原標(biāo)題：熱處理對(duì)擠壓鑄造SiCp/ZL101鋁復(fù)合材料組織與性能的影響

摘要：通過半固態(tài)機(jī)械攪拌法和近液相線法制備了SiCp(um級(jí))質(zhì)量分?jǐn)?shù)為3%的ZL101鋁合金半固態(tài)坯料，對(duì)坯料二次加熱后擠壓獲得SiCp/ZL101鋁復(fù)合材料。研究了固溶和時(shí)效處理對(duì)復(fù)合材料顯微組織和性能的影響。結(jié)果表明，擠壓制備的SiCp/ZL101復(fù)合材料顯微組織為近球形的α-Al、長條狀的共晶Si組織，以及多邊形的SiC顆粒。經(jīng)過固溶處理后，共晶Si轉(zhuǎn)變?yōu)榻驙?；時(shí)效處理后，基體和第二相界面的析出相數(shù)量增加，復(fù)合材料抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度和伸長率分別達(dá)到了320MPa、244MPa和6.91%，顯微硬度（HV）為114；復(fù)合材料的斷裂由微孔聚集型斷裂轉(zhuǎn)變?yōu)闇?zhǔn)解理斷裂。

半固態(tài)技術(shù)具有流程短，能耗低，可以一次性近凈成形等優(yōu)點(diǎn)，非常適合生產(chǎn)具有較寬液固相線區(qū)間以及良好流動(dòng)性的鑄造合金。鑄造鋁合金中，最常用的Al-Si合金具有較好的綜合性能，良好的流動(dòng)性，較小的收縮、熱裂及冷裂傾向性，較小的偏析和吸氣性，以及較低的成本，因此被廣泛應(yīng)用于航空航天、電子、汽車等行業(yè)。但是Al-Si合金強(qiáng)度較低，一般用來制作形狀復(fù)雜但性能要求不高的零件，近液相線法操作便捷，節(jié)約能源，但因鑄造溫度較低，材料性能難免比傳統(tǒng)鑄造稍差，因此一般經(jīng)擠壓鑄造后使用。有研究表明，采用近液相線鑄造法和觸變模鍛技術(shù)制備的半固態(tài)AlSi7Mg，T6處理后抗拉強(qiáng)度僅達(dá)到216MPa，因此，鋁合金材料的應(yīng)用范圍受到了限制。通過添加增強(qiáng)相提高鑄造鋁合金強(qiáng)度是一種常用做法，肖攀等[4]通過高能球磨和攪拌鑄造法制備了納米SiC/AlSi7Mg復(fù)合材料，在100MPa壓力下成形后的復(fù)合材料拉伸性能達(dá)到了233 MPa；胡坤采用機(jī)械攪拌超聲處理法制備了納米SiCp增強(qiáng)AlSi7Mg復(fù)合材料，經(jīng)T6熱處理抗拉強(qiáng)度和伸長率達(dá)到了335MPa和5.6%，獲得了較好性能。但是，目前對(duì)半固態(tài)觸變成形SiCp增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料研究較少。

本研究通過機(jī)械攪拌、半固態(tài)擠壓制備了SiCp/ZL101鋁基復(fù)合材料，研究了熱處理工藝對(duì)擠壓鑄造復(fù)合材料組織與性能的影響，從而為SiCp/ZL101鋁復(fù)合材料在工業(yè)上的廣泛應(yīng)用提供理論依據(jù)。

1、試驗(yàn)材料及方法

采用Al-12Si鋁合金，微米級(jí)SiCp(10μm)、純鎂(純度為99.9%)、純鋁(純度為99.9%),制備SiCp/ZL101鋁復(fù)合材料。首先將SiCp置于電阻爐中進(jìn)行1000 oC×2 h預(yù)氧化處理，和鋁粉混合放入球磨機(jī)進(jìn)行預(yù)分散，然后冷壓成塊；然后制備過程為將Al-12Si合金和純鋁按比例放入石墨坩堝內(nèi)，在CO2+SF6氣氛保護(hù)下的井式電阻爐中加熱至680 ℃，完全熔化后扒渣，加入鎂塊并攪拌均勻，再升溫至740 ℃，加入質(zhì)量分?jǐn)?shù)為1%的C2Cl6精煉20 min，加入Al-10Sr中間合金進(jìn)行變質(zhì)，降溫至600 ℃，加入預(yù)熱的預(yù)氧化SiC預(yù)制塊體并攪拌為30 min，轉(zhuǎn)速為300 r/min，然后保溫30 min后倒入200 ℃預(yù)熱的模具中得到半固態(tài)坯料。于450T液壓機(jī)上二次加熱并擠壓成形，加熱溫度為600 ℃，保溫45 min，擠壓力為2000 kN，擠壓速度為1 mm/s，保壓10 s。取出得到SiCp/ZL101鋁復(fù)合材料，其成分見表1。

