SiC 顆粒增強6013 鋁基復(fù)合材料時效析出行為及力學(xué)性能

傅定發(fā) ，彭克成，陳爽，劉海洋，滕杰，蔣福林，張輝

（湖南大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，湖南 長沙 410082）

6013 鋁（Al-Mg-Si-Cu）合金是一類具備優(yōu)良性能和廣泛應(yīng)用前景的可熱處理強化鋁合金，相比于其他6×××系鋁合金（如6061 鋁合金、6063 鋁合金），該合金含有更多Cu 元素，基體中除了強化相Mg2Si外，還存在部分CuAl2作為次要強化相.因此，具有更高的屈服、抗拉強度，同時還能保持良好的耐腐蝕性、斷裂韌性、抗疲勞性能以及可焊接性［1］，在現(xiàn)代軍工、航天航空工業(yè)獲得較多的實際應(yīng)用［2］.為了適應(yīng)現(xiàn)代工業(yè)生產(chǎn)對材料綜合性能越來越嚴苛的要求，顆粒增強鋁基復(fù)合材料被認為是一種性價比很高的研究材料，不僅有較高的比強度和比模量，還有比基體材料更好的耐高溫性能和耐磨性能，現(xiàn)已作為輕量化結(jié)構(gòu)材料廣泛地應(yīng)用于航空航天，在車輛結(jié)構(gòu)中也具有良好的應(yīng)用前景.

粉末冶金是顆粒增強鋁基復(fù)合材料常用的一種制備工藝，能夠制備組織良好且性能優(yōu)異的復(fù)合材料，但仍存在如脫氣困難、高溫導(dǎo)致組織粗化等缺陷.在復(fù)合材料制備后，常需要通過后續(xù)的變形或者熱處理工藝來改善組織、優(yōu)化性能.因此，對鋁合金基體和復(fù)合材料的熱處理工藝和時效析出行為的研究有重要意義.鋁合金在熱處理過程中，隨著固溶溫度的升高，基體中合金元素的固溶度也會增大，經(jīng)過高溫固溶、快速冷卻的鋁基復(fù)合材料，可通過人工時效使細小的彌散析出相從過飽和的固溶體中析出，產(chǎn)生時效硬化的效果［3］.其強化效果主要受析出相的分布情況、形態(tài)、尺度和數(shù)量的影響［4］，最終影響鋁合金及復(fù)合材料本身的力學(xué)性能.通過優(yōu)化固溶制度，提高基體的固溶過飽和程度，選擇最佳人工時效溫度和時間以加強時效強化的效果，進一步優(yōu)化合金和復(fù)合材料的綜合性能.

6013 鋁合金含有Cu 元素導(dǎo)致與其他6 系鋁合金的時效脫溶順序存在一定差別，通常為：過飽和固溶體→GP 區(qū)（Mg 和Si 元素的溶質(zhì)團簇［5］）→共格過渡相β"→半共格過渡相β′→穩(wěn)定相β（Mg2Si）［6-7］.β′相有較高的強化效果，能夠?qū)ξ诲e起到明顯的釘扎作用，從而明顯提高力學(xué)性能［8］.復(fù)合材料因為加入了一定含量的增強體顆粒，所以時效析出過程發(fā)生了一定改變.一般來說，陶瓷顆粒加入基體后不會改變基體的析出序列，但是會加速時效析出的過程，使得材料能夠以更低的人工時效溫度或者人工時效時間達到峰時效［9］.

目前，國內(nèi)對6013 鋁合金的研究主要集中在合金化設(shè)計、應(yīng)力應(yīng)變對組織性能的影響等方面，對以6013鋁合金為基體的復(fù)合材料的研究主要集中在力學(xué)性能和制備工藝方面［10-13］.為研究SiC 顆粒增強體對6013 鋁合金時效析出行為以及力學(xué)性能的影響和作用，并且通過提高復(fù)合材料的組織均勻性以提高其力學(xué)性能，在參考了對粉末冶金坯料消除缺陷提高致密化的工藝后，本文采用球磨-冷等靜壓-熱等靜壓-熱擠壓的工藝，制備了組織致密且均勻、顆粒分散性較好的15%質(zhì)量比SiCp/6013Al 復(fù)合材料，主要研究SiC 顆粒對6013 鋁合金在熱處理過程中時效析出行為的影響，為SiCp/6013Al 復(fù)合材料在工業(yè)上的應(yīng)用提供理論指導(dǎo).

