杨 苗, 林 茂, 孙福德, 刘 钧, 陈 哲, 王浩伟

(1. 上海交通大学 材料科学与工程学院, 上海 200240;2. 西北铝业有限责任公司, 甘肃 陇西 748111)

铝-锌-镁-铜系合金作为一种可热处理强化铝合金[1],可通过固溶-时效热处理调控铝基体内Cu、Zn、Mg合金元素的溶解析出行为,在铝合金内析出弥散细小的合金沉淀相,显著提高铝基体材料的强度。目前,铝-锌-镁-铜系合金因其优异的力学性能,已成为航空、航天领域的主要结构材料[2-4]。但是,铝-锌-镁-铜系合金弹性模量普遍偏低,无法满足国家深空探测、大飞机制造等重大项目对金属结构材料高比刚度、高比模量的需求。将陶瓷颗粒加入铝合金内,制备得到的颗粒增强金属基复合材料,具备高模量、高强度等性能优势,是未来最具潜力的结构材料之一[5-8]。而金属基体内大量微米级陶瓷颗粒的添加,在提高复合材料模量和强度的同时,也降低了金属基体的塑性与韧性,这也限制了颗粒增强金属基复合材料的进一步应用。研究表明[9-10],铝基体内纳米级陶瓷颗粒的均匀加入,能在保持原有铝合金塑韧性的同时,提高材料的强度和弹性模量。熔盐反应原位自生法能在铝合金熔体内原位合成纳米级陶瓷颗粒[10-11],并最终铸造得到原位自生纳米颗粒增强铝基复合材料。铸态的原位自生纳米颗粒增强铝基复合材料具有粗大的初始铸态晶粒结构与纳米颗粒团聚体,往往需要后续的塑性加工方法来分散纳米颗粒团聚体,并细化铝基体铸态晶粒组织[12-14]。塑性加工后的铝基复合材料经热处理调控,可优化铝基体内晶粒结构、析出相尺寸与分布,进一步提高复合材料的力学性能。

纳米陶瓷颗粒会显著增加铝基体内位错、界面密度,影响第二相的溶解与析出[10,15-16],传统铝合金热处理制度已不适用于铝基复合材料。王海靖等[17]研究增强颗粒对TiB2/Al-Zn-Mg-Cu复合材料均匀化的影响,发现与铝基体相比,复合材料的最佳均匀化温度更低;洪天然[18]研究了原位自生TiB2/2009复合材料的固溶时效行为,结果表明颗粒团聚体内的可溶性第二相需要高于共晶温度才能溶解,固溶团聚体内的可溶第二相所需时间远远大于远离颗粒区域的第二相;申艳微[19]研究了原位自生TiB2增强Al-Cu-Li复合材料的热处理过程,结果表明Al-Cu-Li复合材料内的微纳TiB2颗粒能阻碍晶界移动,提高变形后铝基体的再结晶温度,继而可提高复合材料的固溶温度,增加复合材料的热处理强化效果。

本文针对热挤压制备原位自生TiB2/7050Al复合材料,采用光学显微镜、扫描电镜、能谱仪、X射线衍射仪、差示扫描量热分析和室温拉伸测试等表征技术手段,研究固溶处理对复合材料组织与性能的影响规律,掌握复合材料第二相、晶粒结构与力学性能随固溶温度的变化规律,优化TiB2/7050Al复合材料的固溶温度,为高性能原位自生铝基复合材料的生产制备提供试验依据与理论指导。

1 试验材料与方法

试验采用某公司生产的原位自生TiB2/7050Al复合材料型材(挤压系数32∶1),表1为其化学元素含量。

表1 TiB2/7050Al复合材料的化学成分(质量分数,%)

采用德国多功能X射线衍射仪(D8 ADVANCE Da Vinci)对变形态材料取样进行物相分析(X-ray diffraction, XRD),2θ角扫描范围为10°～90°。利用德国同步热分析仪(STA 449 F3)对变形态试样进行差示扫描量热分析(Differential scanning calorimetry,DSC),从室温升到550 ℃,升温速度为10 ℃/min。

TiB2/7050Al复合材料试样分别在465、470、475、480、485和490 ℃固溶1 h,室温水淬后在120 ℃时效20 h,淬火转移时间不超过10 s。在扫描电镜(TESCAN-MAIA3)下对复合材料试样进行微观组织观察、能谱分析(Energy dispersive spectrometer,EDS),确定第二相的溶解情况;在光学显微镜(Axio Imager A2m)下对复合材料试样进行偏光观察,确定基体组织再结晶程度及晶粒长大情况。对不同热处理后的复合材料,取力学性能试样(直径φ8 mm拉伸棒)在万能拉伸试验机(Zwick/Roell)上进行拉伸试验,分析固溶温度对力学性能的影响,每组拉伸试样不少于5根,拉伸速率为5×10-4s-1。

