快速凝固和半固态成形制备铝基环保材料

摘要：利用半固态成形技术和快速凝固粉末冶金方法制备高强铝基复合材料，该方法制备的合金具有细化晶粒、增大合金元素的固溶度、减小偏析、形成亚稳相等独特的优势，因此大大提高了铝基复合材料的性能。利用原始创新的WAl6为增强相，制备出(１)高强铝合金：该铝合金的强度达于550MPa，硬度大于150HB，延伸率大于4%； (２) 高强高硬铝合金：该铝合金的强度达大于600MPa，硬度大于180HB，延伸率大于2%。该铝合金的机械性能已经接近甚至超过美国产7075铝合金。

关键词：铝基复合材料；半固态加工；颗粒增强；机械性能

1 引言：

铝合金及其复合材料是工程应用中最具竞争力的材料体系之一，已广泛应用于航空航天、建筑、汽车、船舶、日用品等工业领域。目前已开发出8个系列几百种型号产品，本论文积极展开了先进制备技术和高强铝基复合材料的研究开发工作，通过增强颗粒组分的原始创新和制备技术的原始性创新获得了力学性能指标超过美国7075高强铝合金的铝基复合材料，而且制造成本低，进而通过进一步的开发及中试产业化研究可解决我国对该类材料的急需，打破国外对我国高端铝合金材料的垄断和限制局面。

2 实验方法：

颗粒增强铝基复合材料的制备方法

原料采用由机械合金化方法制备得到的W14Al86合金粉末[1]和商用等级的Al粉(200mesh, Al>98wt.%)。将W14Al86合金粉末和一定比例的Al粉在振动式高能球磨机上混合，震动频率1470cpm，混合数小时。球磨罐为不锈钢罐。为提高研磨效率，采用不同直径(￠10,15mm)大小的低碳钢球作为磨球，球料比为12:1。同时加入一定量的无水乙醇作为过程控制剂，以防止锻接，通过机械制粉过程得到混合均匀的复合粉末。将混合均匀的粉末在700MPa压力下压制成40mm×10mm×5mm尺寸的坯体。采用半固态触变成形方法，对坯体短时间加热，炉温设定为所需触变成形温度，加压至1000MPa得到尺寸为60mm×15mm×3mm的块状样品。

所得的块状样品经过研磨和抛光处理后进行分析和测试。密度由阿基米德排水法方法测得。显微硬度在Leitz-Wetzlar Miniload Ⅱ上测量，载荷为200g，加载时间为15s。样品的拉伸强度在Nstron model 1125电子万能测试仪上进行，拉伸试样为3mm厚哑铃型短试样，平行长度l0为30mm，加载速度为10mm/min。样品的物相分析在日本理学(Rigaku)D/max-ⅡBX射线衍射仪 (CuKα，入=0.154nm)上进行，电压40V，电流20mA，扫描速度为0.02deg/s。样品的断面微观结构在Philips XL30场发射扫描电子显微镜(ESEM)上观察并利用场发射扫描电子显微镜自带的能谱仪系统（EDAX，Philips）对样品成分进行分析。

3 实验结果与讨论

图3-1是Al-W14Al865wt.%的粉末在不同的球磨时间下的形貌图。如图所示，球磨1h时，颗粒W14Al86与Al已经发生复合，前期该阶段中球磨过程以冷焊接为主。随着球磨的进行，当球磨达2h时，由于应变能量的积累，粉末逐渐的加工硬化，破碎作用占据主要地位，颗粒尺寸开始迅速减小。当球磨达3h和4h时，粉末的颗粒大小几乎不发生变化，表明在球磨过程中冷焊接和破碎作用达到一定的平衡态。

W14Al86和Al在球磨过程中均匀混合的过程与早期研究的ODS氧化物弥散强化的韧-脆性体系过程十分的类似[2]。在韧-脆性体系的MA过程中，韧性组元在剧烈的塑性变形中被压扁，并相互间发生冷焊形成层片结构；而脆性组元则发生破碎，形成的微小脆性粒子嵌入韧性复合层片状的韧性组元中，形成脆性颗粒嵌入复合层片状韧性组元基体的粉末粒子结构。继续球磨，韧性组元基体将会由于加工硬化效应而发生破碎，而后再次冷焊。随着MA的进行，无论是韧性组元还是脆性组元其粒子尺寸都不断减小，这些细小的韧、脆性粒子将在机械合金化过程中反复经历上述过程，不断被破碎、焊合，最后达到动态的平衡，如图3-2所示。

图3-3是Al-W14Al865wt.%的样品在温度550℃，预热3min后,压力1000MPa下半固态触变加工产物的XRD图谱。从图上可以看出Al和W14Al86合金的特征峰均清晰可见，并没有其他的结晶形态的峰存在，可以认为得到的样品是以5wt.%W14Al86合金颗粒为增强相的铝基复合材料。

