連續(xù)等通道轉(zhuǎn)角擠壓對(duì)Al-Ti-C合金組織與性能的影響

邵 琦，吳曉玉，張 玲，皮宗力，李英龍*

(1 東北大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，沈陽(yáng) 110819；2 遼寧省輕量化用關(guān)鍵金屬結(jié)構(gòu)材料重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，沈陽(yáng) 110004)

近年來(lái)，超細(xì)晶材料[1-2]由于具有優(yōu)良的物理和力學(xué)性能而激發(fā)了材料界的研究熱潮。大塑性變形可以通過(guò)劇烈的塑性變形，將晶粒破碎、扭轉(zhuǎn)，經(jīng)過(guò)回復(fù)和再結(jié)晶后細(xì)化晶粒，主要有疊軋、壓力扭轉(zhuǎn)、等通道轉(zhuǎn)角擠壓等方法[3-6]。其中等通道轉(zhuǎn)角擠壓最具工業(yè)應(yīng)用前景，變形的本質(zhì)是在樣品通過(guò)模具時(shí)發(fā)生劇烈的剪切作用，通過(guò)多道次擠壓獲得超細(xì)晶組織[7-8]。然而，傳統(tǒng)的等通道轉(zhuǎn)角擠壓技術(shù)由于過(guò)程的不連續(xù)、被加工材料的長(zhǎng)度受限，無(wú)法進(jìn)行大規(guī)模工業(yè)化生產(chǎn)。因此，連續(xù)等通道轉(zhuǎn)角擠壓技術(shù)[9]的出現(xiàn)彌補(bǔ)了這一不足，其原理是使送料口與出料口成一定角度，利用擠壓輪的不斷旋轉(zhuǎn)，借助于擠壓輪凹槽表面和變形材料間的摩擦力實(shí)現(xiàn)連續(xù)送料變形。

目前，關(guān)于連續(xù)等通道轉(zhuǎn)角擠壓的研究廣泛開(kāi)展。Palán等通過(guò)Conform連續(xù)擠壓工藝在220 ℃加工商業(yè)用鈦，發(fā)現(xiàn)可以有效細(xì)化材料的晶粒尺寸，從12500 nm減小到300～400 nm，但隨擠壓道次的增加晶粒尺寸反而增大[10]。Polyakov等借助ECAP-Conform加工4級(jí)鈦，產(chǎn)生了180 nm的超細(xì)晶粒，退火可使加工后的材料晶界平衡，而晶粒尺寸沒(méi)有增加[11]。陳彥博等研究在室溫下通過(guò)連續(xù)等通道轉(zhuǎn)角擠壓加工純鋁，實(shí)現(xiàn)了純鋁的無(wú)限長(zhǎng)度連續(xù)大變形，制備出具有超細(xì)晶結(jié)構(gòu)的金屬材料，變形1道次后材料硬度提高了87%[12]。上述研究均表明連續(xù)等通道轉(zhuǎn)角擠壓可以實(shí)現(xiàn)連續(xù)制備超細(xì)晶材料，并提高金屬的力學(xué)性能，但就目前而言，關(guān)于連續(xù)等通道轉(zhuǎn)角擠壓工藝變形機(jī)制的研究報(bào)道較少。

鑒于此，本工作采用Al-5Ti-0.2C(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%,下同)合金為實(shí)驗(yàn)材料，利用自行設(shè)計(jì)和制造的設(shè)備進(jìn)行多道次連續(xù)等通道轉(zhuǎn)角擠壓實(shí)驗(yàn)，研究探討變形前后鋁合金微觀(guān)組織和力學(xué)性能的變化，分析晶粒的細(xì)化機(jī)理和第二相的演化機(jī)理。

1 實(shí)驗(yàn)材料與方法

1.1 連續(xù)等通道轉(zhuǎn)角擠壓實(shí)驗(yàn)

