常 海，趙聰銘，王翠菊*

(1 北京科技大學 國家材料服役安全科學中心，北京 102206；2 太原理工大學 材料科學與工程學院 先進鎂基材料 山西省重點實驗室，太原 030024)

鎂合金具有低密度、高比強度和比剛度、阻尼和減震性能好等優(yōu)點，成為汽車、電子通訊和航空航天等領域不可缺少的結構材料[1-3]。然而鎂合金模量低、硬度低以及耐磨性較差等缺點限制了其發(fā)展。顆粒增強鎂基復合材料(PMMCs)不僅密度低，還擁有較高的耐磨性、硬度和模量，彌補了鎂合金的缺陷，擴展了其在工業(yè)領域的發(fā)展和應用[4-6]。金屬復合板材是利用物理或化學的方法，將兩種或者兩種以上金屬通過復合技術，實現(xiàn)界面牢固的冶金結合而得到的復合板材。與相同金屬的層狀復合板相比，異質金屬復合板因其層組分的成分與性能可單獨調節(jié)，通過控制合金類型、厚度比與工藝條件，能夠產生出具有特別綜合性能的混合顯微組織[7-9]。

近年來，金屬擠壓復合法得到廣泛關注。Wu等[10]通過擠壓復合法成功制備出AZ31/7050鎂鋁層狀復合板，并研究了其顯微組織、織構和力學性能。結果表明，硬質鋁顯著提高了復合板的屈服強度，抗拉強度略低于根據(jù)混合法則計算的理論值，這是因為鎂層和鋁層在達到其抗拉強度之前就發(fā)生了斷裂。Chen等[11]提出一種制備Al/Mg/Al多層板的孔模共擠(PCE)的工藝，擠壓過程中鋁和鎂原子相互擴散，在界面處形成擴散層，其厚度隨擠壓溫度的升高而增加，而界面處由于沒有形成金屬間化合物硬度低于鎂基體和鋁基體。Mahmoodkhani等[12]在450 ℃采用擠壓復合法制備出鋁包鎂棒材，建立了一個反映擠壓過程的數(shù)學模型，用以揭示擠壓過程中鎂合金與鋁合金的材料流動以及冶金反應。

AZ91鎂合金由于鑄造性能良好、低密度和高比強度等優(yōu)點，在工業(yè)領域應用較為普遍。將AZ91與SiCP顆粒增強鎂基復合材料(SiCP/AZ91)進行復合，可以彌補其低硬度、低模量和耐磨性差等缺點，進一步拓寬其應用范圍。本工作基于擠壓復合法制備出了AZ91-(SiCP/AZ91)復合板，分析SiCP/AZ91復合材料層和AZ91層內的顯微組織演變，研究AZ91-(SiCP/AZ91)復合板顯微組織和力學性能的變化規(guī)律以及AZ91-(SiCP/AZ91)復合板界面的演化機制。

1 實驗材料與方法

采用半固態(tài)攪拌鑄造法制備的SiCP/AZ91鎂基復合材料， SiCP尺寸為5 μm，體積分數(shù)為10%，具體制備工藝見參考文獻[6]。AZ91-(SiCP/AZ91)復合板的制備工藝如圖1所示，首先利用線切割得到1塊尺寸為40 mm×25 mm×5 mm的AZ91板材和2塊尺寸為40 mm×25 mm ×10 mm復合材料板材；對3塊板進行打磨并填充到直徑和高度均為40 mm的AZ91空心圓柱體中，然后在不同溫度(300，350，400 ℃)下擠壓得到AZ91-(SiCP/AZ91)復合板。將外層AZ91命名為“A”，SiCP/AZ91層命名為“C”，內層AZ91為“AI”，外側界面為“Interface Ⅰ”，內側界面為“Interface Ⅱ”。

圖1 AZ91-(SiCP/AZ91)復合板擠壓加工示意圖Fig.1 Diagrammatic drawing of fabricating AZ91-(SiCP/AZ91) clad plate by extrusion

