TiB2 顆粒對(duì)7075 鋁合金流變成形顯微組織的影響

甘貴生，楊濱，杜長(zhǎng)華，甘樹(shù)德

(1. 重慶理工大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，重慶，400054；2. 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)

自Flemings 創(chuàng)立半固態(tài)成形技術(shù)以來(lái)，半固態(tài)技術(shù)飛速發(fā)展，被認(rèn)為是21 世紀(jì)最具有發(fā)展前途的材料成型技術(shù)之一[1]。傳統(tǒng)的半固態(tài)成形方法如機(jī)械攪拌、電磁攪拌、雙螺旋等都是需要較大的剪切速率或較長(zhǎng)剪切時(shí)間，這樣給半固態(tài)成型帶來(lái)了諸如效率低、能耗高等問(wèn)題。近期，提出了一系列不需太大剪切速率的半固態(tài)成型工藝，如傾斜槽法[2-4]、蛇形管法[5-7]和剪切低溫澆鑄法(LSPSF)[8-10]等。7075 鋁合金由于枝晶發(fā)達(dá)，固相率隨溫度變化敏感，使用現(xiàn)有半固態(tài)成型方法難以得到較為理想的半固態(tài)材料。TiC，TiB2和Al2O3陶瓷顆粒具有強(qiáng)度高、比剛度高、耐磨性好、熱膨脹系數(shù)小等優(yōu)異的綜合性能，同時(shí)與Al 具有較好的錯(cuò)配關(guān)系，常作為鋁合金的細(xì)化劑[11-18]。本文作者早前研究了TiB2顆粒對(duì)7075 鋁合金半固態(tài)漿料組織的影響，但對(duì)其流變成形及其組織的影響尚未進(jìn)行深入研究[19]。本文通過(guò)在7075 中生成TiB2顆粒來(lái)細(xì)化7075 鋁合金的組織，通過(guò)簡(jiǎn)易的彎曲通道系統(tǒng)后，直接擠壓成形，研究TiB2顆粒和彎道數(shù)量對(duì)7075 鋁合金半固態(tài)組織的影響。

1 實(shí)驗(yàn)

實(shí)驗(yàn)材料為7075 鋁合金，液相線635 ℃，固相線477 ℃，表1 所示為其主要化學(xué)成分。

表1 7075 鋁合金的主要化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù))Table 1 Main chemical composition of 7075 Al alloy %

在電阻爐中將7075 鋁合金加熱至(850±5) ℃，加入按化學(xué)比配好并經(jīng)混勻、烘干、預(yù)熱好的K2TiF6(質(zhì)量分?jǐn)?shù)＞97%)和KBF4(質(zhì)量分?jǐn)?shù)＞97%)混合鹽，用石墨攪拌器充分?jǐn)嚢瑁磻?yīng)結(jié)束后降溫至720 ℃，扒除表面殘余鹽，加入精煉劑進(jìn)行精煉和除氣。于670 ℃時(shí)將復(fù)合材料熔體注入1 個(gè)垂直放置直徑為20 mm、高度均為390 mm 彎或3 個(gè)彎的石墨通道(保溫400 ℃)，流進(jìn)直徑為50 mm、高度為50 mm 的型腔(材料為H13，保溫400 ℃)后，立即進(jìn)行擠壓成形。壓力機(jī)為青島即墨市興宇汽車(chē)保修設(shè)備廠生產(chǎn)的四柱液壓機(jī)，額定壓力為10 kN，額定壓強(qiáng)為30 MPa，壓頭下壓速度為1.5 mm/s，保壓10 s。

2 結(jié)果與討論

2.1 TiB2 顆粒對(duì)7075 鋁合金顯微組織的影響

采用K2TiF6和KBF4 混合鹽法制備TiB2/7075 鋁基復(fù)合材料，在嚴(yán)格控制熔體中Ti 和B 物質(zhì)的量的比為1:2 時(shí)，可以用方程式描述最終反應(yīng)：

圖1 鑄態(tài)7075 鋁合金和670 ℃直接水淬7075 鋁合金及TiB2/7075 復(fù)合材料的顯微組織Fig.1 Microstructures of as-cast 7075 Al alloy, 7075 Al alloy and TiB2/7075 composites after quenching at 670 ℃

圖1 所示為鑄態(tài)7075 鋁合金和670 ℃直接水淬7075 鋁合金及TiB2/7075 復(fù)合材料的組織。其中，圖1(a)所示為7075 合金在720 ℃條件下澆注在石墨模具中的顯微組織。由圖7 可以看到：7075 鋁合金主要由粗大的樹(shù)枝晶組成，最大晶粒尺寸約為250 μm。7075鋁合金670 ℃直接水淬，仍以樹(shù)枝晶為主，見(jiàn)圖1(b)。添加質(zhì)量分?jǐn)?shù)為3%的TiB2顆粒、于670 ℃直接水淬后，獲得明顯細(xì)小的薔薇狀組織(圖1(c))。添加6%TiB2后組織又轉(zhuǎn)化為樹(shù)枝晶，晶粒明顯粗化(圖1(d))。