表1:SiCp/ZL101復(fù)合材料的成分 %

將SiCp/ZL101鋁復(fù)合材料進(jìn)行535 ℃×6 h保溫后淬入70 ℃水中，再進(jìn)行150 ℃×6 h的時(shí)效處理。

將得到的試樣進(jìn)行打磨，拋光，使用體積分?jǐn)?shù)為0.5%的HF水溶液對(duì)試樣進(jìn)行腐蝕；用Leica 6000M光學(xué)顯微鏡對(duì)試樣組織進(jìn)行顯微組織觀察；用LYR3 TESCAN掃描電鏡對(duì)試樣進(jìn)行顯微組織掃描和能譜分析，對(duì)拉伸試樣進(jìn)行斷口掃描；使用萬能拉伸試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行力學(xué)性能測(cè)試；使用華銀顯微硬度儀對(duì)進(jìn)行硬度測(cè)試。

2、試驗(yàn)結(jié)果及分析

2.1微觀組織分析

圖1是SiCp/ZL101鋁復(fù)合材料的SEM及能譜圖?？梢钥闯?，復(fù)合材料的界面處主要存在著Al、Si、Mg元素。Al主要分布在晶粒內(nèi)部，分布于基體內(nèi)的SiC顆粒被氧（O）包圍，從圖1c、圖1e和圖1f看出，Si，O和C聚集位置相同，這說明經(jīng)預(yù)氧化的SiC表面的SiO2起到了阻礙有害相Al4C3生成的作用。比較Si和Mg的分布（見圖1c和圖1d），發(fā)現(xiàn)Mg和Si在晶內(nèi)晶界處的含量有較大差異，推測(cè)可能是以Mg2Si相的形式存在于晶界處。

（a）SEM組織；(b) Al；(c) Si；(d) Mg；(e) O；(f) C圖1 SiCp/ZL101鋁復(fù)合材料掃描顯微組織和元素分布能譜圖

圖2為SiCp/ZL101鋁復(fù)合材料顯微組織，圖3為對(duì)應(yīng)的復(fù)合材料高倍下的SEM組織。從圖2a和圖3a可知，復(fù)合材料的顯微組織為α-Al+共晶Si+SiC顆粒，α-Al呈近球形，晶界處均勻分布著SiCp，晶界處的多數(shù)共晶Si呈針形或條形，部分依附在SiCp表面形核，這表明SiCp和基體結(jié)合良好。比較圖2a和圖2b可發(fā)現(xiàn)，擠壓過程使近球狀的α-Al發(fā)生變形，共晶Si相沒有明顯變化。但是在經(jīng)過固溶處理（見圖2c）后，變形的晶粒均出現(xiàn)了不同程度的球化，個(gè)別晶粒出現(xiàn)了長大；與之對(duì)應(yīng)的圖3c分析可知，晶界處的共晶Si發(fā)生了從長條狀和針形到短棒狀和球形的變化，這是因?yàn)樵诠倘芴幚淼倪^程中，共晶Si發(fā)生部分溶解，并通過擴(kuò)散行為完成球化過程。對(duì)比進(jìn)行固溶+時(shí)效處理（見圖2d和圖3d），發(fā)現(xiàn)晶界處和SiC表面析出物數(shù)量變多，這是因?yàn)樵诠倘艽慊疬^程中，合金內(nèi)部產(chǎn)生大量空位，Si、Mg原子均可通過空位快速擴(kuò)散，Si原子和Mg原子易形成團(tuán)簇，在后續(xù)時(shí)效狀態(tài)下，隨著時(shí)間的延長，二次析出的細(xì)小Si相逐漸在SiCp表面形核長大。

