申高亮, 相志磊, 馬小昭, 李繼豪, 黃景存, 陳子勇

(北京工業(yè)大學材料與制造學部材料科學與工程學院, 北京 100124)

自1960年以來,Al-Zn-Mg-Cu系鋁合金是以空天軍工為背景研究并發(fā)展起來的一類超高強高韌材料,具有高比強度與硬度、易加工成形、較高的韌性等優(yōu)點,在航空航天、交通運輸、日用品等領(lǐng)域展現(xiàn)出廣闊的應用前景[1-3]。其中微納米尺寸的TiB2顆粒具有低密度、高熔點、高彈性模量等優(yōu)點,并且與鋁合金基體可以生成強的共價鍵,形成良好的晶格匹配關(guān)系[4-6]。為了提高鋁合金材料的力學性能,將TiB2顆粒作為增強體引入到鋁合金中提升強度,制備顆粒增強鋁基復合材料。

對于高鋅鋁合金而言,鋅含量過高會促進鑄造缺陷形成,導致材料出現(xiàn)微觀偏析、組織粗大和裂紋,所以傳統(tǒng)鑄造冶金法成品率低,不能在鋅質(zhì)量分數(shù)超過8%后繼續(xù)保持基體合金的高強度和塑性[7-8]。近年來,相關(guān)學者對TiB2增強鋁基復合材料也進行了一定程度研究。中南大學的凌興珠等[9]通過熔鑄法制備TiB2/6061復合材料,存在與合金界面結(jié)合較差、冷卻速度慢、TiB2顆粒均勻分布難以控制的問題。上海交大的Chen等[10]、Ma等[11]通過混合鹽法制備TiB2/7050與TiB2/7055復合材料,反應過程產(chǎn)生大量有害氣體,形成的TiB2增強相被鹽膜包覆,削弱增強效果。北京工業(yè)大學的Li等[12]通過熔體自蔓延直接反應法制備TiB2/Al-10Zn-1.7Mg-1.0Cu-0.12Zr復合材料,鑄態(tài)組織形成粗大的晶界析出相,呈樹枝網(wǎng)狀,導致鑄坯及熱擠壓過程中合金出現(xiàn)開裂現(xiàn)象。這是因為鋁合金制備采用的是常規(guī)金屬型鑄造,在凝固過程中冷卻速度慢,基體組織容易出現(xiàn)組織粗大,成分偏析嚴重,對復合材料性能產(chǎn)生一定劣勢。因此,不采用傳統(tǒng)鑄造冶金法制備鋅質(zhì)量分數(shù)為10%以上的TiB2增強鋁基復合材料。目前,單輥熔體旋轉(zhuǎn)法是快速凝固技術(shù)的一種方式,它能夠顯著細化合金晶粒,增大合金元素固溶度并減少偏析,熔體凝固速率可達到106K/s,可以有效避免鑄造缺陷,得到具有亞微米級別的顯微組織[13-16],非常適合制備高鋅含量TiB2增強鋁基復合材料,后續(xù)通過熱擠壓變形得到致密的塊體材料。截至目前,國內(nèi)外研究人員對快速凝固鋁合金開展了廣泛的研究,熔體旋轉(zhuǎn)法被大量應用于鋁合金[17-19],關(guān)注快速凝固帶材的顯微組織與力學性能的研究?；谌垠w旋轉(zhuǎn)法+熱擠壓制備鋁合金的研究也迅速發(fā)展,波蘭學者Kapinos等[20]采用熔體旋轉(zhuǎn)+熱擠壓工藝制備Al-9Zn-2.5Mg-1.8Cu合金,擠壓態(tài)合金抗拉強度為405 MPa,延伸率為17%。華南理工大學甘吉松等[21]采用單輥熔體旋轉(zhuǎn)法+熱擠壓制備Al-10.7Zn-2.4Mg-0.9Cu擠壓棒材,抗拉強度為 499.8 MPa,延伸率為15.3%。Meng等[22]采用熔體旋轉(zhuǎn)法+熱擠壓工藝制備Al-27Zn-1.5Mg-1.2Cu-0.08Zr合金,擠壓態(tài)合金抗拉強度為485 MPa,延伸率為5.2%。但對單輥熔體旋轉(zhuǎn)法+熱擠壓制備TiB2增強鋁基復合材料至今沒有相關(guān)報道。

本文通過快速凝固單輥熔體旋轉(zhuǎn)法+熱擠壓工藝成功制備了不同溫度下TiB2顆粒的質(zhì)量分數(shù)為5%的TiB2增強Al-Zn-Mg-Cu-Zr-Er復合材料擠壓棒材,并對復合材料的顯微組織和力學性能進行系統(tǒng)研究和討論。