實(shí)驗(yàn)材料采用直徑為10 mm的Al-5Ti-0.2C線(xiàn)材，實(shí)驗(yàn)設(shè)備為DZJ-300型連續(xù)擠壓機(jī)，工作原理如圖1 所示，驅(qū)動(dòng)輪順時(shí)針轉(zhuǎn)動(dòng)，合金線(xiàn)材受輪槽上的摩擦力被帶動(dòng)向前，在模具處實(shí)現(xiàn)等通道轉(zhuǎn)角擠壓變形。首先將合金線(xiàn)材放入熱處理爐內(nèi)，加熱至200 ℃，加熱1 h，潤(rùn)滑劑(MoS2與石墨質(zhì)量比為1∶3)均勻涂抹在模具通道內(nèi)表面，隨后在室溫下進(jìn)行連續(xù)等通道轉(zhuǎn)角擠壓實(shí)驗(yàn)，擠壓速度1.5 mm/s，擠壓路徑為Bc路徑，共進(jìn)行5道次擠壓。

圖1 連續(xù)等通道轉(zhuǎn)角擠壓示意圖Fig.1 Schematic diagram of ECAP-Conform

1.2 力學(xué)性能實(shí)驗(yàn)

取擠壓實(shí)驗(yàn)后的線(xiàn)材橫截面為X面，在HVS-1000型數(shù)顯式顯微硬度儀上測(cè)試X面的硬度，測(cè)試時(shí)采用29.4 N負(fù)荷，加載時(shí)間10 s，試樣的每個(gè)測(cè)量面測(cè)試10個(gè)點(diǎn)取平均值，以保證測(cè)試的準(zhǔn)確性。同時(shí)，在INSTRON型電子萬(wàn)能材料試驗(yàn)機(jī)上，對(duì)擠壓實(shí)驗(yàn)后的線(xiàn)材進(jìn)行拉伸制備斷口試樣，然后借助ULTRA PLUS掃描電子顯微鏡對(duì)拉伸后的線(xiàn)材進(jìn)行斷口掃描分析。

1.3 顯微組織觀(guān)察實(shí)驗(yàn)

從擠壓實(shí)驗(yàn)后的線(xiàn)材上截取厚度為5 mm的薄片，令線(xiàn)材橫截面為X面，用水磨砂紙按順序研磨X面，然后再用輕質(zhì)MgO作研磨料精拋至表面沒(méi)有劃痕，最后借助ULTRA PLUS掃描電子顯微鏡觀(guān)察各擠壓道次的微觀(guān)組織演變。

在TECNAIG-220透射電子顯微鏡下觀(guān)察各擠壓道次微觀(guān)組織演變，采用操作電壓為220 kV。同樣，首先從擠壓實(shí)驗(yàn)后的線(xiàn)材上截取厚度為1.5 mm的薄片，然后在砂紙上磨到0.065 mm，并用沖片機(jī)沖出直徑為3 mm的圓片。最后采用電解雙噴減薄，電解液為硝酸與甲醇的混合液(硝酸∶甲醇=1∶3，體積比)，實(shí)驗(yàn)溫度-30 ℃，電壓12 V，電流50～60 mA。

2 結(jié)果與分析

圖2(a)為Al-5Ti-0.2C合金經(jīng)過(guò)連續(xù)等通道轉(zhuǎn)角擠壓1道次的TEM顯微組織圖像，取試樣橫截面X面觀(guān)察?？梢钥吹?，晶粒內(nèi)部出現(xiàn)大量的位錯(cuò)，且位錯(cuò)之間相互纏結(jié)并堆積在一起，初步形成了位錯(cuò)墻和位錯(cuò)胞狀結(jié)構(gòu)，且胞狀結(jié)構(gòu)內(nèi)部基本看不到位錯(cuò)，而胞壁位錯(cuò)密度較高，位錯(cuò)胞的形狀很不規(guī)則。圖2(b)為合金經(jīng)過(guò)連續(xù)等通道轉(zhuǎn)角擠壓2道次的TEM顯微組織圖像。觀(guān)察發(fā)現(xiàn)，晶粒內(nèi)部位錯(cuò)密度減小，少數(shù)晶粒內(nèi)部位錯(cuò)在向晶界和亞晶界處運(yùn)動(dòng)，在亞晶界處有大量位錯(cuò)堆積，亞晶界因?yàn)楦嗟奈诲e(cuò)反應(yīng)而變得平直、纖細(xì)。

