（材料学专业论文）喷射共沉积6×××alsicp复合材料大尺寸管坯热处理工艺研究.pdf

摘要 采用喷射共沉积方法制备了6 0 6 6 a 1 s i c p 复合材料管坯，采用金 相显微镜、扫描电镜( s e m ) 、透射电镜( t e m ) 、拉伸实验、硬度测试 等实验方法，研究了6 0 6 6 a 1 s i c p 复合材料的固溶温度、时效温度、 时效时问对6 0 6 6 a 1 s i c p 复合材料性能的影响，探讨了6 0 6 6 a 1 s i c p 复合材料在热处理过程中的塑性变化规律，探索了c u 含量对喷射共 沉积6 0 6 6 a 1 s i c p 复合材料热处理制度的影响。 1 研究了固溶温度、时效温度、时效时间对6 0 6 6 a 1 s i c p 复合材料 的影响 2 对喷射共沉积6 0 6 6 a 1 s i c p 复合材料不同热处理制度的塑性变 化进行了分析。 3 通过对比c u 含量不同的复合材料固溶温度、时效制度以及部分性 能的研究，得出c u 含量对复合材料组织和性能的影响。 4 对喷射沉积各参数进行了分析、优化，制备出性能较好的管坯。 关键词：6 0 6 6 a 1 s i c p 复合材料，固溶处理，时效，强度，伸长率 a b s t r a c t l a r g e s i z e d6 0 6 6 a i s i c pc o m p o s i t e st u b ew a sp r e p a r e db ys p r a yc o - d e p o s “i o n b ym e a n so fo p t i c a lm i c r o s c o p y 、s c a n n i n g e l e c t r o n m i c r o s c o p y ( s e m ) 、 t r a r t s m i s s i o ne l e c t r o nm i c r o s c o p y ( t e m ) 、t e n s i l et e s ta n dh a r d n e s st e s t ，al o to f w o r k h a db e e nc a r r i e do u ti n t h i st h e s i s f i r s t ，t h ee f f e c to ft h es o l i ds o l u t i o nt e m p e r a t u r e ， a g i n gt e m p e r a t u r ea n da g i n gt i m eo n6 0 6 6 a l s i c p w a ss t u d i e d s e c o n d ，t h e o r y a n a l y z eo fr u l eo fd u c t i l i t yv a r i a t i o no fl a r g e s i z e d6 0 6 6 a i s i c pc o m p o s i t e st u b e w a sr e f e r r e d w h a t sm o r e ，t h ee f f e c to ft h ec o n t e n to fc ut ot h eh e a tt r e a t m e n to f l a r g e s i z e d6 0 6 6 a 1 s i c pc o m p o s i t e st u b ew a sp r e p a r e db ys p r a yc o d e p o s i t i o nw a s d i s c u s s e d n ew o r k s h o wt h a t ： 1 t h eo p t i m a ls o l i ds o l u t i o nt r e a t m e n tr e g i m e n t a t i o na n dt h eo p t i m a la g i n g t e m p e r a t u r ea n dt i m eo f6 0 6 6 a 1 s i c pc o m p o s i t e sh a d b e e nc a r r i e do u t 2 t h ev a r i t yo f6 0 6 6 a i s i c pc o m p o s i t e sw a sp r e p a r e db ys p r a yc o d e p o s i t i o n h a db e e ns t u d i e d 3 a f t e rt h ec o m p a r i s o no ft h es o l i d s o l u t i o n t e m p e r a t u r e ，t h ea g i n g r e g i m e n t a t i o na n ds o m ec a p a b i l i t yr e s e a r c h o ft h ec o m p o s i t e sw i t hd i f f e r e n tc u c