沈茹娟，周鵬飛，肖代紅

(1.中南大學(xué)輕質(zhì)高強(qiáng)結(jié)構(gòu)材料國家重點(diǎn)試驗(yàn)室，長沙410083；2.中南大學(xué)粉末冶金國家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，長沙410083)

固溶溫度及SiC含量對粉末冶金SiC/Al-Mg基復(fù)合材料組織與性能的影響

沈茹娟1,2，周鵬飛1,2，肖代紅1,2

(1.中南大學(xué)輕質(zhì)高強(qiáng)結(jié)構(gòu)材料國家重點(diǎn)試驗(yàn)室，長沙410083；2.中南大學(xué)粉末冶金國家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，長沙410083)

以SiC顆粒為增強(qiáng)體，Al-Mg-Cu-Fe-Sn合金作為基體合金，采用真空熱壓再熱擠壓的方法制備SiC/Al-Mg基復(fù)合材料，然后進(jìn)行固溶和時效熱處理，通過掃描電鏡觀察熱壓與擠壓態(tài)材料的形貌，測試時效態(tài)材料的維氏硬度、拉伸性能，并進(jìn)行電化學(xué)腐蝕實(shí)驗(yàn)，研究固溶溫度及SiC顆粒含量(體積分?jǐn)?shù)，下同)對該復(fù)合材料的顯微組織與性能的影響。結(jié)果表明：隨SiC顆粒含量增加，SiC/Al-Mg其復(fù)合材料的抗拉強(qiáng)度明顯提高，材料在拉伸過程中的Serration現(xiàn)象減弱，10%SiC/Al-Mg基復(fù)合材料的屈服強(qiáng)度從基體合金的57MPa提高到246MPa，而伸長率從23.5%降低到6.0%。隨固溶處理溫度從400℃升高到570℃，材料的硬度先升高后降低，在固溶溫度為500℃時，10%SiC/Al-Mg基復(fù)合材料的硬度HV達(dá)到92。粉末冶金SiC/Al-Mg基復(fù)合材料的腐蝕行為除了受SiC含量影響外，還與固溶溫度有關(guān)。

粉末冶金；鋁基復(fù)合材料；固溶溫度；碳化硅顆粒；顯微組織；力學(xué)性能；腐蝕行為

SiC顆粒增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料具有高的比強(qiáng)度與比剛度、優(yōu)良的耐磨性以及低密度等優(yōu)點(diǎn)，被認(rèn)為是航空航天和汽車工業(yè)中最優(yōu)秀的結(jié)構(gòu)材料之一，人們對該類材料的研究主要集中在SiC顆粒的特征、鋁基體選擇及制備工藝對復(fù)合材料組織與性能的影響[1?3]。鋁基體包括純鋁、Al-Cu系、Al-Zn系以及Al-Mg系等，其中Al-Mg系合金是一種典型的可熱處理強(qiáng)化的中強(qiáng)鋁合金，可通過Si與Cu的微合金化進(jìn)一步調(diào)控其組織與性能。SiC顆粒增強(qiáng)Al-Mg系復(fù)合材料通常采用熔鑄法(包括熔滲法、壓鑄法、重力鑄造法等)制備，將基體合金預(yù)先熔化，然后將SiC顆粒加入到熔體中，或者把熔體加入到預(yù)先制備好的SiC坯體中，該方法的主要特點(diǎn)是生產(chǎn)工藝相對簡單[4?7]，缺點(diǎn)是SiC在基體中分布不均勻[8?9]。粉末冶金法作為一種先進(jìn)的材料制備方法，在SiC顆粒增強(qiáng)Al-Mg基復(fù)合材料的制備中得到了研究和應(yīng)用[10?14]。ASGHARZADEH等[10]研究表明SiC顆粒的添加導(dǎo)致SiC/Al-1.0Mg-0.6Si-0.2Cu-0.1Fe(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，下同)合金的密度降低。兗利鵬等[12]研究了SiC顆粒體積分?jǐn)?shù)為25%~35%的SiCp/ Al-1.0Mg-0.6Si-0.2Cu基復(fù)合材料，隨SiC含量增加，增強(qiáng)體出現(xiàn)團(tuán)聚傾向，復(fù)合材料的致密度和熱膨脹系數(shù)均降低，而抗拉強(qiáng)度先增大后減小。粉末冶金SiC顆粒增強(qiáng)Al-Mg基復(fù)合材料的性能，除了受SiC顆粒尺寸及體積分?jǐn)?shù)、基體合金成分與燒結(jié)工藝等影響外，還受復(fù)合材料的后續(xù)形變熱處理工藝的影響，例如固溶時效工藝等，但關(guān)于固溶溫度對SiC/Al基復(fù)合材料的影響極少有文獻(xiàn)報(bào)道，為此本文作者以霧化法制備的預(yù)合金化球形Al-Mg基合金粉和SiC顆粒為原料，采用粉末冶金熱壓法及熱擠壓工藝制備SiC/Al-Mg基合金復(fù)合材料，并進(jìn)一步進(jìn)行固溶熱處理，研究固溶溫度及SiC含量對復(fù)合材料的組織、力學(xué)性能及腐蝕行為的影響，以便為工業(yè)生產(chǎn)提供可行性參考。

