粒平均直徑為φ7 μm，牌號(hào)為2009，為Al-Cu-Mg系基體合金。首先沿圓棒軸向加工拉伸試樣，如圖1所示，加工尺寸為10 mm×10 mm×5 mm試塊,其中10 mm×10 mm面平行于棒料截面，用于后續(xù)顯微硬度、物相分析與微觀組織檢測。對應(yīng)實(shí)際生產(chǎn)工藝，所有試樣均在SX-ES07102馬弗爐中進(jìn)行515 ℃×120 min固溶處理，控溫范圍±3 ℃，而后快速放入室溫(約30 ℃)的水池進(jìn)行淬火。淬火態(tài)的圓棒與圓柱試樣分為2大類，一組僅進(jìn)行自然/人工時(shí)效，另一組進(jìn)行深冷處理+自然/人工時(shí)效。為避免淬火后不同停放時(shí)間的影響，所有試樣在淬火后30 min內(nèi)均干燥并分別放入190±2 ℃的DHG-9030A干燥箱或室溫SLX-80數(shù)控深冷箱中以5 ℃/min 冷卻至-196 ℃，保存24 h后再直接轉(zhuǎn)移至190±2 ℃的DHG-9030A干燥箱，具體熱處理工藝如圖2所示。

圖1 拉伸試樣示意圖Fig.1 Schematic diagram of the tensile specimen

圖2 固溶+(深冷)+時(shí)效熱處理工藝Fig.2 Process of solution+(cryogenic)+aging treatment

上述試塊經(jīng)砂紙打磨、拋光后用于硬度評價(jià)試驗(yàn)，共評價(jià)2×7組不同的熱處理時(shí)效態(tài)，共計(jì)14個(gè)試塊。硬度測試采用Tukon2500維氏硬度計(jì)(載荷砝碼為0.1 kg，加載時(shí)間為15 s)，對上述各熱處理態(tài)試樣進(jìn)行測試，每個(gè)試樣測5個(gè)值，取平均值。關(guān)于力學(xué)性能檢測，根據(jù)GB/T 228.1—2010《金屬材料 拉伸試驗(yàn)第1部分：室溫試驗(yàn)方法》對擠壓態(tài)與不同熱處理態(tài)的碳化硅顆粒增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料進(jìn)行室溫拉伸試驗(yàn)，并采用掃描電鏡對部分拉伸試樣斷口進(jìn)行觀察。

為分析深冷處理對顆粒增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料時(shí)效析出行為的影響，對不同熱處理狀態(tài)的試塊進(jìn)行砂紙打磨、拋光、丙酮除油與去離子水清洗，采用X射線衍射儀(Bruker D8 XRD，Rigaku)進(jìn)行物相分析，操作電壓為40 kV，Cu Kα輻射，掃描速度為4°/min。

采用JEM-2000FX透射電鏡對經(jīng)不同熱處理的試樣進(jìn)行微觀組織檢測并分析析出相化學(xué)成分，透射電鏡試樣先用機(jī)械方法減薄至0.1 mm，然后在MIT2I型雙噴電解儀上用30%HNO3+70%CH3OH(體積分?jǐn)?shù))電解液雙噴減薄，采用液氮冷卻，雙噴溫度為-25 ℃，電壓為10～20 V，電流為60～80 mA，顯微組織觀察在Titan G2 60—300物鏡球差校正場發(fā)射透射電鏡上進(jìn)行，加速電壓為160 kV。

2 試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 力學(xué)性能

圖3是鋁基復(fù)合材料試樣隨時(shí)效時(shí)間變化的硬度值曲線。由圖3可知，隨著190 ℃下時(shí)效時(shí)間的延長，無論是否經(jīng)過深冷處理，兩組經(jīng)固溶+淬火的碳化硅顆粒增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料的硬度均經(jīng)一段時(shí)間時(shí)效達(dá)到峰值后逐漸降低。其中，經(jīng)深冷處理的淬火態(tài)顆粒增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料試樣的硬度在時(shí)效早期相對未經(jīng)深冷處理的顆粒增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料試樣更快速的升高，且其硬度峰值亦高于未經(jīng)深冷處理的鋁基復(fù)合材料試樣的硬度峰值，并在3～4 h達(dá)到峰值后緩緩下降。而未經(jīng)深冷處理的顆粒增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料則在時(shí)效4～6 h達(dá)到峰值后緩慢下降。

圖3 不同熱處理狀態(tài)顆粒增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料試樣維氏 硬度與時(shí)效時(shí)間的關(guān)系曲線Fig.3 Vickers hardness vs aging time curves of the particle- reinforced aluminium matrix composite specimens under different heat treatment states

圖4 不同熱處理狀態(tài)顆粒增強(qiáng)鋁基 復(fù)合材料室溫拉伸應(yīng)力-應(yīng)變曲線Fig.4 Room temperature tensile stress-strain curves of the particle-reinforced aluminum matrix composite under different heat treatment states