o n t e n t ，i tf i n d st h a tw i t ht h ei n c r e a s i n go f t h ec uc o n t e n t ，t h em e c h a n i c a lp r o p e r t yo f 6 0 6 6 a 1 s i c pc o m p o s i t e sh a d b e e nc h a n g e d 4 p a r a m e t e r so fs p r a yc o d e p o s i t i o n h a db e e na n a l y s e da n do p i t i m i z e d l a r g e - s i z e d6 0 6 6 a i s i c pc o m p o s i t e st u b ew i t he x c e l l e n t m e c h a n i c a lp r o p e r t yw a s p r e p a r e d k e yw o r d s6 0 6 6 a i s i c pc o m p o s i t e s ，s o l i ds o l u t i o n ，a g i n gt e m p e r a t u r e ，s t r e n g t h ， e l o n g a t i o n 原创性声明 本人声明，所呈交的学位论文是本人在导师指导下进行的研究工作及取得的 成果。尽我所知，除论文中特别加以标注和致谢的地方外，论文中不包含其他人 已经发表或撰写过的研究成果，也不包含为获得中南大学或其他单位的学位或证 明而使用过的材料。与我共同工作的同志对本研究所作的贡献己在论文的致谢语 中作了明确的说明。 作者签名：二幸江日期：址年上月互日 关于学位论文使用授权说明 本人了解中南大学有关保留、使用学位论文的规定，即：学校有权保留学位 论文，允许学位论文被查阅；学校可以公布学位论文的全部或部分内容，可以采 用复印、缩印或其他手段保存学位论文；学校可根据国家或湖南省有关部门规定 送交学位论文。 作者签名：车垂名釜一导师签名 刀 i n 切日期：三! l 年月生日 中南大学硕士论文 文献综述 第一章文献综述 1 1引言 人类在科学技术上的进步总是与新材料的出现和使用密切相关。人类自从经 历了第代天然材料( 如石、木材等) 、第二代加工材料( 用天然矿石经过冶炼 得到金属和从陶土焙烧得到陶瓷) 、第三代合成材料( 通过化学合成法将石油、 煤等原料制成高分子材料) 、目前已进入第四代，即复合材料的时代。这是材料 由自然到合成，由均一到复合的必然规律。 a 1 s i c 复合材料作为金属基复合材料的一种，由于其具有高的比强度和比 刚度、低热膨胀系数、以及好的耐磨性和尺寸稳定性，并且可以采用传统的技术 和设备进行制造和二次加工，制备加工成本低等优点，近年来在国内外研究得十 分活跃并且得到了迅速发展j 。 1 2 颗粒增强铝基复合材料的发展概况 铝基复合材料是以金属铝及其合金为基体，以金属或非金属颗粒、晶须或纤 维为增强相的非均质混合物。铝基复合材料具有比强度、比刚度高，疲劳强度高， 耐磨性能好，且复合工艺相对简单、灵活多样等优点，在金属基复合材料中占主导 地位【9 。1 ”。自从1 9 8 1 年4 月1 2 日美国在“哥伦比亚”号航天飞机上首次使用硼 纤维增强的铝基复合材料以来，国内外对铝基复合材料进行了大量的研究工 作。目前，美、英、日、法和加拿大等国已在航天工业和汽车制造业上开始批量 应用铝基复合材料，且拥有相当规模的铝基复合材料专业生产厂1 2 】。在我国，东南 大学、哈尔滨工业大学、上海交通大学、上海内燃机研究所和第一汽车制造厂研 究所等单位，在铝基复合材料的基础理论研究和应用探讨方面作了不少工作，且 已达到相当高的水平。 颗粒增强铝基复合材料具有优良的高温力学性能、低的热膨胀系数和优良的 耐磨性，且制备工艺简单，增强体成本低廉，实现工业化大批量生产潜力大，成为 铝基复合材料的研究重点。据报道1 3 1 ，1 9 8 2 年日本丰田公司采用a 1 2 0 3 颗粒增强 的铝基复合材料作汽车柴油机活塞：而后，德国的k a r l s c h m i d t 联合公司b o h n p is a 子公司用a 1 2 0 3 + s i c 颗粒增强的铝基复合材料制造拖拉机、柴油机的活 塞。它们都大大提高了活塞的耐磨性和内燃机的输出功率，在保证强度和刚度的 前提下，大大减轻了零部件的质量j 。 颗粒增强体组分有s i c 、a 1 ：0 。、s i o ：和t i c 等陶瓷颗粒以及石墨颗粒。s i c 颗粒成本低廉、来源广泛，s i c 颗粒增强铸造铝基复合材料成本较低、制造工艺 中南大学硕士论文文献综述 简单、容易规模化生产，和普通铸造铝合金一样可重熔铸造成型。业已证明，它们 可通过现有的各种铸造工艺如砂型、金属型、熔模铸造、压铸、消失模等方法生 产复合材料铸件。近年来人们对其进行了广泛的应用研究，并获得了一些应用， 国外己出现s i c 。a 1 复合材料的铸锭商品及其各种型材和构件。美、日、印度等 国已开发出s i c 。