余 暉，任軍超，楊 鑫，郭舒龍，余 煒，馮建航，殷福星，辛光善

(1 河北工業(yè)大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，天津 300401；2 天津市材料層狀復(fù)合與界面控制技術(shù)重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，天津 300132；3 合肥工業(yè)大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，合肥 200039；4 國(guó)立首爾大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，韓國(guó) 首爾 08826)

隨著世界資源匱乏及各國(guó)對(duì)環(huán)境保護(hù)和節(jié)能減排的加強(qiáng)，我國(guó)作為鎂資源大國(guó)，高性能輕質(zhì)鎂合金在工業(yè)領(lǐng)域日益受到更多的關(guān)注和應(yīng)用[1-3]。然而，由于鎂合金強(qiáng)度低和成形性差使其廣泛應(yīng)用受到極大限制[4]。結(jié)合不同金屬的優(yōu)點(diǎn)，金屬?gòu)?fù)合材料可有效改善強(qiáng)度、斷裂韌度、延展性、阻尼、沖擊性、耐腐蝕性等性能[5-6]。鋁合金兼具較好的塑性變形能力和較高的強(qiáng)度，如商用高強(qiáng)7XXX鋁合金的屈服強(qiáng)度可達(dá)600～700 MPa[7]。鎂鋁雙金屬?gòu)?fù)合可在不明顯增加結(jié)構(gòu)質(zhì)量的情況下顯著改善鎂合金力學(xué)性能[8]。但是，Mg-Al結(jié)合易產(chǎn)生大量層狀或網(wǎng)狀Mg-Al金屬間化合物，對(duì)接頭不利[9]。Zn作為一種低熔點(diǎn)金屬，與Mg均為密排六方結(jié)構(gòu)，可同Al形成任意比固溶體，對(duì)鎂及鋁合金均能起到良好的強(qiáng)化效果[10]，故Zn層有利于作為中間層連接Mg-Al異種材料。

目前異種合金復(fù)合的方法主要有爆炸焊、攪拌摩擦焊、累積軋制、熱擠壓等工藝[11-14]。制備Mg-Al復(fù)合板的研究較多，Xin等[15]通過(guò)累積式擠壓結(jié)合工藝制備出界面結(jié)合良好的Mg-Al多層板；Chen等[11]采用舷窗模具擠壓工藝制備Al-Mg-Al層壓板，改善了Al層和Mg層的組織性能；吳洋[16]在470 ℃高溫、28∶1擠壓比下擠壓，得到界面良好的AZ31/7050復(fù)合板。而Mg-Al異種合金棒多利用熱擠壓制備，集中在Mg套筒包Al芯[5]，或Al包套夾Mg芯[17]。Liu等[18]通過(guò)擴(kuò)散連接法制備Al/Mg合金，發(fā)現(xiàn)金屬間化合物的形成與保溫時(shí)間密切相關(guān)。關(guān)于Zn作為Mg-Al異種合金中間層，早在2007年，Zhao等[19]發(fā)現(xiàn)Zn中間層能顯著提高AZ31/AA6061擴(kuò)散焊接接頭的剪切強(qiáng)度。Zn箔可產(chǎn)生良好的界面，但在較低溫度界面僅部分連接，擴(kuò)散層未均勻形成[20]。郭雨菲等[10]通過(guò)二次真空擴(kuò)散焊方法，實(shí)現(xiàn)了ZK60/Zn/Al5083的結(jié)合，提高了接頭性能。Zn中間層可以減少或者避免鎂鋁系金屬間化合物的生成，但Zn層的引入要求降低變形溫度。

基于此，本工作通過(guò)對(duì)鎂鋁異種金屬預(yù)擠壓(pre-extrusion, PE)與孔型軋制復(fù)合(pre-extrusion+caliber rolling, PECR)工藝，有效避免了鎂鋁異種金屬在較低溫度下擠壓結(jié)合差的缺點(diǎn)。重點(diǎn)考察了Zn箔作為中間層材料在PE和PECR過(guò)程中的影響，系統(tǒng)研究了擠壓復(fù)合孔軋后棒材結(jié)合界面的微觀組織及結(jié)構(gòu)性能變化，為Mg-Al異種合金提供一種新的結(jié)合工藝。

