鋁鎂異種金屬?gòu)?fù)合擠壓成形及界面微觀組織

喬及森，向陽(yáng)芷，聶書才，張 涵

(1蘭州理工大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，蘭州 730050；2蘭州理工大學(xué) 省部共建有色金屬先進(jìn)加工與再利用國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室,蘭州 730050)

鋁鎂異種金屬?gòu)?fù)合擠壓成形及界面微觀組織

喬及森1,2，向陽(yáng)芷1,2，聶書才1，張 涵1,2

(1蘭州理工大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，蘭州 730050；2蘭州理工大學(xué) 省部共建有色金屬先進(jìn)加工與再利用國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室,蘭州 730050)

基于Deform 2D有限元模擬優(yōu)化擠壓工藝參數(shù)，在擠壓速率2mm/s，擠壓溫度470℃下對(duì)鋁鎂雙金屬進(jìn)行復(fù)合擠壓實(shí)驗(yàn)，并采用掃描電鏡(SEM)、顯微硬度測(cè)試以及電子背散射衍射(EBSD)對(duì)復(fù)合擠壓件界面結(jié)合層進(jìn)行微觀組織觀察與分析。結(jié)果表明：在鋁鎂合金接觸區(qū)反應(yīng)生成了界面層，層內(nèi)新的物相為靠近AZ31鎂基體一側(cè)的Al12Mg17以及靠近鋁基體一側(cè)的Al3Mg2。Al3Mg2相顯微硬度值最高，平均值約為210HV，Al12Mg17相平均硬度約為170HV，因而界面區(qū)硬度高于兩側(cè)基體母材，形成典型的脆硬結(jié)合層，電子背散射衍射(EBSD)結(jié)果顯示，Al12Mg17相的平均晶粒尺寸為30μm，Al3Mg2相的平均晶粒尺寸約為20μm，復(fù)合界面結(jié)合層區(qū)域晶粒取向各異，晶粒尺寸大小也不均勻，而復(fù)合外層純鋁基體取向區(qū)域均勻，新生成相在晶界上有部分再結(jié)晶發(fā)生。

鋁鎂合金；復(fù)合擠壓；脆性相；顯微硬度；電子背散射衍射

鎂合金是目前密度最小的金屬結(jié)構(gòu)材料[1,2]，具有良好的導(dǎo)熱性、導(dǎo)電性、電磁屏蔽性[3]、機(jī)加工性及比強(qiáng)度高和可再循環(huán)利用等特性，在汽車、航空及電子工業(yè)領(lǐng)域中獲得較多的關(guān)注和應(yīng)用[4-6]。然而，鎂及鎂合金的耐腐蝕性能差限制了它的進(jìn)一步應(yīng)用。而鋁表面易生成一層薄而致密的自然氧化膜，使鋁及鋁合金在大氣及中性介質(zhì)中具有較好的耐蝕性，同時(shí)具有自我修復(fù)功能[7]，因此，在鎂合金外表面復(fù)合一層鋁合金，可制備出兼具鎂合金及鋁合金優(yōu)異性能的復(fù)合材料[8]。異種金屬?gòu)?fù)合材料以單一材料所不具有的綜合性能受到了廣泛重視，具有廣闊的應(yīng)用前景[9-11]。

目前鋁鎂復(fù)合的方法有軋制復(fù)合、擴(kuò)散焊、爆炸焊、復(fù)合擠壓等方法。Wu等[12]采用累積疊軋復(fù)合法在400℃下成功制備了純Mg/Al5052多層復(fù)合板?；究蓪?shí)現(xiàn)Mg/Al界面的初步復(fù)合，Mg/Al界面的結(jié)合方式為機(jī)械結(jié)合并伴隨著一定程度的元素?cái)U(kuò)散。Liu等[13-15]采用真空擴(kuò)散連接工藝制備Al1070/Mg 層狀復(fù)合材料。在WorkhorseⅡ型真空擴(kuò)散連接設(shè)備上實(shí)現(xiàn)了Mg/Al界面的復(fù)合。Mg/Al擴(kuò)散連接界面擴(kuò)散溶解區(qū)主要由MgAl，Mg3Al2及Mg2Al33種金屬間化合物相組成。張立奎[16]研究了AZ31/7075鋁合金爆炸復(fù)合材料原始態(tài)的組織與性能，并且分析了低溫長(zhǎng)時(shí)間熱處理、高溫短時(shí)間熱處理及熱變形對(duì)鎂-鋁合金爆炸復(fù)合材料界面組織及性能的影響。劉政軍等[17]采用TIG 焊接工藝對(duì)鎂鋁合金進(jìn)行填鋁絲焊接，在靠近Mg側(cè)的寬度約300μm的過(guò)渡層中形成Mg17Al12和Al3Mg2金屬間化合物，導(dǎo)致焊接接頭容易斷裂，靠近Al側(cè)界面結(jié)合較好。