a 1 复合材料的活塞、连杆和缸套等汽车内燃机零部件，s i c 。、 a l ：o 。颗粒增强州c s 制造的制动盘已在日本的新干线和德国的i c e 高速列车上进 行试验，它的最大特点是耐磨、比重小、导热性好、热容量大，是高速和超高速列 车的理想制动材料i l ”。据报道美国s p e c i a l i z e d 公司加州分公司以氧化铝陶瓷 颗粒与6 0 6 1 一t 6 铝合金混合烧结的一种删c s ，制造自行车架，获得了空前的效 果。它比纯铝合金制车架的强度和刚度提高了7 0 ，重量只有1 1 1 8 k g ，整车重量 8 1 5 k g 。国内不少研究单位虽在颗粒增强删c s 的力学性能、失效方式和界面理论 等研究方面取得了一定的成果，但实际开发应用方面的研究报道尚不多见【l ”。 1 3 颗粒增强金属基复合材料的制备方法 金属基复合材料发展至今，人们一直对金属基复合材料的有效制备方法、金 属基体与增强体之间的界面反应规律、控制界面反应的途径等进行了大量的研究 工作，取得了许多重要的成果，推动了金属基复合材料的发展和应用。颗粒增强金 属基复合材料的制备方法有很多种，见图卜1 ，本文仅介绍以下几种常用的方法， 即：粉末冶金法，搅拌铸造法和喷射沉积法 i 颗粒增强金属 基复合材料、 l k 固体分散法 喷射沉积法 液态沉浸法 原位复合法 0 1um 一1 ) ，颗粒会钉扎大角晶界：当颗粒尺寸较大( 2 或l + 1 2 的效果。因为强度与材料的原位特性有关，对材料 中的界面、缺陷以及材料的局部特性很敏感，是材料的高阶性能。而在高阶性能 中往往出现协同效应，是指有几个因素同时在材料中起作用，材料的某些特性会 发生急剧变化的现象。这种现象在复合材料中多个强化机制同时存在时会表现出 来，范赋群等认为，如果能用量子力学定量处理界面和工艺问题，就能改观协同效 应的研究，另外还可借助物理力学方法开展研究。郑茂盛等研究了颗粒增强金属 基复合材料的模量强化与位错强化的协同效应。他们的研究表明，复合材料的宏 观屈服应力并不是未强化基体的屈服应力与位错堆积造成的流动应力增量以及 已经考虑模量强化时的流动应力增量的简单迭加。即不是“l + 1 = 2 ”，而是包含 了两种强化因素之间的相互作用项或者交叉项，具有协同强化效果。 1 5 复合材料断裂韧性 塑性和韧性是指材料在微裂纹或孔洞形核之前抵御应变硬化的能力，以及对 裂纹延伸扩展的抵抗能力。所加入的增强相在提高复合材料强度和刚度的同时还 显著降低材料的塑性和断裂韧性，据m o r t e n s e n 5 2 1 的统计，颗粒增强金属基复合 材料的断裂韧度k i c 一般只有1 5 2 7 m p a m “2 ，均低于相应基体合金，复合材料 做的比较好的d u r a l c a n 公司制备出的颗粒增强铝基复合材料的断裂韧度与基体 合金的k i c 相比k i c 减少很多。许多实验和理论已证明p m m c 的低塑性和低韧 性主要由2 个因素造成：1 ) 与增强体相关，如颗粒的团聚、断裂，增强体基体 界面脱粘、孔洞形核与长大等：2 ) 与基体相关，如基体内复杂的三轴应力状态， 由于热膨胀系数的较大差异而导致的基体加工硬化，基体塑性流变受到限制等。 但实际上这些因素往往同时存在并相互影响。 o 中南大学硕士论文文献综述 1 51 颗粒的断裂 通过研究不同热处理状态复合材料中颗粒断裂的演变过程，发现颗粒断裂的 数量与基体的强度有关，基体强度越高，观察到的断裂颗粒越多，界面之间的结 合较强时，界面断裂能很高，裂纹将沿原来的方向穿过增强颗粒继续扩展，而如 果界面结合较弱，裂纹扩展到增强相与基体的界面时，由于界面的断裂能较低， 裂纹将偏离原扩展方向，改由沿着界面扩展。有限元法计算表明颗粒的断裂是由 传递到颗粒上的载荷导致的，基体承受的载荷增加，相应颗粒承受的应力也会增 加，从而使颗粒断裂的趋势增加，不利于颗粒增强金属基复合材料的塑性和韧性 的提高 1 5 2 颗粒的尺寸 考察a 1 s i c 。体系断裂韧性对颗粒尺寸的依赖性时，发现在尺寸很分散的 颗粒群中，大颗粒最容易断裂 3 1 , 3 4 , 3 9 ，而小颗粒很少断裂。颗粒尺寸越大，断裂 的可能性越大，因而材料塑性越低，但是不管颗粒尺寸如何，材料的断裂韧性却 很接近，即断裂韧性对颗粒尺寸并不敏感。颗粒断裂数量越少越有利于提高材料 的韧性，因此颗粒的细化对金属基复合材料的强韧化是有益的，但由于目前制备 工艺的限制，导致在制备细小颗粒增强的金属基复合材料时常出现颗粒团聚现 象，反而对强韧化效果产生不良影响。 1 53 增强体分布 由于现有制备工艺的局限导致颗粒增强金属基复合材料中颗粒分布不均匀 是造成复合材料性能不稳定的主要因素，也是降低颗粒增强金属基复合材料的塑 性和韧性的一个重要因素【3 8 】，s i c 。颗粒直径小于2um 时颗粒分布不均匀。现有 的大量研究已证明颗粒增强金属基复合材料中，裂纹最有利的形核位置处于增强 体体积分数高的局部区域。在随后的裂纹扩展长大过程中，颗粒分布均匀的区域 使裂纹扩展的随机路径增加，而颗粒聚集的区域会优先捕捉裂纹尖端，从而使增 强体在基体局部区域聚集降低了颗粒增强金属基复合材料的韧性，颗粒在局部区 域的聚集还会导致基体应力一一应变状态的改变。