稀有金属 2005,(04),521-525+2-5 DOI:10.13373/j.cnki.cjrm.2005.04.034

纳米SiC颗粒增强2024铝基复合材料的力学性能研究

肖伯律 樊建中 万志永 左涛 张维玉

北京有色金属研究总院国家有色金属复合材料工程技术研究中心,北京有色金属研究总院国家有色金属复合材料工程技术研究中心,北京有色金属研究总院国家有色金属复合材料工程技术研究中心,北京有色金属研究总院国家有色金属复合材料工程技术研究中心,北京有色金属研究总院国家有色金属复合材料工程技术研究中心,北京有色金属研究总院国家有色金属复合材料工程技术研究中心 北京100088 ,北京100088 ,北京100088 ,北京100088 ,北京100088 ,北京100088

摘 要：

采用粉末冶金法制备了1% (体积分数) 纳米SiC颗粒增强2024铝基复合材料, 并研究了其力学性能。实验结果表明, 1%纳米SiC颗粒增强2024铝基复合材料具有优良的室温力学性能, 并且在200℃时表现了较好的高温性能, 在315℃时强度下降。研究表明, 纳米SiC可以增加增强粒子的表面积, 减小增强粒子的颗粒间距, 使大量弥散分布的纳米SiC颗粒起到钉扎位错的作用, 而且可以细化2024铝基体的晶粒, 因而表现了良好的力学性能。

关键词：

纳米SiC颗粒;复合材料;粉末冶金;

中图分类号： TB331

收稿日期：2005-02-27

基金：国家863计划资助项目 (2002AA302502);

Mechanical Properties of Nano-SiC_p Reinforced 2024 Aluminum Composite

Abstract：

The study of mechanical properties of 1% nano-SiC_p reinforced 2024 aluminum composite fabricated by powder metallurgy method was undertaken. The results show that 1% nano-SiC_p/2024 has excellent tensile properties at room temperature and 200 ℃, especially having good yield stress, however its tensile strength decrease largely at 315 ℃. These results reveal that nano-SiC_p particles can increase the surface area of interface between nano-SiC_p and base, and reduce the space between nano-SiC_p particles. The dispersed nano-SiC_p particles can effectively pin up dislocations and refine the grains of aluminium base, so the material demonstrated good mechanical properties.

Keyword：

<Keyword>nano SiC particle; composite; powder metallurgy;

Received： 2005-02-27

SiC颗粒增强铝基复合材料具有比强度与比刚度高、耐疲劳等优异的力学性能, 目前已被广泛应用于航空航天、汽车等工业领域 ^[1] 。长期以来, SiC颗粒增强铝基复合材料主要选用粒度范围在几微米至几十微米的SiC颗粒, 对于更细小的亚微米及纳米尺度SiC颗粒增强的复合材料则研究较少, 特别是纳米陶瓷颗粒增强复合材料的高温性能几乎没有报道, 这势必会影响颗粒增强复合材料的研究开发与应用。因此, 本文研究的目的是在2024铝基体中加入纳米级SiC颗粒, 对比纳米SiC颗粒和微米级SiC颗粒增强的2024铝基复合材料在力学性能上的差异, 以期揭示纳米SiC颗粒增强铝基复合材料的微观组织和力学性能特点。

1 实验材料与方法

实验所用原材料是2024铝合金粉末和纳米SiC颗粒。2024铝合金粉末采用气雾化技术制备, 平均粒度约为75μm;纳米SiC颗粒的平均粒度约为400 nm, 体积分数为1%。纳米SiC增强2024复合材料 (表示为1%n-SiC_p/2024Al) 的制备过程如下: (1) 将1%纳米SiC颗粒与2024合金粉末预混合, 然后采用高能球磨工艺 (球料比20∶1, 球磨时间为6 h) 制备复合粉末, 使复合粉末中的纳米颗粒实现均匀分布; (2) 将复合粉末装入模具内进行真空热压; (3) 采用800 t挤压机把复合材料坯锭挤压成Υ15 mm的棒材, 挤压比25∶1; (4) 复合材料的固溶时效工艺制度是:490℃保温1 h淬水, 然后进行96 h自然时效。具体的复合材料制备工艺流程如图1所示。

