深冷時效循環處理鋁基原位復合材料的顯微組織和力學性能研究論文
7xxx 系鋁合金為Al-Zn-Mg-Cu 合金，是航空航天領域使用的一種重要金屬材料，具有超高強度和良好塑性，在合金基礎上對其進行原位顆粒增強的目的在于進一步提高合金的力學性能，以進一步提高合金的安全使用下限值。一般地變形鋁合金在原位復合澆鑄完成后需進行擠壓或者軋制，再實施固溶與時效常規熱處理，但常出現時效過程中應力釋放不完全、材料的力學性能提高幅度有限的問題。
深冷處理又稱超低溫處理，通常以液氮為介質將材料置于100 ℃以下，通過調節不同冷處理參數對材料進行改性調控。目前，國外深冷處理工藝一般使用在鋼的工業生產中，鋼材在冷處理過程中發生殘余奧氏體向馬氏體的轉變，從而提高鋼材的力學性能，而深冷處理在鋁合金等有色金屬、合金及其復合材料中的研究尚未成熟，特別是對低溫處理過程中的相變特征、材料的顯微組織演變規律等的報道還有待完善。崔光華研究了深冷處理對SiCp 顆粒增強鋁基復合材料性能的影響，發現一次深冷處理后復合材料的抗拉強度和屈服強度均提高了約10%，硬度提高了12%;同時深冷處理降低了由于顆粒和基體熱膨脹系數不匹配而在外界引入的熱錯配應力，降低了復合材料的界面熱阻，提高了熱導率。王秋成等研究了深冷處理對7050 鋁合金殘余應力的影響，發現將鋁合金構件浸入液氮中進行深冷后，鋁合金內部的.殘余應力消除率達到58%。本文作者以原位顆粒增強7055鋁基復合材料作為研究對象，采用深冷時效循環處理方法，研究不同降溫速度、處理時間和循環次數下復合材料的顯微組織演變規律和性能特性，為探索深冷處理技術在高性能新材料研發領域的應用提供實驗數據和理論基礎。
1 實驗
制備復合材料的原料包括工業7055 鋁合金、氟鋯酸鉀(K2ZrF6)、氟鈦酸鉀(K2TiF6)等。將7055 鋁合金置于中頻感應爐中熔煉，同時將K2ZrF6 和K2TiF6 在250 ℃下進行烘干，然后在740~750 ℃下用石墨鐘罩將反應物壓入熔體中進行原位反應，持續2~3 min 后進行精煉、細化、扒渣，在710~720 ℃時進行澆鑄。對鑄件進行(450 ℃，24 h)的均質熱處理后進行擠壓比為16:1 的熱擠壓和T6 熱處理，之后對試樣進行不同參數下的深冷時效循環處理(CACT)。圖1 所示為深冷處理箱的結構示意圖。實驗裝置設備采用了對流換熱冷卻系統，即液氮經噴管噴出以后在深冷箱內直接產生氣化，利用氣化潛熱以及低溫氮氣吸熱，使工件得到降溫，并通過液氮輸入量的控制和設備內部的風機轉速來控制降溫速度，從而可以調節處理溫度和降溫速度。
深冷時效循環處理主要考察降溫速度(v)、處理時間(t)和循環次數(N)3 個因素對復合材料顯微組織和性能的影響。特別指出循環次數不是簡單的重復深冷處理，而是每次深冷處理結束后，還要將試樣升溫到一定溫度進行保溫，類似時效過程。
由于CACT 的研究涉及3 個因素，每個因素又設計了3 個水平，因此采用L9(34)正交實驗設計法來設計實驗。觀察CACT 后復合材料的顯微組織，并測試復合材料的力學性能，再按照表1 分析實驗結果，優化參數組合，并進行CACT 的作用機制分析。采用ThermoCALC 軟件計算深冷處理過程中物相的質量變化;采用DSC204 示差掃描量熱儀研究深冷時效過程可能發生的相變，升溫制度為：先從室溫降溫至深冷處理溫度，然后再升溫至時效溫度。采用帶有能譜儀(EDS)的JSM7001F 型掃描電子顯微鏡觀察復合材料中顆粒新貌和大小;采用JEOLJEM2100(HR)透射電鏡觀察顯微組織中的析出相特征，用D/max2500PC型XRD測試半高寬值以獲得試樣內部的位錯密度。
2 結果與討論
2.1 深冷時效循環處理復合材料過程中的相變
從冷處理溫度升溫過程中樣品在108 ℃左右時均會出現一個明顯的放熱峰，因此可知在108 ℃會有新相的生成，并在此之后生成的新相逐步溶解，即低溫處理改變了復合材料的相變過程。
輔以ThermoCalc 計算結果討論相變過程。基體和Al2CuMg(S 相)在室溫到深冷處理溫度(77~300 K)時物相含量與溫度關系。
由圖6 可見，升溫過程中從77 K 升溫至165 K 階段，基體含量(BPN)逐漸減小;從165 K 繼續升溫時，基體含量增加，說明在77 K 升溫到165 K 過程中，基體中的鋁被逐漸消耗生成了其他相。觀察發現Al2CuMg(S 相)的質量變化規律與基體正好相反，即從77 K 升溫到165 K 過程中Al2CuMg 質量逐漸增加，當溫度高于165 K 時，Al2CuMg 質量下降。結合熱分析和熱計算結果說明：165 K 時發生的放熱相變，是基體中的Al 元素結合Cu 和Mg 元素生成Al2CuMg的過程，是從77 K 開始到165 K 左右結束;隨著溫度繼續升高，S 相逐步溶解。關于S 相在深冷處理過程中的行為特征還有待深入研究。
