两类金属材料极低温拉伸性能与变形机理探索 

 

Study on tensile properties and deformation mechanism of two kinds of metalmaterials at cryogenic temperatures

 

元器件可靠性分析中心西南分析部郭小童

 

前言

 

随着我国科技与经济实力的提升，南北极科考与资源开发、航天深空与太空领域的探索不断推进与深化。在南北极开发方面，随着全球变暖，北冰洋冰层融化，北冰洋经济圈将对世界的政治，军事，经济等都将产生巨大的影响。对北极航道的争夺，将变成新的世界热点，也是世界强国新的角斗场。其中包括北冰洋油气资源合作利用的可能性和新“一带一路”的北极航道权益。

 

在航天领域，自20世纪中叶以来，由于航天技术的兴起和不断发展，人类向未知世界探索的脚步逐渐向太空迈进，空间资源的探索及开发成为大国之间竞争的重要关注点。随着载荷火箭和探测器工作效能的不断提高，人类探索空间的脚步越迈越远，从近地轨道不断向更远的深空进行探测。深空探测已经成为航天科技大国天体资源技术开发和航天技术创新的助推器，成为科技领域极具挑战性和带动性的高科技战略支点，成为航天大国空间疆域开拓与创新技术版图拓展的前哨站。2004年，我国正式开展月球探测工程，并命名为“嫦娥工程”，迈出了我国深空探测的第一步。2019年1月3日，我国的嫦娥四号探测器自主着陆在月球背面南极—艾特肯盆地内的冯·卡门撞击坑内，实现了人类探测器首次月背软着陆。2020年7月23日，我国发射长征五号遥四运载火箭，其搭载的天问一号探测器于2021年5月15日顺利着陆，并发回火星照片。南北极与深空环境均存在服役环境过低的情况，图1展示了我国太空探测重大节点与典型服役温度。近地轨道最低温在-120℃左右，而月球最低温达到了-180℃，接近液氮温度。

 

“一代材料、一代装备”，材料性能满足极端低温环境条件下的使用要求是我国发展极地与空间装备的基础。金属材料作为装备中应用最广泛的材料之一，其在极低温环境下的性能与变形机制对装备的安全服役尤为重要。以极地环境下为例，其服役环境往往复杂多变，这就需要两极装备用基础材料如金属结构材料在更宽的温度范围内能够稳定工作。极端环境下服役的设备，如极地破冰船等，要求船体材料具有良好耐蚀性能的同时也要具备优异的低温力学性能。

 

金属材料在极低温环境下服役时，最重要的两个力学性能指标是强度和塑性。强度越高，材料在极端环境下的变形抗力越高；塑性越好，材料在服役过程中的安全性越有保障。极低温条件下，随着厚度的增加，材料的受力状态由平面应力转变为平面应变并导致塑性应变速率提高，失效概率提高。同时，极低温环境下金属材料容易发生脆性断裂，遭受低温冷脆断裂的概率将大大增高。

 

 

图1我国太空探测重大时间与典型服役温度

 

由于篇幅有限，本文就DZ406高温合金和典型金属焊料在极低温拉伸性能与变形机理进行简单介绍，以期为读者带来一定的参考与启发。

 

1.    DZ406镍基定向凝固高温合金

 

DZ406合金为定向凝固高温合金，合金成分为Ni，11.98 Co，6.77 Cr，6.28 Ta，6.02 Al，4.84 W，2.92 Re，1.53 Mo，1.48 Hf，0.12 C。标准热处理工艺为：固溶（1275℃，30~60min）+一级高温时效（1120℃，4h）+二级时效（1080℃，4h）+时效处理（870℃，16h，空冷），组织组成为：呈规则立方状γ’相、骨架状及颗粒状MC碳化物、葵花状残余（γ+γ’）共晶，其残余共晶含量约为5.8%。合金γ’相面积分数约为66.2%，枝晶干γ’相平均尺寸约0.63μm。图2为DZ406定向凝固高温合金标准热处理态显微组织。利用HAADF-STEM鉴定DZ406合金的γ’和γ两相成分，两者成分具有明显的差异，Co和Cr偏析于γ相，强化元素Ni、Ta、W和Hf偏析于γ’相。针对DZ406合金的研究均聚焦于高温领域，其变形主要由γ和γ’中位错的运动贡献的，而碳化物与基体的界面往往是裂纹萌生的区域，并最终导致断裂。图3展示了DZ406定向凝固高温合金经1220℃/30min超温后γ/γ’两相元素分布图和980℃/275MPa持久断裂试样纵截面位错的TEM照片[1]。

