固溶處理對(duì)TiB2/7050Al復(fù)合材料組織與性能的影響

楊 苗, 林 茂, 孫福德, 劉 鈞, 陳 哲, 王浩偉

(1. 上海交通大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院, 上海 200240;2. 西北鋁業(yè)有限責(zé)任公司, 甘肅 隴西 748111)

鋁-鋅-鎂-銅系合金作為一種可熱處理強(qiáng)化鋁合金[1],可通過(guò)固溶-時(shí)效熱處理調(diào)控鋁基體內(nèi)Cu、Zn、Mg合金元素的溶解析出行為,在鋁合金內(nèi)析出彌散細(xì)小的合金沉淀相,顯著提高鋁基體材料的強(qiáng)度。目前,鋁-鋅-鎂-銅系合金因其優(yōu)異的力學(xué)性能,已成為航空、航天領(lǐng)域的主要結(jié)構(gòu)材料[2-4]。但是,鋁-鋅-鎂-銅系合金彈性模量普遍偏低,無(wú)法滿足國(guó)家深空探測(cè)、大飛機(jī)制造等重大項(xiàng)目對(duì)金屬結(jié)構(gòu)材料高比剛度、高比模量的需求。將陶瓷顆粒加入鋁合金內(nèi),制備得到的顆粒增強(qiáng)金屬基復(fù)合材料,具備高模量、高強(qiáng)度等性能優(yōu)勢(shì),是未來(lái)最具潛力的結(jié)構(gòu)材料之一[5-8]。而金屬基體內(nèi)大量微米級(jí)陶瓷顆粒的添加,在提高復(fù)合材料模量和強(qiáng)度的同時(shí),也降低了金屬基體的塑性與韌性,這也限制了顆粒增強(qiáng)金屬基復(fù)合材料的進(jìn)一步應(yīng)用。研究表明[9-10],鋁基體內(nèi)納米級(jí)陶瓷顆粒的均勻加入,能在保持原有鋁合金塑韌性的同時(shí),提高材料的強(qiáng)度和彈性模量。熔鹽反應(yīng)原位自生法能在鋁合金熔體內(nèi)原位合成納米級(jí)陶瓷顆粒[10-11],并最終鑄造得到原位自生納米顆粒增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料。鑄態(tài)的原位自生納米顆粒增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料具有粗大的初始鑄態(tài)晶粒結(jié)構(gòu)與納米顆粒團(tuán)聚體,往往需要后續(xù)的塑性加工方法來(lái)分散納米顆粒團(tuán)聚體,并細(xì)化鋁基體鑄態(tài)晶粒組織[12-14]。塑性加工后的鋁基復(fù)合材料經(jīng)熱處理調(diào)控,可優(yōu)化鋁基體內(nèi)晶粒結(jié)構(gòu)、析出相尺寸與分布,進(jìn)一步提高復(fù)合材料的力學(xué)性能。

納米陶瓷顆粒會(huì)顯著增加鋁基體內(nèi)位錯(cuò)、界面密度,影響第二相的溶解與析出[10,15-16],傳統(tǒng)鋁合金熱處理制度已不適用于鋁基復(fù)合材料。王海靖等[17]研究增強(qiáng)顆粒對(duì)TiB2/Al-Zn-Mg-Cu復(fù)合材料均勻化的影響,發(fā)現(xiàn)與鋁基體相比,復(fù)合材料的最佳均勻化溫度更低;洪天然[18]研究了原位自生TiB2/2009復(fù)合材料的固溶時(shí)效行為,結(jié)果表明顆粒團(tuán)聚體內(nèi)的可溶性第二相需要高于共晶溫度才能溶解,固溶團(tuán)聚體內(nèi)的可溶第二相所需時(shí)間遠(yuǎn)遠(yuǎn)大于遠(yuǎn)離顆粒區(qū)域的第二相;申艷微[19]研究了原位自生TiB2增強(qiáng)Al-Cu-Li復(fù)合材料的熱處理過(guò)程,結(jié)果表明Al-Cu-Li復(fù)合材料內(nèi)的微納TiB2顆粒能阻礙晶界移動(dòng),提高變形后鋁基體的再結(jié)晶溫度,繼而可提高復(fù)合材料的固溶溫度,增加復(fù)合材料的熱處理強(qiáng)化效果。

本文針對(duì)熱擠壓制備原位自生TiB2/7050Al復(fù)合材料,采用光學(xué)顯微鏡、掃描電鏡、能譜儀、X射線衍射儀、差示掃描量熱分析和室溫拉伸測(cè)試等表征技術(shù)手段,研究固溶處理對(duì)復(fù)合材料組織與性能的影響規(guī)律,掌握復(fù)合材料第二相、晶粒結(jié)構(gòu)與力學(xué)性能隨固溶溫度的變化規(guī)律,優(yōu)化TiB2/7050Al復(fù)合材料的固溶溫度,為高性能原位自生鋁基復(fù)合材料的生產(chǎn)制備提供試驗(yàn)依據(jù)與理論指導(dǎo)。

