聶金鳳,1,伍玉立1,謝可偉2,劉相法,2

鋁基復合材料憑借其低密度、高比強度、高比模量、低膨脹、高熱導、良好的耐磨性等綜合性能優勢在交通運輸、航空航天、電子封裝等高端制造領域展現出廣闊的應用前景[1~3]。其中,以輕質高強、高韌、高熱穩定為代表的高性能陶瓷顆粒增強鋁基復合材料(particle reinforced aluminum matrix composite,PRAMC)成為助力汽車、軌道交通、航空和國防等對結構重量極其敏感領域的關鍵構件實現輕量化,及實現碳達峰和碳中和國家重要戰略目標的重要基礎材料之一,是當前材料輕量化領域的研究熱點[4~6]。目前常用的陶瓷顆粒增強相主要有SiC、Al2O3、TiC、TiB2、AlN、Al3BC和Si3N4等。其中,AlN具有六方纖鋅礦型的晶體結構,密度為3.26 g/cm3,彈性模量為310 GPa,熱膨脹系數為4.84 × 10-6℃-1,熱導率為320 W/(m·K),具有低膨脹性、高熱穩定性及高硬度等優點,鑒于其優異的物理化學性能,近年來逐漸成為一種具有重要發展潛力的增強相[7,8]。然而由于在Al基體中引入了硬度較高的增強相顆粒,導致材料的塑性和斷裂韌性顯著下降,嚴重影響材料使用的安全性,即顆粒鋁基復合材料低塑韌性限制了其發展和應用。

另外,在一些中/高溫(300~500℃)應用場合,對鋁基合金的高溫強度和熱穩定性提出了更高的要求,但傳統耐熱鋁合金主要是通過合金化的方式來實現,其高溫使用壽命與性能穩定性受到了其較低的高溫強度與抗蠕變性能不足的巨大限制,而難以滿足要求。如,汽車鋁合金活塞的高溫蠕變-疲勞破壞,鋁合金架空輸電線纜因蠕變導致的熔斷等失效行為[9,10]。目前大多數高強鋁合金的強度在高溫下急劇下降,如7075鋁合金,其200和300℃的高溫抗拉強度分別約為室溫抗拉強度的約30%和10%。當前交通運輸領域如汽車發動機上的關鍵零部件(如活塞、氣缸、缸蓋等)需要能夠適用于300~400℃溫區的高強韌鋁合金材料。高功率密度發動機在服役時其核心零部件(活塞)的工作環境尤為復雜苛刻,活塞頂部溫度可高達400℃以上,達到純Al熔點的75%以上,而且還要承受最大爆壓15~20 MPa,如今汽車工業迫切要求發動機活塞能夠在350~400℃溫區內正常和安全服役[11]。但對絕大多數高強鋁合金來說,在高溫下基體晶粒將會長大,且由于高溫下強化元素(Cu、Zn、Mg、Ag等)擴散速率加快,進而導致析出強化相的嚴重粗化,因此在高溫下服役時基于傳統細晶強化和析出相強化的強化機制難以有效發揮強化作用,導致力學性能(強度、硬度、韌性等)急劇衰退。近年來Gao等[12,13]在通過構建界面偏聚結構實現析出相的穩定化方面取得了突破性進展,通過調控Sc、Zr元素偏聚顯著改善了θ′-Al2Cu的穩定性,從而顯著提升了Al-Cu系合金的熱穩定性和高溫蠕變性能,最終突破了時效強化鋁合金無法在250℃以上服役的瓶頸,并實現了300℃、30 MPa的嚴酷蠕變環境下小于10-9s-1的極低蠕變速率并大于600 h的蠕變壽命。

