原位观察铜网格增强Al/Cu复合材料的断裂行为

张晓波, 张全鑫

(1. 兰州理工大学 有色金属先进加工与再利用省部共建国家重点实验室, 甘肃 兰州 730050; 2. 兰州理工大学 材料科学与工程学院, 甘肃 兰州 730050)

随着现代科学技术和高技术产业不断向大型化、高速化和轻量化的驱动迈进,复合材料的研究进程和应用范围已成为衡量一个行业科技先进水平的重要标志[1].铝基复合材料凭借其高比强度、低密度、高导热率等优异的综合性能,近些年在军事、航空、航天以及民用领域均得到了广泛应用[2-3].与其他金属基复合材料相比,铝基复合材料可成型性高且是一种环境友好型材料,从而引起了众多研究者的关注[4-5].通过外加法添加SiC、Cu、W、Mn、Al2O3、WC等硬质颗粒作为增强体来制备铝基复合材料是一种普遍思路[6-7].在过去的几十年中,传统的Al/Cu多层复合材料制备方法主要包括扩散焊接法、爆炸焊接法和轧制复合法[8-10].考虑到设备要求低、制备工艺相对简单以及生产效率高等优势,采用轧制工艺制备Al/Cu多层复合材料是一种理想的选择.截至目前,许多研究者已经采用轧制方法制备了Al/Cu复合材料,并对其组织演变和力学性能进行了研究[11-12].

鉴于多层复合材料变形行为与断裂破坏间的微妙关系,原位拉伸实验是一种必不可少的研究手段[13].Kumar等[14]通过扫描电子显微镜(SEM)下的一系列原位拉伸实验,报道了多层复合材料的裂纹萌生和扩展过程.同样,Haddad等[15]也利用原位观察手段对材料的变形和断裂行为进行了研究.因此,原位拉伸实验是分析材料微观结构演变与力学性能之间特殊相关性的重要实验手段.本文通过对比分析冷轧与热轧条件下以铜网格增强Al/Cu复合材料的原位拉伸实验,研究铝铜复合材料微观组织演变、变形行为、断裂破坏机理与力学性能之间的关系.

1 实验

1.1 材料与制备过程

基体材料为牌号1060的商业纯铝板,其平均厚度为2 mm.

增强体材料：T2紫铜纤维网格.纤维网格由丝径为35 μm的紫铜丝以正交法致密编织而来,其目数为350目,平均厚度为50 μm.纤维铜网格的SEM结构如图1所示.两种材料的化学成分见表1.

首先,将Al-1060薄板和350目铜网沿其长宽方向按照100 mm×50 mm的尺寸进行剪裁.为了消除残余应力,提高粘结质量,通常将Al-1060板材放置在箱式电炉中加热至350 ℃进行退火处理2 h.为了将剪裁过程中残留在铝板及铜网上的油渍、汗液、灰尘等污染物去除或溶解,需将其置于丙酮溶液中并使用超声波清洗机反复清洗.为了彻底去除残留在Al-1060板上的化学污染物(氧化膜、腐蚀残渣等),使用直径为0.3 mm的不锈钢钢刷沿板材的原始轧制方向反复打磨,直至板材表面出现锃亮的金属光泽.随后,将三片Al-1060板和两片铜网以交替间隔的组合顺序(Al-Cu-Al-Cu-Al)叠合在一起,叠合好的五层组胚厚度为6.01 mm,并用细铁丝将其两端固定.

为了提高Al/Cu界面的结合强度,将待结合的铝层和铜层接触面均匀且充分预热,并保证铝原子和铜原子在短时间内发生原子互扩散,根据初始铝板及组胚厚度设定预热温度为400 ℃,保温时间为35 min.即整个热轧过程是将组胚置于电阻炉中以400 ℃进行预热35 min后进行,而冷轧过程是在室温(25 ℃)下进行.最后,采用轧辊直径为180 mm的轧机进行轧制实验,设定轧制速度为10 r/min,且没有使用任何润滑剂,以61%的压下量轧制变薄后便可制备出铜网格增强的Al/Cu复合板.