圖2 不同擠壓道次下Al-5Ti-0.2C合金的TEM微觀(guān)組織(a)1道次；(b)2道次Fig.2 TEM microstructures of Al-5Ti-0.2C alloy after different extrusion passes(a)1 pass;(b)2 passes

擠壓1道次后，顯微組織在劇烈的剪切變形作用下，在晶界處和第二相粒子界面處產(chǎn)生較大的應(yīng)力集中，因此產(chǎn)生大量的位錯(cuò)。但由于擠壓1道次的變形量不是很大，合金內(nèi)部積累的內(nèi)能較少，位錯(cuò)的湮滅速度小于增殖速度，回復(fù)作用還不明顯?？傮w上，位錯(cuò)數(shù)量不斷增加，晶粒細(xì)化增強(qiáng)，導(dǎo)致合金硬度顯著增大。擠壓2道次后，積累的變形量使得第二相粒子發(fā)生動(dòng)態(tài)回復(fù)，且位錯(cuò)在驅(qū)動(dòng)力作用下繼續(xù)運(yùn)動(dòng)，導(dǎo)致位錯(cuò)湮滅，胞狀結(jié)構(gòu)向亞晶發(fā)展，亞晶界變得更加平直、纖細(xì)，尺寸在3.5 μm左右。

圖3為Al-5Ti-0.2C合金經(jīng)過(guò)連續(xù)等通道轉(zhuǎn)角擠壓4道次的TEM顯微組織圖像。從圖3(a)中可以觀(guān)察到，相比1道次擠壓和2道次擠壓，晶粒內(nèi)部位錯(cuò)數(shù)量明顯減少，且亞晶結(jié)構(gòu)形貌更加清晰、完整。從圖3(b)中發(fā)現(xiàn)孿晶現(xiàn)象，主要是晶體受機(jī)械應(yīng)力作用，由部分位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)產(chǎn)生的。

圖3 擠壓4道次下Al-5Ti-0.2C合金的TEM微觀(guān)組織(a)亞晶；(b)孿晶Fig.3 TEM microstructures of Al-5Ti-0.2C alloy after 4 passes of extrusion(a)subgrain;(b)twins

形變誘導(dǎo)是Al-5Ti-0.2C合金在連續(xù)等通道轉(zhuǎn)角擠壓工藝中最主要的晶粒細(xì)化機(jī)制。圖4為Al-5Ti-0.2C合金中α-Al在不同道次下的平均晶粒尺寸變化，擠壓1道次使得晶粒在很大程度上得到細(xì)化，之后隨擠壓道次增加，晶粒進(jìn)一步得到細(xì)化，擠壓4道次后合金平均晶粒尺寸在1 μm左右，晶粒內(nèi)部大量位錯(cuò)明顯減少，相較于擠壓1道次，亞晶界更加清晰、完整。主要原因是連續(xù)等通道轉(zhuǎn)角擠壓工藝在變形階段溫度較高，促進(jìn)了動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，所以每擠壓1道次，晶粒內(nèi)部都會(huì)伴隨大范圍的動(dòng)態(tài)回復(fù)，有利于位錯(cuò)反應(yīng)生成亞結(jié)構(gòu)。同時(shí)位錯(cuò)反應(yīng)釋放大部分晶體內(nèi)的能量，致使每一道次擠壓時(shí)晶體內(nèi)部位錯(cuò)密度和能量都處于相對(duì)較低的水平，隨著擠壓道次的增加，晶體內(nèi)部未能為大角度晶界的形成積累足夠多的能量，因此，在擠壓4道次后，合金仍以亞晶和小角度晶界為主[13]。

圖4 不同擠壓道次下Al-5Ti-0.2C合金中α-Al的平均晶粒尺寸變化Fig.4 Variation of average grain size of α-Al in Al-5Ti-0.2Calloys after different extrusion passes

