多道次熱擠壓制備Al2O3/AZ31復(fù)合材料的微觀組織與力學(xué)性能

魏帥虎，胡茂良，吉澤升，許紅雨，王 曄

(哈爾濱理工大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，哈爾濱 150040)

鎂及其合金具有較低的密度(約為鋁的2/3，鋼鐵的1/4)、較高的比剛度和比強(qiáng)度、優(yōu)異的電磁屏蔽特性等優(yōu)點(diǎn)，被廣泛應(yīng)用于航空、航天、汽車、電子通訊等領(lǐng)域，并被譽(yù)為“21世紀(jì)最具發(fā)展?jié)摿Φ慕Y(jié)構(gòu)工程材料”[1-3]。由于鎂合金屬于密排六方晶系，室溫下滑移系較少，導(dǎo)致鎂及鎂合金的性能較差，如：強(qiáng)度低、硬度小、耐腐蝕性差等問題，在一定程度上限制了鎂合金的發(fā)展與應(yīng)用[4]。相比于鎂合金，顆粒增強(qiáng)鎂基復(fù)合材料具有獨(dú)特的優(yōu)勢，如：抗拉強(qiáng)度高，彈性模量大，硬度高等特點(diǎn)，近年來已成為人們研究的熱點(diǎn)方向[5-6]。

陶瓷顆粒相對于其他顆粒增強(qiáng)相，具有較高的強(qiáng)度、硬度和較大的彈性模量，常被用作鎂基復(fù)合材料中的增強(qiáng)相，如SiC[7],Al2O3[8],TiB2[9]等。Al2O3陶瓷顆粒相比于其他陶瓷顆粒，具有原料易得、價(jià)格低廉、制備工藝簡單等優(yōu)點(diǎn)，常被用來作為鎂基復(fù)合材料的增強(qiáng)相。Habibnejad等[10]利用熔鑄法將100nm的Al2O3顆粒加入AZ31基體中，分析了不同含量的Al2O3顆粒對AZ31基體的影響，當(dāng)Al2O3顆粒質(zhì)量分?jǐn)?shù)為2%時，AZ31鎂基復(fù)合材料的力學(xué)性能最優(yōu)異，其抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度分別達(dá)到306MPa和290MPa。Srinivasan等[11]利用分解熔體沉積法(disintegrated melt deposition,DMD)制備出Al2O3顆粒增強(qiáng)AZ31鎂基復(fù)合材料，經(jīng)過熱擠出后，復(fù)合材料的晶粒顯著細(xì)化，其抗拉強(qiáng)度和硬度顯著提升。范艷艷等[12]以平均顆粒尺寸為30nm的Al2O3顆粒作為增強(qiáng)相，采用攪拌鑄造法制備了Al2O3/AZ91D復(fù)合材料。由于初生相α-Mg在Al2O3顆粒表面非均質(zhì)形核，使得Al2O3/AZ91D復(fù)合材料的晶粒細(xì)化，提高了復(fù)合材料的力學(xué)性能。

目前，傳統(tǒng)的鎂基復(fù)合材料的制備方法主要有液態(tài)攪拌法、熔鑄法、粉末冶金法等，但這些方法都存在一定的缺點(diǎn)，如：熔化過程中會造成鎂原料的燒損，需要添加精煉劑和覆蓋劑，造成環(huán)境污染、能源浪費(fèi)等問題[13-14]。熱擠壓法主要是將鎂屑料和顆粒增強(qiáng)相經(jīng)過機(jī)械混合后，在一定壓力下冷壓成坯，然后加熱到一定溫度后熱擠壓成形，最終制備出復(fù)合材料。該方法相比于傳統(tǒng)的制備方法，可以有效地避免鎂原料的燒損，且不需要添加精煉劑和覆蓋劑，對節(jié)約能源和保護(hù)環(huán)境具有一定的作用，同時，利用多道次的反復(fù)塑性變形，能夠有效地改善增強(qiáng)相在鎂基體中的分布，明顯減小了復(fù)合材料的晶粒尺寸，從而提高材料的性能。本工作采用多道次熱擠壓法制備Al2O3顆粒增強(qiáng)AZ31鎂基復(fù)合材料，研究多道次擠壓對Al2O3/AZ31復(fù)合材料的組織與性能的影響。

1 實(shí)驗(yàn)材料與方法

1.1 實(shí)驗(yàn)材料

本實(shí)驗(yàn)選用東北輕合金有限公司生產(chǎn)的AZ31鎂合金作為鎂基體，其具體化學(xué)成分如表1所示，顆粒增強(qiáng)相選用河南洛陽兄弟耐火材料有限公司生產(chǎn)的Al2O3陶瓷顆粒，其平均粒徑尺寸為5μm。

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/%)

1.2 實(shí)驗(yàn)方法

將AZ31鎂錠切屑加工成長度為3.50～5.45mm，寬度為1.40～2.85mm，厚度為0.15～0.55mm的長條狀碎屑，然后將AZ31鎂屑料與Al2O3陶瓷顆粒放入行星式球磨機(jī)中，在氬氣氛圍下球磨6h，其中Al2O3陶瓷顆粒的質(zhì)量分?jǐn)?shù)為2%，球磨機(jī)的轉(zhuǎn)速設(shè)定為100r/min。將球磨后的混合料裝入冷壓模具中，在室溫下，壓力為650MPa，保壓15s后，制成直徑為40mm，高為40mm的圓柱坯料。最后將獲得的坯料放入熱擠壓模具中，加熱到380℃，保溫30min后，熱擠出直徑為8mm的棒材。其中，熱擠壓的壓力為600MPa，擠壓比為25∶1，將得到的棒材切割成2～5mm長的圓棒放入熱擠壓模具中，再次熱擠出棒材，重復(fù)4次，最終得到Al2O3陶瓷顆粒增強(qiáng)AZ31鎂基復(fù)合材料。