为了便于对比, 采用相同的工艺方法制备了15%SiC_p/2024Al复合材料。SiC颗粒的平均粒度约为10μm。

采用NEOPHOT-2金相显微镜观察复合粉末挤压棒材的金相试样。力学性能试验在MTS810试验机上进行。拉伸试样选用Υ5 mm, 标距为25 mm的标准试样, 测试温度分别为室温、200, 315℃, 拉伸速度为0.5 mm·min^-1。高温拉伸实验是在试样随炉加热到测试温度保温0.5 h后进行的。本文涉及的拉伸实验力学性能结果均为相同条件下的5个拉伸试样实验结果的平均值。采用JSM-840扫描电镜观察拉伸试样断口。

2 结果与分析

2.1 高能球磨时间对纳米SiC颗粒分布均匀性的影响

图2示出了不同球磨时间制备的复合粉末的金相照片。从图中可见, 经1 h高能球磨后, 2024铝合金粉末中存在较明显的SiC颗粒团聚现象。随着球磨时间的延长, 经2 h高能球磨后, SiC颗粒团聚现象得到改善, 但仍有局部区域存在SiC颗粒团聚和无SiC颗粒分布的现象。当球磨时间达到3h后, SiC颗粒已均匀分布于2024基体合金中。球磨时间达到6 h后, SiC颗粒分布情况基本与球磨3h的情况相同, 只是复合粉末变得更细。因此, 从SiC颗粒分布均匀情况来看, 高能球磨3 h已经可实现纳米SiC弥散分布的效果, 这表明高能球磨技术可以快速实现纳米SiC颗粒的均匀分布。

2.2 复合材料的微观组织特点

图3示出了1%n-SiC_p/2024Al复合材料挤压棒材的金相照片。从图3 (a) 中可以看出, 挤压后的复合材料中纳米SiC颗粒仍然弥散分布于2024基体中, SiC颗粒基本保持400 nm的平均粒度, 说明材料制备过程中SiC颗粒粒度基本不变。从图3 (b) 中可以看出, 晶粒沿挤压方向拉长, SiC颗粒分布在晶界上或者晶粒内部。在图3的 (a) , (b) 中均可看到一些微米级的SiC颗粒, 这是由于纳米SiC粉末有一定的粒度分布范围, 其中存在一定比例的微米级SiC颗粒。

图1 1%n-SiCp/2024Al复合材料制备工艺

Fig.1 Processing diagram of 1%n-SiC_p/2024Al composites

图2 球磨 (a) 1 h, (b) 2 h, (c) 3 h和 (d) 6 h的复合粉末微观组织

Fig.2 Microstructures of composite powders milled for (a) 1 h, (b) 2 h, (c) 3 h, (d) 6 h

图3 1%n-SiCp/2024Al复合材料挤压棒材的微观组织

Fig.3 Microstructures of 1%n-SiC_p/2024Al extruded composites

(a) 未腐蚀纵向截面; (b) 腐蚀后纵向截面

2.3 复合材料的室温力学性能

表1对比了1%n-SiC_p/2024Al和15%SiC_p/2024Al复合材料力学性能。从表中可以看出, 挤压态1%n-SiC_p/2024Al复合材料的强度和塑性明显优于15%SiC_p/2024Al复合材料, 前者的抗拉强度、屈服强度比后者分别提高了12.5%和33%, 延伸率和断面收缩率分别提高了37.5%和109%;而经过T4处理后, 1%n-SiC_p/2024Al复合材料的强度和塑性仍然优于15%SiC_p/2024Al, 特别是前者的屈服强度为447 MPa, 是后者的1.6倍。

分析表1的结果可以发现, 尽管纳米SiC颗粒的体积分数仅为1%, 远低于微米级SiC颗粒的体积分数15%, 但纳米SiC颗粒对强度提高的效果却优于微米级SiC颗粒的作用。一般来说, 弥散增强粒子直径越小, 增强效应越显著 ^[2] 。在本实验中, 性能对比的结果确实证实了这一点。这可以从增强粒子表面积和颗粒间距两方面分析:

