軟相尺寸對反貝殼復合材料壓縮性能的影響*

高 祥,趙 科

(1.西南交通大學 力學與航空航天學院,四川 成都 611756;2.西南交通大學 應用力學與結構安全四川省重點實驗室,四川 成都 611756)

0 引 言

顆粒增強鋁基復合材料(PRAMC)具有輕質、高強度和耐磨性良好等優點,已被廣泛應用于航空航天、交通運輸和武器裝備等領域[1-3]。然而,添加顆粒在提高強度的同時往往會造成塑性和斷裂韌性的降低,使材料呈現出典型的強度-韌性不匹配,這極大地限制了PRAMC在工業領域中的進一步應用[4]。

國內外學者展開多頂研究[5-8]對上述問題進行研究,研究結果表明,非均勻構型設計是提高材料強韌匹配性的有效途徑。非均勻構型設計主要包括層狀結構[9-10]、梯度結構[11]、雙峰結構[12]、仿貝殼結構[13]和反貝殼結構[14]等。其中,針對顆粒增強金屬基復合材料的反貝殼結構是將純金屬(軟相)分散于顆粒增強金屬基復合材料(硬相)中,使材料呈現出硬相包裹軟相的結構特點。Luo等[15]通過粉末冶金工藝制備了反貝殼結構SiC/Mg納米復合材料,該復合材料抗拉強度為284 MPa,伸長率可達15.1%,對比同等均勻材料,強度略有降低,但伸長率提高5倍;Zhu等[16]采用粉末冶金工藝制備了具有反貝殼結構的顆粒增強Al基復合材料,將其與納米晶Al和粗晶Al相比發現,反貝殼結構Al基復合材料同時具有更高的抗拉強度(570 MPa)和伸長率(8%),顯著提高了復合材料的強韌匹配性。

軟相作為反貝殼結構中重要的組元,其結構參數(如軟相含量、軟相寬度和晶粒尺寸)對Al基材料的強韌匹配性具有決定性作用[17-20]。例如,Witkin等[17]指出軟相體積分數從0%增加到30%時,Al-Mg合金的伸長率可增加4%,但強度降低了87 MPa;Ma等[18]研究了軟相晶粒尺寸對反貝殼CNT/2009Al復合材料強韌化效率的影響,發現軟相晶粒尺寸從超細晶增大到粗晶時可以提高復合材料的延伸率,同時保持相近抗拉強度,從而提高復合材料的強韌性;Ma等[19]還研究了軟相尺寸對反貝殼CNT/2009Al復合材料拉伸性能的影響,發現當軟相尺寸從2.62 μm 增大到10.45 μm時伸長率基本不變,屈服強度可從574 MPa提高到623 MPa。以上結果表明,調控反貝殼結構中軟相結構參數有助于優化復合材料的強韌匹配性,尤其是軟相尺寸,但目前研究的軟相尺寸主要集中于微米級,更細小的亞微米級乃至納米級對復合材料強韌性的影響還缺乏研究[20]。

目前制備反貝殼結構的方法包括粉末冶金工藝[18]、冷凍鑄造法[21]和蒸發誘導自組裝法[22]等。其中,粉末冶金工藝可以準確控制組分比例和顆粒粒徑并能減輕顆粒與基體的有害界面反應,它是制備鋁基復合材料的常用方法。在制備反貝殼結構鋁基復合材料時一般采用兩步球磨法結合燒結工藝,該工藝制備的反貝殼鋁基復合材料塑性有待提高,且工藝較為繁瑣。筆者在前期工作中開發了一步球磨結合燒結工藝以在金屬基納米復合材料中構筑反貝殼結構,通過此工藝可以有效調控結構,進而優化復合材料的性能[23-24]。相比于其它制備工藝,一步球磨法具有制備過程更簡單和更高效的特點。

在之前研究的基礎上[15,23-24],筆者通過一步球磨結合熱壓燒結工藝制備了軟相尺寸十幾微米到亞微米級的反貝殼結構Al2O3/Al納米復合材料,重點研究軟相尺寸從微米級減小到亞微米級時對復合材料壓縮性能的影響以及相應的變形失效機理。

