固溶温度及SiC含量对粉末冶金SiC/Al-Mg基复合材料组织与性能的影响

沈茹娟，周鹏飞，肖代红

(1.中南大学轻质高强结构材料国家重点试验室，长沙410083；2.中南大学粉末冶金国家重点实验室，长沙410083)

固溶温度及SiC含量对粉末冶金SiC/Al-Mg基复合材料组织与性能的影响

沈茹娟1,2，周鹏飞1,2，肖代红1,2

(1.中南大学轻质高强结构材料国家重点试验室，长沙410083；2.中南大学粉末冶金国家重点实验室，长沙410083)

以SiC颗粒为增强体，Al-Mg-Cu-Fe-Sn合金作为基体合金，采用真空热压再热挤压的方法制备SiC/Al-Mg基复合材料，然后进行固溶和时效热处理，通过扫描电镜观察热压与挤压态材料的形貌，测试时效态材料的维氏硬度、拉伸性能，并进行电化学腐蚀实验，研究固溶温度及SiC颗粒含量(体积分数，下同)对该复合材料的显微组织与性能的影响。结果表明：随SiC颗粒含量增加，SiC/Al-Mg其复合材料的抗拉强度明显提高，材料在拉伸过程中的Serration现象减弱，10%SiC/Al-Mg基复合材料的屈服强度从基体合金的57MPa提高到246MPa，而伸长率从23.5%降低到6.0%。随固溶处理温度从400℃升高到570℃，材料的硬度先升高后降低，在固溶温度为500℃时，10%SiC/Al-Mg基复合材料的硬度HV达到92。粉末冶金SiC/Al-Mg基复合材料的腐蚀行为除了受SiC含量影响外，还与固溶温度有关。

粉末冶金；铝基复合材料；固溶温度；碳化硅颗粒；显微组织；力学性能；腐蚀行为

SiC颗粒增强铝基复合材料具有高的比强度与比刚度、优良的耐磨性以及低密度等优点，被认为是航空航天和汽车工业中最优秀的结构材料之一，人们对该类材料的研究主要集中在SiC颗粒的特征、铝基体选择及制备工艺对复合材料组织与性能的影响[1−3]。铝基体包括纯铝、Al-Cu系、Al-Zn系以及Al-Mg系等，其中Al-Mg系合金是一种典型的可热处理强化的中强铝合金，可通过Si与Cu的微合金化进一步调控其组织与性能。SiC颗粒增强Al-Mg系复合材料通常采用熔铸法(包括熔渗法、压铸法、重力铸造法等)制备，将基体合金预先熔化，然后将SiC颗粒加入到熔体中，或者把熔体加入到预先制备好的SiC坯体中，该方法的主要特点是生产工艺相对简单[4−7]，缺点是SiC在基体中分布不均匀[8−9]。粉末冶金法作为一种先进的材料制备方法，在SiC颗粒增强Al-Mg基复合材料的制备中得到了研究和应用[10−14]。ASGHARZADEH等[10]研究表明SiC颗粒的添加导致SiC/Al-1.0Mg-0.6Si-0.2Cu-0.1Fe(质量分数，下同)合金的密度降低。兖利鹏等[12]研究了SiC颗粒体积分数为25%~35%的SiCp/ Al-1.0Mg-0.6Si-0.2Cu基复合材料，随SiC含量增加，增强体出现团聚倾向，复合材料的致密度和热膨胀系数均降低，而抗拉强度先增大后减小。粉末冶金SiC颗粒增强Al-Mg基复合材料的性能，除了受SiC颗粒尺寸及体积分数、基体合金成分与烧结工艺等影响外，还受复合材料的后续形变热处理工艺的影响，例如固溶时效工艺等，但关于固溶温度对SiC/Al基复合材料的影响极少有文献报道，为此本文作者以雾化法制备的预合金化球形Al-Mg基合金粉和SiC颗粒为原料，采用粉末冶金热压法及热挤压工艺制备SiC/Al-Mg基合金复合材料，并进一步进行固溶热处理，研究固溶温度及SiC含量对复合材料的组织、力学性能及腐蚀行为的影响，以便为工业生产提供可行性参考。