由于陶瓷顆粒具有較高的熔點與模量,陶瓷顆粒增強鋁基復合材料可以有效發揮增強相與Al基體的互補優勢,因此能夠表現出優異的室溫和高溫力學性能[14]。當前高性能顆粒增強耐熱鋁基復合材料已經成為突破鋁基材料高溫服役最具前景和可行性的策略之一。Tang等[15]采用低溫球磨-固結工藝制備具有納米結構的10%SiCp/5083 (體積分數)復合材料,經過500℃退火后依然能很好地保持復合材料的強度和基體晶粒尺寸的穩定,具有很高的熱穩定性。Ma等[7]在高耐熱鋁基復合材料的研究方面,利用液-固反應法制備了AlN納米顆粒增強鋁基復合材料,原位合成的AlN納米顆粒通過孿晶鍵合鏈接在一起形成三維網絡骨架,其中含有16.4%AlN (體積分數)納米顆粒的復合材料在350℃時的抗拉強度可達到190 MPa。但由于其中AlN顆粒體積分數較高,使得材料的塑性較低,均勻延伸率只有1%左右。因此,探究改善鋁基復合材料的熱穩定性與強塑性匹配的協同提升方法和機制,對于推動鋁基復合材料發展和應用具有重要的現實意義和價值。

近年來,研究學者們不斷探索新的強韌化機理,基于新的微觀結構設計思想,提出了一種新型金屬材料——異構金屬材料(也稱為非均質結構材料,heterostructured materials)[16~18],能夠同時獲得高強度和良好的塑性,其綜合性能超過了混合法則的理論預測值,異構材料表現出傳統的均質材料所無法達到的優異綜合性能。目前異構材料組織類型主要有異質片層結構、疊層結構、梯度結構和核殼結構,其共同特征是,其組織中存在跨尺度的微觀組織結構(主要是指基體晶粒尺寸),即同時存在粗大的晶粒和細小的晶粒,并且粗大的晶粒被細小的晶粒所包圍,根據經典的Hall-Petch關系可知,晶粒越細小,強度越高,因此細小晶粒可以認為是“硬相區”,而粗大晶粒可以認為是“軟相區”。 由于異構金屬材料中結構單元的微觀結構(晶粒尺寸、片層厚度等)和力學性能(強度、塑性、韌性等)存在顯著差異,具有顯著的非均勻特征,因此其力學行為和變形過程均表現出許多與均質結構材料不同的特征,如強度不遵循混合法則、出現加工硬化率的反轉現象等。這些特性使得異構金屬材料的強度和塑韌性匹配遠遠優勝于傳統材料,當前金屬材料的異構化設計已成為一種極具潛力的新型強韌化策略。例如,Wu等[16]利用異步軋制技術和退火,制備出納米異質片層結構的純Ti,實際上可以認為是一種“軟-硬”復合的層片狀微結構,其中高強度的超細晶“硬”層片為基體,彌散分布著體積分數約為25%、大塑性的再結晶晶粒的“軟”片層。該結構表現出很大的加工硬化能力,甚至超過了粗晶結構。Geng等[19]利用累積疊軋的方法制備出層狀異構的TiC/Al-Mg-Si納米復合材料,實現了強度和塑性的協同提升,獲得了屈服強度443 MPa和均勻延伸率6.4%的良好拉伸力學性能。

在前期的研究工作[4]中,利用異構組織設計策略提高了Al3BC/6061鋁基復合材料的強塑性和剛度匹配,其抗拉強度和均勻延伸率分別為495 MPa和4.3%,且彈性模量達到105 GPa的優異力學性能組合。目前異構材料的研究重點是在室溫下的強度和塑韌性匹配,但對于其熱穩定性方面的研究和報道較少。因此,本工作以Al-AlN異構納米復合材料為研究對象,探究高溫下熱暴露對其異構組織穩定性和力學性能的影響,并對其微觀組織、熱穩定性機制展開深入的分析,以期為制備高強塑、高熱穩定鋁基復合材料提供依據。