表1 复合材料室温力学性能对比  下载原图

Table 1 Comparison of MMC mechanical properties at room temperature

表1 复合材料室温力学性能对比

(1) 材料中增强粒子的表面积可以通过式 (1) ^[2] 计算:

其中, S是增强粒子表面积, φ是增强粒子体积百分数, d_m是增强粒子平均直径。由于本实验采用的纳米SiC的平均粒度是400 nm, 远小于微米级SiC颗粒的平均粒度10μm, 尽管纳米SiC只占总体积的1%, 而10μm的SiC颗粒占15%, 但根据式 (1) 计算前者表面积是后者的1.6倍, 两者差别十分明显。

(2) 材料中增强粒子的颗粒间距可以通过式 (2) ^[3] 计算:

其中, L是增强粒子的颗粒间距, φ和d_m同式 (1) 。通过计算可知, 1%n-SiC_p/2024Al的SiC颗粒间距是1.5μm, 而15%SiC_p/2024Al的颗粒间距是15μm, 二者相差10倍。

由于1%n-SiC_p/2024Al中的纳米SiC具有大的表面积, 使它们和2024基体的结合界面多, 纳米SiC颗粒对2024基体的约束作用更强, 另外还由于有小的颗粒间距, 大量弥散分布的纳米SiC颗粒起到了钉扎位错的作用, 因而使材料的屈服强度显著提高。

图4 T4态室温拉伸断口形貌

Fig.4 SEMmicrograph of fracture surface at room temperature after T4

(a) 1%n-SiC_p/2024Al; (b) 15%SiC_p/2024Al

细小的纳米SiC颗粒更容易协同2024基体变形流动, 而微米级的SiC颗粒则相对较难, 从图4所示的室温拉伸实验断口可以看出, 在 (b) 中存在SiC颗粒与2024基体截面开裂的地方, 而在 (a) 中却没有截面开裂的情况发生, 因而1%n-SiC_p/2024Al的塑性相对高一些。同时因为有纳米SiC颗粒钉扎晶界, 使晶粒在热加工与热处理时不易长大, 从而保持了细小的晶粒, 也使得材料塑性提高。

2.4 复合材料的高温力学性能

从表2的高温力学性能对比可以看出, 在200℃时, 1%n-SiC_p/2024Al各项性能均优于15%SiC_p/2024Al, 保持了良好的高温力学性能;而在315℃时, 抗拉强度和屈服强度明显下降。用SEM对高温拉伸实验断口进行了分析。图5 (a) 是在200℃的拉伸断口, 可以看到有很多被拉长的较浅的韧窝。图5 (b) 是在315℃的拉伸断口, 其中存在有大量细小的等轴韧窝, 而且深度较深, 显示出材料为延性断裂。

表2 高温力学性能比较  下载原图

Table 2 Comparison of mechanical properties at elevated temperature

表2 高温力学性能比较

由于在200℃时, 1%n-SiC_p/2024Al的基体仍然能够保持一定强度, 可以继续传递载荷, 因此纳米SiC_p仍然能够起到增强作用。但是温度达到315℃后, 基体合金中原子运动活跃, 位错活动能力增强, 存在位错攀移和交滑移等多种位错运动机制, 位错很容易越过细小的SiC颗粒, 不能有效地把载荷传递到SiC颗粒表面, 使SiC颗粒约束基体变形的机制减弱, 导致材料强度明显下降。另外, 对于15%SiC_p/2024Al来说, 其SiC颗粒尺寸相对较大, 在315℃时仍可阻碍基体合金发生塑性变形, 这将提高材料变形抗力, 因此表现出较高的强度。

图5 1%n-SiCp/2024Al高温拉伸断口形貌

Fig.5 SEMmicrograph of fracture surface at elevated temperature

(a) 200℃; (b) 315℃

3 结论

1.1%n-SiC_p/2024Al复合材料的室温力学性能优良, 超过了15%SiC_p/2024Al的力学性能。在200℃高温时, 1%n-SiC_p/2024Al仍然保持了较好的力学性能, 在315℃高温时表现出明显软化, 强度大幅度下降。

2.低体积分数的纳米SiC颗粒具有显著的强化效果, 表现了显著的纳米强化效应。

参考文献

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