1 实验

以雾化法制备的Al-Mg基预合金粉末(化学成分为Al-0.64Mg-0.60Cu-0.22Fe-0.36Sn-0.18Zn-0.04Si(质量分数))和SiC粉末为原料，采用真空热压及热挤压法制备SiCp体积分数分别为0，5%和10%的SiC/Al-Mg基合金复合材料。将这3种不同成分的材料分别标记为Sample 1(不含SiC)，Sample 2(5%SiC)和Sample 3(10%SiC)。Al-Mg基预合金粉与SiC颗粒的平均粒径分别为20μm与10μm，SEM形貌如图1所示。

将基体合金粉与SiC颗粒装入球磨罐，加入无水乙醇作为球磨介质，在行星式球磨机上进行混合球磨，球磨转速为300 r/min，球料质量比为4:1，球磨时间为16 h。将球磨后的粉末浆料在真空干燥箱中干燥，然后在300~400MPa压力下压制成直径为50 mm的圆柱形压坯，再在600℃温度下真空热压2 h。采用10:1的挤压比将热压后的样品进行热挤压，然后分别在400，450，500，550以及570℃下固溶处理5 h后水淬，再在150℃下时效7.5 h。

在Micromets 5104维氏硬度计上测定复合材料的维氏硬度，每个样品测5个点，取平均值。把500℃固溶处理并在150℃下时效处理后的样品线切割成尺寸为15.0 mm×3.5 mm×2.0 mm的拉伸试样，在Instron3369力学试验机上进行室温拉伸实验，拉伸速率为1mm/min。用FEI Nano230型扫描电镜观察热压态及拉伸断口形貌，并沿挤压方向观察挤压态材料的形貌。用CHI660电化学工作站测量时效态材料在3.5%NaCl溶液中的塔菲尔曲线，研究复合材料的腐蚀行为特征。

图1 Al-Mg基预合金粉末与SiC颗粒的SEM形貌Fig.1SEM images of pre-alloyed powder(a)and SiC particles(b)

2 结果与讨论

2.1 烧结态SiCp/Al-Mg基复合材料

图2 不同SiC含量的SiCp/Al-Mg基合金复合材料的SEM形貌Fig.2SEM images of SiCp/Al-Mg composites with different SiC contents(a)Sample 1(No SiC);(b)Sample 2(5%SiC); (c)Sample 3(10%SiC)

图2 所示为真空热压法制备的SiC颗粒含量(体积分数，下同)分别为0，5%和10%的SiCp/Al-Mg基合金复合材料显微形貌。由图2可见这3种材料的孔洞等缺陷都较少，致密度较高，采用排水法测得其相对密度均达到95%以上。同时从图2(a)看到Sample 1中有一些微小的孔洞，这些孔洞是由于热压烧结过程中粉末表面吸附的氧等气体没有完全排除而形成的[10]。而从图2(b)和(c)看到：SiC颗粒分布较均匀，没有发生明显的团聚现象，微小气孔数量相对Sample 1明显减少，表明SiC颗粒的添加有助于提高材料的致密度。在高倍扫描电镜下的观察结果表明，SiC颗粒和铝基体没有发生明显的界面反应。

2.2 挤压态复合材料

图3所示为挤压方向下观察的SiCp/Al-Mg基复合材料SEM形貌。由图3可见经过热挤压变形后基体晶粒发生细化，组织成纤维状。含5%SiC颗粒的Sample 2经过热挤压后，SiC颗粒发生重新分布，因SiC颗粒是硬质脆性陶瓷颗粒，在挤压过程中部分破碎。SiC颗粒含量为10%的Sample 3中SiC呈纤维状分布，部分发生团聚。

2.3 时效态复合材料

2.3.1 硬度

图4所示为SiC体积分数分别为0，5%和10%的SiCp/Al-Mg基合金复合材料在不同温度下固溶并时效处理后的硬度。挤压态材料经过相同的固溶时效热处理后，硬度随SiC颗粒含量增加而明显提高。例如，在挤压态下的Sample 2与Sample 3的硬度HV分别为62和73，比Sample 1分别提高19%和21%，这是由于SiC颗粒作为增强体相，起到了弥散强化的作用，这与文献[13]报道的结果类似。固溶温度对材料硬度有明显的影响，经过400℃固溶时效处理后，3种材料的维氏硬度相对挤压态均有不同程度的降低，这是由于经过固溶处理，材料中原有的位错密度降低，导致固溶强化效果减弱，尽管固溶处理后进行了时效处理，但因为固溶温度低，淬火后材料中的过饱和度低，使得时效析出相的体积分数较小，没有明显的时效析出强化效应。随固溶温度升高，时效态材料的硬度增大，当固溶温度达到500℃时，3种材料的时效态硬度均达到最大值，其中Sample 2与Sample 3的硬度均比挤压态材料的硬度提高20%以上，而Sample 1的硬度提高幅度较小，与挤压态硬度接近，表明SiCp/Al-Mg基合金复合材料有明显的固溶时效热处理效应，而基体合金则不明显。当固溶温度提高到550℃时，Sample 1和Sample 2的硬度都明显降低，Sample 3的硬度降低不明显。当固溶温度升至575℃时，材料的硬度进一步降低，同时发现材料发生过烧现象。综上所述，随SiC颗粒的体积分数增加，SiC/Al-Mg-Cu-Fe-Sn合金复合材料的固溶时效热处理效应提高。