圖2 所示為670℃的TiB2/7075 復(fù)合材料直接澆鑄在型腔(保溫400 ℃)擠壓后并熱處理的顯微組織。由圖2 可以看到：添加質(zhì)量分?jǐn)?shù)為3%為T(mén)iB2能獲得薔薇狀組織；達(dá)到4.5%時(shí)，晶粒尺寸到達(dá)最小，多在30 μm 左右，形狀趨于球形；添加6%TiB2后組織又轉(zhuǎn)化為樹(shù)枝晶，晶粒粗大；添加9%TiB2時(shí)晶界明顯寬化。

2.2 TiB2 顆粒對(duì)流變擠壓7075 鋁合金顯微組織的影響

圖3 所示為670 ℃的TiB2/7075 復(fù)合材料經(jīng)一彎石墨通道(保溫400 ℃)流進(jìn)直徑為50 cm 的型腔(保溫400 ℃)擠壓成形并熱處理的顯微組織，TiB2/7075 復(fù)合材料顯微組織均趨于球形。經(jīng)計(jì)算，顆粒含量為3%時(shí)，7075 鋁合金晶粒尺寸達(dá)到32.10 μm，形狀因子為0.87；顆粒含量為4.5%時(shí)，晶粒尺寸達(dá)到23.92 μm，形狀因子為0.97；顆粒含量為6%時(shí)，晶粒尺寸達(dá)到35.47 μm，形狀因子為0.91；顆粒含量為9%時(shí)，晶粒尺寸達(dá)到38.00 μm，形狀因子為0.89。

圖4 所示為670 ℃的TiB2/7075 復(fù)合材料經(jīng)三彎石墨通道(保溫400 ℃)流進(jìn)d50 的型腔(保溫400 ℃)擠壓成形并熱處理后的顯微組織。顆粒含量為3%時(shí)，7075 鋁合金晶粒尺寸達(dá)到32.09 μm，形狀因子為0.85；當(dāng)顆粒含量為4.5%時(shí)，晶粒尺寸達(dá)到23.90 μm，形狀因子為0.96；當(dāng)顆粒含量為6%時(shí)，晶粒尺寸達(dá)到29.98 μm，形狀因子為0.95；當(dāng)顆粒含量為9%時(shí)，晶粒尺寸達(dá)到31.94 μm，形狀因子為0.95。

2.3 TiB2 顆粒與彎道數(shù)量對(duì)7075 鋁合金形核能力的影響

2.3.1 TiB2顆粒對(duì)7075 鋁合金形核能力的影響

從圖1～4 可以看到：無(wú)論是水淬組織、直接擠壓、還是經(jīng)過(guò)彎道擠壓，7075 鋁合金晶粒尺寸隨顆粒含量變化呈現(xiàn)相同規(guī)律，即隨著顆粒含量增加，晶粒尺寸先減小，隨后增大。

圖5 所示為7075 鋁基復(fù)合材料鑄態(tài)(未擠壓)組織中TiB2的形貌和分布。由圖5 可見(jiàn)：3% TiB2/7075 合金的晶界處TiB2顆粒尺寸多為500～800 nm，個(gè)別能達(dá)到1 μm，TiB2顆粒大致呈六邊形或四方形，彌散分布在晶界處。當(dāng)顆粒含量達(dá)到9%時(shí)，少量大尺寸TiB2顆粒分布在晶界處，晶界附近的晶核內(nèi)大量彌散分布著細(xì)小的TiB2顆粒，尺寸為100～300 nm，形狀為不規(guī)則的多邊形。

圖2 670 ℃時(shí)TiB2/7075 復(fù)合材料直接擠壓并熱處理后的顯微組織Fig.2 Microstructures of 7075 Al alloy and TiB2/7075 composites by die casting at 670 ℃

圖3 670 ℃時(shí)TiB2/7075 復(fù)合材料經(jīng)一彎通道后擠壓并熱處理的顯微組織Fig.3 Microstructures of 7075 Al alloy and TiB2/7075 composites by die casting after flowed through one serpentine graphite channel at 670 ℃

圖4 670 ℃的TiB2/7075 復(fù)合材料經(jīng)三彎通道后擠壓并熱處理的顯微組織Fig.4 Microstructures of 7075 Al alloy and TiB2/7075 composites by die casting after flowed through three serpentine graphite channels at 670 ℃

圖5 鋁基復(fù)合材料鑄態(tài)(未擠壓)組織中TiB2 的形貌和分布Fig.5 Micrograph and distribution of TiB2 particles in cast aluminum based composite materials

圖6所示為7075鋁基復(fù)合材料擠壓并熱處理后拉伸斷口中TiB2的形貌。由圖6 可見(jiàn)：在拉伸斷口TiB2顆粒的形貌多成片狀。在同樣放大倍數(shù)下，3%TiB2/7075 合金的晶界處TiB2顆粒尺寸多為500～800 nm，9% TiB2/7075 合金的晶界處TiB2顆粒尺寸多為200 nm 左右。

