鋁合金攪拌摩擦加工原位反應生成物顆粒增強機制

魏艷妮, 李京龍, 熊江濤, 張賦升, 錢錦文, 李雪飛

(西北工業(yè)大學摩擦焊接陜西省重點實驗室,西安 710072）

鋁合金攪拌摩擦加工原位反應生成物顆粒增強機制

魏艷妮, 李京龍, 熊江濤, 張賦升, 錢錦文, 李雪飛

(西北工業(yè)大學摩擦焊接陜西省重點實驗室,西安 710072）

在1100-H 14鋁合金基體表面開凹槽添加Ni粉進行攪拌摩擦加工(Friction Stir Processing,FSP）,利用 Ni粉在攪拌過程中的碎化及其與基體的原位反應生成的高強、高硬的金屬間化合物制備強化的表面復合層。結(jié)果表明,不同于添加陶瓷顆粒的 FSP工藝,Ni顆粒能在攪拌過程中充分碎化,并與鋁基體原位合成金屬間化合物,原位自生的增強體顆粒與基體是以金屬鍵合的方式結(jié)合在一起,因此與基體金屬間具有良好的界面相容性和界面結(jié)構(gòu),能夠很大程度上改善顆粒的強化效果。增強顆粒與基體結(jié)合界面的性質(zhì)對復合層硬度的影響非常顯著,為了提高復合層硬度,提出了通過原位反應獲得顆粒/基體的高強界面的模型。

原位反應,攪拌摩擦加工,強化機理,結(jié)合界面

鋁合金因其密度小、比強度高等優(yōu)點,在航空航天領(lǐng)域被廣泛應用,但其硬度較低、耐磨性較差、易產(chǎn)生晶間腐蝕等缺點,在很大程度上限制了它的進一步應用[1]。因此,探索提高鋁合金材料的表面硬度和耐磨性的有效途徑成為了一個非常重要的研究課題。而制備強化的高硬度表面復合層是提高其硬度及耐磨損性能的主要手段[2～4]。2003年,Mishra等人[5,6]基于攪拌摩擦焊發(fā)展起來的攪拌摩擦加工(Friction Stir Processing,FSP）技術(shù)成為了一種極具潛力的鋁、鎂等輕質(zhì)合金表面改性技術(shù)。目前主要采用的方法是添加高強高硬的陶瓷顆粒,利用 FSP過程中攪拌區(qū)內(nèi)產(chǎn)生強烈的塑性變形和塑性金屬流動,使添加顆粒在基體材料中獲得分散,制備出超細或納米晶金屬基復合層,形成第二相粒子強化,從而獲得高硬度、耐磨損的表面復合層。近年來國內(nèi)外研究者采用 FSP在不同基體上添加不同顆粒制備出顆粒增強的表面強化復合層。添加硬度為Hv3000的 SiC顆粒作為增強顆粒時,Mishra[7],Wang[8]和 Morisada[9]等人分別在鋁合金 5083,5A 06,鎂合金 AZ31基體材料表面制備的復合層硬度最高為基體材料的 2倍、1.1倍、1.6倍;Manisha等人[10]的研究中在 1100-H14鋁合金基體材料表面添加微米級金屬間化合物 NiTi顆粒時,制備的復合層硬度最高為基體的 1.4倍。而錢錦文[11]在 1100-H14鋁合金基體表面開凹槽添加 Ni粉進行 FSP時,采用直接原位反應制備金屬間化合物顆粒增強的表面復合層硬度達到基體硬度的 2.24倍。由此可以見,相比添加高強、高硬的陶瓷顆粒來實現(xiàn)顆粒增強效果,原位反應生成物實現(xiàn)顆粒增強的強化效果更加顯著。原位反應生成的金屬間化合物相比于陶瓷顆粒無論是強度還是硬度都處于明顯劣勢,而實際強化效果卻明顯優(yōu)于添加陶瓷顆粒。對基體金屬而言,原位自生增強體有不同于一般陶瓷顆粒的增強機制。

