泡沫Al－0.16Sc合金等溫時效后的壓縮及能量吸收性能

黃 粒，楊東輝，王 輝，呂昭平，葉 豐

（1.北京科技大學 新金屬材料國家重點實驗室，北京100083；2.河海大學 力學與材料學院，南京210098；3.常州市河海科技研究院有限公司，常州213164）

0 引 言

泡沫金屬是以金屬骨架和氣體復合而成的輕質材料，具有比強度高、比剛度高、吸能減振性能優異、吸熱隔熱和電磁屏蔽等優異特點，廣泛應用于航空航天、交通運輸、生物醫學工程、環保和催化等領域［1－2］。但泡沫鋁的強度相對較低（當孔隙率大于70%時，其壓縮屈服強度通常低于10MPa［3］），很大程度上限制了材料的進一步應用，因此提高泡沫鋁的壓縮性能就顯得十分必要。

以泡沫鋁為芯材與金屬板復合制備夾層復合材料是提高泡沫鋁屈服強度最有效的方法之一。雖然該復合材料力學性能較高，但金屬板相對較大的質量也會明顯增加整個材料的質量，不能有效體現泡沫鋁的輕質特性。對于泡沫金屬來說，在孔結構相似的情況下，泡沫金屬的力學性能在很大程度上取決于發泡所用的基體材料，因此為保證泡沫鋁的輕量化特性，采用合金化來增強泡沫金屬不失為一種行之有效的方法。就目前來說，鈧是鋁合金中最有效的變質劑，且經適當熱處理后的鋁鈧合金基體中會析出大量的納米級Al3Sc相，該相能充分抑制動態再結晶，并能顯著提高基體的力學性能及耐腐蝕性能，因此研究鈧對泡沫鋁性能的影響十分有意義［4－7］。研究 表 明［8］，由 于 凝 固 過 程 中 初 生 Al3Sc相的析出，0.41%（質量分數）鈧的添加可以顯著細化泡沫鋁的鑄態組織，經固溶時效處理后，泡沫鋁合金的力學性能得到了顯著提升，其屈服強度與高強泡沫AlCu5Mn合金接近［9］。Banhart和Campana等［10－12］對閉孔泡沫鋁合金的熱處理進行了研究，但目前相關研究還較少。文獻［10］指出，雖然選擇合適的泡沫化基體材料（AA 6061和2014鋁合金）及后續熱處理可以提高泡沫鋁合金的壓縮性能，但固溶淬火會造成泡沫金屬孔壁破裂，對其力學性能不利。現有研究僅獲得并證實鈧元素對泡沫鋁強化的可行性，尚未對其最佳時效制度進行研究。雖然固溶處理能使初生Al3Sc相回溶至基體，保證了其時效強化效果，但造成了試樣孔結構破壞。若不對鑄態試樣中初生Al3Sc相進行回溶處理，又會導致其時效強化效果變差。因此，為避免對試樣進行固溶處理的需要（即避免初生Al3Sc相的析出），制備了低鈧含量的泡沫 Al－0.16Sc合金，并對該合金在300℃時效不同時間后的壓縮性能及能量吸收性能（泡沫金屬工程應用中的重要參數）進行了研究。

1 試樣制備與試驗方法

以工業純鋁和 Al－2Sc（質量分數／%，下同）中間合金為原料，采用熔體發泡法成功制備了泡沫Al－0.16Sc合金［13－14］。通過控制增黏劑鈣和發泡劑TiH2的用量、攪拌發泡以及保溫發泡時間得到孔隙率為（78±0.5）%的鑄態泡沫鋁合金。其中，鈣和TiH2的添加量為合金總質量的1.5%，攪拌和保溫發泡溫度為680℃，攪拌發泡和保溫發泡時間分別為120s和180s。為了評價泡沫Al－0.16Sc合金的力學性能，選其它幾種鋁基泡沫作為參比對象，包括泡沫鋁、T6態（620℃ ×24h＋330℃ ×5h）泡沫Al－0.24Sc合金和高強泡沫 AlCu5Mn鑄態合金［8－9］。

采用電火花線切割機將大塊泡沫Al－0.16Sc合金切割為φ30mm×40mm的圓柱形壓縮試樣，壓縮試樣應足夠大（尺寸至少為孔隙尺寸的7倍）以避免孔洞效應對力學性能的影響［3］。采用CMT4305型萬能試驗機進行室溫準靜態壓縮試驗，壓縮應變速率為10－3s－1。