圖5為原始鑄態(tài)下Al-5Ti-0.2C合金微觀(guān)組織的SEM圖像，圖5中白色部分表示第二相TiAl3組織。從圖中可以觀(guān)察到，TiAl3顆粒在A(yíng)l基體中分布很不均勻，有的部分比較集中，有的部分較為松散，且尺寸從10 μm到50 μm大小不等，形狀也不規(guī)則，有長(zhǎng)條狀顆粒、線(xiàn)狀顆粒等。原因是在制備Al-5Ti-0.2C合金的過(guò)程中，由于增強(qiáng)相和基體熱性能的差異以及其他各方面因素的影響，使?jié)沧⒊尚蔚脑嚇又写嬖谳^多縮孔、縮松等鑄造缺陷，這就造成了第二相TiAl3顆粒大小不一、形狀各異、分布不均，這些不足也進(jìn)一步影響了合金的力學(xué)性能。

圖5 Al-5Ti-0.2C合金原始鑄態(tài)SEM微觀(guān)組織Fig.5 SEM microstructure of as-cast Al-5Ti-0.2C alloy

圖6為不同擠壓道次下Al-5Ti-0.2C合金微觀(guān)組織的SEM圖像。擠壓1道次后合金微觀(guān)組織中尺寸較大的TiAl3顆粒形貌為長(zhǎng)條狀，邊緣不平整，存有裂紋缺陷，部分TiAl3顆粒內(nèi)部有空洞缺陷。擠壓2道次后，合金微觀(guān)組織中TiAl3顆粒分布不均勻，且有的TiAl3顆粒出現(xiàn)裂紋的現(xiàn)象，與顆粒大小無(wú)關(guān)，如圖6(b)所示。擠壓4道次后的TiAl3顆粒尺寸明顯減小，如圖6(c)所示，合金中TiAl3大尺寸顆粒比例大幅度下降，小尺寸顆粒增多。擠壓5道次后大部分TiAl3大尺寸顆粒都被破碎成小尺寸顆粒，原本長(zhǎng)條狀的TiAl3顆粒破裂成形狀規(guī)整、邊界圓滑的小尺寸顆粒，如圖6(d)所示，圖中幾乎沒(méi)有空白部分，小尺寸TiAl3顆粒均勻分布于A(yíng)l基體中[14]。

圖6 不同擠壓道次下Al-5Ti-0.2C合金SEM微觀(guān)組織(a)1道次；(b)2道次；(c)4道次；(d)5道次Fig.6 SEM microstructures of Al-5Ti-0.2C alloy after different extrusion passes(a)1 pass;(b)2 passes;(c)4 passes;(d)5 passes

對(duì)于大尺寸Al3Ti顆粒減小的破碎機(jī)制現(xiàn)在還沒(méi)有明確的定論[15]。胡治流等認(rèn)為α-Al與TiAl3界面處的高密度位錯(cuò)導(dǎo)致裂紋源的產(chǎn)生，裂紋向內(nèi)部生長(zhǎng)，從而使得TiAl3顆粒細(xì)化[16]。本實(shí)驗(yàn)通過(guò)探討各個(gè)道次下裂紋的產(chǎn)生位置及其擴(kuò)展方式研究TiAl3顆粒的破碎機(jī)制。從擠壓1道次后的合金微觀(guān)組織SEM圖像觀(guān)察發(fā)現(xiàn)，部分TiAl3顆粒內(nèi)部存在空洞，且邊緣不整齊，這些存在的缺陷在后續(xù)的擠壓過(guò)程中對(duì)TiAl3的碎化產(chǎn)生了一定影響。隨著擠壓道次的增加，存在的空洞缺陷將對(duì)后期大尺寸TiAl3顆粒的破碎產(chǎn)生影響。擠壓2道次的合金微觀(guān)組織SEM圖像中，TiAl3顆粒內(nèi)部有部分裂紋產(chǎn)生，裂紋未擴(kuò)展至顆粒邊緣，而內(nèi)部空洞周?chē)灿辛鸭y產(chǎn)生，隨著形變量的增加，兩種裂紋接觸加速了裂紋的擴(kuò)展，致使大尺寸TiAl3顆粒破碎。同時(shí)隨著擠壓過(guò)程的進(jìn)行，第二相TiAl3粒子作為位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的第一道防線(xiàn)減慢位錯(cuò)在晶界處積聚的速度，且提升了材料位錯(cuò)的存儲(chǔ)能力，但大尺寸TiAl3顆粒也在被位錯(cuò)不斷切割。擠壓4道次和擠壓5道次的合金微觀(guān)組織SEM圖像中可觀(guān)察到，大尺寸TiAl3顆粒已經(jīng)完全被破碎，尺寸減小到5 μm左右，分布于鋁基體中，但仍有部分尺寸較大的TiAl3顆粒存在。

