潘 冉， 劉寶勝， 曾元松， 曲海濤， 王 東， 慕延宏

(1. 中國航空制造技術(shù)研究院， 北京 100024; 2. 中國科學院 金屬研究所， 遼寧 沈陽 110016)

隨著我國航空業(yè)的發(fā)展，飛行器大型整體制造已成為了航空制造業(yè)的主要發(fā)展趨勢之一。因此，大型復雜承力結(jié)構(gòu)件，如組成機翼結(jié)構(gòu)的肋緣梁、直升機旋翼系統(tǒng)、傾斜器斜盤等整體制造技術(shù)得以發(fā)展[1-2]。顆粒增強鋁基復合材料以其優(yōu)異的高比剛度、比強度、耐高溫和耐磨損等特點逐步取代部分2×××、7×××系航空鋁合金，成為大型復雜承力結(jié)構(gòu)件主要材料之一[3]。為應對航空主承力件越來越高的性能需求，研究人員一方面探究關于增強相種類、尺寸、體積比以及對應的鋁合金基化學成分等制備工藝來改善復合材料性能，另一方面也從材料制造與熱處理工藝角度來考慮如何進一步提升材料性能。

作為一種綠色低成本的一次性永久性處理工藝，深冷處理(Cryogenic treatment,CT)可以改善材料的綜合性能，比如鋁合金、鈦合金和鋼鐵等材料[4-6]。在該工藝中，經(jīng)固溶和淬火處理后被勻速冷卻到-196 ℃，并在該溫度下保持一段時間后恢復至室溫或時效溫度。類似于鋼鐵材料中奧氏體向馬氏體轉(zhuǎn)變的機制[7]，深冷處理時鋁基材料的析出強化行為是優(yōu)化其性能的關鍵作用之一。陳鼎、錢士強等[8-9]的研究顯示對經(jīng)固溶淬火處理的2×××、7×××系航空鋁合金，長時間的深冷處理可促進材料的析出強化，提升材料的強度。截至目前，有研究已發(fā)現(xiàn)，顆粒增強鋁基復合材料的析出動力學與相應的未增強的鋁基合金不同[10-11]，由于鋁基體和增強相之間熱物性與楊氏模量的巨大差距可導致更高的位錯密度存在于鋁基復合材料的淬火組織，有助于材料的時效動力學，但與深冷處理對鋼鐵和有色金屬影響的大量研究相比，顆粒增強鋁基復合材料的相關研究相對有限。雖然李義春、張琪等[12-13]對短時深冷(<2 h)熱循環(huán)對固溶淬火態(tài)顆粒增強鋁基復合材料性能的研究顯示，相對T4態(tài)，冷熱循環(huán)工藝對材料力學性能無明顯影響，但并未研究長時間深冷處理對材料的影響。

基于深冷處理在促進顆粒增強鋁基復合材料中的析出和位錯密度方面發(fā)揮的重要作用，因此有必要研究深冷處理，尤其是長時間深冷處理對顆粒增強鋁基復合材料組織與力學性能的影響。在本研究中，選擇碳化硅顆粒增強鋁基復合材料15%(體積分數(shù))SiCp/2009Al來研究深冷處理對其組織與性能的影響及相關機理，以期獲得可改善鋁基復合材料力學性能的熱處理工藝。

1 試驗方法

本研究采用粉末冶金法制備的質(zhì)量分數(shù)為15%SiCp/2009鋁基復合材料擠壓棒件[14]，所用碳化硅顆粒平均直徑為φ7 μm，牌號為2009，為Al-Cu-Mg系基體合金。首先沿圓棒軸向加工拉伸試樣，如圖1所示，加工尺寸為10 mm×10 mm×5 mm試塊,其中10 mm×10 mm面平行于棒料截面，用于后續(xù)顯微硬度、物相分析與微觀組織檢測。對應實際生產(chǎn)工藝，所有試樣均在SX-ES07102馬弗爐中進行515 ℃×120 min固溶處理，控溫范圍±3 ℃，而后快速放入室溫(約30 ℃)的水池進行淬火。淬火態(tài)的圓棒與圓柱試樣分為2大類，一組僅進行自然/人工時效，另一組進行深冷處理+自然/人工時效。為避免淬火后不同停放時間的影響，所有試樣在淬火后30 min內(nèi)均干燥并分別放入190±2 ℃的DHG-9030A干燥箱或室溫SLX-80數(shù)控深冷箱中以5 ℃/min 冷卻至-196 ℃，保存24 h后再直接轉(zhuǎn)移至190±2 ℃的DHG-9030A干燥箱，具體熱處理工藝如圖2所示。