1 實(shí)驗(yàn)材料與方法

1.1 擠壓坯料及實(shí)驗(yàn)設(shè)計(jì)

本實(shí)驗(yàn)原材料為商用AZ31鎂合金，7075鋁合金和純Zn箔，具體化學(xué)成分如表1所示。AZ31鎂合金由φ59 mm×60 mm圓柱內(nèi)掏除φ30 mm×40 mm圓柱組成；7075鋁合金則是由φ59 mm×20 mm和φ29.5 mm×40 mm同心圓柱構(gòu)成；將合金表面打磨，放入100 μm厚的Zn箔，相互配合后制得擠壓坯料，相關(guān)尺寸和擠壓坯料實(shí)物如圖1所示。

表1 AZ31鎂合金、7075鋁合金和Zn箔化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)Table 1 Chemical composition of AZ31 Mg alloy, 7075 Al alloy and Zn (mass fraction/%)

圖1 本實(shí)驗(yàn)采用鋁合金和鎂合金坯料 (a)尺寸圖；(b)實(shí)物圖Fig.1 Aluminum and magnesium alloy billets used in present study (a)dimension diagram;(b)physical diagram

一般而言，7XXX系高強(qiáng)鋁合金可以擠壓溫度為350～470 ℃[21]。而在4∶1擠壓比下，AZ31鎂合金在20 ℃時(shí)即可擠壓[22]。純Zn熔點(diǎn)為420 ℃，通過(guò)Mg-Al，Mg-Zn，Al-Zn二元相圖可知，Mg-Al，Mg-Zn，Al-Zn共晶反應(yīng)溫度分別為437，340 ℃和382 ℃。有研究表明[23]，Mg-Zn合金粉末作為連接劑可在外界壓力為30 MPa和360 ℃下保溫2 h實(shí)現(xiàn)Mg-Al界面復(fù)合。故本實(shí)驗(yàn)選擇在360 ℃條件下保溫30 min后，在300 t臥式擠壓機(jī)進(jìn)行正向預(yù)擠壓，擠壓速度為2 mm/s。坯料配合及盛錠筒內(nèi)放置方式如圖2(a)所示。前期研究[24]發(fā)現(xiàn)模具角度對(duì)AZ31合金擠壓有顯著影響，考慮異種金屬均勻變形，本研究采用擠壓模角為70°，擠壓比為4∶1。擠壓前在模具表面噴少量BN脫模劑以減少模具與坯料間摩擦，提高變形成品表面質(zhì)量。取中段復(fù)合擠壓部分在300 ℃退火1 h后經(jīng)3道次孔型軋制成15 mm×15 mm方棒，軋輥示意圖如圖2(b)所示。

圖2 本實(shí)驗(yàn)用正擠壓(a)和孔型軋輥(b)示意圖Fig.2 Schematic diagrams of direct extrusion (a) and roll mills (b) used for this experiment

1.2 預(yù)擠壓數(shù)值模擬

為預(yù)測(cè)異種金屬在擠壓中流動(dòng)與變形，基于DeformTM軟件對(duì)預(yù)擠壓過(guò)程進(jìn)行模擬并系統(tǒng)研究了變形過(guò)程中應(yīng)力-應(yīng)變、速度場(chǎng)、溫度場(chǎng)等隨時(shí)間的變化規(guī)律，坯料選用AZ31鎂合金和7075鋁合金，擠壓墊、擠壓筒、模具材料為AISI-H13(4Cr5MoSiV1)熱模具鋼，坯料和模具相關(guān)熱物性能如表2所示。

表2 數(shù)值模擬涉及的坯料與模具熱物性能Table 2 Thermal properties of billet and mould in computer simulation

通過(guò)喬及森等[25]實(shí)驗(yàn)及實(shí)際擠壓狀況，確定各部件特性和邊界條件。其中坯料為柔性體，擠壓墊、擠壓筒、模具為剛性體，溫度均為360 ℃，坯料與坯料、擠壓墊、擠壓筒、模具之間摩擦因子為0.4，空氣對(duì)流換熱系數(shù)為0.02 J·s-2·mm-1·℃-1，外界環(huán)境溫度為20 ℃。坯料與坯料、擠壓墊、擠壓筒、模具的換熱系數(shù)為5 J·s-2·mm-1·℃-1。擠壓墊移動(dòng)速度為2 mm/s，單步長(zhǎng)為0.05 s，總模擬步數(shù)為700步。

