自生TiC_p/2024复合材料熔体挤压组织与力学性能

　　［摘要］　对自生TiC_p/2024复合材料采用T4和T6两种热处理制度,测试了该材料的σ_b、σ_s、E和δ。通过SEM观察和分析了熔体挤压TiC_p/2024复合材料的显微组织和断口形貌。结果表明:在T6状态下TiC_p含量为15wt%的复合材料的σ_b、σ_s、E分别达到540MPa、430MPa、92GPa,δ为3.2%,断裂形式为韧性断裂,由此可以认为自生TiC_p /2024复合材料具有优良的综合力学性能 。
　　关键词　熔体挤压　TiC_p　复合材料　组织　力学性能

Microstructure and Mechanical Properties of
Liquid-extruded in-situ TiC_p/2024 Composites

Ma Mingzhen　Zeng Songyan　Zhang Erlin　Yang Bo　Zhou Bide
(Harbin Institute of Technology,Harbin)
Wang Dianbin　Gui Manchang　Yuan Guangjiang　Wu Jiejun
（Institute of Aeronautical Materials,Beijing）

　　［Abstract］　The ultimate tensile strength(σ_b、σ_s ), elastic modules(E) and elongation (δ) of the in-situ TiC_p/2024 composites was tested at the heat treatment condition of T4 and T6.The microstructure of the in-situ extruded TiC_p/2024 composites was observed by the use of SEM, and the fracture morphology was also observed. The results show that the ultimate tensile strength and the elastic modules of the composite with 15wt%TiC_p are 540MPa,430MPa and 92GPa respectively, and the elongation is up to 3.2%.The fracture is ductile. All of these indicte that the composites are of good mechanical properties。
　　Keywords　liquid extrusion　TiC_p　composite　microstructure　mechanical properties

　　金属基复合材料具有高比强度、高比模量、耐热、耐磨、耐疲劳性能好等优良特性,已成为航空、航天、汽车工业及其他高新产业中极具吸引力的材料之一^［1～5］。颗粒增强型金属基复合材料的研究,从70年代后期兴起,近几十年得到了迅猛的发展,其中反应合成原位自生颗粒增强型金属基复合材料以其制备工艺简单,合成的反应产物质量高,并可有效地避免外加颗粒与界面的反应和随之带来的污染等优点,而倍受材料科学工作者的重视。
　　本研究采用反应合成工艺制备出自生TiC_p/2024颗粒增强型金属基复合材料,对其显微组织及不同热处理制度的力学性能进行了研究，并进行了熔体挤压试验,以期有效地减少或消除复合材料中的气孔,使组织性能得到明显的改善。
　
1　实验方法
　　本实验采用1000kN四柱万能液压机对自生TiC_p/2024复合材料进行熔体挤压,挤压比为12.5∶1,挤压毛坯料的截面尺寸为20mm×10mm,分别沿挤压方向(纵向截面)和垂直挤压方向(横向截面)取组织试样,通过SEM进行显微组织观察,采用T4和T6两种热处理制度,用Instron万能材料试验机测试了TiC_p/2024复合材料的力学性能,拉伸速度为0.008mm/s。
2　实验结果与分析

2.1　TiC_p/2024复合材料的挤压组织
　　图1是TiC_p/2024复合材料挤压板坯料纵向截面和横向截面的SEM组织。在纵向截面TiC_p呈纤维条状分布,如图1(a)所示。在横向截面的SEM组织中,TiC_p的分布比较均匀,不存在纤维条状分布形态,如图1(d)(e)(f)。观察还发现,随着TiC_p重量百分数含量的增加,在纵向截面TiC_p呈纤维条状分布的趋势减小,如图1(c)所示。分析认为：在纵向截面上TiC_p呈纤维条状分布,其原因可能是当TiC_p的含量低时,材料的粘度低,流动性好,因而在后续的挤压过程中,TiC_p随基体合金的流动变形而在挤压方向（纵向截面）形成纤维条状的分布,而当TiC_p含量不断增加且分布愈加弥散时,导致金属液粘度增加,当金属流动时,金属液与TiC_p之间或者TiC_p与TiC_p之间的摩擦阻力增加,互相阻碍,使TiC_p随金属流动变形时的移动趋势也减小,故其分布均匀。

图1　TiC_p/2024复合材料的熔体挤压组织
(a),(b),(c)纵向截面的挤压组织；(d),(e),(f),横向截面的挤压组织
(a,d)5wt%TiC_p；(b,e)10wt% TiC_p；(c,f)20wt% TiC_p
Fig.1　Microstructrue of TiC_p/2024 composites for (a,b,c) longitudinal and (d,e,f) transverse section
(a, b)5wt%TiC_p；(c, d)10wt%TiC_p；(e, f)20wt% TiC_p

