快速凝固凝固工藝對2xxxsicp鋁基復合材料微觀組織和力學性能的影響

快速凝固凝固工藝對2xxxsicp鋁基復合材料微觀組織和力學性能的影響

用結果表明，采用授粉法制備的sic復合鋁基材料具有高比強度、高比剛度和良好的抗疲勞性。在過去的20年里，它是研究和開發(fā)輕金屬材料的熱點。其中,損傷容限型的2xxx/SiCp和6xxx/SiCp等高性能粉末冶金鋁基復合材料2000年以來已在航空航天領域得到應用,并獲得了良好的減重效果。例如美國DWA復合材料公司制備的6092/SiCp鋁基復合材料用于戰(zhàn)斗機的腹鰭,以取代原有的2214鋁合金蒙皮,該公司生產(chǎn)的鋁基復合材料還作為風扇出口導流葉片,被普惠公司用在PW4000系發(fā)動機上來裝備波音777客機,此外美國DWA和英國AMC公司生產(chǎn)的SiC顆粒增強鋁基復合材料還被用來制造直升機旋翼系統(tǒng)的主承力結構件。與基體鋁合金相比,復合材料的強度可提高15%～40%,剛度可提高30%～100%。影響顆粒增強鋁基復合材料組織和性能的因素有很多,如基體合金的成分,增強材料的尺寸、形狀及體積分數(shù),晶粒的大小和熱處理工藝等,其中熱處理工藝對材料組織和性能影響較明顯。為使這些鋁基復合材料具有優(yōu)良的綜合性能,選擇和采用合適的熱處理工藝是十分關鍵的。目前,有關這些材料熱處理工藝參數(shù)對其組織和性能的影響方面的研究報道較少,有必要開展比較系統(tǒng)的研究。本工作主要研究固溶熱處理的工藝參數(shù)對一種粉末冶金2xxx/SiCp的組織和力學性能的影響,并為該材料制定合理的熱處理工藝建立基礎。1實驗1.1坯料的制備Al-3.8Cu-1.3Mg/SiCp(質量分數(shù))復合材料坯料采用專用的快速凝固/粉末冶金工藝制備,并擠壓成?150mm的棒材,擠壓比為9.8∶1,擠壓溫度500℃。復合材料中SiC顆粒的含量為15vol%,粒徑分布在1～20μm。1.2固溶熱處理前后的拉伸性能采用DSC分析方法確定復合材料的過燒溫度。DSC分析在NETZSCHSTA409C試驗機上進行,以10℃/min的速率從30℃升溫至700℃。在棒材上沿擠壓方向取20mm×20mm×115mm試樣,分成兩組,第一組試樣分別在485℃,490℃,495℃,500℃和505℃進行4h固溶熱處理后室溫水淬,自然時效96h。另一組試樣均在493℃固溶4h,然后在不同溫度的淬火介質(水)(20～95℃)下淬火,自然時效96h。將兩組試樣加工成?10mm的標準室溫拉伸試樣,在Instron1196拉伸機上進行室溫拉伸試驗,按HB5143—96標準測試復合材料的抗拉強度(σb)、屈服強度(σ0.2)、伸長率(δ5)、斷面收縮率(ψ)和拉伸彈性模量。在棒材上沿擠壓方向取樣并加工成20mm×20mm×55mm硬度試樣,經(jīng)493℃固溶熱處理4h后,在隨后自然時效硬化過程中按一定時間間隔測布氏硬度,硬度試驗在KTE3000布氏硬度試驗機上按HB5168—96標準測試。從不同固溶溫度處理后的試樣切取金相試樣,并進行SEM觀察。SEM觀察和EDS分析在QUANTA600型掃描電子顯微鏡上進行,操作電壓為25KV。2結果與分析2.1al+s+三共晶體復熔法圖1為擠壓態(tài)復合材料的差熱(DSC)曲線。在508.5℃存在一個小的吸熱峰,表明材料在接近該溫度時發(fā)生α(Al)+S+θ三共晶體復熔,溫度升高到645.3℃時,對應的基體合金開始熔化。為防止材料過燒,固溶熱處理溫度均選定在不高于508.5℃。2.2固溶過程的表征圖2是不同固溶溫度處理后復合材料背散射分析照片。圖中呈白色分布在基體中的質點主要為粗大第二相,SiC顆粒在基體中均勻分布。可以看出,在485℃固溶時(圖2a),由于固溶溫度偏低,殘留在基體中的第二相粒子仍然很多,沒有充分溶解到基體合金中。隨著固溶溫度的升高,第二相粒子回溶越來越充分。當固溶溫度達到500℃(圖2d),可溶相基本溶解,僅剩下極少量的不可溶相存在于基體中。在SEM下對復合材料中的第二相進行了進一步的能譜分析,分析結果見圖3和表1。從圖表中可以看出,在485℃固溶時,基體中除存在大量的與A,B尺寸(～2μm)相當?shù)牡诙嘀?還有少量尺寸與C,D(～10μm)相當?shù)南?經(jīng)EDS分析:A是θ(Al2Cu)相,B為S(Al2CuMg)相,θ相和S相的成分與理論值有一定偏差,可能是相的尺寸較小,能譜的結果受到周圍基體的影響造成的。C,D為AlCuFe的雜質相。當固溶溫度達到500℃時,θ相和S相已充分溶解,未溶解的主要是極少量不可溶的AlCuFe。