復合板具體熱擠壓工藝如下：(1)將擠壓模具套筒和凹模組裝好，放入壓力機上的電阻爐內，將溫控箱調至150 ℃時，在套筒內側涂抹石墨油，減少擠壓過程中材料與模具的摩擦；(2)擠壓材料預熱至指定溫度并保溫40 min，然后取出放入擠壓套筒中進行擠壓；(3)擠壓結束后，得到寬度為20 mm、厚度為2 mm的復合板。本研究中，所有材料的擠壓比均為31∶1，擠壓速率均為0.1 mm/s。

采用4XC光學顯微鏡和MIRA 3XMU掃描電鏡對試樣擠壓復合板縱截面(ED-ND面)進行顯微組織觀察，并采用能譜儀(EDS)對擠壓和軋制態(tài)復合板進行元素分析。利用Image Pro-Plus軟件對平均晶粒尺寸以及析出相的分布和平均尺寸進行統(tǒng)計測量。

采用HV-1000的維氏硬度計對復合板縱截面(ED-ND面)進行顯微硬度測試，載荷為300 g，加載時間為10 s。在Instron5569萬能試驗機上進行室溫拉伸實驗，拉伸速率為0.5 mm/min。

2 結果與分析

2.1 擠壓復合AZ91-(SiCP/AZ91)板的顯微組織

圖2是在400 ℃擠壓下的AZ91-(SiCP/AZ91)復合板中合金層的顯微組織和晶粒尺寸分布圖。從圖2(a)，(c)中可以看出外層合金(“A”)比內層合金(“AⅠ”)平均晶粒尺寸大。這是因為在擠壓過程中，外層合金與模具壁摩擦會產生額外的熱量，從而促進晶粒的長大。圖2(b)，(d)分別為“A”和“AⅠ”層的SEM圖，可以看出內外合金層中均存在細小的析出相以及大塊破碎的第二相，擠碎的第二相沿擠壓方向排布，其大多沿晶界分布，對晶粒生長起到一定的阻礙作用[13]。

圖2 在400 ℃擠壓的AZ91-(SiCP/AZ91)復合板中合金層的顯微組織和晶粒尺寸分布圖(a)，(b)外層合金；(c)，(d)內層合金Fig.2 Microstructures and grain size distribution maps of alloy layer of AZ91-(SiCP/AZ91) clad plate extruded at 400 ℃(a)，(b)alloy of outer layer;(c)，(d)alloy of inner layer

圖3為在不同溫度下擠壓的AZ91-(SiCP/AZ91)復合板中內層合金的低倍以及高倍光學顯微組織。從圖3(a)，(c)，(e)中可以看出，熱擠壓后內層合金發(fā)生了完全的動態(tài)再結晶，晶粒細化，而且隨著擠壓溫度的升高，合金組織更均勻。從圖3(b)中可以看出，合金層中存在一些沿擠壓方向分布的第二相(如圖中虛線框所示)，由于第二相對再結晶晶粒的長大有阻礙作用，所以第二相附近晶粒尺寸較小，而遠離第二相的區(qū)域晶粒尺寸較大。隨擠壓溫度的升高，內層合金晶粒尺寸變大，長條狀第二相數(shù)量減少，組織均勻性提高，如圖3(d)，(f)所示。主要是因為擠壓溫度越高，晶界的擴散系數(shù)越大，使晶界遷移率提高，晶粒長大愈加明顯。

圖3 不同溫度下擠壓的AZ91-(SiCP/AZ91)復合板中“AⅠ”層的OM照片(a)，(b)300 ℃；(c)，(d)350 ℃；(e)，(f)400 ℃Fig.3 OM images of “AⅠ” layer of AZ91-(SiCP/AZ91) clad plate extruded at different temperatures(a)，(b)300 ℃；(c)，(d)350 ℃；(e)，(f)400 ℃

不同溫度下擠壓的AZ91-(SiCP/AZ91)復合板中內層AZ91合金的SEM組織如圖4所示。從圖4(a)可以看出300 ℃擠壓時內層合金中存在大塊的第二相，且沿擠壓方向呈條帶狀分布；隨著溫度的升高，大塊第二相基本消失，如圖4(c)，(e)所示。圖4(b)，(d)，(f)為內層合金SEM的高倍圖，表1給出圖4中4個點的EDS結果可知主要含Mg，Al兩種元素，結合目前關于Mg-Al合金現(xiàn)有的研究結果，可以確定合金層中的第二相為Mg17Al12，且隨著擠壓溫度的升高尺寸分布更加均勻。

