李　晶，楊耀東，孫　書

(中國(guó)空間技術(shù)研究院北京衛(wèi)星制造廠有限公司，北京 100094)

0　引言

輕量化和高的比強(qiáng)度、比剛度是航天器結(jié)構(gòu)件的重要選材標(biāo)準(zhǔn)。鋁基復(fù)合材料具有低密度、低膨脹、高導(dǎo)熱等優(yōu)異的綜合性能，經(jīng)過近30年的發(fā)展，在航空航天領(lǐng)域逐漸得到了規(guī)模應(yīng)用，有望成為繼鋁合金和鈦合金后的新型結(jié)構(gòu)材料[1-5]。

鋁基復(fù)合材料具有鋁合金基體材料的優(yōu)良塑性和韌性，同時(shí)兼具增強(qiáng)相的高強(qiáng)度、硬度等特性，二者協(xié)調(diào)作用展現(xiàn)出優(yōu)良的綜合性能。作為連續(xù)相的鋁基經(jīng)過固溶熱處理，其性能可得到大幅度的提高，這為鋁基復(fù)合材料強(qiáng)韌化提供了新的途徑，當(dāng)前對(duì)鋁基復(fù)合材料的研究主要集中在粉末冶金過程中基體粉末成分、增強(qiáng)顆粒尺寸及比例分?jǐn)?shù)、燒結(jié)工藝等的研究[6-9]，在成形材料的后續(xù)工藝研究，包括固溶溫度對(duì)復(fù)合材料的影響研究較少。故本研究以鋁基碳化硅顆粒增強(qiáng)材料為研究對(duì)象，考察不同固溶熱處理溫度下，鋁基復(fù)合材料組織與性能的變化，為鋁基復(fù)合材料的性能優(yōu)化提供試驗(yàn)依據(jù)與指導(dǎo)。

1　試驗(yàn)方法

試驗(yàn)材料為鋁基碳化硅板材，厚度為1.5 mm，SiC增強(qiáng)顆粒體積占比17%。基體材料化學(xué)成分如表1所示。

本試驗(yàn)主要將鋁基碳化硅板材分別在480、510、530、550 ℃溫度下進(jìn)行固溶熱處理，然后在170 ℃人工時(shí)效保溫5 h，最后空冷至室溫。每個(gè)固溶溫度下取3個(gè)試樣，分別測(cè)量硬度、強(qiáng)度，觀察顯微組織，并對(duì)斷口組織進(jìn)行SEM觀察，以此研究不同固溶熱處理溫度對(duì)鋁基復(fù)合材料組織與性能的影響。

表1　基體化學(xué)成分 (質(zhì)量分?jǐn)?shù) /%)Table 1　Chemical composition (mass fraction /%)

2　試驗(yàn)結(jié)果

2.1　微觀組織

利用OLYMPUS-BX51M光學(xué)顯微鏡對(duì)顯微組織進(jìn)行觀察，結(jié)果如圖1所示。480 ℃固溶溫度時(shí)，組織沒有明顯固溶。510 ℃時(shí)，基體鋁合金的固溶度明顯提升，并出現(xiàn)再結(jié)晶，可溶性化合物明顯固溶，基體主要成分為Al-Cu-Mg。根據(jù)Al-Cu-Mg三元相圖可知，507 ℃時(shí)出現(xiàn)α+Al2Cu+Al2CuMg共晶組織，517 ℃出現(xiàn)α+Al2Cu+Mg2Si共晶組織，548 ℃出現(xiàn)α+Al2Cu共晶組織[10]。當(dāng)加熱溫度超過510 ℃，強(qiáng)化相并沒有明顯減少。530 ℃時(shí)，未見明顯過燒組織特征。加熱到550 ℃時(shí)，晶界變粗，組織出現(xiàn)過熱過燒特征。

2.2　力學(xué)性能

根據(jù)GB/T 228.1—2010《金屬材料 拉伸試驗(yàn) 第1部分：室溫試驗(yàn)方法》，使用MTS810材料試驗(yàn)系統(tǒng)進(jìn)行拉伸試驗(yàn)。隨固溶溫度的提高，鋁基碳化硅板材的抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度都有所提高。固溶溫度由510 ℃上升至530 ℃時(shí)，抗拉強(qiáng)度僅上升0.07%，而屈服強(qiáng)度上升6%，在530 ℃左右時(shí)達(dá)到峰值后顯著下降；固溶溫度由從530 ℃上升至550 ℃時(shí)，抗拉強(qiáng)度下降5%，而屈服強(qiáng)度下降1.3%(圖2)。硬度隨溫度的升高同樣先上升后下降，如圖3所示。材料彈性模量、斷面收縮率隨固溶溫度的升高，均呈現(xiàn)出不同程度的下降趨勢(shì)(圖3、圖4)。

圖1　不同固溶溫度下的顯微組織Fig.1　Microstructure of composite based on different solution temperatures

圖2　固溶溫度對(duì)抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度的影響Fig.2　Effect of solution temperature on tensile and yield strength

圖3　固溶溫度對(duì)維氏硬度和彈性模量的影響Fig.3　　　　Effect of solution temperature on Vickers-hardness and Young’s Modulus

圖4　固溶溫度對(duì)斷面收縮率的影響Fig.4　　　　Effect of solution temperature on reduction of fracture surface area