1實驗方法

以原位自生Al-8.2AlN (質量分數,%)復合材料作為研究對象,將Al-8.2AlN復合材料棒材在580~600℃進行熱擠壓,擠壓比約為9∶1,最終得到直徑30 mm的圓棒。為研究Al-8.2AlN復合材料的高溫下長時熱穩定性,對其進行了一系列不同溫度和時間的熱暴露實驗。實驗對象選取直徑為30 mm的Al-8.2AlN圓棒為原材料,沿材料軸向切取一系列長度為40 mm的圓柱體,然后將一系列的圓柱體分別放入溫度為350 和500℃的馬弗爐進行熱暴露處理,保溫時間分別為1、2、4、5、10、20、50 和100 h,并在達到相應的處理時間后,取出樣品空冷。

采用配備能量色散X射線譜儀(EDS)的Quanta 250F場發射掃描電子顯微鏡(FESEM),對熱暴露前后的樣品進行微觀組織分析,并利用Tecnai G220透射電子顯微鏡(TEM)觀察組織中AlN粒子的微觀形貌、尺寸分布及基體內的位錯形態等。為了進一步分析熱暴露實驗中Al基體晶粒的變化,使用Auriga FIB/SEM雙束系統對不同狀態下的鋁基復合材料進行電子背散射衍射(EBSD)分析。掃描區域尺寸設置原則上保證樣品采集區域所采集的晶粒個數超過100即可,加速電壓為15 kV,束流強度20 nA,樣品傾斜角度70°。TEM樣品的制備方法如下：首先使用線切割從樣品上切取厚度為0.5 mm的薄片,采用粗細砂紙依次對樣品進行粗磨,直至樣品被磨至厚度60 μm左右,隨后使用TEM沖孔器將樣品沖裁為直徑3 mm的圓片,接著使用凹坑儀對試樣進行進一步的減薄,將樣品中心凹薄至15~20 μm,上述步驟完成后,使用Gatan PIPS695離子減薄儀獲得具有較大薄區的TEM樣品。

使用Walter + bai LFM20KN拉伸試驗機對不同熱暴露時間的復合材料樣品進行拉伸性能測試,拉伸速率為2 × 10-4s-1,所用板狀試樣的標距為15 mm、寬度2.5 mm、厚度2 mm。熱暴露前后的拉伸試樣均沿著擠壓方向切取,并將樣品采用砂紙打磨至平滑,防止線切割產生的割痕對拉伸實驗的影響。每個樣品至少選取3個測試樣品,并取平均值。

2實驗結果

2.1 Al-AlN復合材料的微觀組織

圖1a和b所示分別為原始擠壓態Al-AlN異構納米復合材料縱截面和橫截面(插圖所示)的SEM像。從圖1a可以看出,熱擠壓變形后,在復合材料內部形成了沿擠壓方向的非均勻的類異質片層結構,而在橫截面上(圖1b)形成了波浪狀結構。其中粒子富集區和粒子貧乏區交替分布,粒子富集帶寬度為2~7 μm,粒子貧乏的Al條帶寬度為1~3 μm。在更高的放大倍數下(圖1c),可以看到AlN納米粒子相互連接形成微米尺度的粒子鏈,并且這些粒子鏈在三維空間構建形成三維網絡結構(3D network structure),該結構在前期的研究工作[7,8]中已經被證實。如圖1d所示,對顆粒(圖1c中的A點)進行的EDS分析進一步證實,顆粒含有Al和N元素,這證明Al基體中分布的顆粒均為AlN相。圖1d中插圖顯示了AlN顆粒尺寸的統計信息,結果表明粒子的平均尺寸約為95 nm。

圖1

圖1擠壓態Al-8.2AlN異構納米復合材料微觀組織的SEM像和EDS分析,以及AlN粒子的尺寸分布

Fig.1SEM images of Al-8.2AlN heterostructured nanocomposites on the longitudinal section (a) and cross section (b); SEM image of AlN particles at a higher magnification (c); EDS analysis for point A in Fig.1c (d) (Insets in Figs.1a and b schematically showing the selected positions for observation, inset in Fig.1d showing the statistics of the AlN particle size)

