B4C增强相的粒径及其空间分布对析出强化的铝基复合材料 显微结构和力学性能的影响外文翻译资料

 2022-07-30 20:28:51

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B4C增强相的粒径及其空间分布对析出强化的铝基复合材料

显微结构和力学性能的影响

吴传栋，Kaka Ma，武佳璐，方攀，罗国强，陈斐，沈强，张联盟，Julie M.Schoenung, Enrique J. Lavernia

摘要：

本文研究了增强相粒径对铝基复合材料的显微组织和力学性能的影响。在我们的工作中，我们合成并研究了含有三种B4C粒径（56.9 mm, 4.2 mm, 2.0 mm）的铝基复合材料。对于一系列不同体积分数的B4C，当增强颗粒是粗晶时，复合材料中的B4C呈现均匀、弥散分布；但是当增强颗粒是细晶时，B4C则会出现团聚。B4C粒径最小的复合材料，屈服强度和断裂强度最高。对增强机制的定量分析表明，B4C颗粒越小，导致的应变梯度增强和热膨胀系数失配增强越大，这与加入B4C会引起几何学上必要的位错相一致。另外，B4C颗粒的空间分布不同，将会导致复合材料的断裂机制不同。

  1. 前言

铝合金金属基复合材料（MMCs）与传统的未增强材料相比，由于其具有高的比重、杨氏模量、良好的耐磨性以及抗疲劳性能，被广泛应用于航空航天、交通运输以及国防领域[1-3]。由于对轻质材料的大量需求，推动了铝基复合材料的进一步研究设计，以提高其机械性能。铝基复合材料的力学性能主要取决于增强相的性质（如：尺寸、形态、体积分数和分布等），同时也取决于Al/增强相的界面性质[4-6]。颗粒增强金属基复合材料通常是通过粉末冶金法（P/M）制备的，与短纤维或晶须增强的复合材料相比，具有各向同性的机械性能[7-9]。碳化硼（B4C）由于其高硬度、低密度、高刚度（维氏硬度 ~ 30GPa，密度 ~ 2.51g/cm3，剪切刚度 ~193GPa）[10-14]，是铝基复合材料理想的增强相之一。此外，调研文献可知，通常选用未进行热处理的铝合金作为基体材料（如Al 5083）[6, 11, 15-17]，这在一定程度上是由于缺乏增强颗粒对析出和时效影响的相关资料。然而，最近的研究报道了析出强化的铝基复合材料的性能[13]。在析出强化的合金中，比如7000系列铝合金，均匀、弥散分布的析出相能够阻碍位错运动，这些析出相是在热处理过程中形成的，并且提供增强效应[18]。相比于其他传统铝合金，7000系列铝合金在室温下强度最高，因此是复合材料基体良好的候选者[10, 19, 20]。因此，我们选择7075铝合金作为我们的研究体系，探究析出强化对Al 7075/B4C铝基复合材料的影响。

以前的文献已经广泛研究了增强颗粒的加入对铝基复合材料力学性能的影响[2, 3, 8, 19, 21-26]。总体而言，提高增强相的体积分数会使得强度提高，但是塑性会有所下降[13, 14, 27]。然而，只有很少数的文章报道了增强相颗粒尺寸和空间分布的作用[23, 26]。在相关研究中，Slipenyuk等人报道了减小增强颗粒的尺寸可以提高材料的屈服强度和拉伸强度[26]。另外的研究关于TiO2弥散增强的7075铝基复合材料的硬度随着TiO2体积分数的增加和粒径的减小而有所提高[19]。然而，这些研究并没有从原理上说明增强颗粒尺寸和分布对整体的增强和形成机制所产生的影响。鉴于缺乏颗粒增强相对力学性能影响的相关理论信息，目前研究工作的目的是针对以下三个问题作出理论解释。首先，铝基复合材料中增强相的体积分数、颗粒尺寸、空间分布之间有什么相互联系？第二，为什么减小增强相的尺寸可以提高强度？这其中潜在的机制是什么？第三，在铝基复合材料中，增强颗粒的空间分布为什么会影响断裂机制？