1 實(shí)驗(yàn)

以霧化法制備的Al-Mg基預(yù)合金粉末(化學(xué)成分為Al-0.64Mg-0.60Cu-0.22Fe-0.36Sn-0.18Zn-0.04Si(質(zhì)量分?jǐn)?shù)))和SiC粉末為原料，采用真空熱壓及熱擠壓法制備SiCp體積分?jǐn)?shù)分別為0，5%和10%的SiC/Al-Mg基合金復(fù)合材料。將這3種不同成分的材料分別標(biāo)記為Sample 1(不含SiC)，Sample 2(5%SiC)和Sample 3(10%SiC)。Al-Mg基預(yù)合金粉與SiC顆粒的平均粒徑分別為20μm與10μm，SEM形貌如圖1所示。

將基體合金粉與SiC顆粒裝入球磨罐，加入無水乙醇作為球磨介質(zhì)，在行星式球磨機(jī)上進(jìn)行混合球磨，球磨轉(zhuǎn)速為300 r/min，球料質(zhì)量比為4:1，球磨時間為16 h。將球磨后的粉末漿料在真空干燥箱中干燥，然后在300~400MPa壓力下壓制成直徑為50 mm的圓柱形壓坯，再在600℃溫度下真空熱壓2 h。采用10:1的擠壓比將熱壓后的樣品進(jìn)行熱擠壓，然后分別在400，450，500，550以及570℃下固溶處理5 h后水淬，再在150℃下時效7.5 h。

在Micromets 5104維氏硬度計(jì)上測定復(fù)合材料的維氏硬度，每個樣品測5個點(diǎn)，取平均值。把500℃固溶處理并在150℃下時效處理后的樣品線切割成尺寸為15.0 mm×3.5 mm×2.0 mm的拉伸試樣，在Instron3369力學(xué)試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行室溫拉伸實(shí)驗(yàn)，拉伸速率為1mm/min。用FEI Nano230型掃描電鏡觀察熱壓態(tài)及拉伸斷口形貌，并沿?cái)D壓方向觀察擠壓態(tài)材料的形貌。用CHI660電化學(xué)工作站測量時效態(tài)材料在3.5%NaCl溶液中的塔菲爾曲線，研究復(fù)合材料的腐蝕行為特征。

圖1 Al-Mg基預(yù)合金粉末與SiC顆粒的SEM形貌Fig.1SEM images of pre-alloyed powder(a)and SiC particles(b)

2 結(jié)果與討論

2.1 燒結(jié)態(tài)SiCp/Al-Mg基復(fù)合材料

圖2 不同SiC含量的SiCp/Al-Mg基合金復(fù)合材料的SEM形貌Fig.2SEM images of SiCp/Al-Mg composites with different SiC contents(a)Sample 1(No SiC);(b)Sample 2(5%SiC); (c)Sample 3(10%SiC)