1 實驗方法

首先,將球形鋁粉(平均粒徑20 μm,上海山浦化工有限公司)和α-Al2O3粉(平均粒徑50 nm,合肥中航納米技術發展有限公司)按95:5體積比進行配比并裝入容量為500 mL的鋼罐中,球磨介質為氧化鋯研磨球(φ10 mm大球/φ5 mm小球,質量比為2∶ 1),球料比為15:1,同時添加約4 wt.%的無水乙醇作為過程控制劑。為防止粉體被氧化和污染,裝粉過程和密封球磨罐均在充滿高純氬氣的手套箱(Lab-2000,伊特克斯惰性氣體系統有限公司)中進行。將密封好的球磨罐置于全方位球磨機(QM-QX,長沙米淇儀器設備有限公司)上先預磨1 h,使無水乙醇與粉體充分混合,然后通過控制球磨轉速和球磨時間得到Al2O3顆粒呈不同分散程度的復合粉體。將球磨后的復合粉體密封于φ20 mm石墨模具中,以2 MPa的壓力冷壓壓實;隨后置于燒結爐(ZT-50-22Y,上海晨華電爐有限公司)中,以16 ℃/min的方式升溫至400 ℃并保溫40 min以除去球磨過程殘留的無水乙醇;然后以7 ℃/min勻速升溫到620 ℃,同時將壓力勻速升至28 MPa,保溫保壓40 min,最后隨爐冷卻獲得反貝殼Al2O3/Al復合材料樣品。采用相同燒結工藝制備了純鋁樣品以作對比。

采用掃描電子顯微鏡(SEM,JSM-7800F,日本電子)表征復合材料的表面形貌和斷口形貌,并通過ImageJ軟件統計了樣品中軟相的平均尺寸(每組樣品的統計基數不低于50)和軟相占比;使用X射線能譜儀(EDS,X-Max 80,牛津儀器)表征復合材料的元素組成。使用萬能力學試驗機(INSTRON LEGEND 2367型,英斯特朗公司,美國)對材料進行壓縮測試。

2 結果與討論

2.1 反貝殼Al2O3/Al納米復合材料的微觀結構

圖1(a)～(e)為通過調控球磨轉速和球磨時間獲得的五種不同軟相尺寸的反貝殼Al2O3/Al納米復合材料的SEM圖,依次命名為S1、S2、S3、S4和S5樣品。從圖中可以看到,復合材料由連續分布的白色顆粒富集區和纖維狀的黑色區組成。對圖1(d)進行EDS測試可以發現,復合材料整體含有Al和O兩種元素,說明在制備過程中樣品未被污染,而O元素對應白色顆粒,說明白色顆粒為Al2O3,黑色區為不含Al2O3顆粒的純Al,而白色顆粒富集區為納米Al2O3顆粒均勻分散于Al基體的復合材料,如圖2所示。由此可以確定反貝殼結構為呈纖維狀的軟相(純Al)分散于硬相(納米Al2O3顆粒增強Al基復合材料)中。對這五種樣品中的軟相尺寸分別進行統計如表1所列。根據表1繪制出不同樣品的軟相寬度和軟相長度變化趨勢圖,如圖3所示。由圖3可以看出,軟相寬度從十多微米到亞微米級,軟相長度從數十微米到微米級,從S1到S5樣品,軟相尺寸逐漸減小,另外軟相占整體復合材料的比例在66%～71%之間,相差較小。