圖5是在不同溫度下擠壓的AZ91-(SiCP/AZ91)復合板中復合材料層的光學顯微組織?？梢钥闯?，在不同溫度擠壓后，復合材料層均發(fā)生了完全動態(tài)再結晶，隨著擠壓溫度由300 ℃升高到400 ℃，SiCP的分布得到改善。因為溫度越高，AZ91基體的流動性越好，在擠壓過程中SiCP運動時阻力更小，基體更容易進入SiC顆粒之間，減少SiCP的團聚，使其分布更加均勻。與AZ91合金層類似，不同溫度下擠壓的SiCP/AZ91復合材料層的晶粒尺寸隨著擠壓溫度的升高，晶粒尺寸逐漸增大，但與合金層的晶粒相比，其尺寸明顯減小。一方面是由于硬質SiCP與軟質AZ91基體在擠壓過程中存在變形不匹配，導致SiCP周圍存在較高的位錯密度，促進動態(tài)再結晶形核[4,14]；另一方面SiCP的存在對晶界遷移有阻礙作用，從而抑制晶粒長大。以上兩個原因導致了復合材料層晶粒的細化。

圖6為不同溫度擠壓下復合板中SiCP/AZ91復合材料層的SEM顯微組織，從圖6(a)中可以看出在擠壓過程中復合材料層析出細小的Mg17Al12相，且其大部分沿晶界分布。在Lee等[15]的研究中發(fā)現(xiàn)，由于Al原子擴散不充分，在晶界處存在Al溶質的元素偏析。此外，晶界處缺陷較多，為Al原子擴散提供了快速通道，而且Mg17Al12相在晶界處的形核勢壘相對較低[16]，導致Mg17Al12相沿晶界析出。隨擠壓溫度由300℃增加至400 ℃，如圖6(b),(c)所示，晶粒更容易長大，晶界數(shù)量減少，Mg17Al12相形核數(shù)量減少，導致Mg17Al12相數(shù)量隨溫度升高呈下降趨勢。

圖6 不同溫度下擠壓的AZ91-(SiCP/AZ91)復合板中“C”層的SEM照片(a)300 ℃；(b)350 ℃；(c)400 ℃Fig.6 SEM images of “C” layer of AZ91-(SiCP/AZ91) clad plate extruded at different temperatures(a)300 ℃;(b)350 ℃;(c)400 ℃

圖7是在不同溫度下擠壓的AZ91-(SiCP/AZ91)復合板內層界面的OM組織?？梢钥闯?，不同擠壓溫度下復合板材合金層與復合材料層界面處均未出現(xiàn)明顯的分層以及開裂現(xiàn)象。同時，隨著擠壓溫度的提高，界面處部分晶粒的晶界貫穿AZ91層與復合材料層，從而形成牢固的冶金結合。這是因為SiCP的存在，SiCP/AZ91復合材料在熱變形過程中的流動性低于AZ91合金，靠近界面的AZ91合金在擠壓過程中流動較困難，二者變形能力的不匹配導致擠壓過程中產生摩擦力，帶來更高的儲存能和動態(tài)再結晶(DRX)形核率，更加有利于界面處的冶金結合。

圖7 在不同溫度下擠壓的AZ91-(SiCP/AZ91)復合板中內層界面的OM照片(a)300 ℃；(b)350 ℃；(c)400 ℃Fig.7 OM images of inner interface of AZ91-(SiCP/AZ91) clad plate extruded at different temperatures(a)300 ℃；(b)350 ℃；(c)400 ℃