圖2所示為Al-8.2AlN異構納米復合材料中基體晶粒組織和AlN顆粒分布的TEM像。如圖2a和b所示,在縱截面上可以看到沿擠壓方向被拉長的Al基體晶粒帶(紅色箭頭所指)和由AlN納米顆粒團簇組成的富顆粒帶(黃色箭頭所指)。其中大部分為被拉長的Al晶粒,其寬度為1~2 μm,長度為2~10 μm,呈現出擠壓變形后的典型組織。此外,值得注意的是,富顆粒帶基體區域的Al晶粒明顯細化,呈現出超細晶結構的特征,如圖2c所示。這是因為在熱變形過程中,在AlN納米顆粒的釘扎和切割作用下,基體Al晶粒得到顯著細化,而且AlN顆粒還能夠抑制晶界遷移和促進基體晶粒發生動態再結晶,從而促進了超細晶組織的形成[20]。同時可以看到,晶內的AlN納米顆粒可以有效地釘扎位錯,從而限制位錯在Al晶粒中的滑移,提高了位錯儲存能力[21],如圖2d中藍色箭頭所示。分析認為,超細晶結構的Al晶粒與AlN納米顆粒以及基體中塞積的大量位錯可以協同提高材料的強度。

圖2

圖2Al-AlN異構納米復合材料縱截面的TEM像

Fig.2TEM images of Al-AlN heterostructured nanocomposites on longitudinal section

(a-c) Al matrix grains (red arrows) and the distribution of AlN nanoparticles (yellow arrows)

(d) interaction of AlN particles with dislocations (blue arrow) in the matrix

為了進一步分析復合材料中AlN納米顆粒與Al基體的界面結合情況,采用高分辨透射電鏡(HRTEM)對AlN納米顆粒及Al基體的相界面結構進行表征,如圖3所示。從圖3a可以看到,2個相鄰的AlN顆粒分布在Al基體中,尺寸分別約為35和20 nm。進一步放大如圖3b所示,基體中的這2個AlN納米顆粒并沒有緊密連接在一起,顆粒之間還存在大約幾納米的間隙。此外,根據界面區的晶格圖像(圖3c)可知,AlN和Al基體之間的界面潔凈、結合良好,沒有其他界面化合物的形成。另外,AlN與Al晶粒之間保持一定的取向關系即(111)Al//($\mathrm{10}\overline{\mathrm{1}}\mathrm{1}$)AlN,表明AlN粒子與Al基體之間存在著共格界面關系。圖3d~f所示為Al($\mathrm{111}$)晶面和AlN($\mathrm{10}\overline{\mathrm{1}}\mathrm{1}$)晶面的晶格像,其晶面間距分別為0.2361和0.2375 nm。

圖3

圖3AlN及AlN/Al基體界面結構的HRTEM表征

Fig.3HRTEM characterizations of AlN and the AlN/Al matrix interface structure

(a, b) HRTEM images of AlN particles

(c) HRTEM image of the green square in Fig.3b showing the metallurgical atomic bonding and matching between AlN and Al matrix (d-f) HRTEM images of the red square and yellow squares in Fig.3b showing the atomic plane spacing of the Al matrix and the AlN nanoparticles (d—interplanar spacing)

2.2熱暴露處理對Al-AlN復合材料微觀組織的影響

為了探究熱暴露處理對Al-AlN納米復合材料Al基體晶粒尺寸和結構的影響,對在500℃熱暴露100 h前后的復合材料試樣進行了EBSD表征分析,結果如圖4所示。通常認為,在高于再結晶溫度以上的溫度進行長時間的熱暴露會導致Al基體晶粒及其析出相的長大或粗化。圖4a所示為原始態熱擠壓Al-AlN納米異構復合材料基體晶粒組織圖(反極圖IPF)。可以看到,大多數Al晶粒沿著擠壓方向被拉長,并且在拉長晶粒之間還存在著晶粒尺寸小于1 μm的超細晶組織,圖4c所示為其晶粒尺寸分布圖,基體晶粒的平均尺寸約為1.41 μm。值得注意的是,與熱暴露處理前的擠壓態樣品相比,熱暴露處理以后Al基體晶粒的形貌(圖4b)和平均晶粒尺寸(圖4d)變化不大。且從圖4b可以看到大量的拉長晶粒以及分布其間的少量超細晶晶粒,并且這些超細晶晶粒在高溫長時的保溫過程中沒有進一步長大,統計結果(圖4d)顯示基體平均晶粒尺寸約為1.42 μm,與熱暴露之前晶粒尺寸相當。上述實驗結果表明,Al-AlN異構納米復合材料在500℃的高溫下表現出優異的晶粒尺寸穩定性。