1 試驗(yàn)材料與方法

試驗(yàn)采用某公司生產(chǎn)的原位自生TiB2/7050Al復(fù)合材料型材(擠壓系數(shù)32∶1),表1為其化學(xué)元素含量。

表1 TiB2/7050Al復(fù)合材料的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù),%)

采用德國(guó)多功能X射線衍射儀(D8 ADVANCE Da Vinci)對(duì)變形態(tài)材料取樣進(jìn)行物相分析(X-ray diffraction, XRD),2θ角掃描范圍為10°～90°。利用德國(guó)同步熱分析儀(STA 449 F3)對(duì)變形態(tài)試樣進(jìn)行差示掃描量熱分析(Differential scanning calorimetry,DSC),從室溫升到550 ℃,升溫速度為10 ℃/min。

TiB2/7050Al復(fù)合材料試樣分別在465、470、475、480、485和490 ℃固溶1 h,室溫水淬后在120 ℃時(shí)效20 h,淬火轉(zhuǎn)移時(shí)間不超過(guò)10 s。在掃描電鏡(TESCAN-MAIA3)下對(duì)復(fù)合材料試樣進(jìn)行微觀組織觀察、能譜分析(Energy dispersive spectrometer,EDS),確定第二相的溶解情況;在光學(xué)顯微鏡(Axio Imager A2m)下對(duì)復(fù)合材料試樣進(jìn)行偏光觀察,確定基體組織再結(jié)晶程度及晶粒長(zhǎng)大情況。對(duì)不同熱處理后的復(fù)合材料,取力學(xué)性能試樣(直徑φ8 mm拉伸棒)在萬(wàn)能拉伸試驗(yàn)機(jī)(Zwick/Roell)上進(jìn)行拉伸試驗(yàn),分析固溶溫度對(duì)力學(xué)性能的影響,每組拉伸試樣不少于5根,拉伸速率為5×10-4s-1。

2 試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 TiB2/7050Al復(fù)合材料的相組成

變形態(tài)TiB2/7050Al復(fù)合材料的XRD分析結(jié)果如圖1所示,可初步確定復(fù)合材料的主要第二相為MgZn2(η相)、AlZnMgCu(T相)和Al2CuMg(S相)。變形態(tài)TiB2/7050Al復(fù)合材料在背散射狀態(tài)下的組織如圖2(a)所示,圖中存在亮白色的粗大相(A)、灰色的粗大相(B)、黑色相(C)以及一些暗灰色的顆粒(D);對(duì)其進(jìn)行面掃EDS分析,結(jié)果如圖2(b～g)所示,分別為Zn、Mg、Cu、Ti、B、Si元素。能譜圖顯示亮白色的粗大相主要含Zn、Mg、Cu元素,灰色的粗大相主要含Mg、Cu元素,黑色相含Si相,暗灰色的顆粒含Ti、B元素(TiB2顆粒)。

圖1 變形態(tài)TiB2/7050Al復(fù)合材料的XRD圖譜

圖2 變形態(tài)TiB2/7050Al復(fù)合材料的微觀組織(a)及EDS面掃分析結(jié)果(b～g)

圖2(a)中復(fù)合材料內(nèi)第二相(A、B、C)的元素組成如表2所示。由表2可知,第二相A主要的組成元素為Al、Zn、Mg、Cu,第二相B主要的組成元素為Al、Mg、Cu,查閱相關(guān)文獻(xiàn)[20-25]并結(jié)合XRD分析結(jié)果,可進(jìn)一步確定變形態(tài)TiB2/7050Al復(fù)合材料中主要存在的第二相為MgZn2(η相)、AlZnMgCu(T相)和Al2CuMg(S相)。

表2 圖2(a)中變形態(tài)TiB2/7050Al復(fù)合材料內(nèi)第二相的元素組成(原子分?jǐn)?shù),%)

2.2 固溶溫度對(duì)TiB2/7050Al復(fù)合材料組織的影響

圖3為不同溫度固溶1 h后TiB2/7050Al復(fù)合材料的BSE圖。由圖3可知,在背散射電子照片中,第二相呈現(xiàn)為亮白色的顆粒狀,與變形態(tài)材料相比,固溶時(shí)效后的材料第二相明顯減少。這是因?yàn)榇罅康腗gZn2相在470 ℃固溶時(shí)已完全溶解,包括針狀細(xì)小的MgZn2相、晶界處優(yōu)先析出的粗大MgZn2相、TiB2顆粒周圍析出的粗大MgZn2相以及顆粒團(tuán)簇包圍的MgZn2相等。固溶溫度從470 ℃升高至490 ℃的過(guò)程中,隨著固溶溫度升高,剩余第二相的溶解特征主要分為3個(gè)階段:470～475 ℃,合金相不溶解;475～485 ℃,合金相逐漸溶解;485～490 ℃,合金相完全溶解。