采用擠壓法制備金屬?gòu)?fù)合材料的最大優(yōu)點(diǎn)是[18]：擠壓過(guò)程中在界面上將產(chǎn)生大量的新的表面，同時(shí)變形區(qū)內(nèi)提供的高溫、高壓條件十分有利于界面間原子的擴(kuò)散，從而容易達(dá)到冶金結(jié)合。鋁鎂復(fù)合擠壓制品在性能上兼?zhèn)滏V的質(zhì)量輕和鋁的比強(qiáng)度高、耐腐蝕性好等特點(diǎn)，提高了鎂合金的加工變形能力和耐腐蝕性能,因而有望應(yīng)用于航空、航天等領(lǐng)域。

本工作采用復(fù)合擠壓法對(duì)鋁鎂異種金屬進(jìn)行復(fù)合，重點(diǎn)研究了復(fù)合擠壓棒材中鋁鎂異種金屬結(jié)合界面的微觀組織結(jié)構(gòu)和力學(xué)性能。

1 實(shí)驗(yàn)方法

1.1 擠壓坯料及模具設(shè)計(jì)

1.1.1 擠壓坯料設(shè)計(jì)

采用AA1100純鋁以及AZ31鎂合金，經(jīng)機(jī)械加工制成如圖1所示尺寸規(guī)格的鋁合金空心杯形件以及鎂合金圓柱件。實(shí)驗(yàn)所用AZ31鎂合金化學(xué)成分如表1所示。坯料加工實(shí)物示意圖如圖1所示，將鋁坯料和鎂坯料進(jìn)行清洗脫脂、除氧化皮、打毛等工序后配合組成復(fù)合坯料。

1.1.2 擠壓裝置設(shè)計(jì)

圖2為擠壓實(shí)驗(yàn)裝置。擠壓筒采用電阻加熱和程序溫控裝置，加熱至一定溫度時(shí)，將模具和擠壓坯料放入擠壓筒中一起加熱并保溫，在擠壓模具的出?？趥?cè)壁穿入熱電偶測(cè)量材料在擠壓工作帶面的溫度變化，實(shí)驗(yàn)所用工藝參數(shù)為模擬所確定的最優(yōu)工藝參數(shù)。

圖1 鋁合金和鎂合金坯料 (a)二維示意圖；(b)實(shí)物圖Fig.1 Aluminum and magnesium alloys billets (a)2D sketch；(b)object

表1 AZ31鎂合金化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)Table 1 Chemical compositions of AZ31 magnesium alloy (mass fraction/%)

圖2 擠壓實(shí)驗(yàn)裝置Fig.2 Testing apparatus of extrusion

1.2 擠壓過(guò)程數(shù)值模擬

擠壓工藝中，擠壓速率和擠壓溫度是重要的工藝參數(shù)。坯料在擠壓過(guò)程中的溫度變化會(huì)影響到擠壓制品質(zhì)量和模具壽命。較高的溫度有利于降低流動(dòng)應(yīng)力，使得材料更容易變形，但溫度過(guò)高會(huì)使材料產(chǎn)生過(guò)燒、晶粒粗大等問(wèn)題。分析鋁鎂雙金屬在擠壓過(guò)程中溫度場(chǎng)的變化，對(duì)于保證擠壓制件的質(zhì)量有著重要作用。在成形模擬中損傷值參數(shù)通常作為預(yù)測(cè)零件出現(xiàn)破損或是產(chǎn)生裂紋傾向的參考值。擠壓過(guò)程中隨著擠壓速率的增大，坯料的溫度升高，增強(qiáng)了材料的塑性變形能力；而且擠壓速率增大有利于提高模具對(duì)坯料三向壓應(yīng)力的效果，因而降低了最大損傷值；但是當(dāng)擠壓速率過(guò)大時(shí)，摩擦力增長(zhǎng)迅速，使得損傷值呈增長(zhǎng)趨勢(shì)；因此，在棒料擠壓過(guò)程中，擠壓速率應(yīng)控制在一定范圍內(nèi)，這樣能減小擠壓件出現(xiàn)裂紋的可能性。