圖4

圖4Al-AlN異構納米復合材料500℃熱暴露處理100 h前后基體晶粒尺寸的EBSD分析

Fig.4Inverse pole figures (a, b) and grain size distributions (c, d) for the heterostructured Al-AlN nanocomposites before (a, c) and after (b, d) thermal exposure treatment at 500oC for 100 h

為了進一步揭示熱暴露過程中Al-AlN異構納米復合材料基體晶粒的回復和再結晶情況,對圖4所示Al-AlN異構納米復合材料熱暴露前后的EBSD數據進行處理分析,結果如圖5所示。在熱暴露之前的原始樣品中,晶粒主要是以變形態的結構(紅色區域)和亞結構(黃色區域)為主,再結晶晶粒(藍色區域)的體積分數約為12.5%。經過熱暴露處理以后,晶粒結構各組分的體積分數與原始樣品中各組分的體積分數基本一致,如圖5b和c所示。分析認為,分布在基體晶粒晶界上的AlN納米顆粒阻礙了高溫熱暴露過程中晶界的遷移,從而阻礙晶粒的長大,同時基體晶粒內部的AlN納米顆粒也能夠在一定程度上抑制亞晶界的旋轉。根據圖5d的晶界取向差的體積分數統計分析可知,熱暴露后納米復合材料的小角晶界(晶界取向差為2°~15°)的體積分數略有降低,從15.2%下降到8.9%,這主要是由于小角晶界在高溫下會向大角晶界轉化,進而導致大角度晶界(晶界取向差大于15°)的體積分數從51.5%相應增加到60.1%。上述實驗結果表明,基體中AlN納米顆粒顯著提高了鋁基復合材料的熱穩定性。

圖5

圖5Al-AlN異構納米復合材料500℃熱暴露處理100 h前后再結晶分析圖

Fig.5Recrystallization proportions (a, b) and their volume fraction variations (c) and misorientation angle variations (d) for the heterostructured Al-AlN nanocomposites before (a) and after (b) thermal exposure treatment at 500oC for 100 h (Fully recrystallized grains are shown in blue, substructured grains in yellow, and severely deformed grains in red)