圖1 拉伸試樣示意圖Fig.1 Schematic diagram of the tensile specimen

圖2 固溶+(深冷)+時效熱處理工藝Fig.2 Process of solution+(cryogenic)+aging treatment

上述試塊經(jīng)砂紙打磨、拋光后用于硬度評價試驗，共評價2×7組不同的熱處理時效態(tài)，共計14個試塊。硬度測試采用Tukon2500維氏硬度計(載荷砝碼為0.1 kg，加載時間為15 s)，對上述各熱處理態(tài)試樣進行測試，每個試樣測5個值，取平均值。關于力學性能檢測，根據(jù)GB/T 228.1—2010《金屬材料 拉伸試驗第1部分：室溫試驗方法》對擠壓態(tài)與不同熱處理態(tài)的碳化硅顆粒增強鋁基復合材料進行室溫拉伸試驗，并采用掃描電鏡對部分拉伸試樣斷口進行觀察。

為分析深冷處理對顆粒增強鋁基復合材料時效析出行為的影響，對不同熱處理狀態(tài)的試塊進行砂紙打磨、拋光、丙酮除油與去離子水清洗，采用X射線衍射儀(Bruker D8 XRD，Rigaku)進行物相分析，操作電壓為40 kV，Cu Kα輻射，掃描速度為4°/min。

采用JEM-2000FX透射電鏡對經(jīng)不同熱處理的試樣進行微觀組織檢測并分析析出相化學成分，透射電鏡試樣先用機械方法減薄至0.1 mm，然后在MIT2I型雙噴電解儀上用30%HNO3+70%CH3OH(體積分數(shù))電解液雙噴減薄，采用液氮冷卻，雙噴溫度為-25 ℃，電壓為10～20 V，電流為60～80 mA，顯微組織觀察在Titan G2 60—300物鏡球差校正場發(fā)射透射電鏡上進行，加速電壓為160 kV。

2 試驗結(jié)果與討論

2.1 力學性能

圖3是鋁基復合材料試樣隨時效時間變化的硬度值曲線。由圖3可知，隨著190 ℃下時效時間的延長，無論是否經(jīng)過深冷處理，兩組經(jīng)固溶+淬火的碳化硅顆粒增強鋁基復合材料的硬度均經(jīng)一段時間時效達到峰值后逐漸降低。其中，經(jīng)深冷處理的淬火態(tài)顆粒增強鋁基復合材料試樣的硬度在時效早期相對未經(jīng)深冷處理的顆粒增強鋁基復合材料試樣更快速的升高，且其硬度峰值亦高于未經(jīng)深冷處理的鋁基復合材料試樣的硬度峰值，并在3～4 h達到峰值后緩緩下降。而未經(jīng)深冷處理的顆粒增強鋁基復合材料則在時效4～6 h達到峰值后緩慢下降。

圖3 不同熱處理狀態(tài)顆粒增強鋁基復合材料試樣維氏 硬度與時效時間的關系曲線Fig.3 Vickers hardness vs aging time curves of the particle- reinforced aluminium matrix composite specimens under different heat treatment states

圖4 不同熱處理狀態(tài)顆粒增強鋁基 復合材料室溫拉伸應力-應變曲線Fig.4 Room temperature tensile stress-strain curves of the particle-reinforced aluminum matrix composite under different heat treatment states

圖4是室溫下不同熱理狀態(tài)顆粒增強鋁基復合材料的應力-應變曲線。從圖4可以看出，經(jīng)過深冷處理的時效態(tài)顆粒增強鋁基復合材料的屈服強度和抗拉強度均高于未經(jīng)深冷處理的鋁基復合材料。而經(jīng)深冷處理的鋁基復合材料試樣的斷后伸長率則略低于同時效時間未經(jīng)深冷處理的對比樣。由表1可以看到，在時效早期，經(jīng)深冷處理的試樣屈服強度與抗拉強度相對其未經(jīng)深冷處理的試樣分別提高了約59 MPa與14 MPa，而在過時效階段(190 ℃×22 h)，深冷處理對材料力學性能的影響減小，深冷時效試樣僅在屈服強度上略高于未深冷時效樣。