1 實驗材料及方法

本實驗試樣為SiCp/6013Al熱擠壓板材，其中6013鋁合金基體的主要成分為Al-0.60%Si-0.80%Mg-0.60%Cu-0.20%Mn-0.25%Zn-0.15%Ti-0.10%Cr（質(zhì)量分數(shù)），SiC 的質(zhì)量分數(shù)為15%.SiCp/6013Al 復(fù)合材料的制備工藝流程示意圖如圖1 所示.將上述成分的6013 鋁合金粉末與SiC 粉末在行星式球磨機內(nèi)混料，二者的平均粒徑分別為7 μm 和0.7 μm，球磨轉(zhuǎn)速為160 r/min，時間1.5 h，球料之間的質(zhì)量比為9∶4.待粉體充分混合后，先通過冷等靜壓工藝預(yù)制成坯體后，再使用熱等靜壓工藝對預(yù)坯成型，其熱壓條件控制為溫度560 ℃，壓力為75 MPa，時間為4 h.通過熱等靜壓得到直徑 85 mm，高250 mm 的圓柱體坯料，在XJ-2500 擠壓機上進行熱擠壓，得到截面尺寸為10 mm×50 mm 的板材，擠壓速度為0.6 mm/s，擠壓系數(shù)為13，出口溫度為460 ℃.

圖1 SiCp/6013Al復(fù)合材料的制備工藝流程示意圖Fig.1 Schematic diagram of the preparation process of SiCp/6013Al composite

完成擠壓后，將復(fù)合材料板材置于高溫爐內(nèi)進行540 ℃條件下2 h 固溶處理，隨后將其快速浸入水中淬火.對固溶處理后的樣品分別在120 ℃、150 ℃、180 ℃和210 ℃條件下進行人工時效.利用上海勵盾儀器儀表檢測技術(shù)有限公司生產(chǎn)的HV-1000BZ 型維氏硬度計測量其維氏硬度，施加載荷為1.96 N，保荷時間15 s，每個試樣測試5 個點并取平均值.基于典型的四點探針法對人工時效保溫過程中試樣的電阻率進行測量，并使用K 型熱電偶記錄樣品的溫度變化，頻次設(shè)置為1 次/s，原位電阻率計算采用在線測試方法.利用Instron-3382型電子萬能試驗機測試其拉伸力學(xué)性能，復(fù)合材料的拉伸試樣沿擠壓方向選取，拉伸速度為 1 mm/min.

為研究增強體顆粒對6013 鋁合金時效析出行為以及顯微組織的影響，本文使用SEM、EDS、TEM對不同熱處理狀態(tài)下SiCp/6013Al復(fù)合材料的組織形貌與成分進行分析.利用 FEI Quanta 200 型掃描電子顯微鏡對原始組織、熱處理后組織進行觀察，并對拉伸斷口進行分析.另外選取人工時效處理后的樣品，將厚度磨至 80 μm，并使用微型沖孔器沖出φ3 mm 的圓片，使用硝酸和酒精的體積比為3∶7 的電解液并在 Gatan 691 型離子減薄儀減薄后在 FEI Tecnai G2 F20 型 TEM 下進行顯微組織觀察分析.