2.2 擠壓AZ91-(SiCP/AZ91)復合板的界面演化

350 ℃擠壓時AZ91-(SiCP/AZ91)復合板的料頭形貌及擠壓過程中內層界面的光學顯微組織如圖8所示。圖8(a)為擠壓料頭的宏觀形貌，選取了5個位置進行研究，其相應光學顯微組織如圖8(b)～(f)所示。位置1和2為擠入凹模前的部分，位置3為剛擠入凹模的部位，位置4為凹模的部位，位置5為擠出凹模的部位。在進入凹模前，如圖8(b),(c)所示位置1和2，合金層與復合材料層的界面層明顯并且平直，合金層中在靠近界面處優(yōu)先發(fā)生DRX。這是因為擠壓過程中兩種材料由于塑性不同，變形不協(xié)調，所以在界面處存在較多位錯，促進DRX形核。當坯料進入凹模行進至位置3時，合金層與復合材料層的界面結合更加緊密，界面彎曲程度逐漸明顯，如圖8(d)所示。隨著擠壓進行至位置4時，如圖8(e)所示，坯料發(fā)生明顯塑性變形，合金層與復合材料層發(fā)生明顯結合，界面難以分辨，晶界可以穿過界面。隨著變形儲能增加，再結晶驅動力變大，合金層與復合材料層不僅僅在界面結合處發(fā)生DRX，而是整個層間發(fā)生DRX，呈現(xiàn)為等軸的DRX晶粒。值得注意的是，DRX使得組織更加均勻，因此位置4的晶粒尺寸明顯小于之前的位置。當坯料最后擠出凹模時，已經發(fā)生了完全的DRX以及存在部分沿擠壓方向拉長的晶粒，如位置5所示，合金層與復合材料層形成良好的冶金結合，界面平直，如圖8(f)所示。

表1 圖4中所示4個點的EDS結果Table 1 EDS results of 4 points in fig.4

圖8 350 ℃擠壓時AZ91-(SiCP/AZ91)復合板的料頭形貌及擠壓過程中內層界面的OM照片(a)宏觀形貌；(b),(c),(d),(e),(f)分別為圖(a)中位置1,2,3,4,5的顯微組織Fig.8 Morphology of stub bar and OM images of inner interface of AZ91-(SiCP/AZ91) clad plate during extrusion at 350 ℃(a)morphology of stub bar; (b),(c),(d),(e),(f)OM images of 1,2,3,4,5 in fig.(a)

2.3 擠壓AZ91-(SiCP/AZ91)復合板的力學性能

圖9給出AZ91-(SiCP/AZ91)復合板的顯微硬度值，其中圖9(a)為擠壓溫度為400 ℃時復合板的顯微硬度，圖9(b)為不同溫度下擠壓的復合板的顯微硬度統(tǒng)計。復合板中“C”層，即SiCP/AZ91層的顯微硬度遠高于“A”層和“AⅠ”層，界面處的顯微硬度位于兩層之間。硬質SiCP對鎂基體硬度的貢獻主要源于以下兩個方面：一是由于SiCP與Mg基體的熱膨脹系數(shù)不同，熱變形后SiCP周圍產生大量的熱錯配位錯，利于硬度的提高；二是復合材料內的晶粒尺寸小于合金層，根據(jù)Hall-Petch關系[17-18]，晶粒尺寸減小，強度升高。此外，“AⅠ”層與內側界面Interface Ⅱ硬度略高于“A”層與外側界面Interface Ⅰ，這是因為在擠壓過程中外側合金與模具壁摩擦會產生額外的熱量，從而使晶粒長大，硬度降低。當擠壓溫度由300 ℃提高至400 ℃時，復合板中合金層與復合材料層中動態(tài)再結晶晶粒發(fā)生明顯長大，同時動態(tài)析出的Mg17Al12相數(shù)量顯著減少，因此隨著擠壓溫度的升高，AZ91-(SiCP/AZ91)復合板的顯微硬度降低。

圖9 AZ91-(SiCP/AZ91)復合板的顯微硬度(a)400 ℃擠壓復合板；(b)不同溫度下擠壓的復合板Fig.9 Micro-hardness of AZ91-(SiCP/AZ91) clad plates(a)clad plate extruded at 400 ℃;(b)clad plates extruded at different temperatures

