陶然,趙玉濤,陳剛,怯喜周

江蘇大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院 鎮(zhèn)江 212013

摘要

采用電磁場調(diào)控技術(shù)和直接熔體反應(yīng)技術(shù)成功制備出原位納米ZrB2 np/AA6111復(fù)合材料,研究了電磁場對復(fù)合材料微觀組織的影響,分析了磁場的調(diào)控機(jī)制和微觀組織對拉伸性能的影響規(guī)律。結(jié)果表明,施加電磁場可分散顆粒團(tuán)聚體、改善團(tuán)聚體分布、細(xì)化納米增強(qiáng)顆粒(50~100 nm)并使顆粒邊角變圓潤,基體與顆粒的界面結(jié)合良好,干凈無雜質(zhì),位錯與顆粒相互交纏且密度增加。當(dāng)電磁頻率為10 Hz時,其最佳抗拉強(qiáng)度為362 MPa,屈服強(qiáng)度為253 MPa,伸長率為25%,分別比未施加磁場的ZrB2 np/AA6111復(fù)合材料提高了38.7%、68.6%和28.7%。

關(guān)鍵詞：鋁基復(fù)合材料;原位反應(yīng);ZrB2納米顆粒;電磁場;拉伸強(qiáng)度

6000系鋁合金是一種可熱處理強(qiáng)化的鋁合金,具有中等強(qiáng)度和較高的塑性、焊接性優(yōu)良、冷加工性好、鍛造性能好、加工余量小、耐蝕性好及無應(yīng)力腐蝕開裂傾向等一系列優(yōu)良的綜合性能,廣泛適合于汽車應(yīng)用的輕量化材料,頗受汽車制造商的歡迎[1,2,3,4,5]。但是目前6000系鋁合金已無法滿足輕量化更高的要求,因此需要研發(fā)出可以滿足各方面要求的輕質(zhì)高強(qiáng)韌新型材料。原位生成納米顆粒增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料,由于其納米增強(qiáng)體是通過化學(xué)反應(yīng)從Al基體中原位形核、長大的熱力學(xué)穩(wěn)定相,因此增強(qiáng)體表面無污染,避免了與基體相容性不良的問題,界面結(jié)合強(qiáng)度高,因而具有高的比強(qiáng)度、比模量,出色的抗疲勞能力,很好的耐熱性、耐腐蝕性等,且可通過熔體反應(yīng)法直接合成,成本大幅度降低等優(yōu)點,成為近年來納米材料與鋁基復(fù)合材料交叉領(lǐng)域中具有突破性的新材料[6,7,8,9,10]。美國Dural公司用SiC、TiB2、Al2O3顆粒增強(qiáng)的2036Al、6009Al 合金,用于制造汽車的車身結(jié)構(gòu)[11]。Yang等[12]研究表明,當(dāng)增強(qiáng)顆粒的尺寸小于100 nm時,鋁基復(fù)合材料不僅可以保持較好的延展性,同時可以獲得良好的高溫抗蠕變性能和較長的疲勞壽命。但是原位鋁基納米復(fù)合材料的制備技術(shù)仍存在未突破的關(guān)鍵問題：(1) 生成的顆粒形貌和尺寸很難控制,納米級別尺寸顆粒很難獲得;(2) 由于納米尺度的顆粒之間存在巨大的表面能容易使顆粒團(tuán)聚,顆粒分布不均勻[13,14,15]。