1.3 復(fù)合界面微觀測(cè)試分析

經(jīng)預(yù)擠壓和預(yù)擠壓軋制復(fù)合變形后棒材的中段復(fù)合部分沿變形方向取樣，通過(guò)機(jī)械研磨、拋光、腐蝕后，采用Smart zoom 5數(shù)碼顯微鏡、Olympus BX53M光學(xué)顯微鏡和JSM-6510A掃描電鏡對(duì)結(jié)合層進(jìn)行顯微組織觀察分析，同時(shí)采用能譜附件(EDS)進(jìn)行物相元素分析。AZ31鎂合金腐蝕液為4.2 g苦味酸、70 mL乙醇、10 mL醋酸和10 mL蒸餾水。7075鋁合金腐蝕液為體積分?jǐn)?shù)10%的氫氟酸乙醇溶液。運(yùn)用HMV-2T型維氏顯微硬度計(jì)進(jìn)行硬度測(cè)試(壓力980 mN，保持時(shí)間10 s)，以界面為中心，分別向兩側(cè)以0.01 mm和0.5 mm為間隔測(cè)試，研究添加Zn層對(duì)預(yù)擠壓和預(yù)擠壓軋制復(fù)合變形后AZ31/7075復(fù)合材料硬度變化的影響趨勢(shì)。

2 結(jié)果與分析

2.1 預(yù)擠壓模擬

圖3(a)給出了預(yù)擠壓過(guò)程模擬示意圖。變形中坯料損傷值越小，材料開(kāi)裂傾向越小，表面復(fù)合質(zhì)量越高[25]。模擬結(jié)果顯示坯料損傷值均在0.5以下，實(shí)驗(yàn)中鋁鎂金屬材料均易于變形且擠壓比小，預(yù)測(cè)結(jié)果與實(shí)際樣品表面光澤無(wú)損傷一致。此外，因異種金屬流動(dòng)與擠壓速度和應(yīng)變梯度密切相關(guān)，由圖3(b)可見(jiàn)，復(fù)合部分AZ31鎂合金網(wǎng)格變形程度同7075鋁合金存在差異，這也是造成鋁合金頭部因初始變形未能跟上鎂合金變形而出現(xiàn)孔洞的主要原因。

因擠壓棒為軸對(duì)稱，故取模型擠壓方向變形截面的1/2進(jìn)行相關(guān)分析，圖3(c)上下部分分別為等效應(yīng)力和等效應(yīng)變?cè)茍D，其中等效應(yīng)力變化主要集中在擠壓筒和模具內(nèi)，硬質(zhì)7075鋁合金等效應(yīng)力高于質(zhì)軟AZ31鎂合金。由等效應(yīng)變可以看出，復(fù)合棒材邊部應(yīng)變較大，復(fù)合部分鎂合金應(yīng)變較前端無(wú)芯部鎂合金數(shù)值大，表明鋁合金芯部可有效提高鎂合金應(yīng)變，從而促進(jìn)鎂合金動(dòng)態(tài)再結(jié)晶發(fā)生繼而細(xì)化晶粒。圖3(d)上下部則對(duì)應(yīng)速度和溫度云圖，不難發(fā)現(xiàn)模具出口處鋁合金速度較邊部鎂合金低，界面處的速度差導(dǎo)致變形過(guò)程中出現(xiàn)相對(duì)滑動(dòng)，使得界面結(jié)合不均勻。此外，邊部鎂合金因變形更為劇烈而產(chǎn)生的變形熱使之溫度高于中間的鋁合金，溫差可達(dá)30 ℃左右，同時(shí)，界面阻礙了熱能交換，異種金屬存在溫差約為5～10 ℃。擠壓過(guò)程鋁合金的近絕熱狀態(tài)也有利于細(xì)化鎂合金套筒的晶粒[26]。

