袁楠，牟浩瀚，倪狄，馬帥，仲洪海，蔣陽

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快速熱壓法制備B4C/Al中子吸收材料的力學性能

袁楠，牟浩瀚，倪狄，馬帥，仲洪海，蔣陽

(合肥工業(yè)大學材料科學與工程學院，合肥 230009)

采用粉末冶金快速熱壓法制備B4C/Al中子吸收材料，對其進行T6態(tài)熱處理，通過對材料的密度、硬度與抗彎強度等性能的測試以及材料微觀組織、物相組成和彎曲斷口形貌的觀察與分析，研究成形壓力、熱壓壓力與溫度以及B4C顆粒含量的影響。結(jié)果表明，B4C/Al復合材料的物相組成為Al和B4C；B4C顆粒均勻地鑲嵌在基體中，顆粒與基體結(jié)合緊密。材料密度隨壓制壓力增加而增大，隨B4C含量增加而降低，在熱壓壓力和溫度共同作用下，鋁合金液充分填充壓坯孔隙從而實現(xiàn)高致密。當B4C的質(zhì)量分數(shù)為30%時，在150 MPa預成形壓力下壓制、530 ℃/10 MPa條件下熱壓后所得B4C/Al復合材料的相對密度最高，達到99.87%，斷裂方式為韌性斷裂。經(jīng)T6態(tài)熱處理后，硬度HB和抗彎強度均提高，分別達到123.49和394.117 MPa，斷裂方式轉(zhuǎn)變?yōu)榇嘈詳嗔选?/p>

快速熱壓；B4C/Al；T6態(tài)熱處理；力學性能；斷裂方式

核能作為高效、清潔、可持續(xù)利用的新型能源，日益受到關(guān)注[1]。產(chǎn)生核能的裝置是核反應堆，核反應堆在運行一段時間后需要卸出乏燃料，乏燃料具有極強的放射性，伴有一定的中子發(fā)射率，并且放出熱量[2?4]。隨著對核能需求的不斷增多，開發(fā)一種乏燃料貯運用的高性能屏蔽材料已成為必然。鋁基碳化硼復合材料因具有質(zhì)量輕、塑性佳、導熱性能好、中子吸收能力優(yōu)良等特點，是乏燃料貯運、中子源防護等方面理想的工程材料[5?6]。B4C/Al作為乏燃料貯運用的中子吸收材料，必須具有較高的B4C含量(質(zhì)量分數(shù)≥30%)來滿足對10B和11B元素大截面中子吸收，同時要求具有導熱性能好、強度高、塑韌性好、抗腐蝕等性能[7]。目前，B4C/Al復合材料的制備方法主要有無壓浸漬法、金屬熔煉法、粉末冶金法等[8?10]。粉末冶金法制備B4C/Al復合材料能提高B4C含量，甚至可以獲得具有更高中子吸收能力的B4C質(zhì)量分數(shù)高于30%的復合材料，同時能改變B4C顆粒與Al液之間的潤濕條件，避免B4C與Al之間反應生成有害的界面產(chǎn)物(Al4C3等)，因而可提高界面結(jié)合強度，從而獲得力學性能優(yōu)良的復合材料[11]。并且相較于金屬熔煉法和無壓浸漬法，粉末冶金法工藝簡單，操作方便，生產(chǎn)成本低。本研究采用粉末冶金快速熱壓法制備B4C/Al中子吸收材料，研究B4C含量及制備工藝對材料性能的影響，通過在基體鋁中引入合金元素和加壓來改善B4C與Al之間的潤濕性，調(diào)整熱壓工藝以減少有害界面產(chǎn)物的生成，并通過T6態(tài)熱處理進一步提高B4C/Al復合材料的力學性能。

1 實驗

1.1 原料

基體材料選用長沙天久金屬材料有限公司出售的粒度小于58 μm的6061鋁合金粉；增強顆粒為牡丹江碳化硼磨料有限公司出售的粒度小于61 μm的碳化硼粉。原料粉末的化學成分列于表1和表2。

表1 6061鋁合金粉的化學成分

表2 碳化硼粉的化學成分

1.2 B4C/Al復合材料的制備

采用快速熱壓法制備B4C/Al復合材料，B4C含量與工藝參數(shù)列于表3。首先將鋁合金粉和B4C顆粒在V型混料機上混料4 h，確保物料混合均勻；把混合料裝填到內(nèi)徑為120 mm的石墨模具中，在常溫下壓制成形，壓力為90~150 MPa，保壓15 min；然后放入自制的熱壓爐中，在Ar氣氛保護下加熱至510~550 ℃，加壓6~14 MPa，保溫30 min，隨爐冷卻，得到直徑為120 mm、厚度5~10 mm的B4C/Al復合材料；對材料進行T6態(tài)熱處理，即在530 ℃固溶強化2 h，水淬，然后在180 ℃時效強化12 h。