2.3熱暴露處理對Al-AlN復合材料力學性能的影響

對不同條件下熱暴露處理前后的樣品進行了顯微硬度和拉伸力學性能測試,結果如圖6所示。圖6a為Al-AlN納米復合材料在350℃熱暴露不同時間的顯微硬度變化曲線。值得注意的是,Al-AlN納米復合材料的平均Vickers硬度在350℃熱暴露2 h后從79.5 HV增加到90 HV；隨著保溫時間延長,其顯微硬度略有降低,然后保持在86.5 HV左右。對傳統的耐熱鋁合金,350℃以上的高溫熱暴露后材料會出現明顯的軟化,其反映在顯微硬度上會有明顯的降低趨勢,但在本工作中的Al-AlN異構納米復合材料的顯微硬度并沒有發生明顯的降低現象,表明該復合材料在350℃長時保溫條件下保持了良好的力學性能穩定性。圖6b所示為Al-AlN納米復合材料在500℃熱暴露處理不同時間前后的拉伸性能曲線,根據不同熱暴露時間的拉伸曲線計算出不同狀態下復合材料的平均抗拉強度、屈服強度和延伸率見表1。原始擠壓態Al-AlN異構納米復合材料的平均屈服強度和抗拉強度分別為(232 ± 13) MPa和(299 ± 20) MPa,伸長率為12.9% ± 1.71%。根據文獻[10,12]報道,經過高溫熱暴露或熱處理后,納米材料的強度會發生下降。然而,當在500℃熱暴露條件下保溫5、10 h時,Al-AlN異構納米復合材料的抗拉強度略有增加(表1),保溫時間延長到10 h時,其平均抗拉強度達到(390 ± 10) MPa,與原始樣品相比提高了30.4%,然而延伸率急劇下降到2.2%。隨著保溫時間繼續延長到20 h以上,試樣的抗拉強度又發生降低。在隨后100 h的保溫時間內,復合材料的抗拉強度和屈服強度僅在一個較小的范圍內波動,并與原始樣品的強度保持同一水平,如圖6c所示。同時經過較長時間的熱處理后樣品的延伸率也有所提高,達到7%左右。上述實驗結果表明, Al-AlN異構納米復合材料經過500℃長達100 h的熱暴露處理后,仍表現出優異的力學性能穩定性。

圖6

圖6Al-AlN異構納米復合材料熱暴露前后的力學性能

Fig.6Mechanical properties of heterostructured Al-AlN nanocomposite before and after thermal exposure

(a) variation of microhardness versus the thermal exposure time at 350oC

(b) engineering stress-strain curves after exposure at 500oC for different holding time

(c) ultimate tensile strength (UTS), yield strength (YS), and elongation (δ) variation curves of the composites with the exposure time

表1Al-AlN納米復合材料500℃熱暴露處理不同時間的拉伸力學性能

Table 1Mechanical properties of the heterostructured Al-AlN nanocomposite before and after thermal exposure tests at 500oC for different holding time

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3分析討論

以上實驗結果表明,AlN顆粒增強鋁基異構納米復合材料在500℃的高溫以及保溫時間長達100 h的條件下,仍表現出良好的熱穩定性,且具有良好的強度和塑性匹配。下面將從3個方面分析討論Al-AlN異構納米復合材料具有高強度和延展性以及良好熱穩定性的內在機理。

3.1 Al-AlN異構納米復合材料中異質片層結構的形成

根據實驗數據可知,AlN納米顆粒的加入可以顯著提高Al-AlN異構納米復合材料的強度,同時保持良好的延性(> 10%)。實際上,復合材料良好的綜合力學性能是由其獨特的微觀結構決定的,因此首先分析其微觀組織特征及其形成機理。根據文獻[20~23]報道,彌散分布的AlN納米顆粒在鋁基復合材料中具有良好的強化效果。而在本工作中,AlN納米顆粒在Al基體中通過液-固原位反應形成,顆粒尺寸保持在納米尺度范圍內(如圖1所示)。然而,由于納米顆粒具有較高的表面能,粒子的聚集現象是不可避免的,進而形成了一些納米顆粒網絡結構,這在前期的工作[7]也報道過。但經過熱擠壓塑性變形處理,進一步調控了基體中AlN顆粒的空間分布,在Al基體上形成了交替分布的粒子富集區(PRDs)和粒子貧乏區(PLDs)的異質片層結構,如圖7a所示。經過塑性變形后,粒子貧乏區中比較粗大的Al晶粒被拉長,形成了層狀結構；而在粒子富集區中,由于大量AlN納米顆粒的釘扎效應,使得Al基體晶粒得到了顯著細化,從而形成了超細晶結構,并且與納米粒子一同沿擠壓方向形成條帶狀分布。因此,最終在Al基體中形成了由PLDs和PRDs組成的異質片層結構。同時,在熱擠壓過程中,粒子富集區域內的納米粒子三維網狀結構會隨著Al基體的流變變形發生整體的變形,并且大部分三維網狀結構不會發生變化[8]。根據文獻[23,24]報道,這種粗晶區(軟區)和細晶區(硬區)交替分布的異質片層結構,有利于發揮“硬區”的強度并具有“軟區”的良好塑性,且大量的異質界面能夠進一步產生異質變形誘導強化(HDI)和硬化作用,進一步提高材料的加工硬化率,從而使得材料表現出優越的強度和塑性匹配。因此,這種異質片層結構有助于提高Al-AlN異構納米復合材料的綜合力學性能。