文獻(xiàn)[20-21]研究表明：平均顆粒尺寸為400 nm，所含活性TiB2顆粒的數(shù)量最多，因此，細(xì)化效果最好。當(dāng)顆粒尺寸小于400 nm 時(shí)，活性顆粒含量直線下降，晶粒開(kāi)始粗化。由此看出：正是由于添加顆粒含量的增加，原位反應(yīng)放熱量越劇烈，生成TiB2顆粒尺寸減小，形貌也發(fā)生改變，形核能力發(fā)生改變。小尺寸顆粒由于具有極高的表面能，容易在晶界附近被捕獲，最終造成復(fù)合材料的組織隨添加顆粒含量而發(fā)生變化。

2.3.2 彎道數(shù)量對(duì)7075 鋁合金形核能力的影響

金屬液在冷卻管外壁上形成的晶核隨即被高速旋轉(zhuǎn)的金屬液沖刷而脫落，成為液相中的游離晶核，因此，可以看成金屬熔體在過(guò)冷條件下具有足夠多的形核質(zhì)點(diǎn)(見(jiàn)圖7(a))。熔體在高溫通道內(nèi)流動(dòng)的作用具體表現(xiàn)在：1) 流動(dòng)過(guò)程中的自攪拌和沖刷作用；2) 緩慢的降溫作用；3) 足夠的形核核心(外加顆粒)，使得熔體下落到管內(nèi)一瞬間迅速形核。

圖6 鋁基復(fù)合材料經(jīng)彎道擠壓成形并熱處理后拉伸斷口TiB2 的形貌Fig.6 Micrograph and distribution of TiB2 particles in tensile fracture of TiB2/7075 composites by die casting after flowed through serpentine graphite channel at 670 ℃

圖7 熔體在彎道中形核與游離示意圖和熔體到達(dá)型腔內(nèi)的運(yùn)動(dòng)過(guò)程Fig.7 Nucleation and peeling away diagrams in curve and filling process of melt

在管壁凝固的晶核不斷的被卷入熔體中，部分重熔，部分保留下來(lái)。熔體到達(dá)型腔內(nèi)，在較大的沖擊作用下，沿腔壁上升后下落。由于存在的對(duì)流作用(見(jiàn)圖7(b))，有效過(guò)冷層和流動(dòng)邊界層的對(duì)流過(guò)程中液固相生長(zhǎng)界面的形貌起決定性作用。

正是在增強(qiáng)顆粒，沖刷和對(duì)流共同作用下，熔體迅速形核并球化。隨著彎道數(shù)量的增加，攪拌沖刷作用增強(qiáng)，產(chǎn)生更多的形核核心，晶粒得到細(xì)化。由于一彎和三彎通道，高度相同但有限，只是彎道數(shù)量由1 個(gè)增大到3 個(gè)，因此細(xì)化效果有限。

3 結(jié)論

1) 7075 鋁合金水淬后主要由樹(shù)枝晶組成，添加3% TiB2后轉(zhuǎn)化為薔薇狀組織，添加6%TiB2后組織又轉(zhuǎn)化為樹(shù)枝晶，晶粒粗大。經(jīng)一彎石墨通道流變擠壓成形，當(dāng)顆粒含量為3%時(shí)，7075 鋁合金晶粒尺寸達(dá)到32.10 μm，形狀因子為0.87；當(dāng)顆粒含量等于4.5%時(shí)，晶粒尺寸達(dá)到23.92 μm，形狀因子為0.97；當(dāng)顆粒含量為6%時(shí)，晶粒尺寸達(dá)到35.47 μm，形狀因子為0.91；當(dāng)顆粒含量等于9%時(shí)，晶粒尺寸達(dá)到38.00 μm，形狀因子為0.89。

2) 經(jīng)三彎石墨通道流變擠壓成形，顆粒含量為3%時(shí)，7075 鋁合金晶粒尺寸達(dá)到32.09 μm，形狀因子為0.85；當(dāng)顆粒含量等于4.5%時(shí)，晶粒尺寸達(dá)到23.90 μm，形狀因子為0.96；當(dāng)顆粒含量等于6%時(shí)，晶粒尺寸達(dá)到29.98 μm，形狀因子為0.95；當(dāng)顆粒含量等于9%時(shí)，晶粒尺寸達(dá)到31.94 μm，形狀因子為0.95。

3) 顆粒含量的增加，原位反應(yīng)放熱量越劇烈，生成TiB2顆粒尺寸減小，形貌也發(fā)生改變。小尺寸顆粒形核能力發(fā)生改變，容易在晶界附近被捕獲，最終造成復(fù)合材料的組織隨添加顆粒含量而發(fā)生變化。

4) 熔體在高溫彎曲通道的沖刷和自攪拌作用下，在管壁凝固的晶核不斷的被卷入熔體中，部分重熔，部分保留下來(lái)。熔體到達(dá)型腔內(nèi)，在較大的沖擊作用下，沿腔壁上升后下落，產(chǎn)生對(duì)流。正是在增強(qiáng)顆粒，沖刷攪拌和對(duì)流的共同作用下，熔體迅速形核并球化。

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