图3 挤压态SiCp/Al-Mg基复合材料的SEM形貌Fig.3SEM images of as-extruded SiC/Al-Mg based composites (a)Sample 1;(b)Sample 2;(c)Sample 3

2.3.2 拉伸性能

图4 固溶温度与SiC含量对SiCp/Al-Mg基复合材料硬度的影响Fig.4Effects of solution temperature and SiC content on Vickers-hardness of SiCp/Al-Mg based composites

表1 热处理态SiCp/Al-Mg其复合材料的拉伸性能Table 4Tensile properties of the SiCp/Al-Mg based composites with different SiC contents

表1所列为经过500℃固溶淬火处理并时效后的SiCp/Al-Mg-Cu-Fe-Sn复合材料的拉伸性能。从表1看出：Sample 2的抗拉强度(σb)从基体合金的145MPa提高至301MPa；而Sample 3的抗拉强度也提高100%以上；Sample 2与Sample 3的屈服强度比Sample 1分别提高285%和332%，显示出添加SiC颗粒有助于提高Al-Mg-Cu-Fe-Sn合金的强度，这与图4中500℃固溶时效测试的硬度结果类似。表1也显示Al-Mg-Cu-Fe-Sn合金中添加10%SiC颗粒后，伸长率从23%降低到6.0%。图5所示为SiCp/Al-Mg基合金复合材料的典型应力–应变曲线，由图可见3种材料均经历加工硬化、屈服及塑性变形阶段，但基体合金在拉伸过程中出现锯齿现象(Serration现象)，而Sample 2和Sample 3却没有出现此现象。其它Al-Mg系合金也存在锯齿现象，例如JUSTIN[15]对Al-4.45Mg-0.65Mn-0.15Cr铝合金进行拉伸实验时，在低应变速率下出现明显的Serration现象，认为这种现象是由于溶质原子在位错线上偏聚和突然释放造成的。含SiC颗粒的材料的应力−应变曲线中的Serration现象消失，表明SiC颗粒可抑制溶质原子在位错线上的偏聚。

图5 SiCp/Al-Mg基复合材料的典型应力–应变曲线Fig.5Stress-strain curves of SiCp/Al-Mg based composites

图6所示为500℃固溶并时效后的SiCp/Al-Mg基合金复合材料的拉伸断口SEM形貌。Sample 1为典型的韧性断裂，有明显的韧窝，且韧窝尺寸较大，表明该材料具有较强的塑性变形能力。Sample 2的断口中主要是基体韧断，同时有二次裂纹，韧窝尺寸相对Sample 1明显减小，材料的断裂伸长率降低，同时韧窝中也有断裂的SiC颗粒；进一步观察颗粒与基体的界面，在界面上并没有发现界面反应的痕迹。Sample 3的断口形貌显示断裂均未出现解理面，断口中存在不同大小和深浅的韧窝，呈现出韧性断裂特征，其中大韧窝是由于SiC颗粒与基体界面脱开引起的，而小韧窝主要存在于基体上。