圖2 所示為真空熱壓法制備的SiC顆粒含量(體積分?jǐn)?shù)，下同)分別為0，5%和10%的SiCp/Al-Mg基合金復(fù)合材料顯微形貌。由圖2可見這3種材料的孔洞等缺陷都較少，致密度較高，采用排水法測得其相對密度均達(dá)到95%以上。同時從圖2(a)看到Sample 1中有一些微小的孔洞，這些孔洞是由于熱壓燒結(jié)過程中粉末表面吸附的氧等氣體沒有完全排除而形成的[10]。而從圖2(b)和(c)看到：SiC顆粒分布較均勻，沒有發(fā)生明顯的團(tuán)聚現(xiàn)象，微小氣孔數(shù)量相對Sample 1明顯減少，表明SiC顆粒的添加有助于提高材料的致密度。在高倍掃描電鏡下的觀察結(jié)果表明，SiC顆粒和鋁基體沒有發(fā)生明顯的界面反應(yīng)。

2.2 擠壓態(tài)復(fù)合材料

圖3所示為擠壓方向下觀察的SiCp/Al-Mg基復(fù)合材料SEM形貌。由圖3可見經(jīng)過熱擠壓變形后基體晶粒發(fā)生細(xì)化，組織成纖維狀。含5%SiC顆粒的Sample 2經(jīng)過熱擠壓后，SiC顆粒發(fā)生重新分布，因SiC顆粒是硬質(zhì)脆性陶瓷顆粒，在擠壓過程中部分破碎。SiC顆粒含量為10%的Sample 3中SiC呈纖維狀分布，部分發(fā)生團(tuán)聚。

2.3 時效態(tài)復(fù)合材料

2.3.1 硬度

圖4所示為SiC體積分?jǐn)?shù)分別為0，5%和10%的SiCp/Al-Mg基合金復(fù)合材料在不同溫度下固溶并時效處理后的硬度。擠壓態(tài)材料經(jīng)過相同的固溶時效熱處理后，硬度隨SiC顆粒含量增加而明顯提高。例如，在擠壓態(tài)下的Sample 2與Sample 3的硬度HV分別為62和73，比Sample 1分別提高19%和21%，這是由于SiC顆粒作為增強(qiáng)體相，起到了彌散強(qiáng)化的作用，這與文獻(xiàn)[13]報(bào)道的結(jié)果類似。固溶溫度對材料硬度有明顯的影響，經(jīng)過400℃固溶時效處理后，3種材料的維氏硬度相對擠壓態(tài)均有不同程度的降低，這是由于經(jīng)過固溶處理，材料中原有的位錯密度降低，導(dǎo)致固溶強(qiáng)化效果減弱，盡管固溶處理后進(jìn)行了時效處理，但因?yàn)楣倘軠囟鹊?，淬火后材料中的過飽和度低，使得時效析出相的體積分?jǐn)?shù)較小，沒有明顯的時效析出強(qiáng)化效應(yīng)。隨固溶溫度升高，時效態(tài)材料的硬度增大，當(dāng)固溶溫度達(dá)到500℃時，3種材料的時效態(tài)硬度均達(dá)到最大值，其中Sample 2與Sample 3的硬度均比擠壓態(tài)材料的硬度提高20%以上，而Sample 1的硬度提高幅度較小，與擠壓態(tài)硬度接近，表明SiCp/Al-Mg基合金復(fù)合材料有明顯的固溶時效熱處理效應(yīng)，而基體合金則不明顯。當(dāng)固溶溫度提高到550℃時，Sample 1和Sample 2的硬度都明顯降低，Sample 3的硬度降低不明顯。當(dāng)固溶溫度升至575℃時，材料的硬度進(jìn)一步降低，同時發(fā)現(xiàn)材料發(fā)生過燒現(xiàn)象。綜上所述，隨SiC顆粒的體積分?jǐn)?shù)增加，SiC/Al-Mg-Cu-Fe-Sn合金復(fù)合材料的固溶時效熱處理效應(yīng)提高。

圖3 擠壓態(tài)SiCp/Al-Mg基復(fù)合材料的SEM形貌Fig.3SEM images of as-extruded SiC/Al-Mg based composites (a)Sample 1;(b)Sample 2;(c)Sample 3

2.3.2 拉伸性能

圖4 固溶溫度與SiC含量對SiCp/Al-Mg基復(fù)合材料硬度的影響Fig.4Effects of solution temperature and SiC content on Vickers-hardness of SiCp/Al-Mg based composites

表1 熱處理態(tài)SiCp/Al-Mg其復(fù)合材料的拉伸性能Table 4Tensile properties of the SiCp/Al-Mg based composites with different SiC contents