1.2 原位拉伸实验

在场发射扫描电子显微镜(SEM,Quanta 450FEG)配备的原位拉伸台上进行原位拉伸实验.首先,采用电火花线切割慢走丝方法,沿Al/Cu复合薄板的轧制方向切割原位拉伸试样.原位拉伸试样的具体尺寸如图2所示,试样标距部分的长度和宽度分别为4 mm和2 mm.原位观察平面为Al/Cu复合板轧制方向与法向构成的RD-ND平面,该平面是通过机械研磨、抛光和电化学抛光等一系列工序制备而成.当出现微观结构变化等特征区域时,应立即暂停原位拉伸载荷,以便于扫描电镜图像的采集和拍摄.为保证更全面地观察Al/Cu复合板的变形和裂纹萌生、扩展行为,整个拉伸过程的拉伸速度设定为0.05 mm/min.

2 结果与分析

2.1 原位拉伸曲线特征分析

图3所示为两种不同轧制条件(冷轧和热轧)下制备的Al/Cu多层复合材料的原位拉伸载荷-位移曲线.整体来看,两条曲线的变化趋势相似,均表现出了明显的弹性阶段、塑性阶段和失效阶段.另外,为了便于获取特征区域的扫描电镜照片,通常暂停了原位拉伸的加载载荷,导致拉伸曲线上出现载荷跌落的现象.由图3a可以看出,冷轧条件下原位拉伸试样的极限载荷和最大位移分别为217 N和2.16 mm.当拉伸载荷小于181 N时,根据虎克定律,曲线线性上升的部分称为铝铜复合板的弹性变形阶段.在载荷继续增加到极限载荷的过程中,试样开始发生塑性变形.在此之后,伴随着微裂纹的萌生、扩展和长大,当载荷从217 N减小到130 N时,试样最终断裂.然而,在热轧状态下(如图3b所示),试样的极限载荷和最大位移分别达到256 N和2.75 mm.可以发现,热轧试样原位拉伸结果表现出的极限载荷和最大位移均优于冷轧试样,其主要原因是铝铜扩散层的形成以及金属铝板在热轧过程中表现出良好的流变特性,变形抗力低,极大降低了轧制变形的能耗.由此可知,400℃热轧工艺是一种同时提高纤维铜网格增强Al/Cu多层复合材料强度和塑性的方法.

2.2 变形过程的动态观察

图4描述的是冷轧条件下Al/Cu复合材料在不同载荷下的拉伸变形过程.经61%的轧制变形后,铜网格被破碎成圆形和细长条两种形状,并以交替间隔的顺序均匀分布在铝基体中(如图4a所示).在图4b中,当拉伸载荷增加至190 N时,可以看到轻微的界面分层,但整个样品的形貌没有明显变化.此外,可以发现微裂纹最有可能在铜颗粒周围和应力集中处萌生.从图4c可以看出,试样已经进入屈服阶段,其表面可以清晰地观察到许多线条,通常称为滑移线.随着拉伸载荷的持续增大和变形过程的继续进行,试样开始出现颈缩现象.颈缩的直接原因是Al/Cu复合材料以位错形式转移到其他位置后发生的局部大变形.拉伸过程发展到强化阶段(如图4d所示)后,结合界面处的微裂纹明显继续扩展并相互连接.如图4d中虚线框所示,随着原位拉伸过程的持续进行,滑移带逐渐在主裂纹附近出现.其主要原因是整个变形过程是不连续的,滑移层数增加,意味着整个滑移带的滑移量增加.一般来说,主裂纹通过以自身扩展的方式或与周围裂纹连接的方式而扩展.在图4e中,随着拉伸载荷从极限拉伸载荷(217 N)逐渐减小至170 N,主裂纹迅速扩展,裂纹间距尺寸迅速增大,主要表现为：裂纹1高0.14 mm,宽0.83 mm,裂纹2高0.18 mm,宽1.07 mm.从图4f可以看出,拉伸试样处于完全失稳的状态,最终当拉伸载荷为130 N时,试样表现出明显的断裂特征,其断裂路径沿滑移线和单轴拉伸方向呈45°.