 

 

                      (a)                 

 

 

   (b)

 

图2 DZ406定向凝固高温合金标准热处理态显微组织

(a)  低倍金相照片；(b) 高倍γ/γ’两相SEM-SE照片

 

 

        (a)                                                             (b)      

 

 

  (c)                                                            (d)

 

图3 DZ406定向凝固高温合金经1220℃/30min超温后：

(a)-(c) γ/γ’两相元素分布图；(d) 980℃/275MPa持久断裂试样纵截面位错的TEM照片[1]

 

为了研究DZ406合金低温条件下的变形机制，对DZ406合金开展了1000℃、室温以及-25℃～-125℃条件下的拉伸性能实验，结果显示-25℃～-125℃温度范围内DZ406合金的拉伸性能接近。图1列出了1000℃、25℃、-125℃条件下的拉伸性能参数。合金在室温和-125℃时的拉伸性能接近，屈服强度和抗拉强度明显高于1000℃条件下的性能参数。然而，1000℃时合金的延伸率为25.1%，约为室温和-125℃时延伸率的两倍。但是，合金在室温和-125℃时仍然有14%左右的延伸率，并没有发生脆性断裂的现象。

 

表1 DZ406定向凝固高温合金在1000℃、室温和-125℃条件下的拉伸性能参数

 

拉伸温度	屈服强度/MPa	抗拉强度/MPa	延伸率/%
1000℃	423.5±4.9	581.0±2.8	25.1±3.5
25℃（室温）	910.5±9.2	1185.0±52.3	14.1±1.8
-125℃	936.3±10.7	1233.3±38.5	14.2±3.3

 

 图4展示了DZ406定向凝固高温合金在-125℃拉伸断口的低倍和高倍SEM照片，由于温度过低，元素扩展速率减慢，γ’相和碳化物等析出相基本未发生组织演变。相较于γ基体和γ’相，碳化物由于更脆，不利于维持变形的连续性，低温变形过程中发生了明显的开裂。

 

 

                       (a)             

 

 

              (b)

 

图4 DZ406定向凝固高温合金在-125℃拉伸断口的低倍(a)和高倍(b)SEM照片

 

利用TEM观察了DZ406合金1000℃、室温、-125℃拉伸断裂纵截面（距断口约5mm）的形貌，如图5所示。1000℃时，由于温度较高，γ’相发生了一定的粗化，在γ通道、碳化物、γ’相里均分布着大量的位错。在室温和-125℃时，在γ通道和γ’相里存在大量的位错，位错更为密集。随着拉伸温度的下降，DZ406合金中位错的运动机制由攀移转向滑移，因而室温和-125℃时可观察到局部滑移带。在碳化物等枝晶间局部区域，由于产生应力集中，碳化物发生开裂并最终导致合金发生断裂。

 

 

         (a)      

 

 

        (b)      

 

 

     (c)

 

 

           (d)      

 

 

      (e)      

 

 

     (f)

 

图5 DZ406定向凝固高温合金经拉伸断口纵截面的TEM照片

(a)、(b)1000℃，(c)、(d) 25℃（室温），(e)、(f) -125℃

 

显微组织与亚微观组织的观察表明，与传统高温变形机制相比，室温和极低温条件下，DZ406合金中γ’相和碳化物等析出相的本征形变抗力提升，进而导致合金的屈服强度和抗拉强度增加。同时，低温下位错的运动主要为滑移机制为主，其运动速度相较于高温明显变慢，导致γ’相中出现了大量的滑移带。碳化物由于硬度较高，容易产生局部应力集中并进而发生开裂，合金容易发生局部失效，最终导致塑性降低。

 

2. 典型电子焊料合金

 

Sn基焊料是电子工业中广泛应用的连接材料。为了研究Sn基焊料合金在极低温下的拉伸性能与变形断裂机制，对Sn-3.0Ag-0.5Cu和Sn-37Pb这两种典型的Sn基焊料合金进行-196ºC～25ºC下的拉伸试验。图6和图7分别为Sn-3.0Ag-0.5Cu、Sn-37Pb焊料合金在不同温度下的拉伸应力-应变曲线和抗拉强度。-100 ºC～25ºC范围内，焊料合金的应力-应变曲线由弹性变形阶段、塑性变形阶段和局部颈缩变形阶段三部分组成，说明焊料发生韧性断裂。当拉伸试验温度在-196ºC～-150ºC范围内时，拉伸应力升高到峰值应力之后焊料合金瞬间断裂，未发生颈缩变形，焊料合金断裂之前发生的塑性变形极少，说明焊料合金的断裂模式变为脆性断裂。随着温度从25ºC降低至-196ºC，Sn-3.0Ag-0.5Cu和Sn-37Pb焊料合金的抗拉强度均是先增大后减小，在-150ºC时取得最大值。而且焊料合金在-196ºC极低温下的抗拉强度远高于在室温（25ºC）下。