表3 B4C/Al基復合材料制備的工藝參數(shù)

1.3 性能檢測

采用Archimedes排水法測定B4C/Al復合材料的密度；用HBV-30A布氏硬度計測定材料的硬度，壓頭(鋼球)直徑為1 mm，測量5個點，取平均值；利用DSC-5000型萬能材料實驗機，采用三點彎曲法測定復合材料的抗彎強度。用MR5000金相顯微鏡觀察材料的顯微組織，用JSM?6490LV型鎢燈絲掃描電鏡對復合材料的微觀組織、彎曲斷口形貌及微區(qū)元素含量進行觀察與分析。

2 結(jié)果與討論

2.1 物相組成和顯微組織

圖1所示為B4C/Al復合材料的XRD譜。由圖可知材料的物相組成主要為Al和B4C，這是由于快速熱壓的溫度較低，處于鋁合金液相在碳化硼顆粒間鋪展階段，界面反應很少，幾乎沒有新相生成。

圖1 Al，B4C與B4C/Al復合材料的XRD譜

圖2所示為不同碳化硼含量的B4C/Al復合材料的金相顯微組織。圖中白色組織為6061鋁合金基體，深灰色組織為B4C增強顆粒，B4C顆粒均勻分布在6061鋁合金基體中；點狀黑色組織為孔隙，是由鋁合金基體材料的孔隙，或B4C顆粒斷裂形成的。由圖可見，隨碳化硼含量增加，由于鋁合金基體和B4C顆粒的兩相界面增加，界面結(jié)合更加困難，B4C顆粒出現(xiàn)少許團聚，燒結(jié)致密化變得困難，因而孔隙隨之增多。

圖3所示為30% B4C/Al復合材料的斷口SEM形貌。從圖3進一步看出，B4C顆粒均勻地鑲嵌在鋁合金基體中，增強顆粒與基體之間界面結(jié)合良好。對圖中a，b，c，d 等4個區(qū)域進行EDS能譜分析，結(jié)果如圖4所示。從圖4可知，a區(qū)域為6061鋁合金基體，b區(qū)域為碳化硼增強顆粒，c區(qū)域為鋁合金基體包覆嵌套碳化硼顆粒的過渡區(qū)域，d區(qū)域為6061鋁合金基體的氧化膜。

2.2 密度

圖5所示為工藝參數(shù)和碳化硼含量對B4C/Al復合材料密度的影響。從圖5(a)可看出，隨壓制壓力增大，材料的密度增大。這是因為在壓制階段粉末顆粒發(fā)生位移，顆粒間的孔隙減少，密度增大。隨壓制壓力增大，6061鋁合金粉末發(fā)生微量的塑性變形，顆粒之間產(chǎn)生機械咬合，密度進一步提高。從圖5(b)和(c)可看出，B4C/Al復合材料的密度隨熱壓壓力增加而增大，且逐漸趨于平穩(wěn)，隨熱壓溫度升高呈現(xiàn)先增加后降低的變化。在快速熱壓階段，溫度接近并低于6061鋁合金液相線溫度時，局部過熱會有少量液相生成，在壓力作用下液相流動填充孔隙，所以密度隨熱壓壓力增加而增大，而當熱壓壓力達到一定值后，密度趨于平穩(wěn)；當熱壓溫度臨近鋁合金基體液相線溫度時，生成更多的液相填充壓坯孔隙，密度增大；而隨熱壓溫度進一步升高，液相量不斷增加，燒結(jié)體出現(xiàn)“流汗”現(xiàn)象，鋁合金液相從石墨模具中溢出，導致燒結(jié)體成分不均勻，壓坯孔隙得不到充分的填充，密度隨之降低。因此，在熱壓階段，復合材料的密度受熱壓壓力和溫度的共同作用，既要使鋁合金液相在壓力作用下充分填充壓坯孔隙，又要避免液相溢出模具導致成分不均。從圖5(d)可看出，隨碳化硼含量增加，B4C/Al復合材料密度降低。因為隨碳化硼含量增加，鋁合金基體和碳化硼顆粒的兩相界面增加，界面能增大，顆粒與基體之間結(jié)合需要克服的能壘增加，界面結(jié)合更困難，導致孔隙增多；且隨碳化硼含量增加，硬質(zhì)顆粒在基體中出現(xiàn)團聚，孔隙得不到充分填充，最終導致材料相對密度降低。