表1所列為經(jīng)過500℃固溶淬火處理并時效后的SiCp/Al-Mg-Cu-Fe-Sn復(fù)合材料的拉伸性能。從表1看出：Sample 2的抗拉強(qiáng)度(σb)從基體合金的145MPa提高至301MPa；而Sample 3的抗拉強(qiáng)度也提高100%以上；Sample 2與Sample 3的屈服強(qiáng)度比Sample 1分別提高285%和332%，顯示出添加SiC顆粒有助于提高Al-Mg-Cu-Fe-Sn合金的強(qiáng)度，這與圖4中500℃固溶時效測試的硬度結(jié)果類似。表1也顯示Al-Mg-Cu-Fe-Sn合金中添加10%SiC顆粒后，伸長率從23%降低到6.0%。圖5所示為SiCp/Al-Mg基合金復(fù)合材料的典型應(yīng)力–應(yīng)變曲線，由圖可見3種材料均經(jīng)歷加工硬化、屈服及塑性變形階段，但基體合金在拉伸過程中出現(xiàn)鋸齒現(xiàn)象(Serration現(xiàn)象)，而Sample 2和Sample 3卻沒有出現(xiàn)此現(xiàn)象。其它Al-Mg系合金也存在鋸齒現(xiàn)象，例如JUSTIN[15]對Al-4.45Mg-0.65Mn-0.15Cr鋁合金進(jìn)行拉伸實(shí)驗(yàn)時，在低應(yīng)變速率下出現(xiàn)明顯的Serration現(xiàn)象，認(rèn)為這種現(xiàn)象是由于溶質(zhì)原子在位錯線上偏聚和突然釋放造成的。含SiC顆粒的材料的應(yīng)力?應(yīng)變曲線中的Serration現(xiàn)象消失，表明SiC顆?？梢种迫苜|(zhì)原子在位錯線上的偏聚。

圖5 SiCp/Al-Mg基復(fù)合材料的典型應(yīng)力–應(yīng)變曲線Fig.5Stress-strain curves of SiCp/Al-Mg based composites

圖6所示為500℃固溶并時效后的SiCp/Al-Mg基合金復(fù)合材料的拉伸斷口SEM形貌。Sample 1為典型的韌性斷裂，有明顯的韌窩，且韌窩尺寸較大，表明該材料具有較強(qiáng)的塑性變形能力。Sample 2的斷口中主要是基體韌斷，同時有二次裂紋，韌窩尺寸相對Sample 1明顯減小，材料的斷裂伸長率降低，同時韌窩中也有斷裂的SiC顆粒；進(jìn)一步觀察顆粒與基體的界面，在界面上并沒有發(fā)現(xiàn)界面反應(yīng)的痕跡。Sample 3的斷口形貌顯示斷裂均未出現(xiàn)解理面，斷口中存在不同大小和深淺的韌窩，呈現(xiàn)出韌性斷裂特征，其中大韌窩是由于SiC顆粒與基體界面脫開引起的，而小韌窩主要存在于基體上。

2.3.3 耐腐蝕性能

圖7所示為在不同溫度下固溶并時效處理后的SiCp/Al-Mg基合金復(fù)合材料的塔費(fèi)爾曲線，根據(jù)塔菲爾曲線得到材料的電化學(xué)腐蝕參數(shù)如圖8所示。從圖7和8可看出：對不同SiC含量的材料，固溶溫度對腐蝕性能的影響不同。對Sample 1而言，隨固溶溫度升高，腐蝕電位逐步減小，固溶溫度為550℃時其腐蝕電位最小，表明材料的耐腐蝕性能最差[16]。而Sample 2與Sample 3則是隨固溶溫度升高，腐蝕電位(Ecorr)先降低，在固溶溫度為550℃時腐蝕電位最小，在570℃固溶時腐蝕電位又明顯提高，表明復(fù)合材料的抗腐蝕性能隨固溶溫度提高先降低然后再升高；而腐蝕電流密度顯示(見圖8)，復(fù)合材料在500℃固溶后腐蝕電流密度最大，表明材料的腐蝕速率最大，耐腐蝕性能最差。對圖8進(jìn)行分析可知：在相同固溶溫度下，SiC顆粒含量不同的材料，其腐蝕行為也不同。在500℃下固溶處理后，隨SiC含量增加，材料的腐蝕電位Ecorr降低，表明材料的抗腐蝕性能降低。而當(dāng)固溶溫度為550℃時，Sample 2與Sample 3的腐蝕電位都比Sample 1的高，說明含SiC顆粒的復(fù)合材料的耐蝕性能更好。總而言之，SiC顆粒對基體合金腐蝕行為的影響除了與SiC含量有關(guān)外，還受固溶溫度的影響，這種復(fù)雜的影響機(jī)理有待進(jìn)一步研究。