近年來,利用電磁/超聲場物理手段來調(diào)控反應(yīng)合成金屬基納米復(fù)合材料,是科技界十分關(guān)注的研究領(lǐng)域。Tjong和Chen[16]利用高能超聲調(diào)控制備了SiCp/ZA27復(fù)合材料,SiC顆粒與基體結(jié)合強(qiáng)度高,邊界明顯,未見反應(yīng)層,而且發(fā)現(xiàn)該復(fù)合材料的耐磨性高出基體10倍,0.5 μm的顆粒強(qiáng)化效果優(yōu)于5 μm的顆粒。Tsumekawa等[17]通過高能超聲作用Al2O3/Al合金熔體,得到了納米尺寸的Al2O3顆粒并均勻分布在基體中。Agrawal等[18]在TiB2/Al復(fù)合材料的凝固階段施加了電磁場,結(jié)果表明電磁攪拌的引入有效細(xì)化了組織中的增強(qiáng)顆粒,大部分TiB2顆粒尺寸細(xì)化至100~150 nm,并均勻分布在基體中,材料的力學(xué)性能得到改善。目前的研究主要集中在外加微納米顆粒或者內(nèi)生微米顆粒復(fù)合材料,而采用電磁場調(diào)控原位內(nèi)生納米顆粒復(fù)合材料來制備輕質(zhì)高強(qiáng)材料還鮮見報道。本工作以強(qiáng)度較高的AA6111合金為基體,開發(fā)新型Al-Zr-B體系,并結(jié)合電磁場技術(shù)制備原位納米ZrB2 np/AA6111復(fù)合材料,研究電磁場對顆粒的形貌、分布、界面結(jié)構(gòu)、位錯結(jié)構(gòu)以及力學(xué)性能的影響,分析并探討電磁場的調(diào)控機(jī)制,為輕質(zhì)高強(qiáng)材料的制備技術(shù)提供參考。

1 實驗方法

實驗用原材料為商用AA6111鋁合金、K2ZrF6粉(純度99%,20~30 μm)和KBF4粉(純度99%,20~30 μm)。先將K2ZrF6粉和KBF4粉放入電烘箱中升溫至250 ℃,保溫3 h,充分去除結(jié)晶水,冷卻后將K2ZrF6粉和KBF4粉按質(zhì)量比52∶48混合研磨,獲得粉體反應(yīng)物。將AA6111鋁合金放入石墨坩堝進(jìn)行熔煉,加熱至850 ℃時,將前述得到的粉體反應(yīng)物用石墨鐘罩分批壓入熔體中,使之與鋁熔體進(jìn)行反應(yīng),同時,施加電磁場(頻率參數(shù)分別為：0、5、10和15 Hz),同時用便攜式溫度測試儀連續(xù)檢測反應(yīng)過程中熔體溫度的變化,20 min反應(yīng)結(jié)束后,用C2Cl6除氣、精煉、除渣,于720 ℃澆入銅模中,制得ZrB2 np/AA6111基復(fù)合材料鑄錠(ZrB2體積分?jǐn)?shù)為1%、2%、3%)。將鑄錠機(jī)械磨拋后利用D/max 2500PC型X射線衍射儀(XRD)測試其物相組成,隨后將試樣用Keller試劑腐蝕,用Observer.Z1m型金相顯微鏡(OM)和JSM-7800F型場發(fā)射掃描電子顯微鏡(SEM)觀察不同電磁頻率下微觀組織的變化,用JEM-2100(HR)透射電鏡(TEM)對顆粒的形貌和界面結(jié)構(gòu)進(jìn)行分析并觀察顆粒的電子衍射花樣。通過軟件Image J統(tǒng)計出不同顆粒分?jǐn)?shù)的晶粒尺寸。低頻電磁場下原位合成鋁基復(fù)合材料的裝置原理如圖1所示。AA6111合金和電磁場調(diào)控后的原位ZrB2 np/AA6111復(fù)合材料的成分見表1。

由于AA6111是變形鋁合金,其擠壓材被大量應(yīng)用,并且為了得到良好的成形性能和屈服性能,常采用T4+人工時效。因此將制備的復(fù)合材料進(jìn)行560 ℃、24 h的均勻化,然后在500 ℃下進(jìn)行熱擠壓加工,擠壓比為9∶1,接著進(jìn)行T4熱處理+人工時效,工藝為：545 ℃固溶4 h后水淬,之后自然時效20 d,最后進(jìn)行180 ℃、30 min的人工時效。將獲得的擠壓棒材進(jìn)行拉伸實驗,室溫拉伸性能測試在AGS-X 10KN型精密電子萬能試驗機(jī)上進(jìn)行,按照ASTM E8M-09試驗方法進(jìn)行測試,樣品標(biāo)距為15 mm,拉伸速率為1 mm/min。每個參數(shù)分別做3個拉伸片,取3個拉伸數(shù)據(jù)的平均值為最終性能。