本研究采用在鋁合金表面加工凹槽添加微米級Ni粉的方法,進行攪拌摩擦加工實驗研究,利用 Ni粉在 FSP強烈的熱、力耦合過程中的碎化及其與基體的原位反應生成 Ni-Al金屬間化合物,從而制備強化的表面復合層,并對強化機理進行了分析。

1 實驗

采用鋁合金 1100-H14板材為基體。通過機械加工的方法在 Al合金表面加工矩形凹槽(寬度和深度分別為 2mm,4mm）,填裝 Ni粉(純度 99.0%(質(zhì)量分數(shù)）,粉體粒徑 16～26μm）。將矩形凹槽內(nèi)的Ni粉壓實并與 Al合金板表面平齊。沿矩形凹槽中心線對矩形凹槽區(qū)域進行 FSP,其具體過程如圖 1所示。所用攪拌頭材料為高速鋼 W 18Cr4V,軸肩直徑 20mm,攪拌針為錐臺形,上、下直徑分別為 4mm,7.6mm,高為 6mm,并帶有標準螺紋。攪拌頭轉(zhuǎn)速1200rpm,行進速度 60mm/min,傾角為 2°。攪拌道次數(shù)分別為 2,4和 6道次。

FSP完成后,沿 Al合金板厚方向取樣,將橫截面打磨拋光后,利用掃描電鏡(SEM,SUPRA-55）及其自帶的 X射線能譜儀(OXFORD Link ISIS300）對表面復合區(qū)微觀結(jié)構(gòu)及成分分布進行觀測,并對FSP復合區(qū)的顯微硬度(HXP-1000TM）進行了測量,加載重量為 100g,時間 15s。

圖1 FSP表面復合層制備過程Fig.1 Friction stir processing for the fabrication of the composites

2 結(jié)果分析與討論

2.1 微觀結(jié)構(gòu)與顯微硬度

FSP所制備復合層的平均微觀硬度隨攪拌道次變化的規(guī)律如圖 2所示。可以看出,基體硬度明顯低于加 Ni粉 FSP時的硬度,由平均值和標準差可以看出 4道次 FSP復合區(qū)的硬度最高,6道次 FSP復合區(qū)的硬度分布最均勻。4道次 FSP復合區(qū)的硬度之所以最高,主要是因為:較 2道次而言,Ni粉在 4道次條件下碎化的更為充分,因而 Ni-Al原位反應進行的更為徹底,NiAl3的含量增加且顆粒尺寸較小;另一方面,由于 6道次 FSP并不能使 NiAl3含量顯著增加(4道次時 Ni-Al原位反應已經(jīng)進行的較為充分）,道次增加時,復合層所受到的熱歷程時間增加,晶粒出現(xiàn)粗化,所以其硬度較 4道次時反而有所下降。

圖2 不同道次復合層的顯微硬度Fig.2 The hardness of composite layer as a function of stir passes

圖3所示是經(jīng) 4道次 FSP后 Al合金 1100-H14表面混合區(qū)的微觀結(jié)構(gòu)。由圖可見,經(jīng)過 FSP加工后基體晶粒明顯細化,這主要是因為核區(qū)金屬受到強烈的攪拌作用和劇烈塑性變形,并經(jīng)受攪拌加工的熱循環(huán),發(fā)生動態(tài)再結(jié)晶,轉(zhuǎn)變?yōu)榧毿〉牡容S晶組織。大部分 Ni顆粒的直徑處于數(shù)微米和亞微米級。這表明原始 Ni顆粒已在多道次的攪拌過程中充分碎化,顆粒尺寸細小且分布均勻。此外,圖中在 Ni顆粒周邊灰度均介于 Ni(白色）與 Al合金基體(黑色）之間的粒子,為原位反應生成的 NiAl3[11]。圖 4所示的是經(jīng) 4道次攪拌后,表面混合層經(jīng) Keller試劑(HF,HCl,HNO3與 H2O體積比為 2∶3∶5∶190）腐蝕 15s后的高倍 SEM圖像。從圖中可看出,直徑僅為 1μm左右的NiAl3顆粒也出現(xiàn)了明顯的碎化跡象,而且出現(xiàn)了大量的直徑小于 200nm的納米級顆粒。