(a)坯料；(b)擠壓；(c)固溶；(d)固溶+時(shí)效圖2 SiCp/ZL101復(fù)合材料顯微組織

(a)坯料;(b)擠壓;(c)固溶;(d)固溶+時(shí)效圖3SiCp/ZL101復(fù)合材料SEM顯微組織：

2.2 力學(xué)性能

圖4為不同條件下擠壓鑄造SiCp/ZL101復(fù)合材料的力學(xué)性能。可以看出，熱處理前的復(fù)合材料屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度、伸長率分別為113MPa、162MPa、11.90%，經(jīng)過固溶處理后，分別為161MPa、282MPa、9.85%，屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度分別增長了42.48%，74.07%，伸長率下降了17.23%；固溶+時(shí)效處理后，復(fù)合材料力學(xué)性能進(jìn)一步增加，屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度分別為244MPa，320MPa，增長了51.55%，13.48%，伸長率則明顯下降，為6.91%，降低了29.85%。

比較擠壓狀態(tài)和固溶態(tài)復(fù)合材料性能發(fā)現(xiàn)，經(jīng)過固溶處理后，其屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度增幅均較大，這是因?yàn)?，?fù)合材料經(jīng)固溶處理后，殘余應(yīng)力下降，而且因?yàn)镾iCp與基體之間的熱膨脹系數(shù)不同，導(dǎo)致淬火過程中SiCp與基體之間產(chǎn)生了大量的位錯(cuò)，這些位錯(cuò)環(huán)繞在SiCp周圍，使基體晶格畸變程度增高，提高了合金強(qiáng)度，并且在合金受力過程中，這些位錯(cuò)因?yàn)镾iCp的釘扎作用而難以移動(dòng)，提高了合金的變形抗力。固溶過程使共晶Si形態(tài)發(fā)生轉(zhuǎn)變，因?yàn)楣簿^(qū)是裂紋誘導(dǎo)區(qū)，對(duì)裂紋的產(chǎn)生和擴(kuò)展有很大的影響；共晶Si由針狀和條狀轉(zhuǎn)變?yōu)榍驙睿蟠蠼档土斯簿i組織和α-Al基體之間的接觸面積，從而抑制了裂紋的產(chǎn)生。此外，α-Al中的Mg含量也對(duì)復(fù)合材料力學(xué)性能有較明顯的影響，有研究表明,復(fù)合材料的屈服強(qiáng)度與溶于α-Al相的Mg含量的平方根呈正比，說明固溶過程使晶界處的Mg2Si進(jìn)入基體合金，增加了基體合金中的Mg含量。以上因素使材料的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度有了較大的提升。

比較固溶狀態(tài)和固溶+時(shí)效狀態(tài)復(fù)合材料性能發(fā)現(xiàn)，其屈服強(qiáng)度增加幅度大，為51.55%，抗拉強(qiáng)度增幅較小，為13.48%。這是因?yàn)?，雖然兩種熱處理后的共晶組織(α-Al+Si)微觀形貌沒有發(fā)生明顯變化，但時(shí)效過程促進(jìn)了固溶體中溶質(zhì)原子Mg和Si的析出，聚集的溶質(zhì)原子團(tuán)簇尺寸非常細(xì)小，與基體呈半共格關(guān)系，使共價(jià)鍵的結(jié)合能力也更強(qiáng)，位錯(cuò)開動(dòng)的阻力也相應(yīng)增大，因此使復(fù)合材料對(duì)塑性變形的抵抗力大幅提升，表現(xiàn)為屈服強(qiáng)度的增加；時(shí)效過程中產(chǎn)生的Mg、Si原子團(tuán)簇，細(xì)小Si相彌散分布，對(duì)合金的抗拉強(qiáng)度也產(chǎn)生了一定的影響。