2 實驗結(jié)果與分析

2.1 原位ZrB2 np/AA6111復(fù)合材料物相組成和微觀組織

圖2為AA6111鋁合金和原位ZrB2 np/AA6111復(fù)合材料的XRD譜。譜中顯示有較強(qiáng)的Al基體衍射峰以及較為明顯ZrB2的衍射峰,并且其衍射峰的強(qiáng)度隨ZrB2顆粒體積分?jǐn)?shù)的增加而加強(qiáng)。表明采用Al-Zr-B體系和直接熔體反應(yīng)工藝,在AA6111基體中成功原位生成了ZrB2增強(qiáng)相。

圖3為不同體積分?jǐn)?shù)的原位ZrB2 np/AA6111復(fù)合材料的OM像及對應(yīng)的晶粒尺寸分布統(tǒng)計圖。從圖3a、c、e中可以看出,原位ZrB2顆粒以團(tuán)簇的形式分布于基體中,隨著體積分?jǐn)?shù)的增加,顆粒團(tuán)簇增大;顆粒大部分分布在晶界,少部分分布在晶內(nèi)。從圖3b、d、f可以看出,隨著ZrB2顆粒體積分?jǐn)?shù)的增加,晶粒逐漸細(xì)化,這是因為：一方面,顆粒分布在晶界起到釘扎晶界的作用,阻礙晶粒的長大;另一方面,顆粒可作為異質(zhì)形核點,為晶粒的形核提供更多的形核點,細(xì)化晶粒[19,20]。當(dāng)顆粒體積分?jǐn)?shù)為3%時,雖然晶粒細(xì)小,大部分晶粒尺寸在20~40 μm,但是顆粒團(tuán)聚嚴(yán)重(圖3e和f),這些大尺寸的顆粒團(tuán)簇會對原位鋁基復(fù)合材料的強(qiáng)度和伸長率產(chǎn)生有害的影響。當(dāng)體積分?jǐn)?shù)為2%時,ZrB2顆粒分布均勻且基體晶粒細(xì)小(平均晶粒尺寸為46 μm) (圖3c和d),因此本工作選取2%ZrB2 np/AA6111復(fù)合材料研究電磁場對材料組織和性能的影響。

2.2 電磁場對原位ZrB2 np/AA6111復(fù)合材料微觀組織的影響

在原位ZrB2 np/AA6111復(fù)合材料的制備過程中引入電磁場,作用時間為20 min,并在鑄錠邊緣取樣進(jìn)行觀察,圖4給出了不同電磁場頻率(0、5、10和15 Hz)對ZrB2 np/AA6111復(fù)合材料的顆粒分布的影響。由圖4a和b可以看出,在電磁場下制備的復(fù)合材料組織中顆粒團(tuán)聚現(xiàn)象得到明顯改善,大的顆粒團(tuán)簇破碎,分散成尺寸相對較小的團(tuán)簇在基體中均勻分布,并且顆粒的收得率相對增加(未施加電磁場調(diào)控,其實際顆粒體積分?jǐn)?shù)達(dá)不到2%)。當(dāng)電磁場頻率增至10 Hz (圖4c)時,增強(qiáng)顆粒的分布狀態(tài)得到持續(xù)改善,并且顆粒收得率提高,通過表1看出,其顆粒體積分?jǐn)?shù)達(dá)到2%。但當(dāng)電磁場頻率增大至15 Hz時,顆粒出現(xiàn)重新團(tuán)聚的趨勢。這種現(xiàn)象主要是由于電磁頻率的增大導(dǎo)致顆粒存在傾向性分布聚集,在熔體施加電磁場過程中,尺寸較大的顆粒由于慣性作用一般沿熔體外側(cè)分布,尺寸較小的顆粒主要分布于熔體內(nèi)側(cè),隨著電磁頻率增大引起熔體攪拌作用的增強(qiáng),從而加強(qiáng)了這種傾向性分布,最后導(dǎo)致大顆粒在熔體外側(cè)分布聚集(集膚效應(yīng)[21]),顆粒團(tuán)聚現(xiàn)象重新出現(xiàn)。