圖3 FSP復合區(qū)破碎微米 Ni和亞微米 NiAl3(4道次）Fig.3 Fragmentedm icron Ni particles and Sub-micron NiAl3 particles formed in the composites'region with four passes stirred

2.2 強化機制

圖4 FSP復合區(qū)破碎的納米NiAl3(4道次）[11]Fig.4 Fragmented nano-particles of NiAl3 formed in the composites'region with four passes stirred

作為微觀組織敏感材料,金屬基體復合材料的機械性能極大地依賴于增強方式。由上述 1100-H14鋁合金基體與復合層的硬度值比較可以看出,鋁合金開凹槽加 Ni粉經(jīng) FSP處理后的復合區(qū)硬度比鋁合金基體本身的硬度高出很多,4道次 FSP時達到基體硬度的 2.24倍。其主要強化機制是鋁合金基體晶粒細化而導致的細晶強化和原位生成物NiAl3顆粒的彌散強化的綜合作用。在一般的金屬材料中,材料的硬度和屈服強度的關(guān)系可以表示為:HV≈3σy

[12]。所以硬度的提高是源于其屈服強度的提高。

加工區(qū)金屬在攪拌頭的強烈攪拌摩擦和擠壓作用下發(fā)生顯著的塑性變形和完全的動態(tài)再結(jié)晶,形成細小、等軸晶粒的微觀組織。晶粒細化的貢獻符合 Hall-Petch公式[13]。

原位反應生成的大量細小的 NiAl3顆粒是基體中的增強相,它阻礙位錯運動所產(chǎn)生的 Orowan強化[14]是鋁合金表面硬度提高的主要原因。而原位反應生成大量的 NiAl3均勻分布的 Orowan機制引起的臨界分切應力增量可用修正 Orowan公式來描述[15]:

式中,G為基體剪切模量,b為柏氏矢量大小,ν為泊松比,λ為粒子間的平均距離,r0是位錯區(qū)的核心半徑,一般取 r0=4b。

粒子間的平均距離 λ和粒子體積分數(shù) V、粒子半徑 r之間的關(guān)系可以由以下公式來計算[15]:

而切應力與正應力的關(guān)系可用式:σOR=MτOR表征(在面心立方晶體中 M=3）[16]。

由公式 1和 2可以看出,增強顆粒的粒子尺寸和體積分數(shù)對基體強化效果的提高起主要作用,而粒子直徑的影響更加顯著,尺寸細化一個數(shù)量級的作用大致相當于提高體積分數(shù)兩個數(shù)量級的作用。提高增強顆粒的體積分數(shù)一般不容易實現(xiàn)[16],因此,增強顆粒的尺寸對強化效果而言就顯得尤為重要。由于納米顆粒的特殊性,向基體中直接添加納米級顆粒制備金屬基復合材料難度極大;而添加硬質(zhì)陶瓷顆粒進行強化時,由于顆粒的硬質(zhì)特性,在攪拌過程中幾乎無破碎,自然也就無法達到納米級尺寸。在鋁合金表面添加 Ni粉進行 FSP時,由圖 3、圖 4可知,Ni顆粒已在多道次的攪拌過程中充分碎化,大多數(shù)顆粒直徑處于數(shù)微米,甚至更小;并出現(xiàn)了大量的直徑小于 200nm的納米級 NiAl3顆粒,且分布較為均勻,對強化效果提高十分顯著,這是其它方法所無法比擬的。