表1 反貝殼Al2O3/Al納米復合材料的軟相參數統計

圖1 反貝殼Al2O3/Al納米復合材料的SEM圖

圖2 反貝殼Al2O3/Al納米復合材料的元素分析

圖3 軟相尺寸統計圖

2.2 軟相尺寸對反貝殼Al2O3/Al納米復合材料力學性能的影響

圖4為不同軟相尺寸的反貝殼Al2O3/Al納米復合材料在壓縮加載下的真實應力-應變曲線。根據應力-應變曲線對S1～S5樣品的力學性能進行統計,如表2所列。

表2 反貝殼Al2O3/Al納米復合材料的力學性能參數統計

圖4 壓縮真實應力-應變曲線

可以看出,反貝殼Al2O3/Al納米復合材料具有比純Al更高的屈服強度和抗壓強度,而且隨著軟相尺寸的減小,在保持較高失效應變(> 49%)的同時,復合材料的屈服強度和抗壓強度均逐漸提高。當軟相尺寸減小到0.46 μm(S5樣品)時,屈服強度可達325 MPa,相比純Al提高了3.8倍,抗壓強度高達494 MPa。值得注意的是,當軟相尺寸降低到亞微米級(S5樣品)時具有比微米級軟相尺寸(S1～S4樣品)更好的強化效果,比如軟相尺寸為1.04 μm(S4樣品)時復合材料的屈服強度和抗壓強度分別為193 MPa和314 MPa,遠低于S5樣品。以上結果表明,降低軟相尺寸能夠在保持高應變的同時顯著提高復合材料的強度,進而提高復合材料的韌性,使之呈現出良好的強韌匹配性。

另外,從圖4分析可得,S1～S5樣品具有相似的應力-應變曲線特征,即屈服后快速加工硬化然后逐漸趨于平緩,不同于以往高強鋁基復合材料達到極限強度后的迅速軟化[25]。

圖5為應變硬化率Θ(Θ=dσ/dε,其中σ為真實應力;ε為真實應變)-應變曲線。可以看到,反貝殼Al2O3/Al納米復合材料具有比純Al更高的應變硬化率;當軟相尺寸為微米級時,復合材料的應變硬化率相差不大,而當軟相尺寸減小亞微米級(0.46 μm)時,具有比微米級樣品明顯高的應變硬化率,說明減小軟相尺寸到亞微米級能夠顯著促進反貝殼Al2O3/Al納米復合材料在變形過程中的位錯增殖,從而提高其抗壓強度。

圖5 應變硬化率-真實應變曲線

2.3 軟相尺寸對反貝殼Al2O3/Al納米復合材料變形失效機制的影響

S1樣品在不同應變量下的表面形貌如圖6所示,白色箭頭代表壓縮方向。當應變量為8%時,樣品表面無裂紋產生,但有凸起的軟相變形帶(白色虛線處)出現,且變形帶的方向與軟相的排布方向一致。

圖6 不同壓縮應變量下S1樣品的表面形貌

當壓縮應變量為25%時,凸起的變形帶明顯增多(與應變量8%相比),且變形更加劇烈,在部分軟硬相界面處和硬相中可觀察到微裂紋(白色虛線處)。當壓縮應變量達到55%時,軟相發生明顯的剪切變形,樣品整體趨于破壞,內部產生與加載方向約呈45°的宏觀裂紋,并且觀察到了大量的交叉裂紋(白色虛線處)和分支裂紋。此時,大量軟硬相界面處都產生微裂紋,當軟硬相界面處裂紋達到飽和后,裂紋會向著硬相內擴展,在遇到較大的軟相時發生了鈍化,如圖6(i)中白色虛線圈所示。部分裂紋在擴展時,會越過軟相形成橋聯。

在壓縮過程中,S1樣品中裂紋優先萌生于軟硬相界面處,并沿著軟硬相界面擴展。進一步加載,裂紋會在硬相中擴展,并匯聚長大成宏觀裂紋,最終穿過軟相。圖7為S1樣品的壓縮斷口形貌。從圖7中可以看到典型的韌性-脆性混合斷裂特征,即軟相區可看到大量韌窩,呈韌性斷裂,如圖7(b)中白色虛線區域,而硬相區可看到有顆粒滑動的平整斷口,呈脆性斷裂,如圖7(c)中白色箭頭所示。以上結果表明,在復合材料的整體變形過程中,軟相承擔較大的應變量協調與硬相之間的變形,使得復合材料保持良好的韌性。S5樣品在不同應變量下的表面形貌如圖8所示。

圖7 S1樣品的壓縮斷口形貌

圖8 不同壓縮應變量下S5樣品的表面形貌

當應變量8%時,可以看到樣品表面有少量變形帶彌散分布,無明顯微裂紋產生。當壓縮應變量20%時,彌散的變形帶明顯增多,主要與壓縮方向呈±45°。與S1不同的是,S5中的變形帶不僅出現在軟相區,部分在硬相區而成,而且變形帶更加細小和均勻。