第二相TiAl3粒子的組織演變對(duì)晶粒細(xì)化過(guò)程具有重要作用。在連續(xù)等通道轉(zhuǎn)角擠壓過(guò)程中，由于存在劇烈的剪切作用，第二相TiAl3粒子被不斷破碎，因此第二相粒子的數(shù)目不斷增多，這些粒子產(chǎn)生的釘扎作用越來(lái)越大。所以，尺寸較小的第二相TiAl3粒子在一定程度上起到釘扎晶界、阻止晶粒長(zhǎng)大的作用，從而有利于晶粒細(xì)化。另外，對(duì)于A(yíng)l-5Ti-0.2C合金，在擠壓變形前，TiAl3顆粒大多分布于A(yíng)l基體上，隨著擠壓變形過(guò)程的進(jìn)行，在剪切力的作用下，這些顆粒因基體晶粒細(xì)化進(jìn)入晶界位置，尺寸大小保持不變。這是由于第二相TiAl3顆粒相比Al基體屬于硬顆粒，因此在外力驅(qū)動(dòng)下對(duì)其起到了剪切作用，使得Al基體得到明顯細(xì)化。

圖7為Al-5Ti-0.2C合金試樣X(jué)面的顯微硬度值隨擠壓道次不同而產(chǎn)生的變化?？梢钥吹剑紤B(tài)Al-5Ti-0.2C合金的維氏硬度值為36.58。在連續(xù)等通道轉(zhuǎn)角擠壓1道次后，合金硬度快速提高，與原始態(tài)相比提高59.2%。在之后的擠壓過(guò)程中，隨擠壓道次的增加，合金硬度增幅減緩，但仍然呈上升趨勢(shì)。

圖7 X面的硬度值隨擠壓道次的變化Fig.7 Variation of hardness on X direction with pressing numbers increasing

不同擠壓道次下Al-5Ti-0.2C合金出現(xiàn)這種硬度的變化，主要是擠壓時(shí)細(xì)晶強(qiáng)化和位錯(cuò)強(qiáng)化共同作用的結(jié)果[17]。擠壓初期，合金晶粒細(xì)化程度大，根據(jù)Hall-Petch關(guān)系式，其硬度也隨之提高，同時(shí)晶粒內(nèi)部產(chǎn)生大量位錯(cuò)，位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)成為合金的主要塑性變形機(jī)制。擠壓產(chǎn)生的亞晶尺寸較小，晶體中晶界所占比例較高，位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)受到很大阻力，材料的變形抗力增大，存在加工硬化和殘余應(yīng)力，因此合金硬度得到大幅度提升，塑性大幅度下降。隨著擠壓道次的增加，變形量不斷累積，位錯(cuò)越來(lái)越多，但大量位錯(cuò)堆積在晶界處被吸收，且位錯(cuò)增殖速度小于湮滅速度，合金的位錯(cuò)密度達(dá)到了動(dòng)態(tài)平衡，此時(shí)擠壓產(chǎn)生的加工硬化和回復(fù)作用同時(shí)存在，因此擠壓中期和后期的應(yīng)力值變化較小，合金組織細(xì)化程度減小，從而導(dǎo)致合金的硬度基本不變。

