泡沫Al－0.16Sc合金等溫時(shí)效后的壓縮及能量吸收性能

黃 粒，楊東輝，王 輝，呂昭平，葉 豐

（1.北京科技大學(xué) 新金屬材料國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，北京100083；2.河海大學(xué) 力學(xué)與材料學(xué)院，南京210098；3.常州市河海科技研究院有限公司，常州213164）

0 引 言

泡沫金屬是以金屬骨架和氣體復(fù)合而成的輕質(zhì)材料，具有比強(qiáng)度高、比剛度高、吸能減振性能優(yōu)異、吸熱隔熱和電磁屏蔽等優(yōu)異特點(diǎn)，廣泛應(yīng)用于航空航天、交通運(yùn)輸、生物醫(yī)學(xué)工程、環(huán)保和催化等領(lǐng)域［1－2］。但泡沫鋁的強(qiáng)度相對(duì)較低（當(dāng)孔隙率大于70%時(shí)，其壓縮屈服強(qiáng)度通常低于10MPa［3］），很大程度上限制了材料的進(jìn)一步應(yīng)用，因此提高泡沫鋁的壓縮性能就顯得十分必要。

以泡沫鋁為芯材與金屬板復(fù)合制備夾層復(fù)合材料是提高泡沫鋁屈服強(qiáng)度最有效的方法之一。雖然該復(fù)合材料力學(xué)性能較高，但金屬板相對(duì)較大的質(zhì)量也會(huì)明顯增加整個(gè)材料的質(zhì)量，不能有效體現(xiàn)泡沫鋁的輕質(zhì)特性。對(duì)于泡沫金屬來(lái)說(shuō)，在孔結(jié)構(gòu)相似的情況下，泡沫金屬的力學(xué)性能在很大程度上取決于發(fā)泡所用的基體材料，因此為保證泡沫鋁的輕量化特性，采用合金化來(lái)增強(qiáng)泡沫金屬不失為一種行之有效的方法。就目前來(lái)說(shuō)，鈧是鋁合金中最有效的變質(zhì)劑，且經(jīng)適當(dāng)熱處理后的鋁鈧合金基體中會(huì)析出大量的納米級(jí)Al3Sc相，該相能充分抑制動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，并能顯著提高基體的力學(xué)性能及耐腐蝕性能，因此研究鈧對(duì)泡沫鋁性能的影響十分有意義［4－7］。研究 表 明［8］，由 于 凝 固 過(guò) 程 中 初 生 Al3Sc相的析出，0.41%（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）鈧的添加可以顯著細(xì)化泡沫鋁的鑄態(tài)組織，經(jīng)固溶時(shí)效處理后，泡沫鋁合金的力學(xué)性能得到了顯著提升，其屈服強(qiáng)度與高強(qiáng)泡沫AlCu5Mn合金接近［9］。Banhart和Campana等［10－12］對(duì)閉孔泡沫鋁合金的熱處理進(jìn)行了研究，但目前相關(guān)研究還較少。文獻(xiàn)［10］指出，雖然選擇合適的泡沫化基體材料（AA 6061和2014鋁合金）及后續(xù)熱處理可以提高泡沫鋁合金的壓縮性能，但固溶淬火會(huì)造成泡沫金屬孔壁破裂，對(duì)其力學(xué)性能不利。現(xiàn)有研究?jī)H獲得并證實(shí)鈧元素對(duì)泡沫鋁強(qiáng)化的可行性，尚未對(duì)其最佳時(shí)效制度進(jìn)行研究。雖然固溶處理能使初生Al3Sc相回溶至基體，保證了其時(shí)效強(qiáng)化效果，但造成了試樣孔結(jié)構(gòu)破壞。若不對(duì)鑄態(tài)試樣中初生Al3Sc相進(jìn)行回溶處理，又會(huì)導(dǎo)致其時(shí)效強(qiáng)化效果變差。因此，為避免對(duì)試樣進(jìn)行固溶處理的需要（即避免初生Al3Sc相的析出），制備了低鈧含量的泡沫 Al－0.16Sc合金，并對(duì)該合金在300℃時(shí)效不同時(shí)間后的壓縮性能及能量吸收性能（泡沫金屬工程應(yīng)用中的重要參數(shù)）進(jìn)行了研究。

