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(zhǎng)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(qiáng)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(qiáng)化相Mg2Si外，還存在部分CuAl2作為次要強(qiáng)化相.因此，具有更高的屈服、抗拉強(qiáng)度，同時(shí)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(shí)際應(yīng)用［2］.為了適應(yīng)現(xiàn)代工業(yè)生產(chǎn)對(duì)材料綜合性能越來(lái)越嚴(yán)苛的要求，顆粒增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料被認(rèn)為是一種性價(jià)比很高的研究材料，不僅有較高的比強(qiáng)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(qiáng)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(guò)后續(xù)的變形或者熱處理工藝來(lái)改善組織、優(yōu)化性能.因此，對(duì)鋁合金基體和復(fù)合材料的熱處理工藝和時(shí)效析出行為的研究有重要意義.鋁合金在熱處理過(guò)程中，隨著固溶溫度的升高，基體中合金元素的固溶度也會(huì)增大，經(jīng)過(guò)高溫固溶、快速冷卻的鋁基復(fù)合材料，可通過(guò)人工時(shí)效使細(xì)小的彌散析出相從過(guò)飽和的固溶體中析出，產(chǎn)生時(shí)效硬化的效果［3］.其強(qiáng)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(guò)優(yōu)化固溶制度，提高基體的固溶過(guò)飽和程度，選擇最佳人工時(shí)效溫度和時(shí)間以加強(qiáng)時(shí)效強(qiáng)化的效果，進(jìn)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(shí)效脫溶順序存在一定差別，通常為：過(guò)飽和固溶體→GP 區(qū)（Mg 和Si 元素的溶質(zhì)團(tuán)簇［5］）→共格過(guò)渡相β"→半共格過(guò)渡相β′→穩(wěn)定相β（Mg2Si）［6-7］.β′相有較高的強(qiáng)化效果，能夠?qū)ξ诲e(cuò)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?yàn)榧尤肓艘欢ê康脑鰪?qiáng)體顆粒，所以時(shí)效析出過(guò)程發(fā)生了一定改變.一般來(lái)說(shuō)，陶瓷顆粒加入基體后不會(huì)改變基體的析出序列，但是會(huì)加速時(shí)效析出的過(guò)程，使得材料能夠以更低的人工時(shí)效溫度或者人工時(shí)效時(shí)間達(dá)到峰時(shí)效［9］.

目前，國(guó)內(nèi)對(duì)6013 鋁合金的研究主要集中在合金化設(shè)計(jì)、應(yīng)力應(yīng)變對(duì)組織性能的影響等方面，對(duì)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(qiáng)體對(duì)6013 鋁合金時(shí)效析出行為以及力學(xué)性能的影響和作用，并且通過(guò)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(duì)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(duì)6013 鋁合金在熱處理過(guò)程中時(shí)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(shí)驗(yàn)材料及方法

本實(shí)驗(yàn)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?jǐn)?shù)），SiC 的質(zhì)量分?jǐn)?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(jī)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(shí)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(guò)冷等靜壓工藝預(yù)制成坯體后，再使用熱等靜壓工藝對(duì)預(yù)坯成型，其熱壓條件控制為溫度560 ℃，壓力為75 MPa，時(shí)間為4 h.通過(guò)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(jī)上進(jìn)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(jìn)行540 ℃條件下2 h 固溶處理，隨后將其快速浸入水中淬火.對(duì)固溶處理后的樣品分別在120 ℃、150 ℃、180 ℃和210 ℃條件下進(jìn)行人工時(shí)效.利用上海勵(lì)盾儀器儀表檢測(cè)技術(shù)有限公司生產(chǎn)的HV-1000BZ 型維氏硬度計(jì)測(cè)量其維氏硬度，施加載荷為1.96 N，保荷時(shí)間15 s，每個(gè)試樣測(cè)試5 個(gè)點(diǎn)并取平均值.基于典型的四點(diǎn)探針?lè)▽?duì)人工時(shí)效保溫過(guò)程中試樣的電阻率進(jìn)行測(cè)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(jì)算采用在線測(cè)試方法.利用Instron-3382型電子萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī)測(cè)試其拉伸力學(xué)性能，復(fù)合材料的拉伸試樣沿?cái)D壓方向選取，拉伸速度為 1 mm/min.