圖4:擠壓鑄造及不同熱處理后SiCp/ZL101鋁復(fù)合材料力學(xué)性能

圖5是不同熱處理?xiàng)l件下的SiCp/ZL101鋁復(fù)合材料拉伸斷口形貌。從圖5a可以看出，經(jīng)過擠壓鑄造后的復(fù)合材料斷口特征是典型的塑性斷裂，界面上分布著大量的大小不等的韌窩，韌窩尺寸較大，而且比較深，撕裂棱很明顯，韌窩內(nèi)部有平整的共晶Si相界面，這是因?yàn)樵诶煸囼?yàn)過程中，因?yàn)榫Ы缣幦毕葺^多，且條共晶Si相力學(xué)性能較基體更差，微裂紋產(chǎn)生于條狀共晶Si相內(nèi)部，并在擴(kuò)展的過程中穿過第二相形成韌窩，因此復(fù)合材料強(qiáng)度較低。固溶處理后（見圖5b）斷口形貌仍以韌窩為主，韌窩變得均勻，而且尺寸明顯變小，撕裂棱數(shù)量減少，因此復(fù)合材料強(qiáng)度有明顯的提升而塑性變化不大。

(a)擠壓(b)固溶(c)固溶+時(shí)效 圖5 SiCp/ZL101復(fù)合材料斷口形貌

經(jīng)過固溶+時(shí)效處理的復(fù)合材料斷口（見圖5c）形貌，在韌窩內(nèi)發(fā)現(xiàn)了第二相顆粒，這說明經(jīng)過固溶時(shí)效處理后，微裂紋沿第二相的界面形核并擴(kuò)展，因此第二相顆粒能比較完整地留存在韌窩一側(cè)。斷口處可觀察到類解理小平面，韌窩和撕裂棱，呈現(xiàn)出明顯的準(zhǔn)解理斷裂特征。這可能是時(shí)效過程析出的Si相和形成的原子聚集區(qū)改變了材料斷裂方式，從而導(dǎo)致材料的塑性大幅下降。此外，在SiCp上觀察到了裂紋和斷口（見圖5c右下），這說明加入的SiC顆粒在承擔(dān)應(yīng)力和阻礙裂紋擴(kuò)展的過程中起到了重要作用。

圖6為SiCp/ZL101鋁是復(fù)合材料在不同熱處理?xiàng)l件下的硬度。結(jié)果表明，擠壓態(tài)復(fù)合材料硬度（HV）為61.7，固溶處理后硬度提升至106.1，固溶+時(shí)效處理后達(dá)到114。原因是淬火過程產(chǎn)生了過飽和固溶體以及大量空位，后續(xù)發(fā)生自然時(shí)效，過飽和固溶體向平衡態(tài)轉(zhuǎn)變，空位的存在促進(jìn)了溶質(zhì)原子的偏聚從而形成硬化區(qū)，沉淀硬化使復(fù)合材料硬度明顯增加。而固溶+時(shí)效處理過程中因?yàn)檫M(jìn)行了人工時(shí)效，較高的時(shí)效溫度促進(jìn)了溶質(zhì)原子的擴(kuò)散和偏聚以及后續(xù)二次Si相的析出，使材料硬度進(jìn)一步提升。

圖6:SiCp/ZL101鋁復(fù)合材料在不同熱處理?xiàng)l件下的顯微硬度

3、結(jié)論

（1）使用半固態(tài)機(jī)械攪拌和近液相線技術(shù)成功制備的SiCp/ZL101鋁復(fù)合材料，顯微組織為近球形的α-Al和共晶Si組織，SiC能較為均勻地分散在基體中；二次加熱后擠壓獲得SiCp/ZL101復(fù)合材料。

（2）經(jīng)過固溶處理的SiCp/ZL101復(fù)合材料顯微組織中共晶Si的形態(tài)發(fā)生了明顯的轉(zhuǎn)變，由長條狀轉(zhuǎn)變?yōu)榍驙睿M(jìn)行時(shí)效處理后，基體和增強(qiáng)相界面的析出相數(shù)量增加。

（3）固溶+時(shí)效處理后的SiCp/ZL101復(fù)合材料抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度和伸長率達(dá)到了320MPa、244MPa和6.91%，硬度（HV）達(dá)到114；斷裂機(jī)理由微孔聚集型斷裂轉(zhuǎn)變?yōu)闇?zhǔn)解理斷裂，時(shí)效過程析出的第二相和產(chǎn)生的原子聚集區(qū)可能是導(dǎo)致材料塑性大幅下降的原因。

作者：

段狀正 游志勇 蔣傲雪 喬崗平 劉濤 趙薛生
太原理工大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院

本文來自:《特種鑄造及有色合金》雜志2021年第41卷第06期