圖3 擠壓過(guò)程及DeformTM模擬結(jié)果(a)復(fù)合擠壓示意圖；(b)金屬流動(dòng)網(wǎng)格圖；(c)等效應(yīng)力-應(yīng)變?cè)茍D；(d)速度-溫度分布圖Fig.3 Pre-extrusion process and DeformTM simulation results(a)schematic diagram of composite extrusion;(b)metal flow meshing;(c)equivalent force-strain diagram;(d)velocity-temperature diagram

2.2 Zn添加對(duì)微觀組織及顯微硬度的影響

2.2.1 無(wú)Zn層界面的顯微組織

原始擠壓態(tài)AZ31鎂合金和7075鋁合金OM金相如圖4所示，其中AZ31為T4態(tài)，7075為T6態(tài)。復(fù)合坯料通過(guò)正向擠壓和孔型軋制后宏觀結(jié)合界面如圖5所示，其中兩側(cè)為AZ31鎂合金，中間部分為7075鋁合金。不難發(fā)現(xiàn)，AZ31/7075復(fù)合棒材的界面結(jié)合良好，未見(jiàn)明顯缺陷。這證明在本實(shí)驗(yàn)條件下，通過(guò)預(yù)擠壓或預(yù)擠壓孔型軋制復(fù)合技術(shù)可以成功制備出AZ31/7075復(fù)合材料。

圖4 AZ31鎂合金(a)及7075鋁合金(b)光學(xué)顯微組織Fig.4 Optical microscopy images of AZ31 Mg alloy (a) and 7075 Al alloy (b)

圖5 AZ31/7075預(yù)擠壓與預(yù)擠壓軋制復(fù)合材宏觀組織Fig.5 Macrostructures of pre-extrusion and pre-extrusion+caliber rolling materials for AZ31/7075 composites

圖6和圖7分別給出了未添加Zn層AZ31/7075材料預(yù)擠壓和預(yù)擠壓軋制復(fù)合變形后的光學(xué)與掃描電鏡顯微組織。顯而易見(jiàn)，鎂鋁異種材料擠壓伴隨著一定的擴(kuò)散，形成了約3～5 μm厚的互擴(kuò)散中間層，經(jīng)進(jìn)一步孔型軋制后，厚度變薄減小至約2 μm。特別地，對(duì)比圖6可見(jiàn)，AZ31鎂合金晶粒尺寸變化明顯，界面處晶粒較中間部分更為細(xì)小。這主要是由于異種材料在變形過(guò)程中不同步導(dǎo)致剪切摩擦，同時(shí)鎂鋁的軟硬不匹配也可產(chǎn)生一定背應(yīng)力，使得靠近界面的地方易產(chǎn)生更大的應(yīng)力集中和塑性變形，位錯(cuò)等缺陷的增殖有利于動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的產(chǎn)生，進(jìn)而細(xì)化晶粒。一般而言[25-26]，鎂鋁作為活潑金屬，高溫互擴(kuò)散易生成鎂鋁金屬間化合物等硬脆相，近AZ31鎂合金部分形成深黑色富鎂相Al12Mg17，而近7075鋁合金端則形成富鋁相Al3Mg2。但在本實(shí)驗(yàn)中，受擠壓條件限制(如小擠壓比、變形溫度較高和擠壓速度較快)，并未發(fā)現(xiàn)大量Mg-Al金屬間化合物存在于界面兩側(cè)。

圖6 AZ31/7075復(fù)合材料界面光學(xué)顯微組織 (a)預(yù)擠壓材；(b)預(yù)擠壓軋制復(fù)合材Fig.6 Interface OM images of AZ31/7075 composites made by pre-extrusion (a) and pre-extrusion+caliber rolling (b)

圖7 AZ31/7075復(fù)合材料界面掃描電鏡顯微組織及能譜分析 (a)預(yù)擠壓材；(b)預(yù)擠壓軋制復(fù)合材Fig.7 SEM images and EDS observation of AZ31/7075 composites produced by pre-extrusion (a) and pre-extrusion+caliber rolling (b)

2.2.2 含Zn層界面的顯微組織

采用光學(xué)顯微鏡對(duì)添加Zn層后復(fù)合變形材的界面進(jìn)行觀察，相關(guān)結(jié)果如圖8所示，圖8(a)為擠壓后的典型界面，大部分界面結(jié)合良好，而少部分界面伴隨空隙缺陷；圖8(b)為孔型軋制后的結(jié)合層，不難發(fā)現(xiàn)孔型軋制步驟可增強(qiáng)界面結(jié)合并消除空隙缺陷，有益于提高性能。