電磁場頻率的變化也會對顆粒的尺寸及形貌產(chǎn)生影響,如圖5所示。未施加電磁場時(圖5a),其顆粒團(tuán)聚明顯,顆粒尺寸不均勻,有少部分小尺寸彌散分布的顆粒。施加電磁場后,從圖5b和c可以看出,隨著頻率的增大,顆粒的分布明顯改善,顆粒尺寸變得均勻且平均尺寸變小,當(dāng)頻率達(dá)到10 Hz時,顆粒尺寸可達(dá)到50~100 nm并均勻彌散分布;但當(dāng)頻率繼續(xù)增大時,顆粒出現(xiàn)團(tuán)聚和長大的趨勢(圖5d)。這是由于隨著頻率增大,熔體內(nèi)的攪拌作用變強(qiáng),增強(qiáng)顆粒向周圍運(yùn)行的過程中,大顆粒運(yùn)動速度大于小顆粒,它們之間的碰撞幾率增加,提高了大顆粒吞并小顆粒的概率,因此造成顆粒團(tuán)聚并長大。此外隨著頻率的增大,顆粒的邊角逐漸圓潤,尖角減少,鈍化效果明顯。這是由于在電磁場調(diào)控的作用下,顆粒之間相互碰撞,導(dǎo)致顆粒邊角被磨平,頻率越大顆粒之間碰撞的幾率和碰撞力越大,越容易導(dǎo)致顆粒邊角鈍化。

圖6給出了電磁頻率為10 Hz時原位ZrB2 np/AA6111復(fù)合材料的顆粒形貌和晶體結(jié)構(gòu)。從圖6a可以看出,顆粒尺寸為50~100 nm,邊角圓潤,偏球形彌散分布在基體中,這是電磁場調(diào)控的結(jié)果。圖6b的電子衍射光斑進(jìn)一步證實,Al-Zr-B體系在低頻電磁場下熔體反應(yīng)生成的增強(qiáng)相為ZrB2,其晶體結(jié)構(gòu)屬于六方晶體結(jié)構(gòu)。

圖7為原位ZrB2 np/AA6111復(fù)合材料中顆粒與基體界面的HRTEM像和Fourier變換(FFT)花樣。對圖7a中的I和II區(qū)進(jìn)行Fourier變換并標(biāo)定,確定I區(qū)為基體Al,II區(qū)為ZrB2顆粒。因此可以確定I區(qū)和II區(qū)之間為ZrB2/Al的界面。觀察結(jié)果表明,ZrB2/Al界面明顯干凈,無界面反應(yīng)物,且光滑圓整,說明顆粒與基體界面結(jié)合良好。

圖8為Al-Zr-B體系在未施加電磁場和施加電磁場作用下熔體原位反應(yīng)所制備的ZrB2 np/AA6111復(fù)合材料中位錯的形態(tài)和分布。由圖8a和c可以看出,施加電磁場后,復(fù)合材料中的位錯密度較高,位錯細(xì)小,密集,呈網(wǎng)狀分布。進(jìn)一步放大觀察(圖8b和d)發(fā)現(xiàn),未施加電磁場下,納米顆粒較少,且位錯密度低,而施加電磁場下,很多納米顆粒與位錯相互交纏分布在復(fù)合材料中,這是由于未施加電磁場時,顆粒多以團(tuán)聚體的形式分布在基體中,彌散分布的顆粒較少,而施加電磁場后,顆粒分布彌散分布在基體中,這些均勻分布的納米顆粒可對位錯產(chǎn)生釘扎的作用,提高位錯密度,從而產(chǎn)生位錯強(qiáng)化提高復(fù)合材料的力學(xué)性能。