2 結(jié)果與分析

2.1 熱處理對SiCp/6013Al 復(fù)合材料顯微組織的影響

未經(jīng)過熱處理的擠壓態(tài)SiCp/6013Al復(fù)合材料的SEM 形貌圖如圖2所示.由圖2（a）可知，經(jīng)過冷等靜壓→熱等靜壓→熱擠壓制備的SiCp/6013Al復(fù)合材料致密性較好，增強體顆粒分布均勻，基體內(nèi)基本看不到（如孔洞、裂縫）缺陷部分，未出現(xiàn)SiC 嚴重團聚的現(xiàn)象.固溶處理中溫度升高后合金中的元素固溶度提高，快速冷卻后成為過飽和固溶體，因此，經(jīng)過固溶處理的基體中的Mg2Si數(shù)量明顯減少.在后續(xù)進行人工時效時，隨著保溫時間的增加，固溶的合金元素會逐漸析出，作為沉淀相分散在基體中，從而對位錯運動造成阻礙，表現(xiàn)為材料強度提高［14］.

圖2 SiCp/6013Al復(fù)合材料的SEM形貌圖Fig.2 SEM image of SiCp/6013Al composite

圖3 為擠壓態(tài)SiCp/6013Al 復(fù)合材料的EDS 下SiCp/6013Al 內(nèi)的元素分布.根據(jù)圖3 中元素分布結(jié)果可以確認復(fù)合材料中組織的物相組成，除深灰色多邊形顆粒為SiC外，基體中主要分布著亮白色米粒狀組織，主要由Al-Mn-Fe 組成，是Al-Mg-Si 合金中常見的雜質(zhì)相（FeMnSi）Al6；黑色不規(guī)則多角形片狀組織主要由Mg-Si 組成，為Al-Mg-Si 合金中主要的增強相的Mg2Si.

圖3 EDS下SiCp/6013Al內(nèi)的元素分布Fig.3 Distribution of elements in SiCp/6013Al under EDS

為了研究不同時效狀態(tài)下復(fù)合材料析出相的尺寸和形態(tài)，選取了150 ℃/8 h、180 ℃/1 h和210 ℃/24 h 3 種不同熱處理狀態(tài)的復(fù)合材料進行TEM 實驗.不同時效態(tài)下SiCp/6013Al的TEM圖像如圖4所示.圖4中黑色多邊形為SiC顆粒，可以清晰地觀察到基體和SiC顆粒的界面處沒有任何反應(yīng)層生成.這說明材料在560 ℃熱等靜壓和540 ℃固溶處理的過程中沒有在SiC 增強體顆粒和鋁合金基體的結(jié)合界面處生成Al4C3脆性相；同時，也可以看到在增強體顆粒周圍存在較多的位錯線堆積.這是因為其與基體的熱膨脹系數(shù)存在較大的差別，因此，在制備過程和熱處理過程中存在較大的熱錯配應(yīng)力，從而產(chǎn)生大量位錯線，而這些位錯的存在能起到明顯的強化作用，提高復(fù)合材料的強度.

圖4 不同時效態(tài)下SiCp/6013Al的TEM圖像Fig.4 TEM image of SiCp/6013Al under different aging conditions

析出相強化是Al-Mg-Si-Cu 合金的主要強化機制［15］，以此合金為基體的復(fù)合材料的硬度與納米析出相的類型、尺寸、數(shù)量及分布狀態(tài)也存在一定的關(guān)系.在150 ℃/8 h 和180 ℃/1 h 的時效條件下，并沒有觀察到針狀的β"相存在，因為此時處于峰值時效狀態(tài)，析出相小而彌散地分布在基體中，此倍數(shù)下未能觀察到β".除了SiC增強體顆粒以外，在210 ℃/24 h過時效態(tài)的TEM 圖像中，能清晰地觀察到板條狀的析出相存在.原本的析出相在高溫人工時效的過程中快速形核并且粗化，在基體中形成尺寸較大的第二相.原本應(yīng)該是針狀的β"析出相，在高溫時效下逐漸長大并粗化，形成了板條狀的形態(tài).而這些尺寸粗大的析出相并不能起到很好的強化作用，反而導(dǎo)致復(fù)合材料的力學(xué)性能出現(xiàn)一定程度的削弱.

2.2 時效過程中硬度和原位電阻率的演變

圖5為540 ℃/2 h固溶處理后SiCp/6013Al在人工時效的過程中硬度和電阻率隨保溫時間的變化曲線.