1 實驗部分

1.1 實驗材料成分

本實驗所用的TiB2增強復合材料,其化學成分如表1所示。

表1 實驗材料的化學成分及其質(zhì)量分數(shù)

1.2 快速凝固TiB2增強復合材料帶材制備

先把澆鑄的復合材料鑄錠切成15 mm×15 mm×100 mm的多個試樣。用無水乙醇清潔快速凝固設(shè)備腔體后,將切好的長方體試樣放入石英試管中,試管底部設(shè)有圓孔,直徑為1.5 mm。快速凝固單輥甩帶機抽真空后,設(shè)定感應電流15 A,電壓400 V,銅輥輪轉(zhuǎn)速為25 m/s,氬氣氣氛下壓強為0.1 MPa,得到TiB2增強復合材料熔體。將熔體噴射到高速旋轉(zhuǎn)的冷銅輪上進行快速凝固,高速甩出得到TiB2增強復合材料薄帶,寬度為3～5 mm,厚度為80～100 μm,帶材表面光潔,復合材料薄帶兩側(cè)相對平整且厚度均勻。

1.3 TiB2增強復合材料熱擠壓棒材的制備

采用轉(zhuǎn)速為26 000 r/min的高速萬能粉碎機,將已經(jīng)制備的TiB2增強復合材料帶材進行高速萬能粉碎,得到粉碎細度為40～200目的復合材料粉材。經(jīng)過四柱液壓機冷壓成直徑為40 mm的圓柱體,壓力為18 MPa,加載時間為2 min。將冷壓成型的復合材料圓柱體和擠壓模具進行加熱、保溫,加熱溫度分別為380、400、420與440 ℃,保溫時間都是30 min。取出即進行熱擠壓加工,擠壓比為16∶1,擠壓成直徑為10 mm的TiB2增強Al-Zn-Mg-Cu-Zr-Er復合材料棒材。

1.4 復合材料表征方法

本實驗采用X射線衍射儀(D8 ADVACEX)對鑄態(tài)TiB2增強復合材料和快速凝固帶材進行相結(jié)構(gòu)分析。在場發(fā)射掃描電鏡(Quanta FEG 650)下進行復合材料顯微組織及拉伸斷口觀察。采用電子萬能試驗機(CMT 5205 GL)對復合材料擠壓棒材進行拉伸測試,拉伸速率為0.9 mm/min,按照GB/T228.1—2010規(guī)定加工成棒狀拉伸試樣,如圖1 所示。

圖1 拉伸試樣示意(單位: mm)

2 結(jié)果與討論

2.1 顯微組織分析

快速凝固單輥熔體旋轉(zhuǎn)法+熱擠壓制備復合材料擠壓棒材工藝流程如圖2所示,高速甩出的TiB2增強復合材料帶材寬度為3～5 mm,厚度為80～100 μm。 從圖2(a)中宏觀形貌可以觀察到復合材料薄帶表面沒有孔洞,具有很好的連續(xù)性。采用轉(zhuǎn)速為26 000 r/min的高速萬能粉碎機進行粉碎得到TiB2增強復合材料粉材,如圖2(b)所示,粉碎細度為40～200目,粉碎比較均勻。而熱擠壓變形制備的復合材料棒材宏觀形貌如圖2(c) 所示,擠壓棒材直徑為10 mm,可以看到復合材料棒材表面光滑、無裂紋等宏觀缺陷,說明熱擠壓變形促使快速凝固TiB2增強復合材料有效焊合。

圖2 快速凝固+熱擠壓制備工藝流程

圖3為常規(guī)鑄造及快速凝固復合材料帶材的SEM顯微組織、對應晶粒尺寸統(tǒng)計,可以得到常規(guī)鑄造制備的鑄態(tài)TiB2增強復合材料,平均晶粒尺寸為64.34 μm。其中圖3(c)為快速凝固復合材料帶材顯微組織,可以看出為細小的等軸晶,平均晶粒尺寸為5.81 μm,相比于常規(guī)鑄造,晶粒尺寸細化了90.97%,TiB2顆粒分布于基體合金中,未觀察到明顯的宏觀偏析和第二相,由于快速凝固復合材料中析出相非常少,因此TiB2顆粒在基體顯微組織中呈現(xiàn)白亮色。表明鋁合金元素在快速凝固過程中,有大量的溶質(zhì)原子溶解于Al基體得到了過飽和固溶體。為了進一步證明快速凝固技術(shù)的優(yōu)勢,利用XRD進行TiB2增強復合材料物相分析。