有限元法计算结果表明，颗粒 的加入很大程度上限制了基体的变形，而颗粒的聚集会使聚集区内的基体塑性变 形加剧，并且会导致基体处于很高且很复杂的三轴应力状态。 1 54 颗粒形状 迄今为止，有关颗粒形状对p m m c 断裂影响的研究很少，尤其是有关s i c 中南大学硕士论文 文献综述 颗粒形状对断裂韧性影响的研究几乎没有。实验结果表明口7 1 ，在平行于外加应 力方向上拉长的颗粒及垂直于应力方向的平面上有利于裂纹形核。这是由于颗粒 的拉长会导致颗粒内部应力场分布不均匀。综合考虑颗粒的大小及断裂的可能性 等因素，通过改善工艺或加入更圆的和缺陷更少( 更小的) 颗粒应能提高材料对损 伤的抗力。最近的研究f 5 4 1 表明，采用球形的a 1 2 0 3 颗粒能降低材料孔洞萌生和生 长的速率，从而提高材料的断裂应变，但会降低材料的强化效果。 文献【5 3 j 采用有限单元法( f e m ) 详细分析了颗粒形状对l d 2 s i c 。复合材料局部 力学环境和材料整体力学行为的影响，提出用钝角颗粒作为增强体将有利于材料 拉伸塑性的提高而不会降低材料的强化效果。 1 5 5 界面结合强度 对p m m c 的大部分失效研究都集中在基体增强体结合很好的a l s i c 。 体系，因此，界面粘结强度对失效的影响报导少见。总的来说，合适的界面结合 是十分重要的，在t i s i c 体系中，由于发生较严重的界面反应，可导致材料 韧性降低。在a l s i c 。体系中，通过将颗粒在空气中高温氧化 4 6 , 4 8 】后在颗粒表 面形成氧化膜，得到界面结合强度高的复合材料，结果是明显地导致了材料塑性 的增加，原因可能是颗粒表面氧化层的存在有利于界面的相对滑动而不利于脱 粘；同时s i c 颗粒的氧化可导致颗粒与a l 基体的强界面结合，延缓了界面上孔 洞的形核从而导致了材料塑性的增加。 1 56 基体流变能力的约束 基体流变能力的降低是导致p m m c 塑性和韧性下降的一个最主要的因素。 它主要来源于颗粒与基体的刚度错配和热膨胀系数错配。在材料承载时，刚性颗 粒的存在使得塑性基体中位错滑移受阻，颗粒与基体的热错配则会在基体中产生 热残余塑性应变，使基体处于较高的加工硬化状态，在外加应力很小时就会使基 体出现微屈服现象这同时也是p m m c 得以强化的主要原因。 1 5 7 基体合金流变应力的改变 颗粒的加入很大程度上改变了基体的流变应力状态。文献【2 0 】的研究表明， 复合材料体系中颗粒附近存在着高密度的位错。文献1 5 5 1 对6 0 6 1 a 1 s i c 。试样拉 伸断面附近的位错密度检测结果也表明，在断面附近位错密度很高并随离开断面 的距离增大而迅速衰减。这说明颗粒的存在大大限制了基体的变形，使得裂纹易 于在颗粒附近的基体中生成并迅速沿位借高密区扩展，不能充分发挥基体的塑性 中南大学硕士论文文献综述 作用，而降低了材料的韧性。 故改善颗粒增强金属基复合材料塑性和韧性的途径有： 选择合适的增强体和进行适当的二次加工是改善颗粒增强金属基复合材料 塑性和韧性的有效途径。对颗粒增强金属基复合材料而言，用性能最好的增强体 和最好的基体复合并不一定能得到性能最好的复合材料，因此合理地选择基体与 增强体相匹配，形成适合的界面结合将有利于颗粒增强金属基复合材料塑性和韧 性的提高。弹性颗粒增强复合材料中，增强颗粒为微米级，基体与增强颗粒可以 共同承担载荷，颗粒还能起到约束塑性基体的变形，使软基体硬化的作用。研究 表明s j c 颗粒为1 u m 左右，体积分数也不太高时，复合材料可获得超塑性。如在 s i c 。6 0 6 l a l 复合材料中，平均粒径为o 6um ，含量为1 3 和2 0 时，颗粒增强 的铝基m m c 在接近固相点温度的高应变速率下可以超塑性成形，总伸长率大于 2 0 0 ；当s i c 。为1 2um ，体积分数为2 0 时，总伸长率大于1 7 0 ，当颗粒含量 增加时，伸长率逐渐下降。 采用热塑性变形或冷塑性变形也能有效改善颗粒增强金属基复合材料的塑 性和韧性。通过塑性变形首先可改善颗粒增强金属基复合材料的铸造组织，很大 程度上消除铸造缺陷，其次是可以细化基体晶粒，提高基体的强度和塑性。重要 的是，塑性变形可改善颗粒增强金属基复合材料中颗粒聚集的现象，使基体通过 变形进入到复合材料中颗粒聚集的区域内，使颗粒聚集程度降低，并使颗粒沿变 形方向呈带状分布，加大其纵向( 垂直于变形方向) 的平均间距，从而达到使金 属基复合材料增韧的目的。 1 6 复合材料的热处理 近十余年来，以s i c 晶须和s i c 颗粒增强铝和铝合金为代表的不连续的金属 基复合材料的研究开发和应用，极大地推动了金属基复合材料的发展。该类复合 材料所选用的基体合金如a 1 c u ，a 1 s i ，a 1 一m g s i ，a i z n 等均为时效硬化型合 金，即使新兴起的s i c p ( a i l i 复合材料也不例外。研究【47 j 表明经时效处理可使 a i s i c 。复合材料的强度提高3 0 5 0 ，所获得的强化效果不亚于s i c 。的增强作 用。除屈服强度和断裂强度外，a i s i c 。