AZ91-(SiCP/AZ91)復合板在不同溫度下擠壓的室溫拉伸應力-應變曲線如圖10(a)所示，相應的屈服強度(YS)、抗拉強度(UTS)、伸長率(EL)和彈性模量分別在圖10(b)，(c)中給出。當擠壓溫度為300 ℃時，YS和UTS分別為264 MPa和330 MPa，且其均隨擠壓溫度的升高而降低，當擠壓溫度提高至400 ℃時，復合板的YS和UTS分別降至220 MPa和293 MPa，EL則由1.57%增加至2.53%，彈性模量變化不大，均接近50 GPa。合金層和“C”層的平均晶粒尺寸均隨擠壓溫度的升高而增大，導致屈服強度減小。此外，如前文所述，當擠壓溫度由300 ℃提高至400 ℃時，Mg17Al12相數(shù)量較少，使第二相強化減弱，提高了位錯可動性，所以伸長率隨溫度的升高而增加。

圖10 不同溫度下擠壓的AZ91-(SiCP/AZ91)復合板的室溫拉伸性能(a)室溫拉伸曲線；(b)強度；(c)伸長率和彈性模量Fig.10 Tensile properties at ambient temperature of AZ91-(SiCP/AZ91) clad plate extruded at different temperatures(a)tensile curves;(b)strength;(c)elongation and elastic modulus

單一的AZ91板材模量為45 GPa[18]，AZ91-(SiCP/AZ91)復合板擁有更高的模量(Ec)。根據(jù)混合法則：

Ec=E1V1+E2V2

(1)

式中：Ei和Vi分別為復合板中“i”組分的彈性模量和體積分數(shù)，AZ91的彈性模量和體積分數(shù)分別為45 GPa和60%，10%SiCP/AZ91的彈性模量和體積分數(shù)分別是60 GPa[19]和40%。根據(jù)式(1)計算出的復合板的彈性模量為51 GPa，與實驗測得的數(shù)值(≈50 GPa)接近。

圖11為400 ℃擠壓AZ91-(SiCP/AZ91)復合板斷口的SEM組織。圖11 (a)為側面斷口的SEM組織，可以看出，復合板沒有發(fā)生明顯的界面剝離，界面結合良好。合金層與復合材料層呈45°斷裂，宏觀斷裂面形狀逐漸接近“V”字形。圖11 (b)為合金層與復合材料層界面，界面處結合良好，沒有明顯的分層，合金層與復合材料層均有大量韌窩，表明復合板具有較好的塑性。圖11(c) 為SiCP/AZ91復合材料層斷口側面形貌，圖11(d)為復合材料層斷口正面形貌?？梢钥闯?，SiCP/AZ91復合材料層中，由于硬質SiC顆粒和鎂基體的變形不協(xié)調，從而產生應力集中，當其超過顆粒與基體界面結合的強度時，SiC顆粒與鎂合金基體出現(xiàn)明顯脫粘，如圖11(c)，(d)中箭頭所示，并最終導致了AZ91-(SiCP/AZ91)復合板斷裂。

圖11 400 ℃下擠壓AZ91-(SiCP/AZ91)復合板斷口形貌(a)斷口側面；(b)界面處；(c)復合材料層側面；(d)復合材料層正面Fig.11 Fractographies of AZ91-(SiCP/AZ91) clad plate extruded at 400 ℃(a)longitudinal plane;(b)interface;(c)SiCP/AZ91 layer on the longitudinal plane;(d)SiCP/AZ91 layer

3 結論

(1)通過擠壓復合法在不同溫度下成功制備出AZ91-(SiCP/AZ91)復合板，且其界面較平直，出現(xiàn)冶金擴散，結合情況良好。

(2)AZ91-(SiCP/AZ91)復合板內層合金晶粒小于外層合金，復合材料層晶粒尺寸小于內層合金，且復合材料層組織更加均勻。隨著擠壓溫度的升高，Mg17Al12相的數(shù)量減少，復合板各層的晶粒尺寸增大。

(3)AZ91-(SiCP/AZ91)復合板中復合材料層的硬度值高于內層合金，界面處的硬度值則介于兩者之間，內層合金的硬度值高于外層合金。隨擠壓溫度的升高，復合板硬度逐漸下降。

(4)隨著擠壓溫度的升高，AZ91-(SiCP/AZ91)復合板YS和UTS逐漸降低，而伸長率逐漸提高。

(5)在室溫拉伸過程中，SiC顆粒與基體脫粘，使得復合材料層內部產生微裂紋，是造成AZ91-(SiCP/AZ91)復合板斷裂的主要原因。