圖3 常規(guī)鑄造及快速凝固帶材的SEM顯微組織、晶粒尺寸統(tǒng)計

圖4 常規(guī)鑄造及快速凝固帶材的X射線衍射圖譜

圖5為不同溫度下熱擠壓復合材料棒材的縱截面顯微組織,組織面平行于擠壓方向,屬于特殊的擠壓流線狀組織,可以觀察到沿擠壓方向附近存在一些粗大的第二相。對復合材料第二相進行能譜(energy dispersive spectroscopy,EDS)元素分析,如 表2所示,可以看到Mg與Zn的原子比例接近1∶2,為η相(MgZn2),同時TiB2顆粒沿擠壓方向呈線狀排列,趨向于均勻分布,具有六方形狀且平均顆粒尺寸為 0.96 μm。TiB2增強復合材料在熱擠壓變形過程中,硬脆第二相粒子在外加擠壓力的作用下被破碎,根據(jù)已報道的文獻[20]和能譜測試分析可知,復合材料中除了沿擠壓方向分布的η相和TiB2相,可能還有少量的T相(AlZnMgCu)和Al3(Er,Zr)相存在。

圖5 熱擠壓棒材縱截面顯微組織的SEM圖

表2 熱擠壓棒材的第二相化學成分及其粒子數(shù)分數(shù)

為了定量研究快速凝固TiB2增強復合材料的晶粒尺寸,采用電子背散射衍射(electron backscattering diffraction,EBSD)技術(shù)對其進行組織分析?？焖倌虖秃喜牧蠋Р牡腅BSD組織及晶粒尺寸分布如圖6所示,可以觀察到復合材料帶材晶粒為細小的等軸狀,組織均勻,其平均晶粒尺寸為 5.08 μm。華南理工大學廖結(jié)瑩等[23]對7075鋁合金棒材進行快速凝固研究,他們提到快速凝固是一種非平衡的凝固過程,可以在復合材料熔體形成較大起始形核過冷度,此凝固過程中冷卻速率很高,所以獲得細小且均勻的凝固組織。與圖3的TiB2增強復合材料帶材SEM顯微組織結(jié)果相互佐證。

圖6 快速凝固帶材的EBSD組織及晶粒尺寸分布

隨后,為了進一步確定擠壓溫度對快速凝固TiB2增強Al-Zn-Mg-Cu復合材料顯微組織的影響,對其進行了EBSD組織分析,并對晶粒尺寸進行統(tǒng)計。不同擠壓溫度下熱擠壓復合材料棒材的EBSD顯微組織及相應的晶粒尺寸分布如圖7、8所示,在擠壓溫度380 ℃時,復合材料已經(jīng)出現(xiàn)部分再結(jié)晶晶粒,其平均晶粒尺寸為3.48 μm,晶粒尺寸細小。當擠壓溫度為400、420與440 ℃時,平均晶粒尺寸分別為3.83、4.91與5.75 μm。表明隨擠壓變形溫度的升高,TiB2增強復合材料擠壓棒材晶粒不斷長大,其平均晶粒尺寸從3.48 μm增大到5.75 μm,這是因為升高擠壓溫度會促進復合材料動態(tài)再結(jié)晶的發(fā)生和晶粒長大,再結(jié)晶程度也有所提升。因此得出,熱擠壓溫度對TiB2增強復合材料晶粒大小有很大影響,隨著溫度升高,TiB2增強復合材料晶粒有明顯的長大傾向。

圖7 不同擠壓溫度下熱擠壓棒材的EBSD顯微組織

圖8 不同擠壓溫度下熱擠壓棒材的晶粒尺寸分布

2.2 力學性能分析

最后,對不同擠壓溫度下得到的TiB2增強Al-Zn-Mg-Cu復合材料熱擠壓棒材進行拉伸力學性能對比,如圖9和表3所示?？梢钥闯?復合材料熱擠壓棒材在溫度380、400、420和440 ℃下抗拉強度分別為381、417、431和445 MPa,延伸率分別為13.4%、9.2%、9.8%和11.9%。在380～440 ℃,熱擠壓溫度越高,TiB2增強復合材料擠壓棒材的抗拉強度越高,從381 MPa提升到445 MPa,強度提升約16.8%,而延伸率相差不大。擠壓棒材的晶粒尺寸及分布是TiB2增強復合材料抗拉強度和延伸率的最重要影響因素,在擠壓溫度380 ℃時,復合材料晶粒尺寸最小,在一定體積的晶體內(nèi),晶粒數(shù)目越多,晶界也就越多,對位錯運動的阻礙就越大,復合材料變形的阻力越大,宏觀上應該表現(xiàn)為更高的抗拉強度和延伸率,然而在380 ℃熱擠壓時,復合材料棒材致密度低,快速凝固帶材界面結(jié)合不緊密,故此時的復合材料棒材抗拉強度不高,延伸率仍然最高。在380～440 ℃,隨著擠壓溫度的升高,復合材料晶粒尺寸越來越大,但帶材結(jié)合更加緊密,復合材料棒材致密度越來越高,可以得到更加致密的復合材料顯微組織,故TiB2增強復合材料抗拉強度越高,延伸率在一定程度上有所提升。綜上,TiB2增強復合材料出現(xiàn)上述結(jié)果的原因是快速凝固帶材在擠壓變形過程中,加熱溫度越高,剪切力作用越強,復合材料帶材層與層之間更加緊密,同時帶材之間界面結(jié)合的孔隙被進一步消除,所以TiB2增強復合材料獲得更高強度,故復合材料擠壓棒材表現(xiàn)更優(yōu)異的力學性能。