f w l 复合材料的断裂韧度【4 8 】、界面状态 1 4 9 , 5 0 、变形和断裂过程 5 1 , 5 2 】及耐磨性5 3 i 均不同程度受时效状态的影响。因此， a i s i c p ( w 1 复合材料时效行为的研究受到普遍重视，时效成为优化非连续a l s i c 复合材料的重要手段。 时效处理是普遍采用的稳定合金微观结构和最终使用性能的一种有效手段。 s i c 晶须或s i c 颗粒复合到铝合金，将导致基体合金微观结构发生变化，最显著 的特征为引入大量的高密度位错和a i s i c 界面，这些因素可能影响到复合材料 中南大学硕士论文文献综述 中基体合金的沉淀过程。所以，为获得到a i s i c p ( w ) 复合材料的最佳性能，其时 效工艺不能简单借用相应基体合金的热处理制度。目前文献中报道影响时效析出 过程的主要因素有：增强相的体积分数【5 2 - 5 ”、增强相的形状和颗粒尺寸【5 5i 、固 溶温度1 5 6 - 5 8 1 、固溶时间、时效温度【6 0 6 2 1 、复合材料成型工艺1 6 3 , 6 4 】。 对a l m g s i 系基体合金，其热处理可强化相是p ( m 9 2 s i ) ，固溶后时效 过程中合金的组织( 基体) 中将发生以下变化1 59 j ：g p 一有序g p ( 1 3 ”) 一 1 3 一m 9 2 s i 。 gp 区：为s i 、m g 原于富集区，此时从成分上和结构上未成型，在这个阶 段s i 、m g 原子扩散聚集，它是通过淬火空位的偏聚形成的，与基体保持共格关 系，边界上的原子为母相c 【和gp 区所共有，为了同时适应两种不同原子排列形 式，共格边界附近产生弹性应变，正是这种晶格的严重畸变阻碍了位错运动，从 而提高了合金的硬度、力学性能和导电率，这个过程发生在时效处理较低温度和 较短保温时间内。 gp 有序区：随着保温时间延长或时效温度提高，该区是在gp 区解体后 m g 、s i 原子重新聚集而成，此时m g 、s i 原子在区中各占有特定位置，m 9 2 s i 的晶格己成雏形，成分接近m 9 2 s i ，但此区与母相之间仍处于共格状态，在这个 阶段合金的硬度、力学性能和导电率等又有所提高。 b7 过渡相的形成：这是在有序的gp 区基础上，因时效温度继续提高或保 温时间继续延长使m g 、s i 原于进一步扩散的结果，1 37 己完全具有m 9 2 s i 的晶 体结构和化学成分。但其与母相之间仍处于部分共格阶段，由于非常细小，密度 较大，它的弹性应力也最高，故位错运动有较大的阻碍，可引起强度与硬度达到 最大所以硬度、力学性能和导电率等进一步提高。 m 9 2 s i 稳定相的形成：这是在1 3 基础上进一步提高时效温度或延长保温时 间，m g 、s i 原予进一步扩散的结果。m 9 2 s i 相己完全脱离母相而形成独立相， 失去了与基体之间的共格关系，是稳定相，完全从基体中脱离出来，共格应变消 失，此时导电率又有新的提高，但是其强化效果开始降低，故合金的硬度和强度 开始下降。 铝合金的时效过程是固态相变的过程。根据时效析出理论，时效温度不同， 析出相形核的大小、数量、成分以及聚集长大的速度也不同。对应于每一个时效 温度，析出相i 临界核心的大小都有相应的稳定值，温度愈高，临界核心的尺寸愈 大，愈稳定。 低温时效时，复合材料及其基体合金材料的时效硬化速度都较慢，长时间时 效后，仍然具有典型的g p 硬化的特征，尽管此时己有少量的07 出现，但由于 低温度和时效时间的不足，固溶体中还未形成数量显著的b7 ，故没有出现时效 中南大学硕士论文文献综述 峰。高温时效时，过饱和固溶体分解速度非常快，g p 区很容易长大，其峰值也 较低在很短的时间内就析出b 相，并迅速长大，缺乏象b7 相那样的与母相固溶 体间的析出晶格畸变作用及弥散强化效果，其峰值也较低，而且在很短的时间内， 两类材料便开始软化。在1 7 5 左右时效时，其g p 区和b 密度较高，峰值也 较高，但硬化速度介于两者之间，两类材料都经历了欠时效、达到时效峰和过时 效三个阶段，具有完整的时效硬化曲线。复合材料具有和基体合金相似的时效硬 化曲线，且随时效温度的提高，两类材料的时效硬化速率都加快，达到时效峰值 的时间缩短，而时效获得的最大硬度值则随时效温度的升高而降低。由此可见， 温度对复合材料及其基体合金时效硬化行为的影响是基本一致的，并没有因为增 强相的引入而改变基体合金时效硬化的一般规律。值得注意的是，复合材料的时 效硬度始终高于基体合金的时效硬度，表明增强相对基体合金具有增强( 硬化) 作用。 研究时效析出行为的主要方法有热分析d s c ，硬度法，透射电镜分析法， 拉伸法，电阻法，通过分析对比成分相同、制备与处理工艺一致的复合材料和相 应基体合金的时效和沉淀析出行为，分析影响时效析出行为的主要因素，以便为 合理制定a i s i c p ( w ) 复合材料热处理工艺奠定基础。 一般认为s i c 颗粒相对于基体合金而言，化学性质稳定，是复合材料中的惰 性组元。几乎所有的研究工作都表明，s i c 晶须或颗粒的加入并未从根本上改变 a l s i c 复合材料基体合金的时效沉淀过程，如图1 - 4 。