圖5 固溶處理后SiCp/6013Al在人工時效的過程中硬度和電阻率隨保溫時間的變化曲線Fig.5 In the artificial aging process，the hardness and resistivity of SiCp/6013Al after solution treatment with the change of holding time curve

由圖5（a）可知，未進行熱處理的擠壓態(tài)SiCp/6013Al 硬度約為120 HV0.2，相比于傳統(tǒng)的6013 鋁合金，硬度提高了約43%.當對固溶態(tài)的復(fù)合材料進行人工時效處理后，可以發(fā)現(xiàn)其硬度均出現(xiàn)了明顯的提高，并在實驗條件內(nèi)觀察到明顯的單時效峰.此外，隨著時效溫度的提高，復(fù)合材料達到硬度峰值的保溫時間更短，說明SiCp/6013Al 的沉淀強化和基體6013 鋁合金一樣受到熱擴散控制.在時效析出的早期階段，人工時效溫度越高，沉淀相析出越快，表現(xiàn)為材料的硬度達到峰值所需的保溫時間更短.此外，在較高的人工時效溫度下（如210 ℃條件），當保溫時間超過峰時效后，復(fù)合材料的硬度快速下降，即出現(xiàn)過時效現(xiàn)象.

根據(jù)圖5（a）的結(jié)果，SiCp/6013Al 的最佳時效工藝為150 ℃/8 h，峰值硬度為180 HV0.2.與6013 鋁合金的時效析出行為［16］對比可以發(fā)現(xiàn)，當時效溫度相同時，復(fù)合材料達到峰時效所需的保溫時間更短，而且硬度提升幅度更大.在復(fù)合材料中，SiC 顆粒的引入能夠顯著增加基體中的晶界面積，在熱處理過程中能提供大量非均勻形核點位，有利于強化相的析出與沉淀.此外，由于SiC 顆粒的熱膨脹系數(shù)和6013鋁合金基體之間存在較大的差異，在時效過程中由于熱錯配應(yīng)力導(dǎo)致SiC顆粒周圍產(chǎn)生大量位錯，同樣會導(dǎo)致基體內(nèi)的界面增加.二者共同的作用，導(dǎo)致復(fù)合材料的峰時效在相同溫度下比基體合金提前，表現(xiàn)為時效析出行為加快.

合金材料的電阻率主要受固溶原子、析出粒子和位錯等變形缺陷所影響［17-18］.對于6×××系鋁合金，在等溫時效過程中，其基體會經(jīng)歷過飽和固溶體的分解、析出相形核及長大3 個過程.時效初期，當過飽和固溶體分解時，基體的電阻率呈現(xiàn)快速下降的趨勢.之后一段時間內(nèi)析出相開始形核并生長，而均勻細小的析出相本身不會對析出相產(chǎn)生大幅度的影響，但此時基體中的過飽和固溶原子在分解，因此其原位電阻率在時效后期呈現(xiàn)緩慢下降的趨勢.此外，人工時效過程也能起到一定的消除位錯的作用，會導(dǎo)致材料電阻率的下降（低溫人工時效處理對晶內(nèi)位錯的消除作用較?。?圖5（b）為人工時效中試樣電阻率的變化曲線，圖5（c）為人工時效中試樣電阻率斜率的變化曲線，并以此表示時效過程中試樣內(nèi)過飽和固溶體的分解速度.在120 ℃進行人工時效時，SiCp/6013Al復(fù)合材料試樣的電阻率沒有發(fā)生特別顯著的變化，只是在時效后期出現(xiàn)了略微下降；當時效溫度升高到150 ℃時，試樣的電阻率開始出現(xiàn)明顯的下降趨勢；當時效溫度升高到180 ℃時，復(fù)合材料的電阻率下降幅度更大，根據(jù)其電阻率變化導(dǎo)數(shù)，在前3 000 s 其電阻率快速下降，正好對應(yīng)圖5（a）中試樣硬度快速上升的階段，而在5 000 s 左右時下降速率逐漸平穩(wěn)，此時復(fù)合材料的硬度開始下降；當時效溫度為210 ℃時，電阻率的斜率反而低于180 ℃的條件，說明過高的人工時效溫度在一定程度上導(dǎo)致材料軟化，且抑制了過飽和固溶體的分解.綜合硬度和電阻率在不同溫度下隨保溫時間的演變情況來看，可以認為SiC 顆粒的加入加快了6013 鋁合金的時效析出行為.