相比添加高強、高硬的陶瓷顆粒來實現(xiàn)顆粒增強效果,原位反應生成物實現(xiàn)顆粒增強的強化效果明顯更優(yōu)。原位反應生成的金屬間化合物在強度和硬度上均低于陶瓷顆粒,而實際強化效果卻明顯優(yōu)于添加陶瓷顆粒時的強化效果。添加陶瓷顆粒與添加金屬顆粒原位反應的差別在于復合層中的陶瓷顆粒與基體結(jié)合較弱,主要為分子間引力引起的物理結(jié)合,相界面明顯;而原位反應生成的金屬間化合物與基體的相界面可以達到孿晶結(jié)合,即形成很強的金屬鍵結(jié)合。這一結(jié)合特征的差異,影響到位錯運動阻力的變化。為此建立了如圖 5所示的強化模型。

從圖中可以看出,當位錯與增強顆粒相遇時,位錯線由于受到顆粒阻擋作用而產(chǎn)生彎曲,并被釘扎在起始相遇處,如果位錯運動過程中不能通過剪切而穿過顆粒,滑移位錯就要繞過不可變形顆粒,位錯被迫向粒子間突入。當增強顆粒(第二相粒子）僅僅是以機械混合的方式與基體結(jié)合在一起時,增強顆粒與基體之間的作用力僅限于分子間引力,即范德華力。位錯在增強顆粒與基體結(jié)合界面發(fā)生彎曲,向粒子間突入時受的阻力較弱,從而導致位錯的線張力不會顯著增加。而當增強顆粒與基體金屬在結(jié)合界面處是以金屬鍵合(如孿晶晶界）的方式結(jié)合在一起的時候,位錯線在增強顆粒與基體結(jié)合界面發(fā)生彎曲時,必須首先破壞增強顆粒與基體之間的金屬鍵合,才能進一步通過,導致位錯向粒子間突入時的線張力顯著增加,這一現(xiàn)象提高了材料的強化效果,并導致復合層的硬度提高。以上結(jié)果表明,原位反應生成物顆粒相比于陶瓷顆粒明顯更優(yōu)的顆粒增強效果主要源于它在攪拌過程中的碎化(能夠提供較為均勻的納米級強化顆粒）和與基體金屬間很強的結(jié)合界面(能夠更有效的阻止位錯運動）。

圖5 位錯繞過第二相粒子物理模型Fig 5 PhysicalModel describing the travels of dislocations around different second-phase-particles of ceramics or in-situ-reacted-intermetallics

3 結(jié)論

鋁合金開凹槽加 Ni粉經(jīng) FSP處理后的復合區(qū)硬度相比于鋁合金基體硬度有很大的提高,4道次FSP時達到基體硬度的 2.24倍。其主要的強化機制為細晶強化和原位合成物顆粒的 Orowan強化。與添加陶瓷顆粒不同,添加的金屬顆粒和原位生成金屬間化合物顆粒不僅能在攪拌加工過程中充分碎化,均勻彌散到基體中去,而且原位生成物與基體之間的相界面可以達到孿晶結(jié)合,即形成很強的金屬鍵結(jié)合,結(jié)合強度很高,對顆粒增強效果的影響非常顯著。根據(jù)這一結(jié)果,提出了通過原位反應獲得顆粒/基體的高強界面的模型。

[1]武恭,姚良均,李震夏,等.鋁及鋁合金材料手冊[M].北京:科學出版社,1994.

[2]劉洪喜,王浪平,王小峰,等.LY12CZ鋁合金表面等離子浸沒離子注入氮層的摩擦磨損性能研究[J].摩擦學學報,2006,26(5）:417-421.

[3]張春華,張松,文効忠,等.6061Al合金表面激光熔覆Ni基合金的組織及性能[J].稀有金屬材料與工程,2005,34(5）:701-704.

[4]朱旻昊,蔡振兵,譚娟,等.微弧氧化涂層的微動磨損行為研究[J].摩擦學學報,2006,26(4）:306-3090(1-2）:1-78.

[5]MISHRA R S,MA Z Y.Friction stir welding and processing[J].Materials Science and Engineering,2005,50(1～2）:1-78.