但从时效过程进行的速 度上看，则存在着分歧。有的研究者认为，a l s i c 。复合材料的时效硬化过程 滞后于基体合金，也有人认为二者差别不大。但越来越多的研究者倾向于认为 aj s i c 。复合材料的时效硬化过程比基体合金加速，降低了复合材料基体中沉淀 相的析出温度，使复合材料的时效峰值时间有所提前，a i s i c 。复合材料的时 效动力学过程得到促进。 图1 4 2 12 4 a 1 s i c 。复合材料 60 6 1 a i 合金及基体合金的d s c 曲线 图1 56 0 6 1 a 1 b d c 复合材料与 的时效硬化特性 中南大学硕士论文文献综述 铝基复合材料时效硬化过程与基体合金不同步的现象首先由n i e h 6 5 】在 6 0 6 1 a i b 4 c 复合材料发现。其结果显示，复合材料的硬化过程较基体合金加速 ( 如图1 5 ) ，随后这种峰时效提前的现象相继在6 0 6 1 a 1 s i c 。和其它a l s i c 复合材料中得到证实。进一步的研究表明，s i c 颗粒对复合材料时效硬化过程的 影响作用随基体合金的种类、时效条件及增强体的性质而异。 呈 扣 世 霹 翘 避 对效时风h 图卜6 2 12 4 s i c 。复合材料及基体合金s 相尺寸与时效时间关系 a l s i c 。复合材料中，晶须的加入使复合材料在时效时析出相的长大过程 和析出顺序加速，析出相尺寸明显大于铝合金基体中析出相的尺寸，如图l 一6 ， 但析出相并不沿位锚析出，析出相的数量明显低于铝合金中析出相的数量f 6 “。 m s t r a n g w o o d 6 7 1 的研究结果表明，6 0 6 1 a 1 s i c 。复合材料的时效动力学过 程与时效温度密切相关。在低温时效( 1 2 5 ) 时，6 0 6 1 a 1 s i c 。复合材料的 时效过程滞后于基体合金，而在高温时效( i t o 。c ) ， 6 0 6 1 a 1 s i c 。复合材料达 到峰值硬度的时间比基体合金提前，如图1 7 。 图1 76 0 6 1 s i c w 复合材料与6 0 6 1 的时效硬化曲线图 1 a 0 薹： 兽蓦 踺 1 1 3 0 1 饿 夕7 ，= 7 州b - s 嘲s s i c c ， d - 挑1 5 s s i 瞎c 0窈4 ：0 卸8 i i 寸嫂咐婀，r a i n 图卜8s i c 。含量对2 0 2 4 a 1 时 效过程的影响 中南大学硕士论文文献综述 c b a d i n i l 6 8 1 也同样发现， 6 0 6 1 a 1 s i c 。和6 0 6 1 a 1 s i c 。复合材料的自然 时效过程滞后于基体合金，人工时效硬化过程快于基体合金。造成上述现象的原 因，r a c k 认为是由于复合材料中的沉淀强化相( 为g p 区) 在低、高温的沉淀析 出速率不同所致：而c b a d o n 则认为是由于沉淀相的种类随时效温度升高发生了 变化( 由g p 区转为b 相) 。此外，研究者还发现1 6 6 0 6 1 s i c 。复合材料在 1 5 0 c 的时效过程只比基体合金略有提前。可见，a l s i c 复合材料时效动力 学过程滞后于基体合金，或不受增强体影响的现象大都发生在低温时效条件下。 提高时效温度( 一般为达到或接近相应基体合金的正常时效温度) ，a i s i c 复合材料的硬化过程呈现较基体合金明显加速的趋势，推进的程度因基体合金种 类的差异而不同。6 0 6 1 a 1 1 5 s i c 。复合材料在1 6 0 、2 1 2 4 a 1 1 3 2 s i c 。复 合材料在1 7 7 ，和a l 一2 0 1 l i 1 9 s i c 。复合材料在1 9 0 的峰时效时间分别 由基体合金的1 4 1 6 h 、1 2 h 及2 0 0 0 m i n 缩短为4 5 h 、4 h 与1 0 0 0 m i n 。s i c 颗 粒含量增加对于所增强复合材料的时效硬化过程同样具有显著促进作用，如图 1 8 中s i c p 含量增加对2 0 2 4 a 1 合金1 9 0 。c 时效硬化的影响所示，而继续提高时 效温度可使复合材料达到峰值硬度的时间进一步缩短。 a l s i c 。复合材料中时效硬化过程加速的原因，普遍认为与复合材料中所存 在的高密度位错有关。s i c 颗粒引入铝合金后，由于其与基体的热膨胀系数的差 异，在a l s i c 复合材料的基体中，尤其是近s i c a 1 界面处的基体中产生高密 度位错。位错的实际存在与形成过程已为t e m 和h v t e m 试验所证实，并得到 理论上的支持1 6 。一般认为，这些高密度位错除强化复合材料外，对a l s i c 。 复合材料时效过程的影响表现在如下方面。 首先，这些位错为某些沉淀强化相依赖于位错等缺陷形核的相提供非均匀形 核的有利场所，降低这些沉淀相的形成激活能，促进其沉淀析出。在透射电镜下 观察到2 1 2 4 a 1 1 3 2 v 0 1 s i c 。复合材料中的位错密度明显高于基体合金。时效 初期s7 相就可在复合材料中的位错上沉淀形核，并随时效时间的延长而发生长 大。