图5描述了热轧条件下Al/Cu复合板的原位拉伸变形行为.在图5a中,圆形和细长条形状的铜颗粒与铝基体结合状态良好,且结合面上没有出现任何开裂的现象.从图5b可以看出,随着载荷增加至250 N,处在塑性变形阶段的Cu颗粒周围开始出现微裂纹.当载荷从最大值(256 N)减小至229 N时,试样的高度尺寸明显减小,宏观表现为图5c中的颈缩现象.观察图5d,当拉伸载荷降低至200 N时,试样在较大的拉伸变形后出现了许多裂纹和严重的塑性变形区.由此可知,经轧制破碎后细小且均匀分布的铜颗粒能有效阻止和抑制裂纹的进一步扩展.此外,热轧条件为Al/Cu层状复合材料提供了较好的结合强度,从而使热轧试样能够承受比冷轧复合板试样更大的塑性变形.如图5d所示,主裂纹1沿滑移线方向进一步扩展并最终与邻近的Al/Cu结合界面上的主裂纹2连接贯通.最后,当拉伸载荷减小至140 N时,试样表现出明显的断裂特征,且断裂位置与断裂特征跟冷轧态试样表现出相似的变化趋势,即断裂路径和单轴拉伸方向呈45°.

2.3 断口形貌分析

图6描述了不同轧制条件下Al/Cu复合板的原位拉伸断口形貌.观察图6a和6d中的宏观断口,Al/Cu结合界面清晰可见,并可以发现界面处存在明显的分层现象.然而,冷轧条件下试样的界面分层程度较热轧态试样更为严重,这是因为热轧条件可以为Al/Cu界面的结合提供更好的轧制结合力.较高的界面结合强度可以抵消应力集中区的拉应力,因此,热轧试样的界面分层程度在图6d中较弱.

从图6e可以看出,复合板RD-ND平面上的铜颗粒在结合界面上均匀分布,这可以抑制周围应力集中区裂纹的扩展,所以热轧态复合板表现出更好的塑性,这一结果与载荷-位移曲线(如图3所示)一致.热轧复合板表现出较高的界面结合强度以及铜增强体颗粒更加均匀的分布性,这对提高铝铜复合板的综合力学性能有积极作用.从图6c和6f可以看出,在Al层的断裂面上可以发现大量的剪切韧窝和孔洞,说明复合板在拉伸断裂过程中的变形主要集中在Al层,这呈现出典型的塑性断裂特征.这一结果与Al/SiC、Al/Cu等层状复合材料的断裂特征类似,其主要原因可以归结为铝的本质属性(立方晶体结构)[16].由图6f可知,热轧状态下的韧窝分布均匀,韧窝形状为非圆形,且韧窝深度比冷轧态的深.因此,在发生断裂破坏之前,断裂特征表现出较好的延展性.综上所述,热轧条件对提高铜网增强Al/Cu复合材料的综合力学性能具有重要作用.

3 结论

1) 在相同轧制变形量下,25 ℃冷轧和400 ℃热轧均可实现各基体铝板的界面结合,且复合板原位拉伸载荷-位移曲线均表现出明显的弹性阶段、塑性阶段和失效阶段.但热轧试样较冷轧试样表现出更优的力学性能,其极限载荷和最大位移分别为256 N和2.75 mm.由此发现,热轧方法可使Al/Cu复合材料的强度和塑性同时提高.

2) 在Cu颗粒周围和应力集中处微裂纹萌生,之后在结合界面处继续扩展并相互连接为主裂纹,主裂纹通过自身扩展与邻近的Al/Cu结合界面上萌生的微裂纹连接.随着加载过程的持续,拉伸试样最终处于完全失稳状态,主裂纹迅速扩展直至发生明显断裂,且断裂路径沿滑移线和单轴拉伸方向呈45°.

3) 冷轧与热轧条件制备的Al/Cu复合板的断裂模式主要以发生在Al层的塑性断裂和Al/Cu结合界面上的界面分层断裂两种形式表现.