[6]MISHRA RS,MAHONEYM W,MCFADDENSX,etal.High strain rate superplasticity in a friction stir p rocessed 7075Al alloy[J].Scripta Materialia,1999,42(2）:163-168.

[7]MISHRA R S,MA Z Y,CHARIT I.Friction stir processing:a novel technique for fabrication of surface com posite[J].Materials Science and Engineering(A）,2003,341(1～2）:307-310.

[8]WANGW,SH IQ Y,LIU P,et a l.A novel way to produce bulk SiCpreinforced aluminum metal matrix composites by friction stir processing[J].Journal of Materials Processing Technology,2009,209(4）:2099-2103.

[9]MORISADA Y,FUJII H,NAGAOKA T,et a l.Effect of friction stir processing with SiC particles on m icrostructure and hardness of AZ31[J].Materials Science and Engineering(A）,2006,433(1～2）:50-54.

[10]MANISHA D,NEWKIRK JW,MISHRA R S.Properties of friction stir-p rocessed Al 1100-NiTi composite[J].Scripta Materialia,2007,56(6）:541-544.

[11]錢錦文.攪拌摩擦加工原位反應制備鋁合金表面復合層的研究[D].西安:西北工業(yè)大學,2009:37-54.

[12]ASHBY M F,JONESD R H.Engineering Materials 1,Pergamon Press,Oxford,1980:105.

[13]陰瑜娟,趙玉厚,夏永喜.(TiB2+Al3Ti）/ZL101原位復合材料的強化機理[J].熱加工工藝,2006,35(24）:12-15.

[14]劉智恩.材料科學基礎(chǔ)[M].西安:西北工業(yè)大學出版社,2006.

[15]MARTIN J W.Micromechanisms in particle hardened alloys[M].Cambridge:Cambridge University Press,1980.

[16]HSU C J,CHANG C Y,KAO P W,et al.Al-Al3Ti nanocomposites produced in situ by friction stir processing[J].Acta Materialia,2006,54(19）:5241-5249.

Strengthing Mechanism of in-situ Synthesized Particles in Friction Stir Processed Aluminum Alloy

WΕIYan-ni,LΙJing-long,XΙΟΝG Jiang-tao,ZHANG Fu-sheng,QIAN Jin-wen,LIXue-fei
(ShaanxiKey Laboratory of Friction Welding Technologies,Northwestern Polytechnical University,Xi′an 710072）

Friction stir p rocessing(FSP）was conducted by using aluminum alloy p late 1100-H 14.Prior to stiring,a rectangular groove wasmachined on the p latealong the center of stir pass,in which nickel powder was filled.Via in-situ synthesis during the processing thermal cycle,Niparticles in Albasemetal would react with Al to form hard particles of NiAl intermetallics.Thus,a composite layer would be fabricated.The results show that Ni particles were stir-crushed to pieces and NiAl3reactive particles,in subm icron size,were formed.A portion of NiAl3particleswere further refined by stir-crushing.Them icrohardness test shows evident increase of the hardness distributions in the composite layer.Compared with ceram ic powders added in FSP,physicalmodels were proposed to describe both particle-strengthingmechanisms.In-situ synthesesed intermetallic particles have the crystal boundaries to basemetal with strongmetallic bonds(twinned crystalboundary,for example）,which makes difficulty fordislocatons to pass around that forms crystal boundary strengthingmechanism,whereas the stir-crush refined particles issue fine particle dispersive strengthingmechanism.However,in the friction stir processingby adding hard ceramics particles,much weak bonds between particles and basemetal contributes littlematerial strengthing as dislocationsmay easily pass around.

in-situ synthesized;friction stir processing;reinforcingmechanism;combine interface

10.3969/j.issn.1005-5053.2010.1.009

TG174.44

A

1005-5053(2010）01-0047-05

2009-06-11;

2009-07-06

西北工業(yè)大學科技創(chuàng)新基金(2007KJ01006）

魏艷妮(1985—）,女,碩士研究生,(E-mail）weiyanni429@126.com。