进一步分析表明，2 1 2 4 a 1 s i c 。复合材料中s 相的孕育期为l h ，而相应的 基体合金却达4 h 。认为2 1 2 4 a 1 s i c 。复合材料中的高密度位错对s7 相沉淀形核 的促进作用是导致复合材料硬化过程加快的根本原因。同样6 0 6 1 a 1 s i c 。复合 材料中的位错为沉淀强化相提供非均匀形核位置，加速了复合材料的时效过程 7 0 1 。 其次，这些位错作为短路扩散的通道，通过提高溶质原子的扩散速度，促进 沉淀相的形核与长大，n i e h 将6 0 6 1 b 4 c 复合材料的时效硬化过程加速的原因 归于复合材料中存在的高密度位错促进了溶质原子的扩散，进而加速沉淀相的长 中南大学硕士论文文献综述 大。位错对m g 原子扩散的加速作用被认为是6 0 6 1 a 1 s i c 。复合材料中口相快 速形核与长大的主要原因。而位错通过加速l i 原子的扩散促进相的长大，则 是导致a l 一“s i c 。复合材料硬化过程提前的根本原因。 事实上位错的上述两方面的作用在a l s i c 。复合材料时效过程中往往同时 发生，微观上表现为沉淀强化相析出动力学过程的加快，在宏观上则表现为复合 材料硬化过程的加速。 利用热分析试验考察6 0 6 1 a 1 s i c 。复合材料时效行为的基础上，从理论上 分析了位错的密度及分布对a l s i c 。复合材料时效过程的影响规律。结果表明， a l s i c 。复合材料基体中的位错密度及分布强烈影响到沉淀强化相的形核和长 大速率。低温时效时，位错对沉淀相的形核和长大的影响作用大，且位错密度梯 度的存在可提高沉淀相初始析出速率。因此一般认为，由于在高温时效状态下， 由于通过晶格的扩散作用加强，沉淀相对位错的依赖作用减弱，位错对时效的加 速作用也因此降低j 。 此外界面对复合材料的析出也有很大影响。随时效温度提高或时效时间延 长，某些溶质原子在界面处产生偏聚，导致s i c 。- - a i 界面处产生界面析出，或 在近界面基体中出现无沉淀析出区。上述现象的产生与合金成分密切相关。在 2 0 2 4 a 1 s i c 。复合材料中，可发现s 相在s i c 。- - a i 界面处产生无沉淀析出区： 而在2 1 2 4 a 1 s i c 。复合材料中却没有发现s 相在晶须附近的无沉淀析出现象。 对s i c 晶须增强2 0 2 4 a 1 和2 1 2 4 a 1 合金的界面析出行为研究发现，2 1 2 4 a 1 s i c 。中，s i c 。一a l 界面比较干净，而2 0 2 4 a 1 s i c 。中的s i c 。- - a i 界面上却存 在有链状不连续的c u a l2 相。另外，在a l 一“s i c 。、8 0 9 0 a 1 s i c 。以及 a 1 l i c u m g z r s i c 。等复合材料中增强体附近均发现相的无沉淀析出 ( p f z ) 现象。 对于a i s i c 复合材料时效硬化过程加速的原因，还有人提出种残余应力 机制。该观点认为，a l s i c 复合材料中，s i c 颗粒周围所存在的淬火残余应力 场可加速溶质原子的扩散，因此对沉淀强化相的形核与长大过程同样具有促进作 用。但在实际研究的a l s i c 。复合材料中残余应力的作用与位错的作用共存， 并常常被位错的作用所掩盖，况且残余应力的观点大都基于理论分析，目前由于 技术上的原因还缺乏实验观察的直接证据，因此如何准确分析与测定这种作用对 s i c 。a l 复合材料时效行为的影响，还有待于进一步研究。 空位浓度的变化是影响a l s i c 。复合材料时效行为的另一因素。s i c 。- - a i 界面和伴随于淬火界面错配应力的塑性松弛而产生的可动位错对空位的钉扎，导 致a l s i c 。复合材料中淬火残留空位浓度的降低。空位浓度的降低强烈影响g p 区的形核，使g p 区的形核数量减少。这对a l s i c 。复合材料的低温时效特性 中南大学硕士论文文献综述 有很大影响。 无论a l s i c 复合材料的沉淀硬化过程受到的影响程度如何，众多的研究结 果已表明，各种s i c a l 复合材料均可寻到最佳时效条件。此外，a l s i c 复 合材料的时效还受到其它诸多因素的影响。 材料制备工艺对a l s i c 。复合材料时效行为影响的研究指出【2 3 】，压铸法和 粉末冶金法制备的6 0 6 1 a 1 s i c 。和6 0 6 1 a 1 s i c 。复合材料的自然时效动力学过 程无明显差别。用喷射沉积法制备8 0 9 0 a 1 s i c 。复合材料的时效硬化过程与基 体合金无明显差别，但e h u n t 3 3 1 等人对p m8 0 9 0 a 1 s i c 。研究后指出，复合材 料的时效硬化过程显著加速，粉末冶金制备工艺对复合材料的硬化过程有促进作 用，文献认为是细小氧化物颗粒对复合材料时效动力学的影响所致。 1 7 本论文目的及意义 我国现役鱼雷使用的结构材料主要是9 1 9 变形铝合金、z 1 1 5 、a3 5 6 铸造铝 合金，只能满足下潜深度4 0 0 米的要求，且在壳体的结构刚度设计中，材料模量 己达到极限，尚无刚度可满足大深度鱼雷使用的材料。