 

 

               （a）                                                                        (b)

 

图6 不同温度下 (a)Sn-3.0Ag-0.5Cu和 (b) Sn-37Pb焊料合金拉伸应力-应变曲线

 

 

                (a)                                                                         (b)

 

图7 不同温度下 (a) Sn-3.0Ag-0.5Cu和 (b) Sn-37Pb焊料合金的抗拉强度

 

 采用SEM对Sn-3.0Ag-0.5Cu焊料合金的拉伸断口形貌进行观察。-100ºC～25ºC时，焊料合金断口存在大量的等轴韧窝，其断裂模式为韧性断裂，随着温度的降低，断口表面的韧窝变小变浅，说明焊料的韧性逐渐降低[2]。-150 ºC时，Sn-3.0Ag-0.5Cu焊料合金断口表面出现河流花样和冰糖状花样，表明焊料的断裂模式变为穿晶断裂和沿晶断裂混合的脆性断裂。-196ºC时，Sn-3.0Ag-0.5Cu合金断口表面出现解理台阶和“冰糖状”花样两种形貌，且断口存在明显的解理裂纹，说明焊料发生了脆性断裂。

 

 

              (a)                                       (b)                                          (c)

 

 

            (d)                                         (e)                                                (f)

 

图8 不同温度下Sn-3.0Ag-0.5Cu焊料合金拉伸断口形貌

(a) 25ºC, (b) -50ºC, (c) -100ºC, (d)、(e)-150ºC, (f) -196ºC

 

 对于Sn-37Pb焊料，-100ºC～25ºC范围内，焊料合金发生韧性断裂；-150ºC时，Sn-37Pb焊料合金的拉伸断口表面除了韧窝，还出现撕裂棱和撕裂棱间的解理刻面并存的形貌，属于韧性断裂和准解理断裂组成的韧脆混合型断口；-196ºC时，其拉伸断口完全由解理刻面和撕裂棱组成，属于准解理脆性断裂。

 

 

           (a)                                        (b)                                           (c)

 

 

            (d)                                           (e)                                                (f)

 

图9 不同温度下Sn-37Pb焊料合金拉伸断口形貌

(a) 25ºC, (b) -50ºC, (c) -100ºC, (d)、(e)-150ºC, (f) -196ºC

 

随着温度从25ºC降低至-196ºC，Sn-3.0Ag-0.5Cu和Sn-37Pb焊料合金的韧性均逐渐下降，断裂模式由韧性断裂转变为脆性断裂，该现象与焊料合金的主要组成相“体心四方（bct）结构的β-Sn”有关[3]。随着温度的降低，β-Sn的P-N力和屈服强度均大幅增加[4]，β-Sn中位错运动的阻力明显增大，难以通过位错滑移发生塑性变形，因此在足够低的温度下会表现得硬而脆，发生脆性断裂；此外，温度降至一定程度时，β-Sn具有足够高的屈服强度，在外力作用下材料中的拉应力增大到克服了原子间的结合力，形成新的裂纹表面，从而导致β-Sn的脆性解理断裂。

 

致谢

 

感谢扬州大学的田茹玉老师在文章撰写过程中提供的帮助，感谢中国航发北京航空材料研究院邢伟杰在实验方面提供的帮助。

 

参考文献

 

[1] Weijie Xing, Gang Zhu, Xinlang Zuo, et al. Abnormalcreep property degradation in a directionally solidified superalloy DZ406 aftersuffering overheating. Materials Characterization, 173 (2021): 110910.

[2]El-Daly A A, Fawzy A, Mansour S F, et al. Novel SiC nanoparticles-containingSn-1.0Ag-0.5Cu solder with good drop impact performance. Materials Science andEngineering: A, 2013, 578: 62-71.

[3]Terashima S, Kariya Y, Hosoi T, et al. Effect of silver content on thermalfatigue life of Sn-xAg-0.5Cu flip-chip interconnects. Journal of ElectronicMaterials, 2003, 32(12): 1527-1533.

[4]Hertzberg R W, Hauser F E. Deformation and Fracture Mechanics of EngineeringMaterials. Journal of Engineering Materials and Techonology, 1997, 99(1): 96.