表1 不同熱處理狀態(tài)顆粒增強鋁基復合材料的 室溫力學性能試驗結(jié)果

圖5 不同熱處理條件下顆粒增強鋁基復合 材料試樣的X射線衍射圖譜Fig.5 X-ray diffraction patterns of the particle-reinforced aluminum matrix composite specimens under different heat treatment conditions

2.2 顯微組織

圖5為不同熱處理條件下顆粒增強鋁基復合材料試樣的X射線衍射圖譜。結(jié)合前人研究結(jié)果[15]可以看出，515 ℃×120 min的固溶處理基本溶解了擠壓態(tài)材料中的全部Al2Cu、Al2CuMg與部分Mg2Si等析出相，但結(jié)果顯示，固溶淬火后的顆粒增強鋁基復合材料仍有少量Mg2Si存在。190 ℃時效溫度下，當時效時間為1 h時，無論是否進行深冷處理，顆粒增強鋁基復合材料中除了主析出相Al2Cu、一些Mg2Si和Al7Cu2Fe相外，沒有觀察到其它析出相的衍射峰。而當時效時間進一步延長到22 h時，有少量Al2CuMg形成，由圖6可見，主要析出相仍以針狀的θ相(Al2Cu)為主。而相比碳化硅顆粒增強鋁基復合材料，文獻[16]發(fā)現(xiàn)，未增強的Al-Cu-Mg合金的主要析出相為Al2CuMg與Al2Cu相，其原因可能是工業(yè)用碳化硅顆粒不可避免地會摻雜SiO2，在熱壓等制備工藝與固溶工藝的高溫環(huán)境中，鋁基體與SiO2的界面發(fā)生反應生成游離Si，即4Al+3SiO2→ 2Al2O3+3Si，因而導致合金中的Mg除部分固溶到Al基體中和時效中形成少量Al2CuMg析出相外，也有一部分與游離Si形成Mg2Si，從而提升了Cu/Mg比值，導致Al2Cu相成為主析出相。

圖6 不同熱處理條件下顆粒增強鋁基復合材料試樣的TEM顯微組織Fig.6 TEM microstructure of the particle-reinforced aluminum composite specimens under different heat treatment conditions(a,b) T4; (c) 190 ℃×1 h; (d) CT+190 ℃×1 h; (e) 190 ℃×22 h; (f) CT+190 ℃×22 h

此外，在相同時效條件下，長時間的深冷處理可促進固溶淬火態(tài)的鋁基復合材料的早期時效析出，即從X射線衍射圖譜上可看到更多、更寬的析出相衍射峰。而在過時效階段，即190 ℃×22 h，深冷處理對復合材料中衍射峰強度、寬度的差異的影響則變得不明顯。

顆粒增強鋁基復合材料經(jīng)深冷處理后，抗拉強度、屈服強度相比未深冷處理的鋁基復合材料得以進一步提升的原因可能為，深冷處理過程中，將材料直接由深冷環(huán)境轉(zhuǎn)移至時效溫度環(huán)境，更大溫差、鋁基體與碳化硅顆粒的線性熱膨脹系數(shù)之差的耦合作用引起的熱錯配應力/應變導致材料發(fā)生微屈服變形，使得組織中的位錯密度進一步提高。此外，大量研究表明[8]超低溫下材料體積收縮，鋁基體晶格常數(shù)降低，組織中空位濃度降低。隨著材料加熱至高溫，空位濃度回升有助于GP區(qū)的形成[17]，因此長時間的超低溫處理促進了后續(xù)時效的析出強化作用，即相比未經(jīng)深冷處理復合材料產(chǎn)生更多的原子團簇、GP區(qū)[4]，從而促進了時效過程中二次相的析出，同時極大降低了組織中粗大析出相存在的可能性，進而提升了材料的抗拉強度、屈服強度。

