快速凝固凝固工藝對2xxxsicp鋁基復(fù)合材料微觀組織和力學(xué)性能的影響

快速凝固凝固工藝對2xxxsicp鋁基復(fù)合材料微觀組織和力學(xué)性能的影響

用結(jié)果表明，采用授粉法制備的sic復(fù)合鋁基材料具有高比強(qiáng)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(fù)合材料2000年以來已在航空航天領(lǐng)域得到應(yīng)用,并獲得了良好的減重效果。例如美國DWA復(fù)合材料公司制備的6092/SiCp鋁基復(fù)合材料用于戰(zhàn)斗機(jī)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(fù)合材料還作為風(fēng)扇出口導(dǎo)流葉片,被普惠公司用在PW4000系發(fā)動機(jī)上來裝備波音777客機(jī),此外美國DWA和英國AMC公司生產(chǎn)的SiC顆粒增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料還被用來制造直升機(jī)旋翼系統(tǒng)的主承力結(jié)構(gòu)件。與基體鋁合金相比,復(fù)合材料的強(qiáng)度可提高15%～40%,剛度可提高30%～100%。影響顆粒增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料組織和性能的因素有很多,如基體合金的成分,增強(qiáng)材料的尺寸、形狀及體積分?jǐn)?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(fù)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(guān)鍵的。目前,有關(guān)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(xué)性能的影響,并為該材料制定合理的熱處理工藝建立基礎(chǔ)。1實驗1.1坯料的制備Al-3.8Cu-1.3Mg/SiCp(質(zhì)量分?jǐn)?shù))復(fù)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(fù)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(fù)合材料的過燒溫度。DSC分析在NETZSCHSTA409C試驗機(jī)上進(jìn)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(jìn)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(zhì)(水)(20～95℃)下淬火,自然時效96h。將兩組試樣加工成?10mm的標(biāo)準(zhǔn)室溫拉伸試樣,在Instron1196拉伸機(jī)上進(jìn)行室溫拉伸試驗,按HB5143—96標(biāo)準(zhǔn)測試復(fù)合材料的抗拉強(qiáng)度(σb)、屈服強(qiáng)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(jī)上按HB5168—96標(biāo)準(zhǔn)測試。從不同固溶溫度處理后的試樣切取金相試樣,并進(jìn)行SEM觀察。SEM觀察和EDS分析在QUANTA600型掃描電子顯微鏡上進(jìn)行,操作電壓為25KV。2結(jié)果與分析2.1al+s+三共晶體復(fù)熔法圖1為擠壓態(tài)復(fù)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(fù)熔,溫度升高到645.3℃時,對應(yīng)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(fù)合材料背散射分析照片。圖中呈白色分布在基體中的質(zhì)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(dāng)固溶溫度達(dá)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(fù)合材料中的第二相進(jìn)行了進(jìn)一步的能譜分析,分析結(jié)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(dāng)?shù)牡诙嘀?還有少量尺寸與C,D(～10μm)相當(dāng)?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(jié)果受到周圍基體的影響造成的。C,D為AlCuFe的雜質(zhì)相。當(dāng)固溶溫度達(dá)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(xué)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(fù)合材料室溫力學(xué)性能。隨固溶溫度的升高,抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度均呈增加趨勢,在500℃時同時達(dá)到最高值(σb=532.5MPa,σ0.2=372.5MPa),505℃時強(qiáng)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(fù)合材料的彈性模量達(dá)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(fù)合材料的彈性模量增加了30%,達(dá)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(qiáng)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(zhì)(水)溫度對復(fù)合材料室溫力學(xué)性能的影響。淬火溫度在20～60℃范圍時,強(qiáng)度和塑性均保持在同一水平,當(dāng)水溫超過60℃時,強(qiáng)度明顯下降,塑性升高,95℃時的抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度相對60℃時均降低了37.5MPa。淬火介質(zhì)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(xué)性能,該復(fù)合材料的淬火介質(zhì)(水)溫度應(yīng)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(fù)合材料布氏硬度與自然時效時間的關(guān)系?？梢钥闯?在固溶熱處理后自然時效時間小于60min時,該復(fù)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(qiáng)體含量的影響Al-Cu-Mg系鋁合金的主要強(qiáng)化相是S(Al2CuMg)或θ(Al2Cu),隨Cu和Mg相對質(zhì)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(qiáng)化相為S+θ,這與能譜分析結(jié)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(dá)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(qiáng)度。淬火介質(zhì)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(zhì)溫度越高對應(yīng)材料的冷卻速度越低,有研究認(rèn)為,冷卻速度低致使空位通過運(yùn)動消失在晶體的自由表面或晶界,導(dǎo)致空位濃度低,而GP區(qū)的形成是溶質(zhì)原子擴(kuò)散的結(jié)果,溶質(zhì)原子的擴(kuò)散是依靠過飽和點缺陷的運(yùn)動,即依靠空位的運(yùn)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(qiáng)化效果削弱。冷卻速度較快時,淬火過程組織內(nèi)應(yīng)力和熱應(yīng)力比較大,熱應(yīng)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(fù)合材料中存在增強(qiáng)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(yīng)力更加突出。對于形狀復(fù)雜的制件,為了防止變形或開裂,可在要求力學(xué)性能滿足的情況下,適當(dāng)提高淬火介質(zhì)的溫度。文獻(xiàn)介紹,鋁基復(fù)合材料中增強(qiáng)體的加入不會從根本上改變復(fù)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(fù)合材料中,析出相的形貌特征都是一致的,而且復(fù)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(qiáng)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(fù)合材料時,通過TEM觀察到針狀的S′相和分布晶內(nèi)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(xì)小,可以大幅度提高材料的強(qiáng)度。大多學(xué)者研究認(rèn)為,增強(qiáng)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(rèn)為是通過過?？瘴粩U(kuò)散完成的,在復(fù)合材料中由于增強(qiáng)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(dǎo)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(qiáng)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(jìn)沉淀相析出。4固溶溫度對拉伸強(qiáng)度和塑性的影響(1)當(dāng)固溶溫度為485℃時,Al-3.8Cu-1.3Mg/SiCp鋁基復(fù)合材料中仍有大量未溶解的可溶相(θ相和S相)和極