2.3力學能力2.3.1材料的拉伸性能圖4給出了不同固溶溫度處理后的復合材料室溫力學性能。隨固溶溫度的升高,抗拉強度和屈服強度均呈增加趨勢,在500℃時同時達到最高值(σb=532.5MPa,σ0.2=372.5MPa),505℃時強度反而有所下降,這可能由于接近過燒溫度(508.5℃引起晶粒長大和輕微過燒)所致。材料的伸長率和斷面收縮率均在5%以上,兩者隨固溶溫度升高先增加后有所減小,最大值出現(xiàn)在490℃(δ5=7.8%,ψ=11.3%);復合材料的彈性模量達到90GPa,比鋁合金模量提高了近30%(鋁合金的彈性模量約為70GPa),而復合材料的彈性模量增加了30%,達到了90GPa以上,隨固溶溫度升高,模量略有減小。為了保證材料同時擁有較高的拉伸強度和塑性,固溶溫度選擇在490～500℃為宜。2.3.2溫度對材料彈性模量的影響圖5示出了淬火介質(水)溫度對復合材料室溫力學性能的影響。淬火溫度在20～60℃范圍時,強度和塑性均保持在同一水平,當水溫超過60℃時,強度明顯下降,塑性升高,95℃時的抗拉強度和屈服強度相對60℃時均降低了37.5MPa。淬火介質溫度對材料的彈性模量沒有明顯的影響。所以,為獲得較好的力學性能,該復合材料的淬火介質(水)溫度應控制在60℃以下。2.4固溶熱處理前后布粒度的變化圖6示出了復合材料布氏硬度與自然時效時間的關系?？梢钥闯?在固溶熱處理后自然時效時間小于60min時,該復合材料的布氏硬度增加并不明顯,超過60min,發(fā)生較明顯的自然時效,布氏硬度迅速升高。3熱處理溫度對增強體含量的影響Al-Cu-Mg系鋁合金的主要強化相是S(Al2CuMg)或θ(Al2Cu),隨Cu和Mg相對質量比的不同而不同。一般來說,m(Cu):m(Mg)≤2.6時,形成S相;m(Cu):m(Mg)>2.6時,形成S+θ相或θ相。本研究中鋁合金基體中m(Cu):m(Mg)約為2.9,主要強化相為S+θ,這與能譜分析結果相一致。其中主要合金元素Cu和Mg在鋁中的最大固溶度都隨溫度的下降而減少,Cu在550℃的固溶度為5.65%,Mg在450℃的固溶度高達14.9%,而Cu和Mg在室溫的固溶度只有0.2%和2%,在固溶處理的加熱過程,可溶解的第二相(θ,S)隨溫度的升高逐漸溶入基體合金中。所以在保證不發(fā)生過燒及晶粒長大的條件下,選擇盡量高的固溶加熱溫度,有利于獲得最大過飽和度均勻固溶體,時效后提高合金強度。淬火介質溫度對材料性能的影響主要體現(xiàn)在冷卻速度上,淬火介質溫度越高對應材料的冷卻速度越低,有研究認為,冷卻速度低致使空位通過運動消失在晶體的自由表面或晶界,導致空位濃度低,而GP區(qū)的形成是溶質原子擴散的結果,溶質原子的擴散是依靠過飽和點缺陷的運動,即依靠空位的運動來實現(xiàn)的,所以冷卻速度的降低阻礙GP區(qū)的形成;同時慢速冷卻使過飽和度下降,析出相數(shù)量減少,時效強化效果削弱。冷卻速度較快時,淬火過程組織內應力和熱應力比較大,熱應力主要是加熱和冷卻時由于各部分存在溫差所造成冷縮熱脹先后不一致而產(chǎn)生的,由于復合材料中存在增強體SiC和Al基體,兩者之間的熱膨脹系數(shù)的差異很大,快冷過程產(chǎn)生的熱應力更加突出。對于形狀復雜的制件,為了防止變形或開裂,可在要求力學性能滿足的情況下,適當提高淬火介質的溫度。文獻介紹,鋁基復合材料中增強體的加入不會從根本上改變復合材料基體合金的時效沉淀過程,無論是在基體合金還是在復合材料中,析出相的形貌特征都是一致的,而且復合材料中基體合金的時效沉淀過程和時效析出序列也沒有改變。以S和θ為主要強化相Al-Cu-Mg合金典型時效析出過程為:SRIVATSAN研究2009/SiC/15P-T42鋁基復合材料時,通過TEM觀察到針狀的S′相和分布晶內的θ′相,粗大的第二相多在大角度晶界出現(xiàn)。GP區(qū)(或GPB區(qū))和θ′,S′等過渡相與基體共格或半共格,且十分細小,可以大幅度提高材料的強度。大多學者研究認為,增強體的加入抑制或延緩了GP區(qū)(或GPB區(qū))的形成,而加速中間沉淀相S′,θ′析出。GPB區(qū)的形成被認為是通過過?？瘴粩U散完成的,在復合材料中由于增強體和基體合金存在較大的線膨脹系數(shù)差而產(chǎn)生了高密度位錯,由于高密度位錯導致空位相對貧乏,因而GPB區(qū)的形成延緩。高密度位錯同時為一些沉淀強化相提供了非均勻形核的有利核心,降低了這些沉淀相形成的激活能,促進沉淀相析出。4固溶溫度對拉伸強度和塑性的影響(1)當固溶溫度為485℃時,Al-3.8Cu-1.3Mg/SiCp鋁基復合材料中仍有大量未溶解的可溶相(θ相和S相)和極