此外,還觀察到部分凸起變形帶因劇烈變形而破碎形成了微裂紋,如圖8(f)白色虛線圈所示。當壓縮應變量40%時,變形帶更多且變形更加劇烈,不同方向的剪切帶邊沿處的微裂紋相互貫通形成交叉裂紋,但并未形成明顯的宏觀裂紋,如圖8(i)所示。圖9為S5樣品的壓縮斷口形貌。從圖9可以看到,該復合材料以平坦的脆性斷裂區域為主,僅有部分韌性斷裂區域,韌窩大小與軟相尺寸相近,如圖9(c)白色箭頭所示。此外含有大量微裂紋,如圖9(c)黑色箭頭所示,與表面形貌中的微裂紋相對應。

圖9 S5樣品的壓縮斷口形貌

綜上所述,當反貝殼Al2O3/Al納米復合材料的軟相尺寸在微米級別時變形失效機制為:軟相會優先發生變形,形成變形帶;隨著應變增加,變形帶劇烈變形且數量增加,由于軟硬相變形能力不同,軟硬相界面處易產生應力集中,進而導致微裂紋形成;微裂紋傾向于沿著軟硬相界面擴展;當軟硬相界面處微裂紋飽和后,裂紋會向硬相中擴展,遇到軟相時裂紋被鈍化或形成橋聯,最終裂紋在樣品內部匯聚形成45°宏觀裂紋,導致樣品整體失效。而當軟相尺寸減小到亞微米級時變形失效機制為:軟相和硬相中的鋁晶粒發生變形,從而在樣品內部形成均勻分布的變形帶,隨著應變增加,變形帶逐漸增多,并在與壓縮方向呈±45°的方向上分布,直到微裂紋在變形帶附近產生并向硬相擴展,相鄰變形帶的微裂紋會貫通形成交叉裂紋,但并未出現宏觀裂紋。大量小尺寸應變帶能夠有效分化應變,后續微裂紋的形成并均勻分散也能夠避免裂紋快速合并并擴展為宏觀裂紋。值得注意的是,在所有樣品中,變形帶尺寸與軟相尺寸相當,在軟相占比相近的情況下軟相越小意味著數目越多,因而導致所產生的變形帶數目也增多。由于裂紋一般萌生于變形帶附近,因此隨著軟相尺寸的減小,微裂紋數目增加,軟相鈍化裂紋的能力減弱,變形失效機制由軟相阻擋裂紋擴展轉變為有效的微裂紋增殖,這與傳統的金屬基復合材料變形失效機制不同[26]。這也意味著,當軟相尺寸為微米級時反貝殼Al2O3/Al納米復合材料主要通過軟相塑性變形以及對裂紋的鈍化進行韌化,而當軟相尺寸降低到亞微米級時韌化機制發生轉變,以微裂紋的形成、均勻分散和增殖進行韌化。

3 結 論

文章通過一步球磨結合熱壓制備了不同軟相尺寸的反貝殼Al2O3/Al納米復合材料,并研究了其力學性能和變形失效機制。主要結論如下。

(1) 軟相(純Al)呈纖維狀均勻分散于硬相(納米Al2O3顆粒增強Al基復合材料)中,軟相尺寸由十幾微米到亞微米級,軟相在整個復合材料中的占比相當,即尺寸越小的軟相數目越多。

(2) 反貝殼Al2O3/Al納米復合材料具有比純鋁更高的屈服強度和抗壓強度;對于反貝殼結構而言,隨著軟相尺寸的減小,屈服強度和抗壓強度逐漸增大,當軟相尺寸為0.46 μm時,屈服強度和抗壓強度可分別達到325 MPa和494 MPa,與此同時失效應變均>49%,呈現出良好的強韌匹配性。

(3) 當軟相尺寸為微米級時,復合材料主要通過軟相塑性變形以及對裂紋的阻擋進行增韌;當軟相尺寸減小到亞微米級時,韌化機制發生轉變,以微裂紋增殖和均勻分散進行增韌。所得結論為制備高強韌鋁基復合材料提供重要參考價值。