原位自生Al-4Cu-0.8MgTiCp复合材料半固态挤压的组织
于波姬舒平韦天华李大全佳木斯电视大学上海海运学院燕山大学佳木斯船舶检验处过SEM观察和分析了半固态挤压原位自生Al4Cu-0.8Mg/TiCp复合材料的显微组织和断口形貌。结果表明：在T6状态下oXllCp）为15%的复合材料的 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。 本文采用反应合成工艺制备出自生A14Ci>0. 8Mg/TiCP复合材料，并进行了半固态挤压试验，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.在横向截面的SEM组织中，TiCp的分布比较均匀，不存在纤维条状分布形态，如中的d）、e）、f观察到，随着TiCp含量的增加，在纵向截面TiCp呈纤维条状分布的趋势在减小，如中c）所示。分析认为：在纵向截面上TiCp呈纤维条状分布，其原因可能是当TiCp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，TiCp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TiCp含量不断增加且分布愈加弥散时，导致金属液粘度的增加。当金属流动时，金属液与TiCp之间或者TiCp与TiCp之间的摩擦阻力增加，互相阻碍，使TiCp随金属流动变形时移动的趋势也减小，故其分布均匀。 2.2半固态挤压力学性能AMCu-0.8Mg/TiCp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热处理工艺所决定，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。据已有的资料介绍，加入颗粒相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。是不同TiCp含量时，复合材料硬度值随时效时间的变化。从图中可以看出，AMCu-0.8Mg基体的峰时效时间为10h.当时效时间超过10h后，合金出现明显的过时效行为，硬度值开始下降，而A1- 4Cu-0.8Mg/TiCp复合材料的峰时效时间集中在57h.随TiCp含量增加略有缩短，时效峰过后材料的硬度值并没有明显的降低，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。 时效时间/h AMCu~0.8Mg/TiCp复合材料硬度值随时效时间的变化（T6）8Mg/TiCp复合材料的力学性能。由表1可见，当⑴（TiCp）矣15%时，A1-4CU-0.8Mg/TiCP复合材料的ab、a8、E随TiCp含量的增加而提高，8则随TiCp含量的增加而降低。在T4状态下，当co（TiCp）为15%时，0b、a8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%（AMCu-0.8Mg/TiCP密度约285g/cm3）。当o（TiCp）增至20%时，ab、a8均有所下降，但幅度不大。与T4相比T6状态下8、九均有较大提高。当c（TiCp）为15%时，a8和0b分别为540MPa和430MPa，当w（TiCp）增至20%时，强度的下降幅度比较缓慢，但延伸率则明显下降，S为3 2%.弹性模量E随TiCp含量的增加呈线性提高，受热处理的影响较小，当w（TiCP）为20%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ab、0s和E随TiCp含量的增加而提高，S则随TiCp含量的增加明显下降，但当⑴（TiCp）为2%时，经T4处理的复合材料的S最低为4.7%，经T6处理的复合材料的S最低为3.2%，可见此时自生AMCu-0.8Mg/TiCp复合材料仍具有较好的塑性。 2.3AI-4CU-0.8Mg/TiCp复合材料的断口分析断口形貌。由图可见，断口上存在大量的韧窝，明显呈微孔聚集型禚性断裂。在禚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。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。另外观察到，（TiCP）为5%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；（TiCp）为15%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co（TiCp）的增加，复合材料断口由撕裂拉长的钿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。并且禚窝多是由颗粒的“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：TiCp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。随着应力的增加，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发生缩颈和断裂。 3结论通过SEM对半固态挤压后的。AMCu-0.8Mg/TiCp复合材料组织进行观察和分析。在TiCp含量较低的材料中，纵向截面的TiCp有纤维状分布的趋势，随TiCp含量的增加这种趋势逐渐消失，而在横向截面TiCp的分布均匀。 分析了T4和T6两种状态下材料的力学性能和TiCp含量的关系，除塑性随TiCp含量的增加而降低外，a和E则明显提高。特别是（TiCP）为15%的复合材料的力学性能有最大值，分别达到540MPa、430MPa和92GPa，与基体合金相比有较大形成的缺陷类型与实验证实的缺陷类型符合较好（见表2）。 表2掺人物质预测形成的缺陷类型和实验缺陷类型的对比氧化物预测缺陷类型实验缺陷类型如果施主元素取代钛位，由表1计算出取代钛+取代钛位（E-E）较小，易取代钛位，这与实验符合较好。因为（E-E）值越大，取代越难进行。 表3取代钛位元素离子半径与（Eg-E）值掺杂物表4稀土元素离子半径与取代M位的（EE）值氧化物如果施主元素取代钡位，由表1计算出取代M（上接第15页）8Mg/TiCp复合材料断口的特征。断裂形式为韧性断裂，其原因主要是以TiCp为核心形成微孔，继而扩展，使TiCp与基体的界面脱粘造成的。