为了努力解决上述问题，我们选择了三种不同粒径的碳化硼作为7075/B4C铝基复合材料的增强相。对于相同的体积分数，不同的碳化硼粒径也会导致复合材料中增强颗粒的空间分布不同。因此我们的目标是研究7075/B4C铝基复合材料的微观结构，包括碳化硼的空间分布，力学性能，增强机制和断裂机制。就像增强相的化学组成、尺寸、体积分数的选择取决于制备路线的开始阶段，增强颗粒的空间分布和基体/增强相界面的微观结构取决于制备技术[9, 28, 29]。粉末冶金法合成铝基复合材料在热等静压或真空烧结之后通常需要混料以引入增强相[14, 22]。大约550℃热烧结阶段会在Al/B4C界面出现反应产物（AlB2、Al3BC），这不仅会削弱界面强度，还会抑制载荷传递[14, 22]。放电等离子烧结(SPS)也被认为是等离子活化烧结(PAS)，相比于传统的热压或真空烧结，这种烧结方法已成为一种低温快速合成块体材料的有效技术[30, 31]。先前的研究表明，铝基复合材料通过等离子活化烧结在低温下能够阻止不良相的转变和反应[20, 32]。因此，本文我们采用等离子活化烧结制备7075/B4C铝基复合材料。

  1. 实验过程

实验中用到的铝合金基体组成为Al-5.2%Zn-2.28%Mg-1.53%Cu-0.21%Cr（7075铝合金气雾法制得，在中国浙江白念颖生产），中值粒径（D50，粒径的累积分布中恰好为50%的粒径值）为29.3mu;m。我们选择了三种中值粒径不同的B4C粉末作为复合材料的增强相：（1）C1，D50=56.9mu;m，从阿拉丁购买，（2）C2，D50=4.2mu;m，从阿法埃莎购买，（3）C3，D50=2.0mu;m，从阿拉丁购买。三种B4C粉末的形貌如图1所示。粗晶B4C粉末（C1）大多呈现不规则外形（如图1a, 1b），另外两种微米级的B4C粉末（C2和C3）则呈现规则或者类似球形的外形，如图1c, 1d。事实上，尽管C2，C3的粒径均在几个微米级内，但是块体材料中增强颗粒的空间分布却不相同，这点我们将在接下来的部分加以讨论。另外，能够在粗晶B4C粉末中观察到一些原先存在的微裂纹和孔洞（图1b）。7075铝合金粉末与7.5%的B4C粉末在混料机中混料24小时。混料之后，将混合粉末倒入石墨磨具当中，但是不进行预压。使用等离子活化烧结（ED-PAS III）将混合粉末烧结为块体复合材料样品。为尽量降低非理想的相转变，在530℃烧结3分钟。等离子活化烧结过程的其他具体参数在我们之前的文章中有提到[20, 32]。复合材料的固溶处理在466℃进行2小时，之后升温至480℃进行1小时，室温下水淬，随后在120℃时效处理24小时[20, 32]。由C1，C2，C3 B4C粉末制备的复合材料分别记为S1，S2，S3。

7075/B4C铝基复合材料的相对致密度由阿基米德原理测得。样品的显微结构和断面由场发射扫描电子显微镜（FESEM, Quanta-250）观察，显微结构也通过透射电子显微镜（JEM-2100和JEM-2500SE）来观察。用于透射电镜观察的样品要在室温下进行机械剪薄，随后进行离子减薄。使用高度为10mm、直径为5mm的圆柱试样进行压缩实验，压缩测试在室温下使用万能测试系统（US MT810）完成。每种材料分别取三个试样进行测试，取屈服强度、断裂强度、应变的平均值。