為研究增強(qiáng)體顆粒對(duì)6013 鋁合金時(shí)效析出行為以及顯微組織的影響，本文使用SEM、EDS、TEM對(duì)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(jìn)行分析.利用 FEI Quanta 200 型掃描電子顯微鏡對(duì)原始組織、熱處理后組織進(jìn)行觀察，并對(duì)拉伸斷口進(jìn)行分析.另外選取人工時(shí)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(jìn)行顯微組織觀察分析.

2 結(jié)果與分析

2.1 熱處理對(duì)SiCp/6013Al 復(fù)合材料顯微組織的影響

未經(jīng)過(guò)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(guò)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(qiáng)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(yán)重團(tuán)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(guò)飽和固溶體，因此，經(jīng)過(guò)固溶處理的基體中的Mg2Si數(shù)量明顯減少.在后續(xù)進(jìn)行人工時(shí)效時(shí)，隨著保溫時(shí)間的增加，固溶的合金元素會(huì)逐漸析出，作為沉淀相分散在基體中，從而對(duì)位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)造成阻礙，表現(xiàn)為材料強(qiáng)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(rèn)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(jiàn)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(qiáng)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(shí)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(jìn)行TEM 實(shí)驗(yàn).不同時(shí)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(méi)有任何反應(yīng)層生成.這說(shuō)明材料在560 ℃熱等靜壓和540 ℃固溶處理的過(guò)程中沒(méi)有在SiC 增強(qiáng)體顆粒和鋁合金基體的結(jié)合界面處生成Al4C3脆性相；同時(shí)，也可以看到在增強(qiáng)體顆粒周圍存在較多的位錯(cuò)線堆積.這是因?yàn)槠渑c基體的熱膨脹系數(shù)存在較大的差別，因此，在制備過(guò)程和熱處理過(guò)程中存在較大的熱錯(cuò)配應(yīng)力，從而產(chǎn)生大量位錯(cuò)線，而這些位錯(cuò)的存在能起到明顯的強(qiáng)化作用，提高復(fù)合材料的強(qiáng)度.

圖4 不同時(shí)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(qiáng)化是Al-Mg-Si-Cu 合金的主要強(qiáng)化機(jī)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(shí)效條件下，并沒(méi)有觀察到針狀的β"相存在，因?yàn)榇藭r(shí)處于峰值時(shí)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(qiáng)體顆粒以外，在210 ℃/24 h過(guò)時(shí)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(shí)效的過(guò)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(shí)效下逐漸長(zhǎng)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(qiáng)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(shí)效過(guò)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(shí)效的過(guò)程中硬度和電阻率隨保溫時(shí)間的變化曲線.

圖5 固溶處理后SiCp/6013Al在人工時(shí)效的過(guò)程中硬度和電阻率隨保溫時(shí)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(jìn)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(dāng)對(duì)固溶態(tài)的復(fù)合材料進(jìn)行人工時(shí)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(shí)驗(yàn)條件內(nèi)觀察到明顯的單時(shí)效峰.此外，隨著時(shí)效溫度的提高，復(fù)合材料達(dá)到硬度峰值的保溫時(shí)間更短，說(shuō)明SiCp/6013Al 的沉淀強(qiáng)化和基體6013 鋁合金一樣受到熱擴(kuò)散控制.在時(shí)效析出的早期階段，人工時(shí)效溫度越高，沉淀相析出越快，表現(xiàn)為材料的硬度達(dá)到峰值所需的保溫時(shí)間更短.此外，在較高的人工時(shí)效溫度下（如210 ℃條件），當(dāng)保溫時(shí)間超過(guò)峰時(shí)效后，復(fù)合材料的硬度快速下降，即出現(xiàn)過(guò)時(shí)效現(xiàn)象.