圖3 不同溫度固溶TiB2/7050Al復(fù)合材料的BSE圖

圖4為變形態(tài)TiB2/7050Al復(fù)合材料的DSC曲線。由圖4可知,復(fù)合材料在450～500 ℃之間存在兩個(gè)明顯的放熱峰:第一個(gè)放熱峰在475 ℃左右開(kāi)始出現(xiàn),在479 ℃達(dá)到峰值;第二個(gè)放熱峰在486 ℃達(dá)到峰值,在491 ℃結(jié)束,分別對(duì)應(yīng)TiB2/7050Al復(fù)合材料內(nèi)兩種第二相的溶解溫度。查閱相關(guān)文獻(xiàn)[26-27]可知,在475～479 ℃溶解的合金相為AlZnMgCu(T相),在480～491 ℃溶解的合金相為Al2CuMg(S相)。

圖4 變形態(tài)TiB2/7050Al復(fù)合材料的DSC曲線

當(dāng)固溶溫度在470～475 ℃變化時(shí),合金相的量未減少,如圖3(b,c)所示,說(shuō)明此溫度段內(nèi)無(wú)合金相發(fā)生溶解,與DSC分析結(jié)果相符;當(dāng)溫度在475～480 ℃變化時(shí),合金相的量有輕微減少,如圖3(d)所示,由DSC分析結(jié)果可知,這是由于AlZnMgCu(T相)發(fā)生溶解;當(dāng)溫度在480～485 ℃變化時(shí),合金相的量進(jìn)一步減少,如圖3(e)所示,結(jié)合DSC分析可知,是Al2CuMg(S相)開(kāi)始溶解的結(jié)果;當(dāng)固溶溫度在485～490 ℃變化時(shí),組織中幾乎不存在亮白色的相,如圖3(f)所示,DSC分析結(jié)果表明Al2CuMg(S相)溶解終了溫度為491 ℃,當(dāng)固溶溫度達(dá)到490 ℃,剩余Al2CuMg(S相)完全溶解。

為更好地確定復(fù)合材料固溶處理后剩余相的種類,驗(yàn)證DSC分析結(jié)果的正確性,對(duì)485、490 ℃固溶試樣進(jìn)行能譜分析,圖5(a)為485 ℃固溶1 h的背散射組織圖,圖5(b～d)為相應(yīng)的EDS面掃描圖。圖5(e)為490 ℃固溶1 h的背散射組織圖,圖5(f～h)為相應(yīng)的EDS面掃描圖。由圖5得出,485 ℃固溶試樣未溶合金相處存在Mg、Cu富集現(xiàn)象,說(shuō)明此未溶相為Al2CuMg(S相);490 ℃固溶試樣沒(méi)有明顯的Mg、Cu元素聚集現(xiàn)象,進(jìn)一步說(shuō)明材料中主要的第二相已經(jīng)完全溶解,與組織觀察現(xiàn)象和DSC分析結(jié)果相符。

圖5 不同溫度固溶TiB2/7050Al復(fù)合材料的微觀組織及EDS面掃描分析結(jié)果

2.3 固溶溫度對(duì)TiB2/7050Al復(fù)合材料拉伸性能的影響

TiB2/7050Al復(fù)合材料經(jīng)不同溫度固溶+時(shí)效后的拉伸測(cè)試結(jié)果如圖6所示。由圖6可見(jiàn),在475～480 ℃固溶時(shí),復(fù)合材料的強(qiáng)度、伸長(zhǎng)率隨固溶溫度升高而增大,復(fù)合材料在480 ℃固溶時(shí)的屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率分別為658 MPa、719 MPa和11.3%;當(dāng)固溶溫度高于480 ℃后,復(fù)合材料的強(qiáng)度輕微下降后繼續(xù)升高,490 ℃固溶時(shí)復(fù)合材料的抗拉強(qiáng)度逐漸升高至725 MPa,但其伸長(zhǎng)率顯著下降至6.7%。

圖6 固溶時(shí)效處理后TiB2/7050Al復(fù)合材料的拉伸性能

圖7為TiB2/7050Al復(fù)合材料在480、485和490 ℃固溶+120 ℃時(shí)效后的陽(yáng)極覆膜微觀組織。由圖7可知,隨固溶溫度升高,復(fù)合材料鋁基體再結(jié)晶程度增加;當(dāng)固溶溫度達(dá)到485 ℃后,鋁基體再結(jié)晶晶粒發(fā)生異常長(zhǎng)大,形成超大尺寸晶粒(～100 μm),如圖7(b,c)所示。