基于Deform 2D的復(fù)合擠壓模擬，可以通過(guò)設(shè)置不同的工藝參數(shù)對(duì)擠壓過(guò)程中溫度場(chǎng)的變化、應(yīng)力-應(yīng)變分布以及坯料損傷值進(jìn)行預(yù)測(cè)和分析，以此得到最優(yōu)化工藝參數(shù)輔助實(shí)驗(yàn)結(jié)果。

1.2.1 模擬參數(shù)的確定

坯料選取AA1100純鋁。鎂合金選取應(yīng)用最廣泛的AZ31變形鎂合金，模具、擠壓筒、擠壓墊材料為H13 (4Cr5MoSiV1)鋼，其具有良好的耐熱性，在較高溫度時(shí)具有較好的強(qiáng)度和硬度，高的耐磨性與韌性，優(yōu)良的綜合力學(xué)性能以及較高的抗回火穩(wěn)定性，坯料和模具材料性能如表2所示。模擬過(guò)程中，將坯料假設(shè)為塑性，初始溫度分別選取450,470,490℃，模具、擠壓墊和擠壓筒假設(shè)為剛體，坯料與模具、擠壓筒之間的摩擦因數(shù)設(shè)為0.11，空氣對(duì)流換熱系數(shù)設(shè)為0.021J·s-2·mm-1·℃-1，坯料與模具的當(dāng)量換熱系數(shù)設(shè)為11J·s-2·mm-1·℃-1，每步步長(zhǎng)為1，總共模擬步數(shù)為35步，本研究分別選取1，2，3，4，5mm/s的擠壓速率進(jìn)行反向擠壓模擬仿真實(shí)驗(yàn)。

表2 坯料與模具材料性能Table 2 Material performance of billet and mould

1.2.2 網(wǎng)格劃分

對(duì)鋁合金和鎂合金坯料進(jìn)行網(wǎng)格劃分，由于棒材為軸對(duì)稱形狀，為方便計(jì)算仿真模擬，取1/2模型進(jìn)行數(shù)值模擬仿真，其中靠近出?？谔幣髁献冃瘟看螅菀自斐删W(wǎng)格畸變，此處的坯料網(wǎng)格需要局部細(xì)化，經(jīng)網(wǎng)格劃分后的模型如圖3所示。

圖3 有限元模型Fig.3 Finite element model

1.3 復(fù)合界面結(jié)合層微觀組織

將擠壓棒材沿縱向切取小段制作金相試樣，采用掃描電鏡對(duì)縱向截面的顯微組織進(jìn)行觀察分析。顯微硬度測(cè)試在HV-15型顯微硬度計(jì)上進(jìn)行，主要測(cè)試純鋁基體、界面結(jié)合層以及AZ31基體的顯微硬度并分析界面硬度的變化趨勢(shì)。從AZ31鎂基體開始，每隔30μm徑向測(cè)試1次顯微硬度,共測(cè)試30次。每隔10μm沿垂直徑向方向測(cè)1組數(shù)據(jù)，共測(cè)12組。利用電子背散射衍射(EBSD)對(duì)界面結(jié)合層晶粒及晶粒取向進(jìn)行分析。同時(shí)對(duì)試樣進(jìn)行金相打磨機(jī)械拋光和離子束減薄后在掃描電鏡下進(jìn)行觀察。

2 結(jié)果與分析

2.1 實(shí)驗(yàn)結(jié)果及分析

2.1.1 模擬結(jié)果分析

溫度越高，材料在出?？诘牡刃?yīng)力值與等效應(yīng)變值越高。而最大等效應(yīng)變值在出?？谔帲㈦S著金屬流動(dòng)方向向上移動(dòng)，在擠壓溫度為490℃的情況下，發(fā)生外層斷裂，而在450℃的擠壓溫度下，出現(xiàn)擠出不完全的情況，這是因?yàn)樵跀D壓過(guò)程中，溫度越高，等效應(yīng)力-應(yīng)變?cè)酱?，在溫度過(guò)低的情況下，金屬達(dá)不到很好的流動(dòng)性，從而不能順利擠出，溫度過(guò)高可能導(dǎo)致鋁合金外層在流動(dòng)過(guò)程中斷裂。