圖4是室溫下不同熱理狀態(tài)顆粒增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料的應(yīng)力-應(yīng)變曲線。從圖4可以看出，經(jīng)過深冷處理的時(shí)效態(tài)顆粒增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度均高于未經(jīng)深冷處理的鋁基復(fù)合材料。而經(jīng)深冷處理的鋁基復(fù)合材料試樣的斷后伸長率則略低于同時(shí)效時(shí)間未經(jīng)深冷處理的對比樣。由表1可以看到，在時(shí)效早期，經(jīng)深冷處理的試樣屈服強(qiáng)度與抗拉強(qiáng)度相對其未經(jīng)深冷處理的試樣分別提高了約59 MPa與14 MPa，而在過時(shí)效階段(190 ℃×22 h)，深冷處理對材料力學(xué)性能的影響減小，深冷時(shí)效試樣僅在屈服強(qiáng)度上略高于未深冷時(shí)效樣。

表1 不同熱處理狀態(tài)顆粒增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料的 室溫力學(xué)性能試驗(yàn)結(jié)果

圖5 不同熱處理?xiàng)l件下顆粒增強(qiáng)鋁基復(fù)合 材料試樣的X射線衍射圖譜Fig.5 X-ray diffraction patterns of the particle-reinforced aluminum matrix composite specimens under different heat treatment conditions

2.2 顯微組織

圖5為不同熱處理?xiàng)l件下顆粒增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料試樣的X射線衍射圖譜。結(jié)合前人研究結(jié)果[15]可以看出，515 ℃×120 min的固溶處理基本溶解了擠壓態(tài)材料中的全部Al2Cu、Al2CuMg與部分Mg2Si等析出相，但結(jié)果顯示，固溶淬火后的顆粒增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料仍有少量Mg2Si存在。190 ℃時(shí)效溫度下，當(dāng)時(shí)效時(shí)間為1 h時(shí)，無論是否進(jìn)行深冷處理，顆粒增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料中除了主析出相Al2Cu、一些Mg2Si和Al7Cu2Fe相外，沒有觀察到其它析出相的衍射峰。而當(dāng)時(shí)效時(shí)間進(jìn)一步延長到22 h時(shí)，有少量Al2CuMg形成，由圖6可見，主要析出相仍以針狀的θ相(Al2Cu)為主。而相比碳化硅顆粒增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料，文獻(xiàn)[16]發(fā)現(xiàn)，未增強(qiáng)的Al-Cu-Mg合金的主要析出相為Al2CuMg與Al2Cu相，其原因可能是工業(yè)用碳化硅顆粒不可避免地會(huì)摻雜SiO2，在熱壓等制備工藝與固溶工藝的高溫環(huán)境中，鋁基體與SiO2的界面發(fā)生反應(yīng)生成游離Si，即4Al+3SiO2→ 2Al2O3+3Si，因而導(dǎo)致合金中的Mg除部分固溶到Al基體中和時(shí)效中形成少量Al2CuMg析出相外，也有一部分與游離Si形成Mg2Si，從而提升了Cu/Mg比值，導(dǎo)致Al2Cu相成為主析出相。

圖6 不同熱處理?xiàng)l件下顆粒增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料試樣的TEM顯微組織Fig.6 TEM microstructure of the particle-reinforced aluminum composite specimens under different heat treatment conditions(a,b) T4; (c) 190 ℃×1 h; (d) CT+190 ℃×1 h; (e) 190 ℃×22 h; (f) CT+190 ℃×22 h

此外，在相同時(shí)效條件下，長時(shí)間的深冷處理可促進(jìn)固溶淬火態(tài)的鋁基復(fù)合材料的早期時(shí)效析出，即從X射線衍射圖譜上可看到更多、更寬的析出相衍射峰。而在過時(shí)效階段，即190 ℃×22 h，深冷處理對復(fù)合材料中衍射峰強(qiáng)度、寬度的差異的影響則變得不明顯。

顆粒增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料經(jīng)深冷處理后，抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度相比未深冷處理的鋁基復(fù)合材料得以進(jìn)一步提升的原因可能為，深冷處理過程中，將材料直接由深冷環(huán)境轉(zhuǎn)移至?xí)r效溫度環(huán)境，更大溫差、鋁基體與碳化硅顆粒的線性熱膨脹系數(shù)之差的耦合作用引起的熱錯(cuò)配應(yīng)力/應(yīng)變導(dǎo)致材料發(fā)生微屈服變形，使得組織中的位錯(cuò)密度進(jìn)一步提高。此外，大量研究表明[8]超低溫下材料體積收縮，鋁基體晶格常數(shù)降低，組織中空位濃度降低。隨著材料加熱至高溫，空位濃度回升有助于GP區(qū)的形成[17]，因此長時(shí)間的超低溫處理促進(jìn)了后續(xù)時(shí)效的析出強(qiáng)化作用，即相比未經(jīng)深冷處理復(fù)合材料產(chǎn)生更多的原子團(tuán)簇、GP區(qū)[4]，從而促進(jìn)了時(shí)效過程中二次相的析出，同時(shí)極大降低了組織中粗大析出相存在的可能性，進(jìn)而提升了材料的抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度。