圖7 不同溫度固溶+120 ℃時(shí)效后TiB2/7050Al復(fù)合材料的陽(yáng)極覆膜組織

復(fù)合材料的強(qiáng)度是固溶強(qiáng)化、沉淀強(qiáng)化、晶界強(qiáng)化與位錯(cuò)強(qiáng)化共同作用的結(jié)果[10,24,28-29]。隨著固溶溫度升高,鋁基體內(nèi)合金元素的過(guò)飽和度增加,將更利于后續(xù)時(shí)效過(guò)程中細(xì)小強(qiáng)化相的析出,使材料的沉淀強(qiáng)化效果增強(qiáng);同時(shí),固溶溫度的升高也會(huì)增加材料的再結(jié)晶程度,降低位錯(cuò)密度,減弱晶界強(qiáng)化與位錯(cuò)強(qiáng)化效果。具體地,復(fù)合材料的力學(xué)性能隨固溶溫度的變化規(guī)律為:在465～475 ℃固溶時(shí),第二相溶解不明顯,復(fù)合材料性能變化不大;在475～480 ℃固溶時(shí),AlZnMgCu(T相)在476 ℃開(kāi)始溶解,在480 ℃完全溶解,鋁基體內(nèi)將析出更多的細(xì)小彌散相,顯著提高復(fù)合材料的力學(xué)性能;在480～485 ℃固溶時(shí),鋁基體內(nèi)的再結(jié)晶晶粒開(kāi)始發(fā)生異常長(zhǎng)大,降低鋁基體位錯(cuò)密度,使復(fù)合材料的強(qiáng)度輕微下降;在485～490 ℃固溶時(shí),復(fù)合材料內(nèi)殘留的Al2CuMg(S相)完全溶解,繼續(xù)提高鋁基體內(nèi)的沉淀強(qiáng)化效果,重新增加復(fù)合材料的強(qiáng)度。同時(shí),當(dāng)固溶溫度超過(guò)485 ℃后,異常長(zhǎng)大的再結(jié)晶晶粒削弱了復(fù)合材料的應(yīng)變強(qiáng)化能力,降低了復(fù)合材料的伸長(zhǎng)率。因此,TiB2/7050Al復(fù)合材料的最佳固溶處理溫度為480 ℃,此時(shí)復(fù)合材料可兼具高強(qiáng)度和高塑性。

因此,升高固溶溫度到490 ℃雖然可以使TiB2/7050Al復(fù)合材料中的粗大第二相完全溶解,但是過(guò)高的固溶溫度會(huì)使鋁基體熱擠壓變形組織發(fā)生再結(jié)晶,并異常長(zhǎng)大,降低了復(fù)合材料的伸長(zhǎng)率。在后續(xù)鋁基復(fù)合材料熱處理研究中,可考慮雙級(jí)固溶工藝[30],先在較低溫度下長(zhǎng)時(shí)保溫或者緩慢加熱到固溶溫度,釋放復(fù)合材料在變形過(guò)程中積累的儲(chǔ)存能,以防止后續(xù)高溫固溶過(guò)程中變形晶?；蛟俳Y(jié)晶晶粒的異常長(zhǎng)大,再逐漸升溫至更高溫度完全固溶掉鋁基體內(nèi)的合金相,從而進(jìn)一步優(yōu)化鋁基復(fù)合材料的力學(xué)性能。

3 結(jié)論

1) 熱擠壓制備TiB2/7050Al復(fù)合材料中主要存在的第二相為MgZn2(η相)、AlZnMgCu(T相)和Al2CuMg(S相)。其中,MgZn2(η相)在470 ℃下可完全溶解;AlZnMgCu(T相)在476 ℃開(kāi)始溶解,在481 ℃完全溶解;Al2CuMg(S相)在480 ℃開(kāi)始溶解,在490 ℃完全溶解。

2) TiB2/7050Al復(fù)合材料在480 ℃單級(jí)固溶時(shí),可獲得較優(yōu)的強(qiáng)度和塑性組合,此時(shí)復(fù)合材料屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率分別為658 MPa、719 MPa和11.3%。

3) 當(dāng)固溶溫度升高至490 ℃時(shí),復(fù)合材料鋁基體內(nèi)的第二相完全溶解,進(jìn)一步提高了復(fù)合材料的強(qiáng)度,但過(guò)高的固溶溫度使鋁基體晶粒發(fā)生異常長(zhǎng)大,反而降低了復(fù)合材料的塑性。