圖7

圖7Al-AlN異構納米復合材料層狀異質結構示意圖及其熱穩定溫度和抗拉強度與其他鋁合金[27~40]的對比圖

Fig.7Schematic of lamellar heterostructure of the heterostructured Al-AlN nanocomposites (UFG—ultrafine grain, ECG—elongated coarse grain, PRD—particle rich domains, PLD—particle lean domains) (a) and thermal stable temperature versus tensile strength for current Al-AlN nanocomposite and the comparison with other aluminum alloys[27-40](b)

3.2 Al-AlN異構納米復合材料的熱穩定性

Al-AlN異構納米復合材料在500℃的高溫熱暴露條件下表現出良好的力學性能穩定性,這主要歸因于其獨特且穩定的異構組織特征。如2.2節中所闡述的,Al-AlN納米復合材料優良的力學性能熱穩定性與其微觀結構的穩定性相一致,基體晶粒在500℃、保溫達100 h的條件下仍然沒有顯著的變化,這主要是由于AlN納米粒子的釘扎作用。在高溫下,AlN納米粒子及其原位構筑的三維網狀結構能夠釘扎并穩定基體α-Al晶界,從而抑制晶界的遷移和晶粒的粗化,從而使得材料即使經歷了高溫(500℃)長時(100 h)的熱暴露處理后仍能夠保持良好的組織穩定性和力學性能穩定性[25,26]。根據文獻[16~19]報道,目前大多數研究重點揭示了異構材料具有優異的強度和塑性匹配這一特性,而本工作首次揭示了異構鋁基復合材料還具有優異的熱穩定性,這也是典型非均質結構復合材料的重要特性之一。

另外,將Al-AlN異構納米復合材料的耐熱溫度與其他鋁合金及復合材料[27~40]進行了比較,并繪制了材料所能承受的熱穩定溫度與其抗拉強度的關系圖,如圖7b所示。可以看出,Al-AlN異構納米復合材料表現出優異的耐熱極限和抗拉強度協同效應,且顯著優于目前報道的大多數鋁合金和復合材料。目前該材料的熱穩定溫度比傳統的Al-Cu-X[28,30,34,35,37]和Al-Ce-X[29]合金高出200℃左右,其熱穩定性和強度的綜合性能也明顯優于Al2O3/Al和GNPs/Al復合材料的性能[38,40]。Al-AlN異構納米復合材料優異的熱穩定性和強度協同效應是其典型的非均質組織所特有的,因此,本工作設計的具有熱穩定性良好的納米顆粒增強鋁基復合材料可作為新一代耐熱鋁基材料。

對于金屬材料,其良好的熱穩定性主要取決于組織中基體晶粒和增強相的穩定性。對于Al-AlN異構納米復合材料,一方面,增強相AlN納米顆粒具有較高的熔點(> 3000℃)[41],在當前的熱暴露溫度下不會發生粗化和長大,其在Al基體中具有良好的熱穩定性；另一方面,由于大量的AlN納米顆粒及其構成的納米顆粒網絡沿晶界和在晶粒內部分布,這些顆粒能夠抑制高溫下晶界的遷移和晶內位錯的重排[42]。根據Smith-Zener釘扎原理[43]可以計算出釘扎壓力：