從圖6可以看出，T4態(tài)的碳化硅顆粒增強鋁基復合材料未看到明顯的二次相析出，僅可觀測到大量位錯的存在，190 ℃時效早期，經(jīng)深冷處理的試樣中已可以看到細小且分布均勻的針狀析出相，相對地，僅時效處理的試樣中雖可隱約看到微小析出相，但分布極不均勻。當時效時間達到22 h時，未經(jīng)深冷處理的材料有的區(qū)域已觀察到最大50～60 nm的塊狀析出相與長約200 nm的針狀析出相，而有的區(qū)域的析出相仍十分細小，而相同時效時間經(jīng)深冷處理的試樣組織中則存在著充分長大且分布均勻的針狀析出相，因此這也一定程度解釋了圖3中未深冷處理試樣的顯微硬度誤差大于經(jīng)深冷處理的鋁基復合材料試樣。而190 ℃× 22 h時效下，深冷處理時效樣與未經(jīng)深冷處理時效樣均存在大量粗大二次相，也解釋了過時效階段兩組材料力學性能差距逐漸減小的原因。

圖7 不同熱處理條件下顆粒增強鋁基復合材料試樣的拉伸斷口形貌Fig.7 Tensile fracture morphologies of the particle-reinforced aluminum matrix composite specimens under different heat treatment conditions(a) 190 ℃×1 h; (b) CT+190 ℃×1 h; (c) 190 ℃×22 h

圖7是不同熱處理狀態(tài)下試樣的拉伸斷口微觀形貌，3種熱處理狀態(tài)下的拉伸試樣斷口形貌比較平整且未觀察到明顯的頸縮現(xiàn)象。從圖7可見，是否對復合材料進行深冷預處理在斷口特征上沒有體現(xiàn)出很大差別，圖7(a, b)均呈現(xiàn)出深度較淺且尺寸不均的韌窩，此外有一定數(shù)量的孔洞。顆粒增強鋁基復合材料主要有兩種裂紋擴展方式，一是裂紋穿過增強相顆粒，二是繞過增強相顆粒沿交界處的基體斷裂(包括顆粒脫落)。而與圖7(c)對比可以看出，欠時效狀態(tài)下顆粒增強鋁基復合材料的斷裂形式為增強相與基體交界處的基體斷裂和碳化硅顆粒斷裂的混合斷裂形式。因此，一方面基于時效中的Orowan效應作用下鋁合金基體中大量細小二次相析出，阻礙位錯滑移移動，基體強度增加，塑性降低，而另一方面根據(jù)顆粒增強復合材料載荷傳遞機制[18]，基體強度越高，可轉(zhuǎn)遞到增強相的應力相應增大，增強相顆粒斷裂的機率越大，相應地，增強相阻礙裂紋擴展的作用可得到有效體現(xiàn)，這在一定程度上說明了欠時效狀態(tài)下顆粒增強鋁基復合材料塑性雖低于T4態(tài)但降低幅度不大的原因。而過時效狀態(tài)下的斷口形貌則未看到明顯的顆粒斷裂，其斷裂方式由強度較低的顆粒周圍的鋁基體斷裂為主，而過時效下強度降低的基體過早開裂，使得增強相顆粒的強化作用很難體現(xiàn)，從而可以解釋過時效狀態(tài)下顆粒增強鋁基復合材料塑性降低的原因。

3 結(jié)論

1) 深冷處理促進了固溶淬火態(tài)15%SiCp/2009鋁基復合材料的二次相析出過程，經(jīng)深冷處理的鋁基復合材料試樣較未深冷處理的鋁基復合材料試樣提前2 h 達到硬度峰值，且微觀組織檢測表明深冷處理可使得顆粒增強鋁基復合材料的析出相尺寸與分布相對未深冷處理的試樣更加均勻。

2) 顆粒增強鋁基復合材料欠時效狀態(tài)下的斷裂形式受增強相顆粒斷裂與增強相與基體交界處的基體斷裂共同影響，過時效狀態(tài)下則由基體斷裂形式主導。

3) 相同時效條件下，長時間深冷處理對顆粒增強鋁基復合材料的塑性影響不大。