1 試樣制備與試驗(yàn)方法

以工業(yè)純鋁和 Al－2Sc（質(zhì)量分?jǐn)?shù)／%，下同）中間合金為原料，采用熔體發(fā)泡法成功制備了泡沫Al－0.16Sc合金［13－14］。通過(guò)控制增黏劑鈣和發(fā)泡劑TiH2的用量、攪拌發(fā)泡以及保溫發(fā)泡時(shí)間得到孔隙率為（78±0.5）%的鑄態(tài)泡沫鋁合金。其中，鈣和TiH2的添加量為合金總質(zhì)量的1.5%，攪拌和保溫發(fā)泡溫度為680℃，攪拌發(fā)泡和保溫發(fā)泡時(shí)間分別為120s和180s。為了評(píng)價(jià)泡沫Al－0.16Sc合金的力學(xué)性能，選其它幾種鋁基泡沫作為參比對(duì)象，包括泡沫鋁、T6態(tài)（620℃ ×24h＋330℃ ×5h）泡沫Al－0.24Sc合金和高強(qiáng)泡沫 AlCu5Mn鑄態(tài)合金［8－9］。

采用電火花線(xiàn)切割機(jī)將大塊泡沫Al－0.16Sc合金切割為φ30mm×40mm的圓柱形壓縮試樣，壓縮試樣應(yīng)足夠大（尺寸至少為孔隙尺寸的7倍）以避免孔洞效應(yīng)對(duì)力學(xué)性能的影響［3］。采用CMT4305型萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行室溫準(zhǔn)靜態(tài)壓縮試驗(yàn)，壓縮應(yīng)變速率為10－3s－1。

壓縮前對(duì)試樣進(jìn)行清洗、烘干、稱(chēng)出質(zhì)量，通過(guò)式（1）計(jì)算得試樣孔隙率Pr：

式中：V為泡沫合金試樣的體積；M 為泡沫試樣的質(zhì)量；ρs為基體合金的密度，近似為純鋁的密度，2.7g·cm－3。

采用MFC 7450型掃描儀和SN 7045型三維體視顯微鏡獲得泡沫合金試樣的截面形貌和對(duì)應(yīng)的體視顯微組織，對(duì)截面形貌進(jìn)行圖像軟件分析，得出試樣孔徑分布個(gè)數(shù)及對(duì)應(yīng)孔隙直徑D（簡(jiǎn)稱(chēng)孔徑）大小，計(jì)算出其平均孔徑作為泡沫試樣的孔徑。

采用ZEISS SUPRA 55型掃描電鏡（SEM）觀察鑄態(tài)試樣胞壁的微觀組織。用JVC JY－HM85型高清攝像機(jī)連續(xù)拍攝獲得試樣的壓縮過(guò)程圖像。

泡沫Al－0.16Sc合金的等溫時(shí)效處理在空氣電阻爐中進(jìn)行，時(shí)效溫度為300℃，保溫時(shí)間為5，10，24，120，240，720，1 440h，對(duì)不同保溫時(shí)間的試樣取出后進(jìn)行分析。采用JEOL JEM 2100型透射電鏡（TEM）通過(guò)套取｛011｝超點(diǎn)陣獲得時(shí)效處理不同時(shí)間后的試樣胞壁暗場(chǎng)像，結(jié)合Image pro軟件分析析出相平均粒徑。

2 試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 宏觀形貌

由圖1可以看出，熔體發(fā)泡法制備的閉孔泡沫Al－0.16Sc合金孔結(jié)構(gòu)均勻，孔隙率為78%，孔徑為1.5mm，且孔形貌多為類(lèi)球形。