2.2　TiC_p/2024复合材料熔体挤压力学性能
2.2.1　TiC_p/2024复合材料的热处理工艺
　　复合材料基体组织的特征对材料的力学性能有着极大的影响,而基体的组织结构往往是由所选择的热处理工艺所决定的,因此选择合理的热处理工艺对提高复合材料的力学性能有着至关重要的作用。据资料［6］介绍,颗粒相的加入对复合材料固溶处理影响较小,固溶温度仍保持原基体的固溶温度,但可以缩短固溶时间,对复合材料的时效行为有较大的影响,因此有必要对复合材料的热处理工艺和时效方式进行初步选择。本实验固溶处理温度确定在(495±5)℃,保温时间为1.5h,采用T4和T6两种热处理制度。图2是不同TiC_p含量时,复合材料硬度值随时效时间的变化。由图可见，2024基体的峰时效时间为8h,当时效时间超过8h后,将出现明显的过时效行为,硬度值开始下降而TiC_p/2024复合材料的峰时效时间集中在4～5h,随TiC_p含量增加略有缩短,时效峰过后材料的硬度值并没有明显降低,个别的还有所提高,由此可以认为,复合材料的时效行为较基体提前。

图2　TiC_p/2024复合材料硬度值随时效时间的变化(T6)
Fig.2　The change of microhardenss of TiC_p/2024
composites with artificial ageing time(T6)

2.2.2　TiC_p/2024复合材料的力学性能
　　表1是TiC_p/2024复合材料的力学性能。由下表可见,当TiC_p含量≤15wt%时,TiC_p/2024复合材料材料的σ_b、σ_s、E随TiC_p含量的增加而提高,δ则随TiC_p含量的增加而降低。在T4状态下,当TiC_p含量为15wt%时,σ_b、和σ_s达到最大值,分别为 476MPa和387MPa,与基体合金相比,分别提高30%和59%,比强度提高22%（TiC_p/2024密度约285g/cm³）。当TiC_p含量增至20wt%时,σ_b 和σ_s均有所下降,但幅度不大。与T4状态相比，T6状态下的σ_b 和σ_s 均有较大提高,当TiC_p含量为15wt%时,σ_b 和σ_s 分别为540MPa和430MPa,当TiC_p含量增至20wt%时,强度的下降幅度比较缓慢,但延伸率则明显下降,δ为3.2%。弹性模量E随TiC_p含量的增加呈线性提高，受热处理的影响较小，当含量TiC_p为20wt%时,E高达92.5GPa,较基体材料提高29.3%。由上述分析可知, 复合材料的σ_b、σ_s 和E随TiC_p含量的增加而提高,δ则随TiC_p含量的增加而明显下降,但当TiC_p含量为20wt%时,经T4处理的复合材料的δ最低值为4.7%,经T6处理的复合材料的δ最低值为3.2%,可见此时自生TiC_p/2024复合材料仍具有较好的塑性。

TiC_p/2024复合材料的力学性能表
Table 　Mechanical properties of TiC_p/2024 composites

2.3　TiC_p/2024复合材料的断口分析
　　图3为SEM下TiC_p/2024复合材料的断口形貌,由图可见,断口上存在大量的韧窝,明显呈微孔聚集型韧性断裂,在韧窝外侧边缘上有明显撕裂滑移痕,并可以清晰地看到在韧窝底部有许多细小的颗粒,通过能谱对无颗粒的韧窝进行成分分析,没有Ti元素的存在,另外在整个断口上没有发现具有小平面特征的断裂区域,即不存在颗粒的断裂,说明此处为“拔出”型断裂,其原因是由基体滑移产生的塑性变形和颗粒与基体结合界面处的脱粘造成的.另外观察还发现,TiC_p含量为5wt%(a)的复合材料断口韧窝的尺寸大而数量少,其边缘明显呈拉长形式,TiC_p含量为15wt%(c)的复合材料断口韧窝的尺寸小而数量多,呈等轴形式。由此可见，随TiC_p含量的增加,复合材料断口由撕裂拉长的韧窝逐渐变为等轴韧窝形式,韧窝形状由大到小,数量由少到多,表明材料的塑性逐渐下降,并且韧窝多是由颗粒的“拔出”而形成,断裂的主要原因为颗粒与基体结合界面的脱粘所致。其形成机理为:TiC_p或其他夹杂物在外力作用下,不能随基体进行连续变形,在此处发生位错塞积,产生应力集中,这些质点与基体结合界面脱离形成微孔,随着应力增加,微孔不断长大,相互吞并,使微孔形成的裂纹进一步扩展导致材料缩颈和断裂。

图3　TiC_p/2024复合材料的断口形貌
Fig.3　The fracture morphology of TiC_p/2024 composites
(a) 5wt%TiC_p；(b) 10wt%TiC_p；(c) 15wt%TiC_p

3　结论

　　 (1)通过SEM对熔体挤压后的TiC_p/2024复合材料组织进行了观察和分析,发现TiC_p含量较低的材料中,纵向截面的TiC_p有纤维状分布的趋势,随TiC_p含量的增加这种趋势逐渐消失,而在横向截面TiC_p的分布均匀。
　　 (2)分析了T4和T6两种状态下材料的力学性能与TiC_p含量的关系,除塑性随TiC_p含量的增加而降低外,σ和E则明显提高,特别是TiC_p含量为15wt%的复合材料的力学性能有最大值,σ_b、σ_s、E 分别达到540MPa、430MPa和92GPa,与基体合金相比有较大的提高。
　　(3)分析了TiC_p/2024复合材料断口的特征,指出断裂形式为韧性断裂,其原因主要是以TiC_p为核心形成微孔,继而扩展,使TiC_p与基体的界面脱粘造成的。