根據(jù)文獻(xiàn)[22]預(yù)測位錯密度增加量(Δρ)為：

$\mathrm{\Delta }?=\frac{\mathrm{\Delta }?\mathrm{\Delta }\mathit{TN}{?}_{\mathrm{S}}}{?}$(1)

式中,Δα為增強(qiáng)體和基體的熱膨脹系數(shù)差,ΔT為溫度變化值,N為顆粒數(shù),b為Burgers矢量,AS為粒子的總表面積。

Miller和Humphrey[23]假設(shè)粒子形狀為立方形,獲得了相似的表達(dá)式：

$\mathrm{\Delta }?=12\frac{\mathrm{\Delta }?\mathrm{\Delta }?{?}_{\mathrm{f}}}{\mathit{bd}}$(2)

式中,d是粒子的尺寸,Vf為粒子的體積分?jǐn)?shù)。結(jié)合式(1)和(2),施加電磁場后,復(fù)合材料中原位增強(qiáng)顆粒的數(shù)量增加,晶粒細(xì)化,導(dǎo)致產(chǎn)生了更多的位錯,因此提高了復(fù)合材料中的位錯強(qiáng)化效果。

2.3 力學(xué)性能

圖9為不同電磁場頻率(0、5、10和15 Hz)下的原位ZrB2 np/AA6111復(fù)合材料經(jīng)過熱擠壓和T4+人工時效之后的拉伸曲線和拉伸性能演變折線圖。結(jié)果表明,隨著電磁場頻率的增大,復(fù)合材料的抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度和伸長率有了明顯提高。特別是當(dāng)頻率為10 Hz時,復(fù)合材料的抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度和伸長率分別為362 MPa、253 MPa和25%,分別比未施加電磁場的ZrB2 np/AA6111復(fù)合材料提高了38.7%、68.6%和28.7%。這是由于隨著電磁場頻率的增大,顆粒的分布更加均勻,顆粒更加細(xì)小,從而有利于力學(xué)性能的提升。但當(dāng)頻率提升至15 Hz,復(fù)合材料的力學(xué)性能呈下降趨勢,但總體性能高于頻率為5 Hz時的力學(xué)性能。這是由于頻率繼續(xù)增大,顆粒有團(tuán)聚的趨勢,且尺寸開始粗大,力學(xué)性能降低。根據(jù)文獻(xiàn)[24,25]可知,其強(qiáng)化機(jī)制主要有：Orowan強(qiáng)化、細(xì)晶強(qiáng)化、位錯強(qiáng)化和載荷傳遞強(qiáng)化。這些強(qiáng)化機(jī)制對復(fù)合材料屈服強(qiáng)度(Δσy)的作用可以用下列線性關(guān)系式來表示：

$\mathrm{\Delta }{?}_{\mathrm{y}}=\mathrm{\Delta }{?}_{\mathrm{Load}}+\mathrm{\Delta }{?}_{\mathrm{Orowan}}+\mathrm{\Delta }{?}_{\mathrm{Grain}}+\mathrm{\Delta }{?}_{\mathrm{Dislocation}}+\mathrm{\Delta }{?}_{\mathrm{m}}$(3)

式中,ΔσLoad、ΔσOrowan、ΔσGrain和ΔσDislocation分別為載荷傳遞強(qiáng)化、Orowan強(qiáng)化、細(xì)晶強(qiáng)化和位錯強(qiáng)化增加的強(qiáng)度值,Δσm為ZrB2 np/AA6111復(fù)合材料未施加電磁場的屈服強(qiáng)度。