壓縮前對試樣進行清洗、烘干、稱出質量，通過式（1）計算得試樣孔隙率Pr：

式中：V為泡沫合金試樣的體積；M 為泡沫試樣的質量；ρs為基體合金的密度，近似為純鋁的密度，2.7g·cm－3。

采用MFC 7450型掃描儀和SN 7045型三維體視顯微鏡獲得泡沫合金試樣的截面形貌和對應的體視顯微組織，對截面形貌進行圖像軟件分析，得出試樣孔徑分布個數及對應孔隙直徑D（簡稱孔徑）大小，計算出其平均孔徑作為泡沫試樣的孔徑。

采用ZEISS SUPRA 55型掃描電鏡（SEM）觀察鑄態試樣胞壁的微觀組織。用JVC JY－HM85型高清攝像機連續拍攝獲得試樣的壓縮過程圖像。

泡沫Al－0.16Sc合金的等溫時效處理在空氣電阻爐中進行，時效溫度為300℃，保溫時間為5，10，24，120，240，720，1 440h，對不同保溫時間的試樣取出后進行分析。采用JEOL JEM 2100型透射電鏡（TEM）通過套取｛011｝超點陣獲得時效處理不同時間后的試樣胞壁暗場像，結合Image pro軟件分析析出相平均粒徑。

2 試驗結果與討論

2.1 宏觀形貌

由圖1可以看出，熔體發泡法制備的閉孔泡沫Al－0.16Sc合金孔結構均勻，孔隙率為78%，孔徑為1.5mm，且孔形貌多為類球形。

2.2 時效前后的壓縮強度

由圖2（a）～（b）可以看出，時效前后的泡沫Al－0.16Sc合金的壓縮過程均存在三個階段：第一，線性階段，此階段泡沫合金的應力隨應變呈線性增長；第二，屈服平臺階段，此階段應力隨應變增加基本保持不變，孔壁發生彎曲斷裂；第三，致密化階段，此階段隨應變增加，孔壁坍塌并開始互相接觸，應力隨應變快速增大。但與鑄態試樣不同的是，時效處理后金屬胞壁的塑性下降。在壓縮過程中，孔壁破壞最先發生在最薄弱的孔層上，胞壁在變形過程中發生脆性斷裂，隨應變增加胞壁突然坍塌，應力突然釋放，即形成上下波動［15］導致時效處理后壓縮試樣的屈服平臺呈現明顯上下波動，而鑄態試樣塑性較好，胞壁發生塑性變形的應變階段較長，從塑性變形到完全斷裂的過程中變形較均勻，因此其屈服平臺曲線呈現出比較平滑的趨勢。此外，鑄態泡沫試樣的第一和第二階段間沒有明顯過渡，其屈服強度取作兩個階段曲線切線的交點。時效處理后的泡沫試樣，線彈性階段后的應力出現了不同程度的下降，定義該下降點的強度為其屈服強度。

由圖2（c）可以看出，時效處理能顯著提高泡沫Al－0.16Sc合金的屈服強度。時效5h后，其屈服強度達到最高強度16.5MPa，明顯高于鑄態試樣的9.4MPa，因為時效引起基體中大量納米球狀析出相Al3Sc或Al3ScTi的析出（平均粒徑約為2.2nm，見圖3），這些析出相能釘扎晶界和位錯，阻礙它們移動，大大增強了基體［8］。并且，在隨后的長期保溫過程中（至720h），其屈服強度能基本維持在最高值，該現象與Al－0.18Sc合金在300℃×720h時效過程中的強度變化趨勢［16］一致。當泡沫Al－0.16Sc合金時效至1 440h后，合金屈服強度明顯下降，為13.6MPa。據文獻［16］可知，鋁鈧合金在300℃保溫1d后，合金電導率基本保持不變，即基體中析出相的體積分數保持不變。基于位錯剪切或位錯繞過強化機制［17］，在析出相體積分數恒定時，析出相粒子粗化長大是合金強度降低的主要原因。因此，時效1 440h后 泡 沫 Al－0.16Sc合 金 強 度 下 降歸因于二次析出相粒子尺寸的變大（平均粒徑約為3.5nm，見圖3）。