圖2 不同碳化硼含量的B4C/Al復合材料金相組織

圖3 30% B4C/Al復合材料的微觀形貌

圖4 圖3中a，b，c，d區(qū)域的能譜分析

根據(jù)實驗結(jié)果可知，含30% B4C/Al混合粉末在150 MPa壓力下壓制成形及530℃/10 MPa條件下熱壓后(5#樣品)，相對密度達到99.87%。

在大數(shù)據(jù)時代，對于國家審計部門而言，應當主動分析形勢，加強互聯(lián)網(wǎng)、物聯(lián)網(wǎng)、云計算等現(xiàn)代信息技術(shù)的應用探索，借助現(xiàn)代信息技術(shù)，與審計工作深度融合，優(yōu)化審計資源配置，提高動態(tài)監(jiān)控水平和審計監(jiān)管的連續(xù)性，加強審計整改跟蹤，才能切實發(fā)揮審計應有的功能，具體建議如下。

2.3 硬度

圖5所示為熱壓工藝和碳化硼含量對B4C/Al復合材料硬度的影響。根據(jù)復合材料硬度Rom定律[12]：

=m·m+p·p(1)

式中：m和p分別為機體材料的硬度和體積分數(shù)；p和p分別為增強相的硬度和體積分數(shù)。由于B4C顆粒的硬度高于基體材料的硬度，由式(1)可知，B4C/Al復合材料的硬度隨B4C顆粒含量增加而增大。而本研究制備的復合材料硬度隨碳化硼顆粒含量增大反而降低。這一方面是由于隨碳化硼顆粒增加，鋁合金基體和碳化硼顆粒的兩相界面增加，界面能增大，顆粒與基體之間結(jié)合需要克服的能壘增加，燒結(jié)致密化變得困難，造成孔隙率增大，相對密度隨之降低；另一方面，硬質(zhì)顆粒越多，其流動性越差，在顆粒集中的地方，界面上的氣體難以排溢，鋁合金熔液在碳化硼顆粒表面難以得到鋪展，顆粒間的孔隙得不到填充，材料的相對密度隨之降低，最終導致硬度降低。從整體上看，復合材料的硬度與其相對密度密切相關(guān)，相對密度越高則硬度越大。圖3微觀區(qū)域中，碳化硼顆粒的硬度較高，HB為151；6061鋁合金基體的硬度較低，HB為103；鋁合金包覆嵌套增強顆粒的過渡區(qū)硬度HB為116，較鋁合金基體有所提高。

圖5 熱壓工藝和碳化硼含量對B4C/Al復合材料密度與硬度的影響

圖6 T6熱處理對B4C/Al復合材料硬度的影響

圖6所示為T6熱處理對B4C/Al復合材料硬度的影響。從圖中可看出，經(jīng)T6態(tài)熱處理后，B4C/Al復合材料的硬度顯著提高，這主要是由固溶–時效強化和熱錯配應變造成的。在固溶強化階段，6061鋁合金基 體中的溶質(zhì)原子與位錯發(fā)生交互作用形成氣團，位錯被氣團釘扎，增加位錯滑移的阻力，從而使復合材料的硬度提高。在時效強化階段，通過固溶強化形成的過飽和固溶體開始分解，溶質(zhì)原子Mg和Si析出，彌散分布在基體中形成沉淀相Mg2Si[13]。根據(jù)Kelly- Nicholson機制，位錯切過易變形的沉淀相粒子產(chǎn)生新的臺階表面，界面能升高，有效阻止位錯滑移，從而提高基體鋁合金的硬度。另外，由于B4C顆粒的熱膨脹系數(shù)(5.73×10?6K?1)與6061鋁合金基體的熱膨脹系數(shù)(23.6×10?6K?1)相差很大，在固溶強化后快速水淬時溫度急速降低，6061鋁合金基體與B4C增強顆粒之間因熱收縮差異形成熱配錯應力，引起基體局部形變，使位錯密度增加，也有利于提高復合材料的硬度。熱配錯應變引起位錯密度增加量為[14]：

式中：Δ為位錯密度增加量；Δ為基體金屬與增強顆粒之間的熱膨脹系數(shù)之差；Δ為淬火前后的溫度差；(Δ·Δ)為熱錯配應變；為粒子數(shù)目；為柏氏矢量；為每一個粒子的表面積。