表3-1是不同混料时间下的Al-W14Al865wt.%样品的拉伸强度、屈服强度、延伸率及弹性模量。

表3-1. 不同混料时间下的Al－W14Al865wt.%的强度、屈服强度、延伸率及模量

从表中可以看出，随着混料时间的增加强度先由低向高增加，到3h时样品强度达到最大551MPa。再增加混料的时间，样品的强度开始降低。相应的，屈服强度也是随着混料时间先增加后降低。延伸率在混料3h的条件时达到最大，而弹性模量随着混料时间延长增加并不明显。混料前3个小时，主要是W14Al86 和Al在防锻剂的作用下逐渐实现均匀弥散的过程，3h时达到了理想的弥散程度，强度等数据达到最大。高强高硬的W14Al86的细微颗粒属第二相弥散强化质点，对位错起钉扎作用，也阻止位错的滑移，从而对Al基体产生明显的强化作用。如果保持增强相颗粒足够细小化，就可以增加增强粒子的表面积，减小增强粒子的颗粒间距，使大量均匀弥散分布的增强颗粒起到钉扎位错的作用，而且可以细化基体的晶粒，因而可以表现更为优良的力学性能。

随着球磨过程的继续进行，样品的强度反而降低。这主要是因为：一方面是由于球磨带入杂质的影响，虽然XRD图谱并未显示有杂相峰存在，但其表观现象是粉末颜色发黑；另一方面是由于混合粉末的颗粒不断的细化，活性增强，这样导致在粉体冷压成型的时候，发生了明显的氧化，其表观现象是冷压坯体氧化发热（整个冷压和半固态操作过程都是在无任何保护的状况下进行的）。这样导致的结果是颗粒间被杂质和氧化物夹杂着，半固态得到的样品样品偏脆，拉伸断裂为脆性断裂方式(如图3-4d)，得到的强度数据偏低。

图3-4是Al-W14Al865wt.%复合材料拉伸时的应力应变曲线图。混料1h，2h时，由于颗粒弥散没有完全均匀，导致增强效果不是很明显。而混料3h是该组试验下的综合力学性能最佳的点，相应的拉伸曲线有一个明显的屈服阶段并且断裂发生在屈服之后，是一个典型的韧性材料的拉伸曲线。混料4h的样品由于夹杂了杂质和氧化物，导致半固态加工后块体材料中颗粒之间结合力不牢固，微观上有缺陷，拉伸试验时在增强相颗粒的增强效果完全发挥之前就在缺陷处发生断裂。如图3-4d所示材料在弹性变形区就发生断裂。

图3-5是Al-W14Al865wt.%的显微硬度随球磨时间变化的曲线。如图所示，随着球磨的时间增加样品的显微硬度不断增强，同时不同测试点的相对误差范围逐渐减小，这表明复合材料的混合程度逐渐的均匀化。当球磨时间增加到3h时硬度值达到140HV，球磨4h时硬度值达到152HV。硬度的增加除了球磨过程中机械。

硬化作用之外，添加第二相的脆硬W14Al86合金的是导致硬度比球磨纯铝样品的硬度要高的重要原因。关于该原因中南大学余琨等人已经作出了该方面的研究[3]，他们对喷射共沉积后经挤压的SiCp/6066铝基复合材料，通过采用超微硬度法测量其微区的硬度变化，结果表明：在SiC颗粒分布密集处，基体超显微硬度值HV为143.2，而在SiC颗粒分布稀疏处，硬度值HV为107.2，二者之间有明显差距。这主要由于分布密集的增强体SiCp周围局部基体应力场应力集中更剧烈而使超显微硬度值提高。理论上认为如果增强相在金属或者合金基体中能在微观尺度上充分均匀，复合材料的整体硬度的分布会更接近平均值。

图3-6 是Al-W14Al865wt.%的样品（经球磨3h后）在550?C，1000MPa下半固态触变加工后产物的断面形貌图。从图中可以看出，样品明显是存在两种物相，一种是凸起的镶嵌在表面的圆形颗粒，与之相对应的是同尺寸大小的凹进去的圆洞，大小为1微米左右，由EDAX分析看，弥散在基体中的凸起颗粒的为钨铝合金颗粒。另外一种是连续的韧窝，分析结果为纯铝基体。从断裂方式上看，在拉伸过程中钨铝合金颗粒被整体从铝基体中拔出，这主要是基体铝的强度大大低于增强相钨铝合金颗粒的强度，界面两侧强度差值很大，因此在应力加载过程中，裂纹首先从结合处开始发生，整体表现为沿晶断裂方式。

小结

通过MA与SS技术的复合，使纯铝的性能得到了明显的提高。通过该方法获得的最佳纯铝的性能为：拉伸强度537MPa，屈服强度503MPa，延伸率10.8%，硬度130HV。

通过MA与SS复合技术，制备得到了不同含量的钨铝合金颗粒增强铝基复合材料。确定了W14Al86最优添加量为8wt.%，得到的最佳性能为：拉伸强度573 MPa，屈服强度525MPa，延伸率8%，显微硬度为151HV。

获得Al-W14Al868wt.%最佳性能的制粉条件：0.16vol%防锻剂，球料比12：1，球磨时间3h；半固态条件：温度550?C，保温时间3min，压力1000MPa。主要是通过第二相粒子的均匀弥散增强来提高性能。

钨铝合金（W14Al86）是铝合金中一个较好的增强相材料。MA与SS的复合技术是可以实现均匀弥散和细晶组织结构获得高性能，是一种铝基复合材料制备的好方法。

参考文献

[1]祝昌军，钨铝合金的制备、性能及合成机理的研究，中国科学院博士论文，2005

[2] J .S .Benjamin，Sci. Am.，1976 (234): 40

[3] 余琨，黎文献等，《中南工业大学学报》，2001年32卷2期 180