圖9 不同擠壓溫度下熱擠壓棒材的應力應變曲線

表3 不同擠壓溫度下熱擠壓棒材的拉伸力學性能參數(shù)值

為了更直觀地研究快速凝固+熱擠壓工藝制備TiB2增強鋁基復合材料的力學性能,觀察不同擠壓溫度下熱擠壓棒材的拉伸斷口形貌,如圖10所示?？梢园l(fā)現(xiàn)在溫度380 ℃(見圖10(a))下,熱擠壓棒材斷口韌窩較多,有明顯的解理面,且存在大量孔洞,以韌性斷裂為主,呈現(xiàn)韌脆混合斷裂特征,雖然微觀上熱擠壓棒材有細小的晶粒尺寸,但復合材料帶材層與層之間結(jié)合不緊密,導致拉伸時復合材料強度不高。隨擠壓溫度升高到400 ℃(見圖10(b)),復合材料冶金結(jié)合質(zhì)量提高,帶材之間的分層現(xiàn)象越來越不明顯,局部可見帶材結(jié)合界面,對復合材料力學性能仍有不利的影響。 如圖10(c)所示,在溫度420 ℃下,熱擠壓棒材拉伸斷口形貌明顯改善,部分TiB2顆粒存在于韌窩底部,并且在TiB2顆粒周圍環(huán)繞著一些撕裂棱,說明TiB2顆粒與基體之間良好的界面結(jié)合,以韌性斷裂為主。當擠壓溫度升到440 ℃時,如圖10(d)所示,復合材料拉伸斷口韌窩較多,韌窩較淺且不均勻,組織更加致密,幾乎沒有明顯帶材結(jié)合界面,為韌性斷裂,這是TiB2增強鋁基復合材料力學性能改善的主要原因,晶粒有所粗化,但復合材料的抗拉強度更高,可能是因為更高的溫度能得到更致密的組織。表明擠壓溫度對TiB2增強復合材料致密度和帶材結(jié)合力有重要影響,升高溫度可以有效改善快速凝固復合材料帶材之間的結(jié)合力,最終提升TiB2增強鋁基復合材料力學性能。綜上所述,通過對TiB2增強鋁基復合材料顯微組織和晶粒尺寸統(tǒng)計,拉伸性能測試,同時考慮快速凝固復合材料帶材之間的焊合問題,故選擇擠壓溫度420 ℃、保溫30 min作為最佳快速凝固+熱擠壓制備TiB2增強復合材料工藝參數(shù)。

圖10 熱擠壓棒材的拉伸斷口形貌SEM圖

3 結(jié)論

通過快速凝固+熱擠壓技術(shù)成功制備了TiB2顆粒的質(zhì)量分數(shù)為5%的TiB2增強Al-Zn-Mg-Cu復合材料熱擠壓棒材。運用XRD、SEM、EBSD等手段研究TiB2增強鋁基復合材料顯微組織與力學性能,得到如下結(jié)論:

1) 快速凝固能明顯細化復合材料晶粒,相比于常規(guī)鑄造,其平均晶粒尺寸從64.34 μm減少至5.81 μm,晶粒細化90.97%。單輥熔體旋轉(zhuǎn)法制備的TiB2增強Al-Zn-Mg-Cu-Zr-Er帶材組織均勻細小,為等軸狀,晶粒尺寸為4～6 μm,同時增大了合金元素的固溶度。

2) 采用快速凝固+熱擠壓制備TiB2增強鋁基復合材料擠壓棒材,TiB2顆粒均勻分布,在380～440 ℃,抗拉強度從381 MPa提升到445 MPa,強度提升約16.8%,而延伸率相差不大。

3) 熱擠壓溫度越高,TiB2增強鋁基復合材料棒材力學性能越好。在相同工藝下,升高擠壓溫度可以加大快速凝固復合材料帶材之間的結(jié)合力,促使TiB2增強復合材料帶材有效焊合。綜合考慮,擠壓溫度420 ℃、保溫30 min為最佳快速凝固+熱擠壓制備TiB2增強鋁基復合材料工藝參數(shù)。