2.4 抗彎強度

圖7所示為T6熱處理對B4C/Al復合材料抗彎強度的影響。從圖中可看出，經(jīng)T6態(tài)熱處理后復合材料的抗彎強度提高。以7#試樣為例，T6處理前抗彎強度為177.933 MPa，經(jīng)T6處理后提高到383.162 MPa，提高115.34%。由于經(jīng)T6處理后，復合材料內(nèi)的位錯被固溶產(chǎn)生的氣團釘扎，時效產(chǎn)生的沉淀相粒子彌散分布在基體內(nèi)，從而增大位錯滑移的阻力，有效地提高基體鋁合金的抗彎強度，復合材料的整體抗彎強度隨之增加。

圖7 T6熱處理對B4C/Al復合材料抗彎強度的影響

圖8所示為7#試樣T6熱處理前后的彎曲斷口形貌。從圖可看出，T6熱處理前，6061鋁合金基體沿B4C顆粒表面鋪展開，增強顆粒包覆鑲嵌在基體內(nèi)，界面結(jié)合良好。斷口處鋁合金基體韌窩較深，材料的斷裂主要以鋁合金基體的塑性變形和撕裂為主，以及少量的B4C顆粒脫粘，宏觀表現(xiàn)為韌性良好，抗彎強度低。經(jīng)T6熱處理后，6061鋁合金基體受固溶–時效強化，強度提高。斷口處鋁合金基體韌窩較淺，材料斷裂主要是基體撕裂、B4C顆粒脫粘裂紋擴展以及B4C顆粒解理斷裂為主，表明基體鋁合金與B4C顆粒的界面強度提高，宏觀表現(xiàn)為復合材料的抗彎強度 提高。

圖8 B4C/Al復合材料的彎曲斷口形貌

3 結(jié)論

1) 采用快速熱壓法制備B4C/Al復合材料，材料密度隨壓制壓力增加而增大，隨B4C含量增加而降低；材料密度受熱壓壓力和溫度的共同影響，在碳化硼含量(質(zhì)量分數(shù))為30%，壓制壓力為150 MPa，熱壓條件為530 ℃/10 MPa時制備的材料，相對密度最高，達到99.87%。

2) B4C質(zhì)量分數(shù)達到30%時，增強顆粒在鋁合金基體中均勻分布且與基體結(jié)合良好，硬度HB為123.49，抗彎強度為394.117 MPa。

3) 經(jīng)T6態(tài)熱處理之后，材料硬度和抗彎強度均提高。熱處理前，材料的斷裂方式是韌性斷裂，熱處后的斷裂方式是脆性斷裂。

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(編輯 湯金芝)

Mechanical properties of B4C/Al composites for neutron absorption fabricated by rapid hot-pressing

YUAN Nan, MOU Haohan, NI Di, MA Shuai, ZHONG Honghai, JIANG Yang

(School of Materials Science and Engineering, Hefei University of technology, Hefei 230009, China)

B4C/Al composites for neutron absorption were fabricated by a rapid hot-pressing method using different cold forming pressure, hot pressing pressure, temperature and B4C content. Subsequently, the composites were processed by T6 heat treatment (solid-solution strengthening at 530 ℃ for 2 h, water quenching and ageing strengthening at 180 ℃ for 12 h). Mechanical properties of the composites were measured and the microstructure, phase composition and fracture morphology were systematically investigated by means of optical microscopy, XRD, SEM and EDS. The experimental results show that, there are no new phases generated in B4C/Al composites, B4C particles are uniformly embedded in Al matrix, and the interfaces between particles and matrix are well combined. Moreover, the densities of the composites increase with increasing pressure and decreasing B4C content, respectively. And with the co-effect of hot pressing pressure and temperature, the Al liquid can fully fill in pores of the composites to achieve high densities. The relative density of the composite with 30% B4C obtains the maximum value of 99.87% when being treated by 150 MPa cold forming pressure and 10 MPa hot pressing at 530 ℃. After T6 heat treatments, the hardness and bend strength of composites both increase, and reach 123.49 HB and 394.117 MPa, respectively. The fracture mode transforms from ductile fracture into brittle fracture.

rapid hot-pressing; B4C/Al; T6 heat treatment; mechanical property; fracture mode

TB333

A

1673?0224(2016)04?589?07

國家高技術(shù)研究發(fā)展計劃(863計劃)資助項目(2007AA03Z301); 教育部博士點專項基金資助項目(2012011111006)

2015?09?21；

2015?11?16

蔣陽，教授，博士。電話：0551-62904578；E-mail: apjiang@hfut.edu.cn