Orowan強(qiáng)化是位錯通過距離很近的細(xì)微硬粒子時受到粒子的阻礙而引起的強(qiáng)化作用。在電磁場調(diào)控下制備的原位ZrB2顆粒,由于顆粒為納米級,顆粒收得率高,顆粒大部分分布在晶界內(nèi),由Orowan的位錯阻礙理論可知：顆粒間距越小,則位錯繞過顆粒時的曲率越大,從而導(dǎo)致對位錯一定的阻力增加而使材料表現(xiàn)出較高的強(qiáng)度。Orowan強(qiáng)化引起的復(fù)合材料強(qiáng)度的增加可由Orowan-Ashby公式[25]來表示：$\mathrm{\Delta }{?}_{\mathrm{Orowan}}=0.4\mathit{MGb}\ln \left(0.8165{?}_{\mathrm{p}}/?\right)/\left[\mathrm{\pi }?{\left(1-?\right)}^{1/2}\right]$(4)

$?=0.8165{?}_{\mathrm{p}}\left[{\left(\mathrm{\pi }/4?\right)}^{1/2}-1\right]$(5)

式中,M為平均取向因子,對鋁合金來說可取為3.07;G為剪切模量,G=26.2 GPa;b=0.286 nm;dp為顆粒的平均直徑,本實驗為80 nm;$?$為Poisson比,$?$=0.345;λ為顆粒間距;f為顆粒體積分?jǐn)?shù)。

由于在電磁場作用下原位ZrB2顆粒的生成,顆粒均勻分布在晶界,晶粒細(xì)化,根據(jù)Hall-Petch公式[26],基體晶粒細(xì)化對復(fù)合材料的強(qiáng)度貢獻(xiàn)大小為：

$\mathrm{\Delta }{?}_{\mathrm{Grain}}=?({?}^{-1/2}-{?}_0^{-1/2})$(6)

式中,k為純Al的Hall-Petch斜率,k=0.07 m1/2;d和d0分別為電磁作用下和未施加電磁作用下的晶粒尺寸。

在電磁場作用下的原位ZrB2 np/AA6111復(fù)合材料中,由于得到的顆粒增強(qiáng)體尺寸為納米級,體積分?jǐn)?shù)較高,增強(qiáng)體的熱膨脹系數(shù)與鋁基體的存在很大差異,在顆粒周圍產(chǎn)生大量附加的位錯,從而使得復(fù)合材料內(nèi)部的位錯密度大大增加,從而提高了復(fù)合材料的強(qiáng)度。位錯密度對基體屈服強(qiáng)度的貢獻(xiàn),通常由下式[27]表達(dá)：

$\mathrm{\Delta }{?}_{\mathrm{Disloaction}}=\mathit{AGb}\sqrt[]{\mathrm{\Delta }?}$(7)

式中,A為幾何常數(shù),A=0.83。假設(shè)顆粒形貌為球形,增加的位錯密度可表示為[22]：

$\mathrm{\Delta }?=\frac{2\mathrm{\Delta }?\mathrm{\Delta }\mathit{Tf}}{?{?}_{\mathrm{p}}}$(8)

式中,Δα=α1-α2,α1(23.8×10-6K-1)和α2(6.88×10-6K-1)分別為AA6111基體和ZrB2顆粒的熱膨脹系數(shù)。ΔT=T-T0,T0(298 K)為測試溫度,T(993 K)是澆注溫度。通過計算,Δρ為2×1013m-2。

電磁場作用下的原位ZrB2 np/AA6111復(fù)合材料的載荷傳遞強(qiáng)化是載荷從基體向增強(qiáng)體的傳遞,增強(qiáng)體是載荷的主要承擔(dān)者。載荷傳遞強(qiáng)化對屈服強(qiáng)度的貢獻(xiàn)[28],可由下式表達(dá)：

$\mathrm{\Delta }{?}_{\mathrm{load}}=\mathrm{\Delta }{?}_{\mathrm{m}}\frac{1}{2}\left(?\right)$(9)

式中,Δσm=150 MPa。

通過計算可得Δσload、ΔσOrowan、ΔσGrain和ΔσDisloaction分別為1.5、57、4.26和42.1 MPa。由上述數(shù)據(jù)可以看出,電磁場調(diào)控下Orowan強(qiáng)化對復(fù)合材料屈服強(qiáng)度的提升貢獻(xiàn)最大,其次為位錯強(qiáng)化,然后為細(xì)晶強(qiáng)化,最后為載荷傳遞強(qiáng)化。通過式(3)計算可得Δσy=254.8 MPa,對比實際測量值253 MPa可以看出,理論計算值與實際測量值基本吻合。