圖8 擠壓與孔型軋制AZ31/Zn/7075復(fù)合材的光學(xué)顯微組織 (a)預(yù)擠壓材；(b)預(yù)擠壓軋制復(fù)合材Fig.8 Optical microstructures of AZ31/Zn/7075 composites after pre-extrusion (a) and pre-extrusion+caliber rolling (b)

圖8(a)中左側(cè)所示界面層可見(jiàn)熱擠壓后Zn與Mg，Al元素發(fā)生明顯擴(kuò)散，純Zn層由100 μm變?yōu)?0～50 μm。Zn與7075鋁合金擴(kuò)散層厚度較窄，約為3 μm左右，但與AZ31鎂合金擴(kuò)散層較厚，約為50～60 μm。此外，棒材結(jié)合層處可見(jiàn)少量縫隙，如圖8(a)中右側(cè)所示，裂縫多存在于Mg-Zn結(jié)合處，約占Mg-Zn擴(kuò)散層的25%(體積分?jǐn)?shù))，通過(guò)對(duì)比圖8(a)中左側(cè)無(wú)空隙組織可見(jiàn)缺失部分為Mg-Zn擴(kuò)散層。由圖3(d)可知，擠壓變形熱使界面處溫度可達(dá)380～390 ℃，遠(yuǎn)高于Mg-Zn共晶溫度340 ℃，在熱擴(kuò)散的作用下生成富鎂共晶體熔體，低熔點(diǎn)共晶也加速了元素從固相向液相的擴(kuò)散，液相區(qū)不斷加寬。與此同時(shí)，液體中的元素也擴(kuò)散到固體中，但元素在固相中擴(kuò)散速度遠(yuǎn)低于其在液相中的擴(kuò)散速度，在有限擠壓時(shí)間內(nèi)Mg元素在純Zn層固體中的擴(kuò)散速度比在液體中的擴(kuò)散速度要慢，僅形成了8 μm左右的均勻Mg-Zn過(guò)渡層，伴隨冷卻收縮和熔體轉(zhuǎn)移，最后在結(jié)合處出現(xiàn)微小縫隙。

此外，通過(guò)有限元數(shù)值模擬結(jié)果可知，變形過(guò)程中鎂鋁兩側(cè)界面存在差速，在剪切摩擦力作用下，合金在界面處發(fā)生相對(duì)剪切滑動(dòng)，進(jìn)而細(xì)化晶粒，伴隨著動(dòng)態(tài)再結(jié)晶發(fā)生，平均晶粒尺寸較原始態(tài)顯著減小(約為10 μm)，但因擠壓比小，細(xì)化效果有限。如圖8(b)所示，將預(yù)擠壓棒材經(jīng)過(guò)3道次軋制后可見(jiàn)，界面層寬度減小到約50 μm，特別需要指出的是，擠壓態(tài)存在的網(wǎng)狀Mg-Zn共晶和金屬間化合物大幅減少，微小裂縫空洞也在軋制過(guò)程中得到愈合，這可極大改善界面結(jié)合，提高材料整體性能。同時(shí)，孔型軋制還可以進(jìn)一步細(xì)化AZ31鎂合金晶粒尺寸，與擠壓態(tài)相比，靠近中間層的晶粒在異種材料剪切摩擦和動(dòng)態(tài)再結(jié)晶共同作用下細(xì)化到3～8 μm[27-28]。

圖9(a-1)，(b-1)分別為AZ31/Zn/7075復(fù)合材料預(yù)擠壓和預(yù)擠壓軋制復(fù)合變形后界面掃描電鏡顯微組織圖，中間亮白部分為Zn層和Zn-Mg，Zn-Al過(guò)渡層。通過(guò)能譜對(duì)界面層進(jìn)行點(diǎn)分析，主要元素含量及可能過(guò)渡相列于表3。圖9(a-2)，(b-2)為過(guò)渡層面掃描分析，結(jié)合二元相圖分析可知，靠近AZ31鎂合金基體處形成的是過(guò)飽和固溶體和彌散網(wǎng)狀分布的MgZn金屬間化合物，近Zn基體處則是MgZn2金屬間化合物薄層。圖8(a)縫隙界面近Zn處亦可見(jiàn)MgZn2相，這是因?yàn)镸gZn2熱穩(wěn)定性高(熔點(diǎn)高達(dá)416 ℃)，在360 ℃擠壓及變形熱作用下并未熔化，也間接證明低熔點(diǎn)共晶液隨降溫冷卻才是出現(xiàn)類似縮孔的主要原因；過(guò)飽和鎂基固溶體和MgZn金屬間化合物由于冷卻時(shí)間較快，擴(kuò)散不充分而呈現(xiàn)彌散網(wǎng)狀分布。