2.3 人工時效對拉伸性能的影響以及拉伸斷口分析

根據(jù)圖5（a）中SiCp/6013Al 時效-硬度曲線，參照峰時效和過時效的熱處理工藝，以此為基礎(chǔ)進行8組不同時效狀態(tài)下復(fù)合材料的拉伸實驗，獲得如圖6所示的不同時效工藝下SiCp/6013Al的拉伸曲線以及對應(yīng)的強度和延伸率.

圖6 不同時效工藝下SiCp/6013Al的拉伸曲線以及對應(yīng)的強度和延伸率Fig.6 Tensile curves and corresponding strength and elongation of SiCp/6013Al under different aging processes

由圖6 可知，不論是擠壓態(tài)還是時效態(tài)，SiCp/6013Al 復(fù)合材料的屈服強度和抗拉強度均高于6013 鋁合金，同時SiCp/6013Al 復(fù)合材料的延伸率出現(xiàn)大幅度下降.說明SiC 一方面能有效地轉(zhuǎn)移并承擔(dān)基體中的應(yīng)力，提高材料的強度；但另一方面SiC本身硬而脆的性質(zhì)，降低了材料的塑性.

作為典型的可熱處理強化的6013 鋁合金，在經(jīng)過固溶處理后，再對其進行人工時效可以在一定程度上顯著提升其屈服強度和抗拉強度.由圖6（a）可知，SiCp/6013Al 復(fù)合材料在斷裂之前基本沒有經(jīng)歷劇烈的塑性變形階段，并且應(yīng)力-應(yīng)變曲線沒有一段達到強度峰值后下降的過程，復(fù)合材料的延伸率沒有超過5%，說明在加入SiC顆粒后，復(fù)合材料的斷裂表現(xiàn)為脆性斷裂，達到最大抗拉強度前就已經(jīng)發(fā)生斷裂，較差的塑性是制約復(fù)合材料強度提升的主要原因.時效態(tài)SiCp/6013Al 相較于熱處理前，抗拉強度的強化效果達到30%～45%，其中綜合性能最好的點出現(xiàn)在150 ℃/8 h，與復(fù)合材料的硬度曲線的峰值對應(yīng).當復(fù)合材料的人工時效溫度為210 ℃時，其屈服強度和抗拉強度雖然都高于擠壓態(tài)，但相比于其他3 種人工時效溫度，其強度已經(jīng)處于較低的水平.由圖6（b）可知，在人工時效早期，試樣的延伸率略微降低，但是如果繼續(xù)增加保溫時間，過時效狀態(tài)下試樣的延伸率出現(xiàn)一定程度的回升.如在時效溫度210 ℃、保溫時間24 h 的條件下，試樣已經(jīng)是過時效態(tài)，相較于時效峰的性能，復(fù)合材料的硬度和強度都發(fā)生明顯的下降，但是塑性卻出現(xiàn)一定的回升，其延伸率已經(jīng)接近擠壓態(tài)的數(shù)值.

對比上述拉伸結(jié)果，不同的熱處理條件對材料的性能起著重要作用.這主要是因為6013 鋁合金基體在時效過程中在不同階段的析出相的尺寸和形貌的差別，不同的時效析出相對材料的性能有很大的影響.SiCp/6013Al 合金在150 ℃時效處理8 h 后抗拉強度達522 MPa，延伸率下降.SiCp/6013Al 拉伸性能的改變可歸因于隨著時效時間的延長，在鋁合金基體中產(chǎn)生數(shù)量更多的共格過渡相β"相.當時效溫度升高到 210 °C 時，此時復(fù)合材料已經(jīng)進入過時效狀態(tài)，析出相尺寸發(fā)生粗化，導(dǎo)致復(fù)合材料強度下降.