擠壓過(guò)程中，坯料損傷值越小，則材料開裂傾向越小，鋁鎂合金復(fù)合成形棒材表面復(fù)合質(zhì)量越高。在成形過(guò)程中，最大損傷值主要出現(xiàn)在坯料成形出?？谔帲@是因?yàn)榕髁媳韺咏饘僭诹鹘?jīng)工作帶時(shí)，由于受到擠壓模具工作表面的摩擦作用，切應(yīng)力對(duì)該處材料金屬的影響最為嚴(yán)重。分析圖4中不同擠壓速率下棒料擠壓過(guò)程中的最大損傷值可知，擠壓速率在1～2mm/s范圍內(nèi)，最大損傷值隨擠壓速率的增加而減??；擠壓速率在2～5mm/s范圍內(nèi)，最大損傷值小幅增加。這是因?yàn)殡S著擠壓速率的增大，坯料的溫度升高，增強(qiáng)了材料的塑性變形能力；而且擠壓速率增大有利于提高模具對(duì)坯料三向壓應(yīng)力的效果，從而降低了最大損傷值；但是當(dāng)擠壓速率過(guò)大時(shí)，摩擦力增長(zhǎng)迅速，使得損傷值呈增長(zhǎng)趨勢(shì)；因此，在棒料擠壓過(guò)程中，應(yīng)控制合理擠壓速率以減小擠壓件出現(xiàn)裂紋的可能性。圖5為在擠壓溫度470℃，擠壓速率2mm/s時(shí)擠壓過(guò)程模擬溫度分布圖和應(yīng)力-應(yīng)變分布圖。由分布圖可以看出在出模口處及向上位置的溫度值、等效應(yīng)力、等效應(yīng)變值較高。

圖4 不同擠壓速率下的最大損傷值變化Fig.4 Maximum damage at different extrusion speed

圖5 擠壓溫度470℃，擠壓速率2mm/s下的擠壓損傷值分布圖(a)，溫度分布圖(b)，等效應(yīng)力分布圖(c)與等效應(yīng)變分布圖(d)Fig.5 Damage value distribution (a), extrusion temperature distribution (b), equivalent stress distribution (c) and equivalent strain distribution (d) at extrusion temperature of 470℃ with extrusion speed of 2mm/s

2.1.2 最佳工藝參數(shù)下的實(shí)驗(yàn)結(jié)果

選取模擬最優(yōu)工藝參數(shù)，在擠壓溫度為470℃，擠壓速率為2mm/s條件下，反向等溫?cái)D壓鋁鎂復(fù)合棒材及其橫向縱向截取切面宏觀組織如圖6所示。

圖6 鋁鎂復(fù)合擠壓棒材Fig.6 Al/Mg composite extrusion bar

2.2 復(fù)合界面結(jié)合層微觀組織分析

2.2.1 金相結(jié)果及掃描分析

對(duì)擠壓棒材橫向縱向切取試樣金相打磨后,采用掃描電鏡對(duì)縱向截面的顯微組織進(jìn)行觀察和分析。利用背散射觀察得到的鋁鎂結(jié)合界面的微觀組織如圖7所示。在鋁基體和AZ31鎂基體之間生成界面結(jié)合層，因?yàn)殇X、鎂都是活潑金屬，由Mg-Al二元相圖可知在高溫下容易反應(yīng)生成硬度和脆性都很大的金屬鍵化合物Al12Mg17與Al3Mg2[19,20]；因此復(fù)合界面結(jié)合組織主要由Al和Mg,Al12Mg17以及Al3Mg2組成。

圖7 鋁鎂結(jié)合界面的微觀組織Fig.7 Microstructure of Al/Mg combined interface

2.2.2 顯微硬度測(cè)試結(jié)果分析

圖8為試樣層界面對(duì)應(yīng)的顯微硬度值分布云圖，可以看出，層界面處的硬度明顯高于基體AZ31與純鋁基體。鋁鎂基體的顯微硬度值較為均勻，AZ31的平均硬度值約為55HV，純鋁的平均硬度值約為30HV，界面結(jié)合層的顯微硬度值呈不均勻分布狀態(tài)，其中靠近Al基體的Al3Mg2相的平均硬度值約為210HV，靠近AZ31鎂基體的Al12Mg17相平均硬度值約為170HV。新生相與基體之間存在硬度梯度。其中Al3Mg2層的硬度是層界面中硬度最高的部分，也是脆性較強(qiáng)的薄弱環(huán)節(jié)。界面新生硬脆相硬度較基體硬度高，而Al3Mg2相層硬度值約為鎂合金基體的3～4倍，不利于界面結(jié)合強(qiáng)度，可能會(huì)導(dǎo)致復(fù)合棒材表層剝落。

圖8 層界面顯微硬度分布云圖Fig.8 Layer interface microhardness distribution nephogram

2.2.3 EBSD結(jié)果分析

圖9為EBSD相顏色圖，可以看出，靠近鎂基體一側(cè)生成Al12Mg17相，其平均晶粒尺寸為30μm，靠近鋁基體一側(cè)生成Al3Mg2相，其平均晶粒尺寸約為20μm，新生成相在晶界上均有部分再結(jié)晶晶粒生成。