式中,PZ為Zener釘扎壓力,γAB為晶界張力,fp為顆粒的體積分數,dp為顆粒的直徑。晶界的遷移主要取決于3個方面：曲率力、位錯驅動力和Zener釘扎力。在高溫下,抑制晶界遷移的關鍵因素取決于Smith-Zener釘扎力所決定的晶界遷移活化能的增加[43]。根據式(1)可知,PZ隨dp的減小和fp的增大而增大。在本工作中,在Al基體中引入了大量的AlN納米粒子,并通過共格界面與基體連接(圖3),其對位錯和晶界均表現出強烈的釘扎作用。因此,由于AlN納米粒子的存在,使得PZ較大,從而增加了復合材料中晶界的遷移能,使晶粒尺寸在高溫下保持非常穩定。因此,分析認為,AlN納米粒子通過晶界釘扎阻礙晶粒長大,使Al-AlN異構納米復合材料獲得了良好的熱穩定性。

3.3 Al-AlN異構納米復合材料熱暴露處理過程中的異常強化現象

另外,本工作還發現,Al-AlN異構納米復合材料經500℃的熱暴露處理過程中出現了異常硬化現象,即屈服強度和拉伸強度在保溫初期(10 h內)呈現增加的趨勢,其平均值分別由232和299 MPa增加到315和390 MPa,分別提高了約35.8%和30.4%。為了理解這一異常的強化或者硬化現象,通過其微觀組織的TEM和EBSD數據分析,并沒有觀察到基體晶粒尺寸和AlN納米顆粒的明顯變化。結合材料的制備過程[7],分析認為,經過高能球磨和劇烈擠壓工藝制備的AlN納米顆粒增強鋁基復合材料,其組織中往往含有大量的非平衡晶界,即存在過量的位錯、錯配區域或過量的自由體積[44~46]。這些非平衡晶界在退火過程中會發生演變,多余的缺陷在晶界弛豫過程中湮滅,這些現象可以在沒有任何可測量的晶粒尺寸變化的情況下發生。相關的研究[47]發現,熱暴露過程中的晶界弛豫具有顯著的強化作用,可以顯著提高金屬的強度或硬度。并且進一步的研究[48]表明,晶界弛豫產生的強化效果與退火溫度密切相關,退火溫度越高其產生的強化效果越強。因此,分析認為,在本實驗的熱暴露過程中發生了晶界弛豫現象并誘導產生了馳豫強化,這應是導致Al-AlN異構納米復合材料在熱暴露實驗初期發生強度異常升高的主要原因。進一步通過對不同溫度下的熱暴露處理強化效果進行比較發現,經500℃熱暴露后,Al-AlN異構納米復合材料的最大抗拉強度提高了約30.4%,而在350℃熱暴露處理時,最大顯微硬度僅增加了13.2%,進一步證明了熱暴露溫度越高,其強化效果越顯著,這也符合晶界弛豫強化效果與溫度有關的特性,這表明晶界弛豫是導致其強度升高的主導因素。但隨著保溫時間的延長,材料的抗拉強度又發生一定程度的下降,分析認為,這可能是因為在熱暴露過程中還存在其他微觀結構的演變,如小角晶界向大角晶界的轉變等,從而使晶界強化效率略微下降,在一定程度上抵消了晶界弛豫強化的效果,最終導致材料強度略有降低。

4結論

(1) Al-AlN異構納米復合材料經過500℃長達100 h的熱暴露實驗后,其非均勻組織沒有顯著變化,Al基體中的大部分超細晶粒保持不變,晶粒尺寸與原始樣品相近,沒有發生再結晶,基體晶粒結構沒有顯著變化,表現出優異的異構組織穩定性。

(2) Al-AlN異構納米復合材料經熱暴露處理后,其顯微硬度和抗拉強度沒有明顯的降低,主要原因是由于AlN納米顆粒對晶界的釘扎作用,顯著抑制了高溫下的晶界遷移和晶粒長大,從而使該復合材料不僅表現出優異的強度-塑性匹配,還具有優異的熱穩定性。

(3) Al-AlN異構納米復合材料在熱暴露實驗初期表現出異常強化和硬化現象,并且在一定范圍內熱暴露溫度越高其強化和硬化現象越顯著,這主要與熱暴露過程中發生的晶界弛豫強化有關。