圖8顯示了不同擠壓道次下Al-5Ti-0.2C合金拉伸斷口的掃描電鏡圖像?？梢钥吹?，原始態(tài)合金拉伸斷口的部分韌窩平均尺寸較大，韌窩深且直徑大，且大尺寸韌窩周?chē)植己芏噍^小的韌窩，小尺寸韌窩深淺大小分布不均。經(jīng)過(guò)1道次擠壓，斷口處仍有部分大尺寸韌窩，但總體深度變小，直徑減小，且斷口處出現(xiàn)大量的解理臺(tái)階。2道次擠壓之后，韌窩進(jìn)一步變淺變小，斷口處有很清晰的解理臺(tái)階和河流花樣。經(jīng)過(guò)4道次擠壓，韌窩大小分布均勻且深度變小，并且斷口處呈現(xiàn)河流花樣，有大量的解理臺(tái)階。

圖8 不同擠壓道次下Al-5Ti-0.2C合金的拉伸斷口形貌(a)原始鑄態(tài)；(b)1道次；(c)2道次；(d)4道次Fig.8 Fracture surface morphologies of Al-5Ti-0.2C alloy after different extrusion passes(a)as-cast;(b)1 pass;(c)2 passes;(d)4 passes

拉伸斷裂包括孔洞萌生、擴(kuò)展和聚合的規(guī)律過(guò)程。經(jīng)過(guò)連續(xù)等通道轉(zhuǎn)角擠壓后的試樣進(jìn)行拉伸時(shí)，難以產(chǎn)生塑性變形，導(dǎo)致合金中TiC顆粒與基體分離形成密集的小尺寸韌窩，且不斷聚合致使微孔變大，形成裂紋進(jìn)而斷裂，斷裂方式是微孔聚集型斷裂；另外，大尺寸韌窩則是由TiAl3與基體分離形成，分析認(rèn)為，第二相的尺寸和分布對(duì)韌窩尺寸及深度有較大影響[18]。對(duì)照不同擠壓道次下Al-5Ti-0.2C合金組織中的TiAl3相的尺寸和分布，隨著擠壓道次的增加，TiAl3相平均尺寸減小，斷口形貌特征表現(xiàn)出韌性提高，主要原因是粗大第二相顆粒數(shù)量的減少[19]。同時(shí)，在4道次擠壓后，因?yàn)門(mén)iAl3粒子周?chē)樯罅考?xì)小的TiAl3粒子，而大尺寸TiAl3粒子具有明顯的脆性。因此，在4道次擠壓后，對(duì)于圖8所示的大尺寸TiAl3粒子表現(xiàn)出區(qū)域解理斷裂特征，小尺寸TiAl3粒子與鋁基體具有較好的界面相容性使得斷口呈現(xiàn)大量韌窩形態(tài)。同時(shí)，隨著變形量的不斷累積，基體加工硬化加劇，材料塑性逐漸下降，韌性提高。

3 結(jié)論

(1)連續(xù)等通道轉(zhuǎn)角擠壓工藝可有效細(xì)化Al-5Ti-0.2C合金微觀(guān)組織，平均晶粒尺寸減小至1 μm左右，而形變誘導(dǎo)是Al-5Ti-0.2C合金在等通道轉(zhuǎn)角擠壓工藝中最主要的晶粒細(xì)化機(jī)制。

(2)第二相TiAl3組織的演變過(guò)程中，高密度位錯(cuò)堆積導(dǎo)致Al基體和TiAl3界面的裂紋以及TiAl3內(nèi)部的空洞產(chǎn)生，隨著擠壓變形裂紋擴(kuò)展，最終貫穿整個(gè)TiAl3顆粒，從而引起第二相TiAl3的細(xì)化。而細(xì)小的第二相TiAl3組織在一定程度上起到釘扎晶界、阻止晶粒長(zhǎng)大的作用，并對(duì)Al基體組織起到剪切作用，促進(jìn)組織中晶粒的細(xì)化。

(3)連續(xù)等通道轉(zhuǎn)角擠壓有效提高了Al-5Ti-0.2C合金的力學(xué)性能，擠壓1道次后合金硬度提升最為明顯，與原始態(tài)相比提高59.2%，之后隨擠壓道次的增加，硬度提升的趨勢(shì)變緩，合金的塑性下降，韌性提高。