根據(jù)圖5（a）的結(jié)果，SiCp/6013Al 的最佳時(shí)效工藝為150 ℃/8 h，峰值硬度為180 HV0.2.與6013 鋁合金的時(shí)效析出行為［16］對(duì)比可以發(fā)現(xiàn)，當(dāng)時(shí)效溫度相同時(shí)，復(fù)合材料達(dá)到峰時(shí)效所需的保溫時(shí)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(guò)程中能提供大量非均勻形核點(diǎn)位，有利于強(qiáng)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(shí)效過(guò)程中由于熱錯(cuò)配應(yīng)力導(dǎo)致SiC顆粒周圍產(chǎn)生大量位錯(cuò)，同樣會(huì)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(shí)效在相同溫度下比基體合金提前，表現(xiàn)為時(shí)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(cuò)等變形缺陷所影響［17-18］.對(duì)于6×××系鋁合金，在等溫時(shí)效過(guò)程中，其基體會(huì)經(jīng)歷過(guò)飽和固溶體的分解、析出相形核及長(zhǎng)大3 個(gè)過(guò)程.時(shí)效初期，當(dāng)過(guò)飽和固溶體分解時(shí)，基體的電阻率呈現(xiàn)快速下降的趨勢(shì).之后一段時(shí)間內(nèi)析出相開(kāi)始形核并生長(zhǎng)，而均勻細(xì)小的析出相本身不會(huì)對(duì)析出相產(chǎn)生大幅度的影響，但此時(shí)基體中的過(guò)飽和固溶原子在分解，因此其原位電阻率在時(shí)效后期呈現(xiàn)緩慢下降的趨勢(shì).此外，人工時(shí)效過(guò)程也能起到一定的消除位錯(cuò)的作用，會(huì)導(dǎo)致材料電阻率的下降（低溫人工時(shí)效處理對(duì)晶內(nèi)位錯(cuò)的消除作用較?。?圖5（b）為人工時(shí)效中試樣電阻率的變化曲線，圖5（c）為人工時(shí)效中試樣電阻率斜率的變化曲線，并以此表示時(shí)效過(guò)程中試樣內(nèi)過(guò)飽和固溶體的分解速度.在120 ℃進(jìn)行人工時(shí)效時(shí)，SiCp/6013Al復(fù)合材料試樣的電阻率沒(méi)有發(fā)生特別顯著的變化，只是在時(shí)效后期出現(xiàn)了略微下降；當(dāng)時(shí)效溫度升高到150 ℃時(shí)，試樣的電阻率開(kāi)始出現(xiàn)明顯的下降趨勢(shì)；當(dāng)時(shí)效溫度升高到180 ℃時(shí)，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(duì)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(shí)下降速率逐漸平穩(wěn)，此時(shí)復(fù)合材料的硬度開(kāi)始下降；當(dāng)時(shí)效溫度為210 ℃時(shí)，電阻率的斜率反而低于180 ℃的條件，說(shuō)明過(guò)高的人工時(shí)效溫度在一定程度上導(dǎo)致材料軟化，且抑制了過(guò)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(shí)間的演變情況來(lái)看，可以認(rèn)為SiC 顆粒的加入加快了6013 鋁合金的時(shí)效析出行為.

2.3 人工時(shí)效對(duì)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(shí)效-硬度曲線，參照峰時(shí)效和過(guò)時(shí)效的熱處理工藝，以此為基礎(chǔ)進(jìn)行8組不同時(shí)效狀態(tài)下復(fù)合材料的拉伸實(shí)驗(yàn)，獲得如圖6所示的不同時(shí)效工藝下SiCp/6013Al的拉伸曲線以及對(duì)應(yīng)的強(qiáng)度和延伸率.