圖9 EBSD相顏色圖Fig.9 EBSD phase colors image

電子背散射衍射分析結(jié)果IPFZ取向分布圖和反極圖如圖10(a)，(b)所示，結(jié)合圖10及圖9相色圖分析該鋁鎂復(fù)合材料結(jié)合界面處內(nèi)側(cè)靠近芯部鋁材擠壓后，晶粒出現(xiàn)明顯的擇優(yōu)取向，為拉伸纖維織構(gòu)特性。在高溫以及擠壓力作用下，鎂合金與純鋁在接觸界面的復(fù)合界面層的金屬發(fā)生較大的塑性變形及相變反應(yīng)并產(chǎn)生再結(jié)晶。分析反應(yīng)相Al12Mg17及 Al3Mg2沒(méi)有明顯擇優(yōu)取向，說(shuō)明復(fù)合材料界面是擴(kuò)散反應(yīng)后形成，晶粒隨機(jī)生長(zhǎng)。

圖10 IPF Z取向分布圖(a)及反極圖(b)Fig.10 IPF Z orientation distribution (a) and inverse pole figure (b)

3 結(jié)論

(1)基于Deform 2D有限元軟件對(duì)擠壓過(guò)程進(jìn)行模擬，在獲得的復(fù)合擠壓優(yōu)化工藝參數(shù)為擠壓速率2mm/s、擠壓溫度470℃下進(jìn)行等溫反向擠壓實(shí)驗(yàn)。試制的擠壓棒材表面質(zhì)量良好，無(wú)明顯缺陷。

(2)鋁基體和AZ31鎂基體之間生成了具有新生相Al12Mg17和Al3Mg2的界面結(jié)合層。

(3)AZ31鎂基體的平均硬度約為55HV，純鋁的平均硬度約為30HV，Al12Mg17層的硬度約為170HV，Al3Mg2層的平均硬度約為210HV。界面層生成了脆性相，其中Al3Mg2層是層界面中硬度最高且脆性較強(qiáng)的一個(gè)區(qū)域?qū)印?/p>

(4)生成相Al12Mg17平均晶粒尺寸約為30μm，Al3Mg2相平均晶粒尺寸約為20μm，復(fù)合界面結(jié)合層區(qū)域晶粒取向各異，晶粒尺寸大小也不均勻；而復(fù)合外層純鋁基體取向區(qū)域均勻，新生成相在晶界上有部分再結(jié)晶發(fā)生。

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2015-11-18；

2017-06-10

喬及森(1973-)，男，博士，教授，研究方向：輕金屬塑性加工，聯(lián)系地址：甘肅省蘭州市七里河區(qū)蘭工坪路287號(hào)蘭州理工大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院(730050)，E-mail:qiaojisen@lut.cn

(本文責(zé)編：寇鳳梅)

Compound Extrusion Forming and Interface Microstructure ofAl/Mg Dissimilar Metal

QIAO Ji-sen1,2,XIANG Yang-zhi1,2,NIE Shu-cai1,ZHANG Han1,2

(1 School of Materials Science and Engineering,Lanzhou University of Technology,Lanzhou 730050,China;2 State Key Laboratory of Advanced Processing and Recycling Non-ferrous Metals, Lanzhou University of Technology,Lanzhou 730050,China)

The extrusion process parameters were optimized based on Deform 2D finite element simulation, aluminum magnesium bimetal composite extrusion experiment was conducted under the extrusion rate of 2mm/s and extrusion temperature of 470℃. The microstructure of interface bonding layer was observed and analyzed by using scanning electron microscopy(SEM), microhardness test and electron backscattering diffraction(EBSD) .The results show that interface layer generates in the contact region of aluminum and magnesium alloys, new phases in the layer are Al12Mg17which is close to the AZ31 magnesium substrate and Al3Mg2which is close to the aluminum substrate. The average microhardness value of Al3Mg2phase is the highest, the average value is about 210HV, and that of Al12Mg17is 170HV, the interface area forms a typical brittle layer as the hardness is higher than the parent metal on both substrate sides, the EBSD test shows that the average grain size of Al12Mg17phase is 30μm，the average grain size of Al3Mg2phase is about 20μm, different grain orientation can be observed in composite interface bonding layer regional and the grain size is not uniform, the outer pure aluminum matrix composite orientation area is uniform, some recrystallization of new generation phase occurs on the grain boundary.

Al/Mg alloy;compound extrusion;brittle phase;microhardness;electron backscattering diffraction

10.11868/j.issn.1001-4381.2015.001407

TG379

A

1001-4381(2017)11-0078-06