国外已经采用刚度很高的 s i c ，a l 复合材料作为鱼雷壳体，在这方面我国起步较晚，在“九五”期间才由 中南大学开始“高强度高阻尼喷射共沉积铝基复合材料研制”，材料试制取得突 破性进展。在此期间，根据重型深水鱼雷所要求的高弹性模量、高强度、好的耐 蚀性能等，研制出基体材料的合金成分为6 0 6 6 a 1 合金。 课题“喷射共沉积6 0 6 6 a 1 s i c 。复合材料大尺寸管坯热处理工艺研究”是 “十五”攻关项目“颗粒增强铝基阻尼复合材料”中的一个子课题。6 0 6 6 a 1 s i c 。 复合材料是一种比模量、比强度、耐热性、耐磨性等综合性能都很优良的材料， 热处理是材料最终性能的保证，所以，为了获得材料的最佳性能，本文探讨其热 处理工艺，研究6 0 6 6 a l s i c 。复合材料的固溶温度、时效温度、时效时间对 6 0 6 6 a 1 s i c p 复合材料的影响。并探讨了6 0 6 6 a i s i c 。复合材料的热处理过程中塑 性变化机理。 中南大学硕士论文材料制备及试验方法 2 1 材料制备 2 1 1 喷射沉积实验 第二章材料制备及试验方法 喷射共沉积前，在2 g 一2 5 型中频感应炉中制备a i 一5 0 c u ，a 1 一l o m n ，a i - 3 0 s i 中间合金，然后配制名义成分为a 卜1 3 s i 1 6 c u 一1 o m n 一1 o t 4 9 的6 0 6 6 合金，置 于5 0 0 k g 中频炉进行精炼，将温度升高至i 0 0 0 ，用熔剂( 3 0 n a c l + 4 7 k c l + 2 3 冰晶石) 进行覆盖造渣，并用六氯乙烷( c 。c 1 。) 除气。喷射共沉积实验是在 自制的喷射沉积设备上进行，雾化介质采用n 。( 纯度9 9 5 ) ，工艺参数为： 熔炼温度1 0 0 0 2 5 、喷射距离为2 1 0 m m 、雾化气压为0 3 m p a 、沉积盘直径 为5 1 0 m m 、底盘转速v 1 = 2 0 0 r m i n ，下降速度( v 2 ) 采用实时监控适当调节，一 般控制在3 5 0 r m i n 左右，送粉气压为0 1 m p a ，送粉机转速为3 0 0r m i n ，将1 4 p m 、 1 0 岫、7 p m 的s i c 粉按l ：l ：1 混合均匀，然后在箱式电阻炉中于3 5 0 加热1 0 小时，目的是除去其中的结晶水和一些有机吸附物，减少s i c 的团聚从而提高复 合材料中s i c 的分布均匀性，s i c 。加入量控制在l o 左右。当沉积坯达到尺寸 要求后停止实验，将沉积坯放入退火炉内退火，温度为3 5 0 4 0 0 ，时间为4 小时左右。 喷射沉积s i c 。6 0 6 6 a i 复合材料基体合金的名义成分与分析成分如表2 一l 所示。考虑到合金元素在熔炼过程中的烧损，合金配料成分中 f g 与c u 稍微超出 6 0 6 6 a 1 合金的上限。 表2 1 6 0 6 6 a 1 合金基体成分 2 2 2 s i c j 6 0 6 6 a i 复合材料管材的制备 将喷射共沉积的锭子机加工成中4 8 5 。包套后先在 5 0 0 m m 的挤压筒中墩粗 然后在西南铝1 0 0 0 0 t 立式水压机上于4 5 0 。c 下反挤压成中”5 5 0 中n 4 5 0 管材。 中南大学硕士论文材料制备及试验方法 2 2 试验方法 22 1 热处理工艺 固溶处理在盐浴炉中进行，以5 1 0 c 、5 2 0 c 、5 3 0 c 作为试验固溶温度，淬 火水温4 0 ，采用电位差计测炉温，炉温误差控制在2 。c 内，淬火转移时间 1 0 s 。时效在热风循环恒温箱中进行，用温度计测定温度，确保炉温误差控制 在1 内，分别进行1 2 0 c 、1 3 5 c 、1 6 0 c 、1 7 0 c 、1 8 0 时效处理，时效时 间为1 h 、2 h 、3 h 、4 h 、5 h 、6 h 、7 h 、8 h 、9 h 、1 0 h 、1l h 、1 2 h 、1 3 h 。将不同固 溶方案和不同时效方案交叉实验以后，测量硬度值、强度及伸长率等材料力学性 能，从而确定最佳的t 6 方案。 2 2 2 强度及伸长率的测试 试验设备为长春试验机研究所研制生产的c s s 4 4 1 0 0 型电子万能试验机， 拉伸速率为l m m m i n ，拉伸试验在室温下进行。室温力学性能的测试参照g b 2 2 8 8 7 ，将挤压所得棒材车削成标准拉伸试样如图2 一i ，其标距部分直径为中l o m m 。 r = t m t a由：l o m m 2 2 3 硬度测试 图2 - 1拉伸试样 硬度是金属材料力学性能中最常用的一个性能指标，硬度检测又是最迅速最 经济的一种实验方法。并且金属硬度和强度之问有一定的对应关系，使硬度检测 具有更广泛的实用意义。压入法硬度是表征金属材料软硬程度的一种性能，从物 理意义上讲则是表征金属的塑性变形抗力及应变硬化能力。最常用的压入法硬度 测试是布氏、洛氏和微氏硬度测试，对于它们