2.3.3 耐腐蚀性能

图7所示为在不同温度下固溶并时效处理后的SiCp/Al-Mg基合金复合材料的塔费尔曲线，根据塔菲尔曲线得到材料的电化学腐蚀参数如图8所示。从图7和8可看出：对不同SiC含量的材料，固溶温度对腐蚀性能的影响不同。对Sample 1而言，随固溶温度升高，腐蚀电位逐步减小，固溶温度为550℃时其腐蚀电位最小，表明材料的耐腐蚀性能最差[16]。而Sample 2与Sample 3则是随固溶温度升高，腐蚀电位(Ecorr)先降低，在固溶温度为550℃时腐蚀电位最小，在570℃固溶时腐蚀电位又明显提高，表明复合材料的抗腐蚀性能随固溶温度提高先降低然后再升高；而腐蚀电流密度显示(见图8)，复合材料在500℃固溶后腐蚀电流密度最大，表明材料的腐蚀速率最大，耐腐蚀性能最差。对图8进行分析可知：在相同固溶温度下，SiC颗粒含量不同的材料，其腐蚀行为也不同。在500℃下固溶处理后，随SiC含量增加，材料的腐蚀电位Ecorr降低，表明材料的抗腐蚀性能降低。而当固溶温度为550℃时，Sample 2与Sample 3的腐蚀电位都比Sample 1的高，说明含SiC颗粒的复合材料的耐蚀性能更好。总而言之，SiC颗粒对基体合金腐蚀行为的影响除了与SiC含量有关外，还受固溶温度的影响，这种复杂的影响机理有待进一步研究。

图6 SiCp/Al-Mg基复合材料的拉伸断口SEM形貌Fig.6SEM images of fracture surface of the SiCp/Al-Mg based composites (a)Sample 1;(b)Sample 2;(c)Sample 3

图7 在不同温度下固溶与时效处理后的SiCp/Al-Mg基复合材料的塔菲尔曲线Fig.7The Tafel curves of SiCp/Al-Mg based composites in 3.5%NaCl solution (a)No SiC;(b)5%SiC;(c)10%SiC

图8 固溶温度与SiC含量对SiCp/Al-Mg基复合材料电化学性能的影响Fig.8Effects of solution temperature and SiC content on electrochemical results of SiCp/Al-Mg based composites

3 结论

1)对粉末冶金Al-Mg-Cu-Fe-Sn合金进行固溶与时效热处理，固溶温度对其硬度影响较小，但对SiCp/Al-Mg基复合材料的硬度影响较大，在固溶温度为500℃时，材料硬度达到最大值。

2)随SiC颗粒含量增加，SiCp/Al-Mg-Cu-Fe-Sn复合材料的拉伸性能显著提高。经过500℃固溶及时效后，10%SiCp/Al-Mg基复合材料的屈服强度从基体合金的57MPa提高到246MPa。SiC颗粒的添加可降低基体合金在拉伸过程中的serration现象。

3)固溶温度及SiC含量对Al-Mg-Cu-Fe-Sn合金的腐蚀行为影响较复杂。SiC颗粒对基体合金腐蚀行为的影响与固溶温度有关。

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(编辑：汤金芝)

Effect of solution temperature and SiC content on microstructure and properties of PM SiC/Al-Mg-Cu-Fe-Sn composites

SHEN Rujuan1,2,ZHOU Pengfei1,2,XIAO Daihong1,2
(1.National Key Laboratory of Science and Technology on High-strength Lightweight Structural Materials, Changsha 410083,China; 2.State Key Laboratory of Powder Metallurgy,Central South University,Changsha 410083,China)

The SiC particle reinforced Al-Mg-Cu-Fe-Sn composites were fabricated by hot-pressing and hot extrusion. The solution and aging treatments were then performed on the composites.The effects of the solution temperature and SiC particle content on the microstructure,mechanical properties and corrosion behavior of SiC/Al-Mg composites alloy were studied using scanning electron microscopy,Vickers hardness,tensile testing and electrochemical experiments.The results show that increasing the SiC particle contents can improve the tensile strength,and decrease the serration phenomenon of the composite.The yield strength of 10%SiC/Al-Mg composite increases from 57MPa to 246MPa,and the elongation decreases from 23.5%to 6.0%.With the increase of the solution temperature from 400℃to 570℃,the Vickers hardness of SiC reinforced Al-Mg-Cu-Fe-Sn composite increases first,and then decreases.The maximum Vickers hardness of the 10%SiC/Al-Mg-Cu-Fe-Sn composite is 92 after the solution treatment at 500℃and then aging. The corrosion behavior of the composite is affected by SiC particle content and the solution temperature.

powder metallurgy;aluminum composites;solution temperature;SiC content;microstructure;mechanical properties;corrosion behavior

TB331；TG115.21

A

1673−0224(2016)02−229−07

国家自然科学基金资助项目(51301206)

2015−05−15；

2015−08−23

肖代红，副教授，博士。电话：0731-88877880；E-mail:daihongx@csu.edu.cn