圖6 不同時(shí)效工藝下SiCp/6013Al的拉伸曲線以及對(duì)應(yīng)的強(qiáng)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(shí)效態(tài)，SiCp/6013Al 復(fù)合材料的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度均高于6013 鋁合金，同時(shí)SiCp/6013Al 復(fù)合材料的延伸率出現(xiàn)大幅度下降.說(shuō)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(qiáng)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(qiáng)化的6013 鋁合金，在經(jīng)過(guò)固溶處理后，再對(duì)其進(jìn)行人工時(shí)效可以在一定程度上顯著提升其屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度.由圖6（a）可知，SiCp/6013Al 復(fù)合材料在斷裂之前基本沒(méi)有經(jīng)歷劇烈的塑性變形階段，并且應(yīng)力-應(yīng)變曲線沒(méi)有一段達(dá)到強(qiáng)度峰值后下降的過(guò)程，復(fù)合材料的延伸率沒(méi)有超過(guò)5%，說(shuō)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(dá)到最大抗拉強(qiáng)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(qiáng)度提升的主要原因.時(shí)效態(tài)SiCp/6013Al 相較于熱處理前，抗拉強(qiáng)度的強(qiáng)化效果達(dá)到30%～45%，其中綜合性能最好的點(diǎn)出現(xiàn)在150 ℃/8 h，與復(fù)合材料的硬度曲線的峰值對(duì)應(yīng).當(dāng)復(fù)合材料的人工時(shí)效溫度為210 ℃時(shí)，其屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度雖然都高于擠壓態(tài)，但相比于其他3 種人工時(shí)效溫度，其強(qiáng)度已經(jīng)處于較低的水平.由圖6（b）可知，在人工時(shí)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(shí)間，過(guò)時(shí)效狀態(tài)下試樣的延伸率出現(xiàn)一定程度的回升.如在時(shí)效溫度210 ℃、保溫時(shí)間24 h 的條件下，試樣已經(jīng)是過(guò)時(shí)效態(tài)，相較于時(shí)效峰的性能，復(fù)合材料的硬度和強(qiáng)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(duì)比上述拉伸結(jié)果，不同的熱處理?xiàng)l件對(duì)材料的性能起著重要作用.這主要是因?yàn)?013 鋁合金基體在時(shí)效過(guò)程中在不同階段的析出相的尺寸和形貌的差別，不同的時(shí)效析出相對(duì)材料的性能有很大的影響.SiCp/6013Al 合金在150 ℃時(shí)效處理8 h 后抗拉強(qiáng)度達(dá)522 MPa，延伸率下降.SiCp/6013Al 拉伸性能的改變可歸因于隨著時(shí)效時(shí)間的延長(zhǎng)，在鋁合金基體中產(chǎn)生數(shù)量更多的共格過(guò)渡相β"相.當(dāng)時(shí)效溫度升高到 210 °C 時(shí)，此時(shí)復(fù)合材料已經(jīng)進(jìn)入過(guò)時(shí)效狀態(tài)，析出相尺寸發(fā)生粗化，導(dǎo)致復(fù)合材料強(qiáng)度下降.

為了進(jìn)一步分析人工時(shí)效對(duì)復(fù)合材料拉伸性能及斷裂機(jī)理的影響，對(duì)拉伸試樣的斷口進(jìn)行SEM 分析.圖7 為SiCp/6013Al原始態(tài)、峰時(shí)效和過(guò)時(shí)效拉伸斷口形貌.當(dāng) SiC 增強(qiáng)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(xì)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(lái)的孔洞，整個(gè)斷口表現(xiàn)出脆性斷裂特征.復(fù)合材料在拉伸過(guò)程中的變形主要以鋁基體的塑性變形為主，同時(shí)部分增強(qiáng)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(guò)程中產(chǎn)生的位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)，發(fā)生的第二相強(qiáng)化在提高強(qiáng)度的同時(shí)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?yàn)榻缑娴钠屏押蚐iC的脫落.通過(guò)對(duì)比圖7（b）和圖7（c），經(jīng)過(guò)不同條件的時(shí)效處理后，復(fù)合材料的斷口組織相比于擠壓態(tài)沒(méi)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(shuō)明人工時(shí)效對(duì)復(fù)合材料斷口形貌的影響并不明顯，時(shí)效雖然可以提高其強(qiáng)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(shí)效和過(guò)時(shí)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(jiàn)，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(shí)，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(cè)這些尺寸較大的SiC顆粒周圍在拉伸的過(guò)程中成為裂紋源，最終導(dǎo)致復(fù)合材料過(guò)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(duì)通過(guò)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(shí)效析出行為和力學(xué)性能進(jìn)行了研究，主要結(jié)論如下：

1）經(jīng)過(guò)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(qiáng)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(méi)有出現(xiàn)SiC 嚴(yán)重團(tuán)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(shí)效-硬度測(cè)試結(jié)果，SiC顆粒增強(qiáng)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?yàn)槠滹@著增加了基體中的晶界面積，在時(shí)效析出過(guò)程中能提供大量非均勻形核點(diǎn)位，利于強(qiáng)化相的析出與沉淀；SiCp/6013Al復(fù)合材料的最佳人工時(shí)效工藝為150 ℃/8 h，峰時(shí)效硬度為180 HV0.2.

3）SiC 顆粒增強(qiáng)體能顯著提高6013 鋁合金基體的強(qiáng)度，復(fù)合材料的主要析出強(qiáng)化相為Mg2Si.SiC 顆粒增強(qiáng)體在增加復(fù)合材料強(qiáng)度的同時(shí)，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(guò)人工時(shí)效后的最佳抗拉強(qiáng)度為522 MPa，此時(shí)延伸率為4.5%.