從圖4可以看出，時效10h后的泡沫Al－0.16Sc合金的屈服強度與泡沫AlCu5Mn合金相當，并顯著高于T6態泡沫Al－0.24Sc合金和泡沫鋁的。含鈧量較低的泡沫Al－0.16Sc合金強度反常地高于泡沫Al－0.24Sc合金的原因可以歸于它們熱處理制度的差異。據文獻［10］可知，高溫（高于530℃）固溶淬火會造成試樣局部孔結構破壞，對其壓縮性能不利。并且，文獻［8］只證明了T6熱處理可以改善泡沫Al－0.24Sc合金的強度，但330℃保溫5h的時效處理未必是獲得其最佳強度的時效制度。因此，泡沫Al－0.24Sc合金的強度低于最佳時效制度下泡沫Al－0.16Sc合金的強度。當鈧含量低于0.24%時，泡沫鋁鈧合金在凝固過程中不會生成初生 Al3Sc［8］，因此對泡沫 Al－0.16Sc合金直接進行時效處理更有利于獲得較高的力學性能。

從圖4（b）中可以看出，泡沫 Al－0.16Sc合金的屈服平臺要比泡沫AlCu5Mn合金平緩的多。從因圖5可以看出，時效處理對初生共晶相Al4Ca和塊狀Al20CaTi2相的尺寸和形貌基本沒有影響；泡沫AlCu5Mn合金中大量存在著共晶Al－Ca－Cu相（網狀）和伴隨生成的Al20CaTi2相（不規則塊狀），這些脆性相的體積分數明顯減少。并且，泡沫AlCu5Mn中的共晶網狀Al－Ca－Cu相類似于過共析鋼中的網狀滲碳體［18］，對合金塑性有不利影響。此外，相對于鑄態試樣來說，泡沫Al－0.16Sc合金經時效析出的二次Al3Sc或Al3ScTi相與基體共格［8］，其產生的內應力場可以改變裂紋尖端的應力分布狀態，這種內應力場的作用方向與外力作用方向相反，此共格相對材料塑性影響不如粗大的共晶Al－Ca－Cu相。因此，泡沫Al－0.16Sc合金的胞壁均呈現相對較好的塑性，其屈服平臺階段相對平緩。

2.3 能量吸收性能

能量吸收能力C是泡沫金屬在工程應用中重要的參考指標之一，通常以應力－應變曲線與應變軸圍成的面積來表征［19］，可表示為

同時，能量吸收效率（η）可由式（3）表示［18］：

式中：σmax為試樣在應變ε內的最大應力。

根據式（2）和式（3），將圖4中所示4種泡沫鋁合金的能量吸收能力和效率列于圖6。由圖6可以看出，時效態的泡沫 Al－0.16Sc合金和鑄態 Al－Cu5Mn合金的能量吸收能力十分接近，且它們都明顯高于T6態泡沫Al－0.24Sc合金和泡沫鋁的；泡沫鋁合金的能量吸能效率均明顯高于泡沫鋁的，且高效吸收階段更持久。

由圖7可以看出，當應變為0.17時，時效后試樣只在上部17%的部分發生了變形，而其它部分未發生明顯的變形，而此時鑄態試樣大部分已發生明顯變形。隨著應變的增大，時效后的試樣依然發生逐層變形，而鑄態試樣孔洞會變得越來越扁平，因此泡沫鋁合金的屈服平臺呈現出比較平緩的變化。這樣導致泡沫試樣的實際吸能能力與理論吸能能力相近，呈現出較長的高效吸能階段。當應變為0.3～0.5時，與泡沫AlCu5Mn合金相比，時效處理后的泡沫 Al－0.16Sc合金和 T6態的泡沫 Al－0.24Sc合金在屈服階段上下波動的應力變化較小，其能量吸收過程更平穩。因此，綜合考慮它們的能量吸收能力和效率，時效處理后的Al－0.16Sc合金更具優勢。

3 結 論

（1）對鑄態泡沫Al－0.16Sc合金進行時效處理可明顯提高其屈服強度，試樣經300℃時效5h后就達到其最大屈服強度16.5MPa，在該溫度下時效至720h其屈服強度基本不變，并且最大屈服強度與泡沫AlCu5Mn合金的相當。

（2）相對于高強泡沫AlCu5Mn合金來說，經最佳時效處理（5～720h）的泡沫 Al－0.16Sc合金具有更加優異的能量吸收性能，因此更具發展潛力。

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