2.2 時(shí)效前后的壓縮強(qiáng)度

由圖2（a）～（b）可以看出，時(shí)效前后的泡沫Al－0.16Sc合金的壓縮過(guò)程均存在三個(gè)階段：第一，線(xiàn)性階段，此階段泡沫合金的應(yīng)力隨應(yīng)變呈線(xiàn)性增長(zhǎng)；第二，屈服平臺(tái)階段，此階段應(yīng)力隨應(yīng)變?cè)黾踊颈３植蛔儯妆诎l(fā)生彎曲斷裂；第三，致密化階段，此階段隨應(yīng)變?cè)黾樱妆谔㈤_(kāi)始互相接觸，應(yīng)力隨應(yīng)變快速增大。但與鑄態(tài)試樣不同的是，時(shí)效處理后金屬胞壁的塑性下降。在壓縮過(guò)程中，孔壁破壞最先發(fā)生在最薄弱的孔層上，胞壁在變形過(guò)程中發(fā)生脆性斷裂，隨應(yīng)變?cè)黾影谕蝗惶瑧?yīng)力突然釋放，即形成上下波動(dòng)［15］導(dǎo)致時(shí)效處理后壓縮試樣的屈服平臺(tái)呈現(xiàn)明顯上下波動(dòng)，而鑄態(tài)試樣塑性較好，胞壁發(fā)生塑性變形的應(yīng)變階段較長(zhǎng)，從塑性變形到完全斷裂的過(guò)程中變形較均勻，因此其屈服平臺(tái)曲線(xiàn)呈現(xiàn)出比較平滑的趨勢(shì)。此外，鑄態(tài)泡沫試樣的第一和第二階段間沒(méi)有明顯過(guò)渡，其屈服強(qiáng)度取作兩個(gè)階段曲線(xiàn)切線(xiàn)的交點(diǎn)。時(shí)效處理后的泡沫試樣，線(xiàn)彈性階段后的應(yīng)力出現(xiàn)了不同程度的下降，定義該下降點(diǎn)的強(qiáng)度為其屈服強(qiáng)度。

由圖2（c）可以看出，時(shí)效處理能顯著提高泡沫Al－0.16Sc合金的屈服強(qiáng)度。時(shí)效5h后，其屈服強(qiáng)度達(dá)到最高強(qiáng)度16.5MPa，明顯高于鑄態(tài)試樣的9.4MPa，因?yàn)闀r(shí)效引起基體中大量納米球狀析出相Al3Sc或Al3ScTi的析出（平均粒徑約為2.2nm，見(jiàn)圖3），這些析出相能釘扎晶界和位錯(cuò)，阻礙它們移動(dòng)，大大增強(qiáng)了基體［8］。并且，在隨后的長(zhǎng)期保溫過(guò)程中（至720h），其屈服強(qiáng)度能基本維持在最高值，該現(xiàn)象與Al－0.18Sc合金在300℃×720h時(shí)效過(guò)程中的強(qiáng)度變化趨勢(shì)［16］一致。當(dāng)泡沫Al－0.16Sc合金時(shí)效至1 440h后，合金屈服強(qiáng)度明顯下降，為13.6MPa。據(jù)文獻(xiàn)［16］可知，鋁鈧合金在300℃保溫1d后，合金電導(dǎo)率基本保持不變，即基體中析出相的體積分?jǐn)?shù)保持不變。基于位錯(cuò)剪切或位錯(cuò)繞過(guò)強(qiáng)化機(jī)制［17］，在析出相體積分?jǐn)?shù)恒定時(shí)，析出相粒子粗化長(zhǎng)大是合金強(qiáng)度降低的主要原因。因此，時(shí)效1 440h后 泡 沫 Al－0.16Sc合 金 強(qiáng) 度 下 降歸因于二次析出相粒子尺寸的變大（平均粒徑約為3.5nm，見(jiàn)圖3）。

從圖4可以看出，時(shí)效10h后的泡沫Al－0.16Sc合金的屈服強(qiáng)度與泡沫AlCu5Mn合金相當(dāng)，并顯著高于T6態(tài)泡沫Al－0.24Sc合金和泡沫鋁的。含鈧量較低的泡沫Al－0.16Sc合金強(qiáng)度反常地高于泡沫Al－0.24Sc合金的原因可以歸于它們熱處理制度的差異。據(jù)文獻(xiàn)［10］可知，高溫（高于530℃）固溶淬火會(huì)造成試樣局部孔結(jié)構(gòu)破壞，對(duì)其壓縮性能不利。并且，文獻(xiàn)［8］只證明了T6熱處理可以改善泡沫Al－0.24Sc合金的強(qiáng)度，但330℃保溫5h的時(shí)效處理未必是獲得其最佳強(qiáng)度的時(shí)效制度。因此，泡沫Al－0.24Sc合金的強(qiáng)度低于最佳時(shí)效制度下泡沫Al－0.16Sc合金的強(qiáng)度。當(dāng)鈧含量低于0.24%時(shí)，泡沫鋁鈧合金在凝固過(guò)程中不會(huì)生成初生 Al3Sc［8］，因此對(duì)泡沫 Al－0.16Sc合金直接進(jìn)行時(shí)效處理更有利于獲得較高的力學(xué)性能。