2 试验结果与讨论

2.1 TiB2/7050Al复合材料的相组成

变形态TiB2/7050Al复合材料的XRD分析结果如图1所示,可初步确定复合材料的主要第二相为MgZn2(η相)、AlZnMgCu(T相)和Al2CuMg(S相)。变形态TiB2/7050Al复合材料在背散射状态下的组织如图2(a)所示,图中存在亮白色的粗大相(A)、灰色的粗大相(B)、黑色相(C)以及一些暗灰色的颗粒(D);对其进行面扫EDS分析,结果如图2(b～g)所示,分别为Zn、Mg、Cu、Ti、B、Si元素。能谱图显示亮白色的粗大相主要含Zn、Mg、Cu元素,灰色的粗大相主要含Mg、Cu元素,黑色相含Si相,暗灰色的颗粒含Ti、B元素(TiB2颗粒)。

图1 变形态TiB2/7050Al复合材料的XRD图谱

图2 变形态TiB2/7050Al复合材料的微观组织(a)及EDS面扫分析结果(b～g)

图2(a)中复合材料内第二相(A、B、C)的元素组成如表2所示。由表2可知,第二相A主要的组成元素为Al、Zn、Mg、Cu,第二相B主要的组成元素为Al、Mg、Cu,查阅相关文献[20-25]并结合XRD分析结果,可进一步确定变形态TiB2/7050Al复合材料中主要存在的第二相为MgZn2(η相)、AlZnMgCu(T相)和Al2CuMg(S相)。

表2 图2(a)中变形态TiB2/7050Al复合材料内第二相的元素组成(原子分数,%)

2.2 固溶温度对TiB2/7050Al复合材料组织的影响

图3为不同温度固溶1 h后TiB2/7050Al复合材料的BSE图。由图3可知,在背散射电子照片中,第二相呈现为亮白色的颗粒状,与变形态材料相比,固溶时效后的材料第二相明显减少。这是因为大量的MgZn2相在470 ℃固溶时已完全溶解,包括针状细小的MgZn2相、晶界处优先析出的粗大MgZn2相、TiB2颗粒周围析出的粗大MgZn2相以及颗粒团簇包围的MgZn2相等。固溶温度从470 ℃升高至490 ℃的过程中,随着固溶温度升高,剩余第二相的溶解特征主要分为3个阶段:470～475 ℃,合金相不溶解;475～485 ℃,合金相逐渐溶解;485～490 ℃,合金相完全溶解。

图3 不同温度固溶TiB2/7050Al复合材料的BSE图

图4为变形态TiB2/7050Al复合材料的DSC曲线。由图4可知,复合材料在450～500 ℃之间存在两个明显的放热峰:第一个放热峰在475 ℃左右开始出现,在479 ℃达到峰值;第二个放热峰在486 ℃达到峰值,在491 ℃结束,分别对应TiB2/7050Al复合材料内两种第二相的溶解温度。查阅相关文献[26-27]可知,在475～479 ℃溶解的合金相为AlZnMgCu(T相),在480～491 ℃溶解的合金相为Al2CuMg(S相)。

图4 变形态TiB2/7050Al复合材料的DSC曲线

当固溶温度在470～475 ℃变化时,合金相的量未减少,如图3(b,c)所示,说明此温度段内无合金相发生溶解,与DSC分析结果相符;当温度在475～480 ℃变化时,合金相的量有轻微减少,如图3(d)所示,由DSC分析结果可知,这是由于AlZnMgCu(T相)发生溶解;当温度在480～485 ℃变化时,合金相的量进一步减少,如图3(e)所示,结合DSC分析可知,是Al2CuMg(S相)开始溶解的结果;当固溶温度在485～490 ℃变化时,组织中几乎不存在亮白色的相,如图3(f)所示,DSC分析结果表明Al2CuMg(S相)溶解终了温度为491 ℃,当固溶温度达到490 ℃,剩余Al2CuMg(S相)完全溶解。