2.2 深冷時效循環處理后復合材料的顯微組織
按照正交實驗分析方法研究v，t，N 3 個因子3個水平的分別作用效果，按照析出相數量由多到少的順序依次為：v1、v2、v3;t1、t2、t3;N1、N2、N3。A1-Zn-Mg-Cu系合金時效過程中沉淀相析出順序為：α相(過飽和固溶體)→GP 區→η′相(MgZn2)→η相(MgZn2)，在冷處理條件下，析出相主要組分是MgZn2。MgZn2 有兩種存在狀態：一種是非平衡的MgZn2 相，即η′相，與基體半共格，是主要強化相，呈針狀(見圖7(f)中位置A);第二種存在狀態是平衡的MgZn2 相，即η相，呈六方結構，與基體非共格，呈片狀或塊狀(見圖7(h)中位置B)。η相穩定，但是硬度較小，強化作用不夠顯著。正交分析結果表明：當v 從1、5 增加到10 ℃/min、t從24、36 增加到48 h 時，低硬度的η穩定相數量增多，成為主要強化相。
通過Thermo-calc 軟件計算得到的MgZn2 相在300~77K 間質量分數與溫度的關系，此時MgZn2 相平均質量分數為6.5%。平衡降溫過程中MgZn2 相的析出量有所減少，降幅為0.5%~1%。通過熱力學分析可知，隨著溫度的下降，合金元素Mg 和Zn 在合金中溶解度下降，會同時增加內部結構的穩定程度，有助于提高材料的尺寸穩定性和耐磨性等與材料內部能量狀態有關的物理化學性能。特別地，當溫度升高到300 K 時，質量分數為0.5%~1%的細小MgZn2 相會沿著孔洞再次析出。盡管質量分數的變化絕對值只有0.5%~1%，但是因為MgZn2 相尺寸細小，所以仍保持著較高的體積分數;而且在較低溫條件下，原子擴散速度慢、距離短，不利于MgZn2 相的長大，會導致新析出相尺寸減小。
2.3 深冷處理后復合材料的力學性能
深冷時效循環處理后復合材料的力學性能的正交實驗原始結果，其中試樣0 為未進行深冷的空白樣品，FWHM 是XRD 衍射結果中的半高寬值。可以看出經深冷處理后材料抗拉強度和沖擊韌性有小幅增加，伸長率得到較大幅度的提升。從平均效果看，CACT 復合材料較空白樣品試樣的抗拉強度提高14.7%，伸長率提高50%，沖擊韌性提高10.9%。表3 所列為深冷時效循環處理后復合材料力學性能正交處理的分析結果。根據正交實驗分析結果可知：深冷時效循環處理復合材料具有高強度和高沖擊韌性特征的優化工藝參數為：v=1 ℃/min，N=1(或2)，t=24h ; 復合材料具有高塑性的優化工藝參數為：v=10 ℃/min，N=1，t=36 h。
2.4 拉伸斷口形貌
經深冷處理前后復合材料的拉伸斷口SEM 。，未經冷處理的復合材料的拉伸端口韌窩較少，有較大范圍的脆性斷裂平臺，同時可以看到脆性斷裂裂紋，斷裂類型為韌窩和準解理型的混合型斷裂特征。
經深冷處理的復合材料韌窩數量明顯增多，而且在局部區域呈現出大量細小韌窩，未發現脆性斷裂平臺、斷裂裂紋等脆性斷裂特征，為典型的韌窩型斷裂特征(見圖10(b)中區域F)。因此，從拉伸斷口SEM 像可以看出，深冷處理后的樣品較之未深冷處理樣品呈現出更好的韌性，從拉伸數據上分析，則表現在較好的伸長率，這與上述拉伸數據的結果是吻合的。
3 結論
1) 在深冷時效處理過程中， 熱分析觀察到Al3(Ti0.5Zr0.5)鋁基復合材料在165 K 左右時內部出現相變， 通過熱計算分析認為此時生成了大量Al2CuMg(S 相)。
2) 深冷處理后，復合材料內部的細小析出相明顯增多，分析認為主要是η相(MgZn2)和η′相(MgZn2′);基體析出相以高硬度的η′相為主要增強相，隨著深冷程度的增加(即降溫速度v 增加，處理時間t 延長，循環次數N 增多)，基體中的η′相含量減少，低硬度的η相含量增多， 可得深冷處理強韌化適合緩慢減溫(1 ℃/min)，處理時間不宜過長(不超過24 h)，且循環次數不宜過多(不超過2 次)。
3) 深冷處理后復合材料的力學性能得到增強，與未深冷處理材料相比，平均抗拉強度提高了14.7%，伸長率提高50%，沖擊韌性提高10.9%。當復合材料的強度和韌性最高時對應的優化參數為：v=1 ℃/min、t=24 h、N=1(或2);當復合材料的延伸率最高時對應的優化參數為：v=10 ℃/min、t=36 h、N=1。
4) 強韌化機制為析出相強化、位錯強化和細晶強化。未經深冷處理樣品的拉伸斷口為韌窩和準解理型的混合拉伸斷口，深冷處理后樣品的拉伸斷口為典型的韌窩型拉伸斷口。
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