從圖4（b）中可以看出，泡沫 Al－0.16Sc合金的屈服平臺(tái)要比泡沫AlCu5Mn合金平緩的多。從因圖5可以看出，時(shí)效處理對(duì)初生共晶相Al4Ca和塊狀A(yù)l20CaTi2相的尺寸和形貌基本沒(méi)有影響；泡沫AlCu5Mn合金中大量存在著共晶Al－Ca－Cu相（網(wǎng)狀）和伴隨生成的Al20CaTi2相（不規(guī)則塊狀），這些脆性相的體積分?jǐn)?shù)明顯減少。并且，泡沫AlCu5Mn中的共晶網(wǎng)狀A(yù)l－Ca－Cu相類(lèi)似于過(guò)共析鋼中的網(wǎng)狀滲碳體［18］，對(duì)合金塑性有不利影響。此外，相對(duì)于鑄態(tài)試樣來(lái)說(shuō)，泡沫Al－0.16Sc合金經(jīng)時(shí)效析出的二次Al3Sc或Al3ScTi相與基體共格［8］，其產(chǎn)生的內(nèi)應(yīng)力場(chǎng)可以改變裂紋尖端的應(yīng)力分布狀態(tài)，這種內(nèi)應(yīng)力場(chǎng)的作用方向與外力作用方向相反，此共格相對(duì)材料塑性影響不如粗大的共晶Al－Ca－Cu相。因此，泡沫Al－0.16Sc合金的胞壁均呈現(xiàn)相對(duì)較好的塑性，其屈服平臺(tái)階段相對(duì)平緩。

2.3 能量吸收性能

能量吸收能力C是泡沫金屬在工程應(yīng)用中重要的參考指標(biāo)之一，通常以應(yīng)力－應(yīng)變曲線(xiàn)與應(yīng)變軸圍成的面積來(lái)表征［19］，可表示為

同時(shí)，能量吸收效率（η）可由式（3）表示［18］：

式中：σmax為試樣在應(yīng)變?chǔ)艃?nèi)的最大應(yīng)力。

根據(jù)式（2）和式（3），將圖4中所示4種泡沫鋁合金的能量吸收能力和效率列于圖6。由圖6可以看出，時(shí)效態(tài)的泡沫 Al－0.16Sc合金和鑄態(tài) Al－Cu5Mn合金的能量吸收能力十分接近，且它們都明顯高于T6態(tài)泡沫Al－0.24Sc合金和泡沫鋁的；泡沫鋁合金的能量吸能效率均明顯高于泡沫鋁的，且高效吸收階段更持久。

由圖7可以看出，當(dāng)應(yīng)變?yōu)?.17時(shí)，時(shí)效后試樣只在上部17%的部分發(fā)生了變形，而其它部分未發(fā)生明顯的變形，而此時(shí)鑄態(tài)試樣大部分已發(fā)生明顯變形。隨著應(yīng)變的增大，時(shí)效后的試樣依然發(fā)生逐層變形，而鑄態(tài)試樣孔洞會(huì)變得越來(lái)越扁平，因此泡沫鋁合金的屈服平臺(tái)呈現(xiàn)出比較平緩的變化。這樣導(dǎo)致泡沫試樣的實(shí)際吸能能力與理論吸能能力相近，呈現(xiàn)出較長(zhǎng)的高效吸能階段。當(dāng)應(yīng)變?yōu)?.3～0.5時(shí)，與泡沫AlCu5Mn合金相比，時(shí)效處理后的泡沫 Al－0.16Sc合金和 T6態(tài)的泡沫 Al－0.24Sc合金在屈服階段上下波動(dòng)的應(yīng)力變化較小，其能量吸收過(guò)程更平穩(wěn)。因此，綜合考慮它們的能量吸收能力和效率，時(shí)效處理后的Al－0.16Sc合金更具優(yōu)勢(shì)。

3 結(jié) 論

（1）對(duì)鑄態(tài)泡沫Al－0.16Sc合金進(jìn)行時(shí)效處理可明顯提高其屈服強(qiáng)度，試樣經(jīng)300℃時(shí)效5h后就達(dá)到其最大屈服強(qiáng)度16.5MPa，在該溫度下時(shí)效至720h其屈服強(qiáng)度基本不變，并且最大屈服強(qiáng)度與泡沫AlCu5Mn合金的相當(dāng)。

（2）相對(duì)于高強(qiáng)泡沫AlCu5Mn合金來(lái)說(shuō)，經(jīng)最佳時(shí)效處理（5～720h）的泡沫 Al－0.16Sc合金具有更加優(yōu)異的能量吸收性能，因此更具發(fā)展?jié)摿Α?/p>

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