为更好地确定复合材料固溶处理后剩余相的种类,验证DSC分析结果的正确性,对485、490 ℃固溶试样进行能谱分析,图5(a)为485 ℃固溶1 h的背散射组织图,图5(b～d)为相应的EDS面扫描图。图5(e)为490 ℃固溶1 h的背散射组织图,图5(f～h)为相应的EDS面扫描图。由图5得出,485 ℃固溶试样未溶合金相处存在Mg、Cu富集现象,说明此未溶相为Al2CuMg(S相);490 ℃固溶试样没有明显的Mg、Cu元素聚集现象,进一步说明材料中主要的第二相已经完全溶解,与组织观察现象和DSC分析结果相符。

图5 不同温度固溶TiB2/7050Al复合材料的微观组织及EDS面扫描分析结果

2.3 固溶温度对TiB2/7050Al复合材料拉伸性能的影响

TiB2/7050Al复合材料经不同温度固溶+时效后的拉伸测试结果如图6所示。由图6可见,在475～480 ℃固溶时,复合材料的强度、伸长率随固溶温度升高而增大,复合材料在480 ℃固溶时的屈服强度、抗拉强度和伸长率分别为658 MPa、719 MPa和11.3%;当固溶温度高于480 ℃后,复合材料的强度轻微下降后继续升高,490 ℃固溶时复合材料的抗拉强度逐渐升高至725 MPa,但其伸长率显著下降至6.7%。

图6 固溶时效处理后TiB2/7050Al复合材料的拉伸性能

图7为TiB2/7050Al复合材料在480、485和490 ℃固溶+120 ℃时效后的阳极覆膜微观组织。由图7可知,随固溶温度升高,复合材料铝基体再结晶程度增加;当固溶温度达到485 ℃后,铝基体再结晶晶粒发生异常长大,形成超大尺寸晶粒(～100 μm),如图7(b,c)所示。

图7 不同温度固溶+120 ℃时效后TiB2/7050Al复合材料的阳极覆膜组织

复合材料的强度是固溶强化、沉淀强化、晶界强化与位错强化共同作用的结果[10,24,28-29]。随着固溶温度升高,铝基体内合金元素的过饱和度增加,将更利于后续时效过程中细小强化相的析出,使材料的沉淀强化效果增强;同时,固溶温度的升高也会增加材料的再结晶程度,降低位错密度,减弱晶界强化与位错强化效果。具体地,复合材料的力学性能随固溶温度的变化规律为:在465～475 ℃固溶时,第二相溶解不明显,复合材料性能变化不大;在475～480 ℃固溶时,AlZnMgCu(T相)在476 ℃开始溶解,在480 ℃完全溶解,铝基体内将析出更多的细小弥散相,显著提高复合材料的力学性能;在480～485 ℃固溶时,铝基体内的再结晶晶粒开始发生异常长大,降低铝基体位错密度,使复合材料的强度轻微下降;在485～490 ℃固溶时,复合材料内残留的Al2CuMg(S相)完全溶解,继续提高铝基体内的沉淀强化效果,重新增加复合材料的强度。同时,当固溶温度超过485 ℃后,异常长大的再结晶晶粒削弱了复合材料的应变强化能力,降低了复合材料的伸长率。因此,TiB2/7050Al复合材料的最佳固溶处理温度为480 ℃,此时复合材料可兼具高强度和高塑性。

因此,升高固溶温度到490 ℃虽然可以使TiB2/7050Al复合材料中的粗大第二相完全溶解,但是过高的固溶温度会使铝基体热挤压变形组织发生再结晶,并异常长大,降低了复合材料的伸长率。在后续铝基复合材料热处理研究中,可考虑双级固溶工艺[30],先在较低温度下长时保温或者缓慢加热到固溶温度,释放复合材料在变形过程中积累的储存能,以防止后续高温固溶过程中变形晶粒或再结晶晶粒的异常长大,再逐渐升温至更高温度完全固溶掉铝基体内的合金相,从而进一步优化铝基复合材料的力学性能。

3 结论

1) 热挤压制备TiB2/7050Al复合材料中主要存在的第二相为MgZn2(η相)、AlZnMgCu(T相)和Al2CuMg(S相)。其中,MgZn2(η相)在470 ℃下可完全溶解;AlZnMgCu(T相)在476 ℃开始溶解,在481 ℃完全溶解;Al2CuMg(S相)在480 ℃开始溶解,在490 ℃完全溶解。

2) TiB2/7050Al复合材料在480 ℃单级固溶时,可获得较优的强度和塑性组合,此时复合材料屈服强度、抗拉强度和伸长率分别为658 MPa、719 MPa和11.3%。

3) 当固溶温度升高至490 ℃时,复合材料铝基体内的第二相完全溶解,进一步提高了复合材料的强度,但过高的固溶温度使铝基体晶粒发生异常长大,反而降低了复合材料的塑性。