為了進一步分析人工時效對復(fù)合材料拉伸性能及斷裂機理的影響，對拉伸試樣的斷口進行SEM 分析.圖7 為SiCp/6013Al原始態(tài)、峰時效和過時效拉伸斷口形貌.當 SiC 增強體顆粒加入鋁合金基體后，合金的斷口的形貌特征和斷裂特性都發(fā)生了一定程度的變化.由圖7（a）可知，斷口表面除了一些細小的韌窩和少許的撕裂棱外，還有許多顆粒脫落后遺留下來的孔洞，整個斷口表現(xiàn)出脆性斷裂特征.復(fù)合材料在拉伸過程中的變形主要以鋁基體的塑性變形為主，同時部分增強體顆粒從鋁基體中被拔出發(fā)生脫落.這是由于SiC 的加入，阻礙了變形過程中產(chǎn)生的位錯運動，發(fā)生的第二相強化在提高強度的同時降低了塑性.復(fù)合材料的斷口呈現(xiàn)出脆性斷裂的特征，主要是因為界面的破裂和SiC的脫落.通過對比圖7（b）和圖7（c），經(jīng)過不同條件的時效處理后，復(fù)合材料的斷口組織相比于擠壓態(tài)沒有發(fā)生明顯的改變，韌窩的形態(tài)仍然保持淺而小的狀態(tài)，可以說明人工時效對復(fù)合材料斷口形貌的影響并不明顯，時效雖然可以提高其強度，但是斷裂行為仍以脆性斷裂為主.

圖7 SiCp/6013Al原始態(tài)、峰時效和過時效拉伸斷口形貌Fig.7 The fracture morphology of SiCp/6013Al in original state，peak-aged and over-aged tensile

擠壓態(tài)的復(fù)合材料拉伸斷口處的背散射電子掃描圖像和EDS元素組成如圖7（d）所示，可見，拉伸斷口表面分布著許多白色顆粒相，根據(jù)元素分布的情況判斷其為脆性的AlMnFe 相.同時，根據(jù)Si 元素的分布情況也可以發(fā)現(xiàn)，一些尺寸較大的SiC顆粒大多分布于拉伸斷口的孔洞內(nèi)，推測這些尺寸較大的SiC顆粒周圍在拉伸的過程中成為裂紋源，最終導(dǎo)致復(fù)合材料過早斷裂失效，表現(xiàn)出較低的韌性，斷裂表現(xiàn)出脆性斷裂的特性.

3 結(jié)論

本文對通過球磨-冷等靜壓-熱等靜壓-熱擠壓工藝制備的15%質(zhì)量比SiCp/6013Al復(fù)合材料的微觀組織、時效析出行為和力學(xué)性能進行了研究，主要結(jié)論如下：

1）經(jīng)過冷等靜壓→熱等靜壓→熱擠壓工藝制備的15% 質(zhì)量比SiCp/6013Al 復(fù)合材料致密性較好，增強體顆粒分布均勻，基體內(nèi)基本看不到缺陷部分（如孔洞、裂縫），也沒有出現(xiàn)SiC 嚴重團聚的部分，因此具有較為優(yōu)良的力學(xué)性能.

2）結(jié)合原位電阻率及時效-硬度測試結(jié)果，SiC顆粒增強體能夠起到加速6013 合金基體固溶處理后沉淀相析出的作用.這是因為其顯著增加了基體中的晶界面積，在時效析出過程中能提供大量非均勻形核點位，利于強化相的析出與沉淀；SiCp/6013Al復(fù)合材料的最佳人工時效工藝為150 ℃/8 h，峰時效硬度為180 HV0.2.

3）SiC 顆粒增強體能顯著提高6013 鋁合金基體的強度，復(fù)合材料的主要析出強化相為Mg2Si.SiC 顆粒增強體在增加復(fù)合材料強度的同時，也降低了復(fù)合材料的塑性，導(dǎo)致基體的斷裂從韌性斷裂轉(zhuǎn)變?yōu)榇嘈詳嗔?；SiCp/6013Al 復(fù)合材料經(jīng)過人工時效后的最佳抗拉強度為522 MPa，此時延伸率為4.5%.