圖9 AZ31/Zn/7075復(fù)合材料界面的掃描電鏡顯微組織(1)及對(duì)應(yīng)能譜點(diǎn)面掃描分析(2)(a)預(yù)擠壓材；(b)預(yù)擠壓軋制復(fù)合材Fig.9 SEM(1) and corresponding EDS analysis(2) of AZ31/Zn/7075 composites produced by pre-extrusion(a) and pre-extrusion+caliber rolling(b)

表3 圖9(a-1)和(b-1)中1～9點(diǎn)的EDS元素分析及過(guò)渡相Table 3 EDS analysis and transition phases of points 1-9 in fig.9(a-1),(b-1)

2.3 Zn層添加對(duì)界面顯微硬度的影響

添加Zn層前后AZ31/7075復(fù)合材界面硬度變化如圖10所示。原始態(tài)AZ31鎂合金和7075鋁合金經(jīng)復(fù)合擠壓后基體硬度分別是60HV和90HV，經(jīng)過(guò)3道次孔型軋制后得到一定程度晶粒細(xì)化，但硬度提升并不明顯。未添加Zn層變形后的復(fù)合材料界面處顯微硬度并沒(méi)有顯著改變；添加Zn層后異種擠壓材料界面處的硬度卻提高明顯(達(dá)到161HV)，由前述顯微組織觀察可知，這主要?dú)w因于界面處大量的MgZn2金屬間化合物，但鎂鋁擴(kuò)散層經(jīng)孔型軋制后減薄，從整體上提升硬度效果有限。未添加Zn層時(shí)，界面新生硬脆相Al3Mg2層是脆性較強(qiáng)的薄弱環(huán)節(jié)，不利于界面結(jié)合強(qiáng)度[25]。添加Zn層后，可以明顯提高接頭的剪切強(qiáng)度，但接頭中存在的脆硬鎂鋅共晶相可能會(huì)導(dǎo)致接頭在較低應(yīng)力下發(fā)生脆性斷裂[10]。在后期研究中可考慮熱處理工藝，增大擴(kuò)散層厚度以改變界面性能。

圖10 Zn添加前后對(duì)AZ31/7075復(fù)合材料界面顯微硬度對(duì)比圖 (a)整體；(b)局部Fig.10 Interface microhardness of AZ31/7075 composites with/without Zn layer addition (a)entirety;(b)portion

3 結(jié)論

(1)擠壓變形熱溫升使Mg-Zn互擴(kuò)散形成的低熔點(diǎn)共晶相熔化，進(jìn)而加速了元素從固相向液相擴(kuò)散，但在隨后降溫冷卻過(guò)程中出現(xiàn)類似縮孔形式的間隔式裂縫，其在后續(xù)孔型軋制工藝中愈合并極大改善界面結(jié)合。

(2)Zn中間層的引入可減少M(fèi)g-Al金屬間化合物的生成，擠壓中生成的Mg-Zn金屬間化合物過(guò)渡層可通過(guò)孔型軋制減薄；此外，硬質(zhì)7075鋁合金芯部可促進(jìn)細(xì)化AZ31鎂合金晶粒，這主要?dú)w因于異種材料界面的剪切摩擦和背應(yīng)力促進(jìn)動(dòng)態(tài)再結(jié)晶所致。

(3)AZ31/7075復(fù)合材料擠壓后擴(kuò)散生成的MgZn2金屬間化合物使得結(jié)合界面硬度大幅提升，但擴(kuò)散層厚度較薄，并不能提升材料整體硬度，后期需進(jìn)一步優(yōu)化工藝與組織。