图1 三种B4C粉末的扫描电子显微形貌：(a)(b) C1, D50=56.9mu;m；(c) C2, D50=4.2mu;m；(d) C3, D50=2.0mu;m。

  1. 结果

3.1 密度

图2显示了未增强的7075铝合金和三种B4C颗粒增强的7075/B4C铝基复合材料的致密度。三种复合材料（S1，S2，S3）的致密度均较高（＞99.0%），复合材料S3的致密度最高，为99.34%plusmn;70.06%。

图2 不同B4C颗粒增强7075/B4C铝基复合材料的致密度

3.2 压缩性能

不同材料的压缩真实应力应变曲线如图3所示，表1是力学性能汇总。三种复合材料的屈服强度都高于未增强的7075铝基复合材料，但与此同时断裂应变有所下降。颗粒更细小的B4C增强材料（S2，S3）比粗晶B4C颗粒增强复合材料（S1）有更高的屈服强度。但是这几种材料的断裂应变相差并不明显。

图3 三种7075/B4C铝基复合材料的真实压缩应力应变曲线与未增强的7075铝合金的对比

表1 压缩性能汇总

3.3 显微结构

使用扫描电子显微镜来观察三种复合材料中B4C颗粒的空间分布（如图4）。如图4a所示，S1中的B4C增强颗粒呈现相对均匀、弥散的分布，增强相没有出现明显的团聚。然而，却能观察到粗晶B4C颗粒中先前存在的一些裂纹和孔洞（如图4b中的放大图谱）。减小增强相的颗粒尺寸会导致“被套”显微结构[8]，这说明粗晶7075铝基体颗粒（D50=29.3mu;m）被更小的B4C颗粒（D50=2mu;m）所包围。结果，更小的B4C颗粒在7075铝基体中形成团聚。增强相颗粒尺寸减小会明显增大团聚出现的可能，复合材料S2，S3的显微结构证实这一点（如图4c, 4e）。另外，S3中的B4C颗粒趋向于在铝晶粒边界聚集。在烧结过程中，B4C颗粒直接与7075铝基体接触，在Al/B4C界面没有看到明显的裂痕或孔洞。

图4 复合材料中B4C颗粒空间分布的扫描电子显微图谱：(a)(b) S1；(c)(d) S2；(e)(f) S3

我们通过透射电子显微镜来进一步观察S3的微观结构。典型的透射电子显微图谱（图5）表明在7075铝基体和B4C颗粒边界没有孔洞。图5b中的c区域的选区电子衍射如图5c所示，表明是B4C沿晶向的衍射斑点。图5b中的d区域的选区电子衍射如图5d所示，相对应的是Al沿[011]方向呈现面心立方结构。在Al/B4C界面没有出现任何反应相（如文献[4, 16]中报道的Al4C3, Al3BC, AlB10），却观察到了一些点状eta;-MgZn2析出相，长度为150-180nm，如图5b中的红色箭头标注所示。如图5a中的箭头所示，铝基体中也包含盘状析出相，这些析出相被证明是eta;#39;-MgZn2相[20, 33, 34]。

图5 基体/增强相界面明场像；圆形区域的选区电子衍射

另外，在7075铝基体中B4C颗粒附近观察到了高密度位错（图6），这些位错呈现各种各样的几何形态，有位错网、位错墙、直线位错、半圆形位错、缠结位错。铝基体和陶瓷增强相之间的热扩散系数的巨大差异（7075铝合金的热扩散系数为24times;10-6/K，而B4C的热扩散系数为5.6times;10-6/K[27, 34]）导致在淬火过程中增强相/基体界面产生应变差，塑性松弛从而产生位错[35, 36]。在Ashby模型中，认为这种位错是几何必需位错（GNDs）。如图6所示，B4C颗粒会导致铝基体中B4C增强相周围生成几何必需位错。

图6 铝合金基体中B4C颗粒周围分布的高密度位错：(a)位错网络；(b)位错墙；(c)缠结位错；(d)直线位错和半圆形位错

3.4 断

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