從圖6可以看出，T4態(tài)的碳化硅顆粒增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料未看到明顯的二次相析出，僅可觀測到大量位錯(cuò)的存在，190 ℃時(shí)效早期，經(jīng)深冷處理的試樣中已可以看到細(xì)小且分布均勻的針狀析出相，相對地，僅時(shí)效處理的試樣中雖可隱約看到微小析出相，但分布極不均勻。當(dāng)時(shí)效時(shí)間達(dá)到22 h時(shí)，未經(jīng)深冷處理的材料有的區(qū)域已觀察到最大50～60 nm的塊狀析出相與長約200 nm的針狀析出相，而有的區(qū)域的析出相仍十分細(xì)小，而相同時(shí)效時(shí)間經(jīng)深冷處理的試樣組織中則存在著充分長大且分布均勻的針狀析出相，因此這也一定程度解釋了圖3中未深冷處理試樣的顯微硬度誤差大于經(jīng)深冷處理的鋁基復(fù)合材料試樣。而190 ℃× 22 h時(shí)效下，深冷處理時(shí)效樣與未經(jīng)深冷處理時(shí)效樣均存在大量粗大二次相，也解釋了過時(shí)效階段兩組材料力學(xué)性能差距逐漸減小的原因。

圖7 不同熱處理?xiàng)l件下顆粒增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料試樣的拉伸斷口形貌Fig.7 Tensile fracture morphologies of the particle-reinforced aluminum matrix composite specimens under different heat treatment conditions(a) 190 ℃×1 h; (b) CT+190 ℃×1 h; (c) 190 ℃×22 h

圖7是不同熱處理狀態(tài)下試樣的拉伸斷口微觀形貌，3種熱處理狀態(tài)下的拉伸試樣斷口形貌比較平整且未觀察到明顯的頸縮現(xiàn)象。從圖7可見，是否對復(fù)合材料進(jìn)行深冷預(yù)處理在斷口特征上沒有體現(xiàn)出很大差別，圖7(a, b)均呈現(xiàn)出深度較淺且尺寸不均的韌窩，此外有一定數(shù)量的孔洞。顆粒增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料主要有兩種裂紋擴(kuò)展方式，一是裂紋穿過增強(qiáng)相顆粒，二是繞過增強(qiáng)相顆粒沿交界處的基體斷裂(包括顆粒脫落)。而與圖7(c)對比可以看出，欠時(shí)效狀態(tài)下顆粒增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料的斷裂形式為增強(qiáng)相與基體交界處的基體斷裂和碳化硅顆粒斷裂的混合斷裂形式。因此，一方面基于時(shí)效中的Orowan效應(yīng)作用下鋁合金基體中大量細(xì)小二次相析出，阻礙位錯(cuò)滑移移動(dòng)，基體強(qiáng)度增加，塑性降低，而另一方面根據(jù)顆粒增強(qiáng)復(fù)合材料載荷傳遞機(jī)制[18]，基體強(qiáng)度越高，可轉(zhuǎn)遞到增強(qiáng)相的應(yīng)力相應(yīng)增大，增強(qiáng)相顆粒斷裂的機(jī)率越大，相應(yīng)地，增強(qiáng)相阻礙裂紋擴(kuò)展的作用可得到有效體現(xiàn)，這在一定程度上說明了欠時(shí)效狀態(tài)下顆粒增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料塑性雖低于T4態(tài)但降低幅度不大的原因。而過時(shí)效狀態(tài)下的斷口形貌則未看到明顯的顆粒斷裂，其斷裂方式由強(qiáng)度較低的顆粒周圍的鋁基體斷裂為主，而過時(shí)效下強(qiáng)度降低的基體過早開裂，使得增強(qiáng)相顆粒的強(qiáng)化作用很難體現(xiàn)，從而可以解釋過時(shí)效狀態(tài)下顆粒增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料塑性降低的原因。

3 結(jié)論

1) 深冷處理促進(jìn)了固溶淬火態(tài)15%SiCp/2009鋁基復(fù)合材料的二次相析出過程，經(jīng)深冷處理的鋁基復(fù)合材料試樣較未深冷處理的鋁基復(fù)合材料試樣提前2 h 達(dá)到硬度峰值，且微觀組織檢測表明深冷處理可使得顆粒增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料的析出相尺寸與分布相對未深冷處理的試樣更加均勻。

2) 顆粒增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料欠時(shí)效狀態(tài)下的斷裂形式受增強(qiáng)相顆粒斷裂與增強(qiáng)相與基體交界處的基體斷裂共同影響，過時(shí)效狀態(tài)下則由基體斷裂形式主導(dǎo)。

3) 相同時(shí)效條件下，長時(shí)間深冷處理對顆粒增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料的塑性影響不大。