圖10為不同頻率(0、5、10和15 Hz)的電磁場調(diào)控原位ZrB2 np/AA6111復(fù)合材料的斷口表面SEM像。由圖10a可見,未施加電磁場的復(fù)合材料的斷口存在著很多粗大的淺的韌窩和撕裂棱,屬塑性斷裂,但是韌窩內(nèi)分布著粗大的顆粒團(tuán)聚體,這些粗大的顆粒團(tuán)聚體作為裂紋源惡化材料的伸長率。隨著電磁場的加入(圖10b),復(fù)合材料拉伸斷口的韌窩變多變小,分布在韌窩的顆粒團(tuán)簇體變小,其斷裂方式為韌窩斷裂。當(dāng)電磁場頻率為10 Hz時(圖10c),主要以細(xì)小韌窩居多,并且分布在韌窩的顆粒細(xì)小且均勻分布,有助于提高材料的伸長率。繼續(xù)增加電磁場頻率(圖10d),斷口形貌惡化,這是由于顆粒重新團(tuán)聚所致。圖10表明斷口形貌觀察的結(jié)果與力學(xué)性能相一致。

材料的斷裂過程包括裂紋萌生和擴(kuò)展2個階段[29]。顆粒增強(qiáng)復(fù)合材料的斷裂過程與顆粒的大小、分布及顆粒與基體合金的界面結(jié)合強(qiáng)度相關(guān)[31]。在ZrB2 np/AA6111復(fù)合材料拉伸過程中,由于原位顆粒尺寸很細(xì)小,因此在剛開始階段,顆粒跟隨基體一起移動,材料表現(xiàn)出良好的延伸性,并產(chǎn)生明顯的滑移帶,但當(dāng)拉伸到一定程度時,晶界的阻礙和位錯的塞積會阻礙顆粒與基體一起移動,導(dǎo)致在顆粒與基體界面處產(chǎn)生應(yīng)力集中,當(dāng)滑移的切應(yīng)力大于顆粒與基體的界面結(jié)合力時,則出現(xiàn)顆粒脫粘現(xiàn)象;當(dāng)滑移的切應(yīng)力大于顆粒內(nèi)部的剪切強(qiáng)度,則出現(xiàn)顆粒破碎,從而在顆粒處形成孔洞,孔洞的長大以及連接最后形成裂紋,最后導(dǎo)致斷裂。因此顆粒越粗大,團(tuán)聚越明顯,這種現(xiàn)象越容易發(fā)生,材料的塑性越差。

2.4 電磁場調(diào)控機(jī)制

2.4.1 顆粒的收得率以及顆粒團(tuán)簇的尺寸和分布 由圖5可見,當(dāng)電磁場頻率為10 Hz時,生成的顆粒尺寸在50~100 nm范圍內(nèi),而未施加電磁場作用時顆粒尺寸在100~200 nm,施加磁場后顆粒得到細(xì)化。電磁場攪拌的條件下,熔體的流動會直接影響反應(yīng)過程中的顆粒形核、成長以及傳熱、傳質(zhì),并對原位納米顆粒復(fù)合材料內(nèi)顆粒收得率、分布和尺寸等產(chǎn)生明顯的影響。