2.3　斷口形貌

通過SEM對(duì)拉伸試樣進(jìn)行斷口分析，結(jié)果如圖5所示。480 ℃固溶時(shí)效斷口形貌以鋁基和SiC增強(qiáng)顆粒界面分離脫粘結(jié)合鋁基體韌窩特征為主，且韌窩較大，鋁基韌窩中間的SiC顆粒與鋁基體結(jié)合并不緊密(圖5a)。鋁基粘結(jié)相與增強(qiáng)顆粒界面結(jié)合力度較低，在外力作用下很容易達(dá)到界面分離所需力。當(dāng)固溶溫度到510 ℃時(shí)，出現(xiàn)較細(xì)小的鋁基韌窩，同時(shí)出現(xiàn)SiC增強(qiáng)相的解理斷裂特征，發(fā)生脫粘增強(qiáng)顆粒明顯減少，斷裂特征還是以鋁基體韌窩和碳化硅增強(qiáng)顆粒解理為主，同時(shí)存在部分增強(qiáng)顆粒脫粘復(fù)合特征(圖5b)。在530 ℃固溶處理后，斷口特征以碳化硅顆粒解理斷裂和鋁基體韌性撕裂為主，并且增強(qiáng)顆粒解理斷裂特征增多，增強(qiáng)顆粒與鋁基發(fā)生界面分離現(xiàn)象明顯減少(圖5c)。當(dāng)固溶溫度達(dá)到550 ℃時(shí)，出現(xiàn)明顯的沿晶斷裂特征，斷口呈撕裂巖石狀，沿晶面上出現(xiàn)明顯熔化特征，看不到明顯的增強(qiáng)顆粒解理斷口和鋁基撕裂韌窩特征和界面分離現(xiàn)象(圖5d)。

3　分析與討論

金屬基復(fù)合材料的界面結(jié)合與類型主要有機(jī)械結(jié)合、浸潤(rùn)與溶解結(jié)合。機(jī)械結(jié)合是指增強(qiáng)材料與基體之間不溶解又不互相反應(yīng)，主要依靠增強(qiáng)材料粗糙表面的機(jī)械“錨固”力和基體的收縮應(yīng)力來包緊增強(qiáng)材料產(chǎn)生摩擦力而結(jié)合，對(duì)于鋁基碳化硅復(fù)合材料，鋁基體與增強(qiáng)顆粒間主要以機(jī)械結(jié)合為主[11]?？梢姡@種形式結(jié)合較弱。實(shí)際上，純粹的機(jī)械結(jié)合是不存在的，基體和增強(qiáng)體之間總會(huì)有弱的范德華力存在，機(jī)械結(jié)合更確切地說是機(jī)械結(jié)合占優(yōu)勢(shì)的一種結(jié)合[12]。

綜合以上力學(xué)性能測(cè)試及顯微組織、斷口形貌分析結(jié)果，從480 ℃固溶材料表現(xiàn)出相對(duì)較好的塑形、較低的強(qiáng)度和相對(duì)高的彈性模量，在此溫度下，材料未達(dá)到固溶點(diǎn)，固溶效果不充分，材料鋁基體中形成強(qiáng)化相的可溶化合物未能充分固溶，進(jìn)而影響后續(xù)時(shí)效效果，強(qiáng)度不太高，鋁基體塑形較好，如前所述，由于鋁基體與碳化硅增強(qiáng)顆粒間并非完全機(jī)械結(jié)合，存在一定分子力，此固溶溫度下斷裂方式主要以基體與增強(qiáng)顆粒的界面分離為主。隨著固溶溫度的升高，在510 ℃固溶溫度下，強(qiáng)度達(dá)到峰值，因?yàn)闇囟壬撸扇芑衔锕倘芏忍岣?，固溶充分，時(shí)效后強(qiáng)化相析出，鋁基體表現(xiàn)出良好的性能，隨著固溶溫度升高液相增多，鋁基體與增強(qiáng)顆粒間之間的濕潤(rùn)性、分子擴(kuò)散都會(huì)提升，性能表現(xiàn)為結(jié)合強(qiáng)度的提高，此時(shí)斷口為鋁基韌性斷裂結(jié)合碳化硅增強(qiáng)顆粒解理斷裂為主的斷裂特征。固溶溫度提升到530 ℃時(shí)，盡管材料整體抗拉強(qiáng)度維持在較高水平，但塑性明顯下降，從斷口可以看出韌窩特征減少，與510 ℃固溶狀態(tài)相比，鋁基與碳化硅界面結(jié)合更加牢固，可以推斷此時(shí)強(qiáng)度主要由碳化硅斷裂力和界面結(jié)合力提供，斷口表現(xiàn)為增強(qiáng)顆粒解理斷裂結(jié)合鋁基體韌性撕裂為主的斷裂特征。550 ℃溫度下固溶，由于固溶溫度過高最終使得鋁基體出現(xiàn)過燒傾向，強(qiáng)化相復(fù)溶，基體強(qiáng)度降低并大大低于基體與碳化硅間的結(jié)合強(qiáng)度，因此斷裂最先發(fā)生在鋁基體晶粒間，由圖5d可以看出斷口為沿鋁基晶界沿晶斷裂為主的特征。

圖5　不同固溶溫度下的斷口形貌Fig.5　Fracture surface of composite based on different solution temperatures

4　結(jié)論

1)隨著固溶溫度升高，斷裂模式先增強(qiáng)體與基體界面分離+鋁基韌性斷裂，然后為鋁基強(qiáng)化后韌性斷裂+增強(qiáng)顆粒解理斷裂，最后鋁基沿晶分離。

2)鋁基碳化硅復(fù)合材料強(qiáng)度隨固溶溫度的提高先上升后下降。

3)提高固溶溫度有助于加強(qiáng)鋁基體與SiC增強(qiáng)顆粒間界面結(jié)合強(qiáng)度。

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