圖6 SiCp/Al-Mg基復(fù)合材料的拉伸斷口SEM形貌Fig.6SEM images of fracture surface of the SiCp/Al-Mg based composites (a)Sample 1;(b)Sample 2;(c)Sample 3

圖7 在不同溫度下固溶與時效處理后的SiCp/Al-Mg基復(fù)合材料的塔菲爾曲線Fig.7The Tafel curves of SiCp/Al-Mg based composites in 3.5%NaCl solution (a)No SiC;(b)5%SiC;(c)10%SiC

圖8 固溶溫度與SiC含量對SiCp/Al-Mg基復(fù)合材料電化學(xué)性能的影響Fig.8Effects of solution temperature and SiC content on electrochemical results of SiCp/Al-Mg based composites

3 結(jié)論

1)對粉末冶金Al-Mg-Cu-Fe-Sn合金進(jìn)行固溶與時效熱處理，固溶溫度對其硬度影響較小，但對SiCp/Al-Mg基復(fù)合材料的硬度影響較大，在固溶溫度為500℃時，材料硬度達(dá)到最大值。

2)隨SiC顆粒含量增加，SiCp/Al-Mg-Cu-Fe-Sn復(fù)合材料的拉伸性能顯著提高。經(jīng)過500℃固溶及時效后，10%SiCp/Al-Mg基復(fù)合材料的屈服強(qiáng)度從基體合金的57MPa提高到246MPa。SiC顆粒的添加可降低基體合金在拉伸過程中的serration現(xiàn)象。

3)固溶溫度及SiC含量對Al-Mg-Cu-Fe-Sn合金的腐蝕行為影響較復(fù)雜。SiC顆粒對基體合金腐蝕行為的影響與固溶溫度有關(guān)。

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(編輯：湯金芝)

Effect of solution temperature and SiC content on microstructure and properties of PM SiC/Al-Mg-Cu-Fe-Sn composites

SHEN Rujuan1,2,ZHOU Pengfei1,2,XIAO Daihong1,2
(1.National Key Laboratory of Science and Technology on High-strength Lightweight Structural Materials, Changsha 410083,China; 2.State Key Laboratory of Powder Metallurgy,Central South University,Changsha 410083,China)

The SiC particle reinforced Al-Mg-Cu-Fe-Sn composites were fabricated by hot-pressing and hot extrusion. The solution and aging treatments were then performed on the composites.The effects of the solution temperature and SiC particle content on the microstructure,mechanical properties and corrosion behavior of SiC/Al-Mg composites alloy were studied using scanning electron microscopy,Vickers hardness,tensile testing and electrochemical experiments.The results show that increasing the SiC particle contents can improve the tensile strength,and decrease the serration phenomenon of the composite.The yield strength of 10%SiC/Al-Mg composite increases from 57MPa to 246MPa,and the elongation decreases from 23.5%to 6.0%.With the increase of the solution temperature from 400℃to 570℃,the Vickers hardness of SiC reinforced Al-Mg-Cu-Fe-Sn composite increases first,and then decreases.The maximum Vickers hardness of the 10%SiC/Al-Mg-Cu-Fe-Sn composite is 92 after the solution treatment at 500℃and then aging. The corrosion behavior of the composite is affected by SiC particle content and the solution temperature.

powder metallurgy;aluminum composites;solution temperature;SiC content;microstructure;mechanical properties;corrosion behavior

TB331；TG115.21

A

1673?0224(2016)02?229?07

國家自然科學(xué)基金資助項(xiàng)目(51301206)

2015?05?15；

2015?08?23

肖代紅，副教授，博士。電話：0731-88877880；E-mail:daihongx@csu.edu.cn