圖11為原位合成ZrB2顆粒的動力學(xué)過程示意圖。未加電磁場時,反應(yīng)鹽在加入熔體后,是以乳化的融滴存在于基體中,然后從表面接觸Al液開始反應(yīng)生成Al3Zr和AlB2,Al3Zr首先存在于鹽滴的表面,然后慢慢生長并且擴(kuò)散,最后覆蓋在表面;而AlB2是成片狀地長在Al3Zr表面且存在于熔體中,最后兩者接觸反應(yīng)生成ZrB2,圍繞著鹽滴成長,因此ZrB2顆粒以團(tuán)聚形式存在[31]。施加電磁場后,在電磁場的攪拌下,乳化的鹽滴被打散變得細(xì)小,使顆粒團(tuán)聚體變小且分布更均勻;電磁場作用使熔體內(nèi)部產(chǎn)生強(qiáng)制對流,促使團(tuán)聚顆粒破碎懸浮,細(xì)化顆粒團(tuán)簇,且其生成的顆粒會隨著熔體的運(yùn)動在基體中彌散均勻擴(kuò)散,改善顆粒分布。另外熔體在Lorentz力作用下產(chǎn)生強(qiáng)烈的混合對流,增加反應(yīng)初期Al液和反應(yīng)鹽滴的接觸機(jī)會,反應(yīng)界面擴(kuò)大,有利于反應(yīng)的進(jìn)行,導(dǎo)致形核數(shù)量增加,提高了反應(yīng)過程中顆粒的收得率。

2.4.2 顆粒的粒度和形貌 當(dāng)施加電磁場攪拌時,熔體中會產(chǎn)生劇烈的紊流,從而產(chǎn)生強(qiáng)烈的碰撞和沖刷,其碰撞力和沖刷力能有效地打散團(tuán)簇,甚至導(dǎo)致在顆粒內(nèi)部有缺陷的地方發(fā)生斷裂,細(xì)化顆粒;同時,紊流使顆粒之間相互摩擦和碰撞,從而磨平顆粒的尖角。ZrB2顆粒為小平面生長相,其生長過程具有各相異性,但是會隨著溫度的變化而擇優(yōu)生長,不利于顆粒的球化,但在電磁場的作用下,能促進(jìn)在顆粒生長過程中形成較多的孿晶,同時使Al液的溫度場趨于均勻,有利于其擇優(yōu)生長方向的臺階生長和側(cè)面沉積,增加厚度,抑制顆粒相的擇優(yōu)生長,改善顆粒相的形貌,同時電磁場的劇烈攪拌加速了原子擴(kuò)散,促進(jìn)顆粒的圓整化[32,33]。

2.4.3 電磁場的最優(yōu)參數(shù) 從以上微觀組織結(jié)果可以看出,電磁頻率應(yīng)嚴(yán)格控制。頻率太小,攪拌強(qiáng)度弱,效果不明顯;頻率過大,在凝固過程中會加快熔體的散熱,加快凝固過程[34],顆粒的擴(kuò)散時間不夠,并且容易產(chǎn)生集膚效應(yīng)造成顆粒團(tuán)簇[21](圖12)。未施加電磁場時,顆粒收得率低,團(tuán)聚體粗大,當(dāng)頻率為5 Hz時顆粒收得率提高,但團(tuán)聚分布不好,沒有充分發(fā)揮電磁力的作用,當(dāng)頻率為10 Hz時,組織中顆粒團(tuán)聚體細(xì)小且分布均勻,顆粒尺寸細(xì)化效果最佳。繼續(xù)增大頻率,雖顆粒數(shù)量繼續(xù)增加,但團(tuán)聚體變粗大分布不均勻(圖4和5)。因此頻率為10 Hz時效果最好。

3 結(jié)論

(1) 電磁場調(diào)控技術(shù)+原位合成技術(shù)可成功制備出納米級ZrB2 np/AA6111復(fù)合材料,其界面結(jié)合良好,干凈無雜質(zhì)。施加電磁場能夠分散顆粒團(tuán)聚體以及細(xì)化和鈍化納米顆粒,使其均勻分布在基體中。

(2) 電磁場頻率需要嚴(yán)格控制,最佳頻率為10 Hz。

(3) 施加電磁場可明顯提高復(fù)合材料的力學(xué)性能,當(dāng)頻率為10 Hz時其最佳的抗拉強(qiáng)度為362 MPa,屈服強(qiáng)度為253 MPa,伸長率為25%,分別比未施加電磁場的ZrB2 np/AA6111復(fù)合材料提高了38.7%、68.6%和28.7%。

來源--金屬學(xué)報