1.3 分析測試

利用GX71-6230A型金相顯微鏡、FEI-SIRION型掃描電鏡、TECNAI-F30型透射電鏡對Al2O3/AZ31復(fù)合材料進(jìn)行顯微組織觀察與分析，其中試樣須經(jīng)過機(jī)械拋光和腐蝕。采用維氏顯微硬度儀和萬能電子拉伸試驗(yàn)機(jī)對復(fù)合材料進(jìn)行力學(xué)性能測試。進(jìn)行硬度測試時，每組實(shí)驗(yàn)測試5個點(diǎn)，取平均值以保證數(shù)據(jù)的準(zhǔn)確性，拉伸實(shí)驗(yàn)每組測試3個試樣，取平均值。利用Image-Pro Plus軟件分析測量Al2O3/AZ31復(fù)合材料的晶粒尺寸分布情況。

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 顯微組織

圖1為多道次熱擠壓Al2O3/AZ31復(fù)合材料的金相顯微組織。圖1(a)表明，Al2O3/AZ31復(fù)合材料在經(jīng)過第1道次熱擠壓后，Al2O3顆粒增強(qiáng)相在AZ31鎂基體中呈島狀分布，如圖1(a)中虛線區(qū)域所示。由于Al2O3顆粒的粒徑較小，其表面結(jié)合能較高，易出現(xiàn)團(tuán)聚現(xiàn)象，導(dǎo)致在鎂基體中呈島狀分布。在經(jīng)過第2道次熱擠壓后，團(tuán)聚的Al2O3顆粒在擠壓過程中，由于承受較大的壓應(yīng)力和剪切力，導(dǎo)致島狀分布的Al2O3顆粒被破碎分散，逐漸形成條帶狀分布，如圖1(b)所示。在經(jīng)過第3道次熱擠壓后，如圖1(c)所示，呈條帶狀分布的Al2O3顆粒被進(jìn)一步地破碎分散，逐漸形成了長條狀分布。而經(jīng)過第4道次的熱擠壓后，長條狀的Al2O3顆粒被進(jìn)一步地?cái)D壓變形后，在AZ31鎂基體中呈顆粒狀均勻分布,如圖1(d)所示。由此可知，在經(jīng)過多道次的熱擠壓后，改善了Al2O3顆粒在鎂基體中分布的均勻性，從而有利于提高Al2O3/

AZ31復(fù)合材料的力學(xué)性能。

圖2為多道次熱擠壓制備Al2O3/AZ31復(fù)合材料的晶粒尺寸分布圖。經(jīng)過第1道次的熱擠壓后，Al2O3/AZ31復(fù)合材料的晶粒尺寸峰值主要集中在25～40μm，其平均晶粒尺寸為30.63μm。經(jīng)過第2道次的熱擠壓后，Al2O3/AZ31復(fù)合材料的晶粒被細(xì)化，其峰值主要分布于20～35μm，平均晶粒尺寸為26.47μm。由于團(tuán)聚的Al2O3顆粒被分散，有利于提高Al2O3顆粒的晶粒細(xì)化作用，促進(jìn)了Al2O3/AZ31復(fù)合材料的晶粒細(xì)化。經(jīng)過第3道次和第4道次的熱擠壓后，Al2O3/AZ31復(fù)合材料的晶粒被進(jìn)一步細(xì)化。相比于第1道次，在第4道次熱擠壓后，復(fù)合材料的平均晶粒尺寸下降了54.07%。一方面原因是在經(jīng)過多道次的熱擠壓后，Al2O3顆粒增強(qiáng)相在鎂基體中的分布逐漸均勻化，有利于提高其對基體組織的晶粒細(xì)化作用；另一方面原因是經(jīng)過多道次的熱擠壓后，Al2O3/AZ31復(fù)合材料中粗大的晶粒被多次擠壓破碎，并最終形成細(xì)小的晶粒組織。

圖2 不同道次熱擠壓制備Al2O3/AZ31復(fù)合材料的晶粒尺寸分布(a)第1道次；(b)第2道次；(c)第3道次；(d)第4道次Fig.2 Grain size distributions of Al2O3/AZ31 composites after hot extrusion under different extrusion passes(a)the first pass;(b)the second pass;(c)the third pass;(d)the fourth pass

圖3為經(jīng)過4道次熱擠壓后Al2O3/AZ31復(fù)合材料的SEM圖。經(jīng)過4道次的熱擠壓后，Al2O3顆粒在AZ31鎂基體中均勻分布，且大部分的Al2O3顆粒分布在晶界處，少量的Al2O3顆粒分布于晶內(nèi)，如圖3(a)所示。在熱擠壓過程中，分布在晶界處的Al2O3顆粒能夠有效地抑制晶界運(yùn)動，阻礙晶粒的長大，從而起到細(xì)化晶粒的作用。經(jīng)過多道次的熱擠壓后，團(tuán)聚的Al2O3顆粒在多次的擠壓變形過程中被破碎，隨著擠壓方向被分散開，從而有效地提高了Al2O3顆粒在鎂基體中分布的均勻性，如圖3(b)所示。在Al2O3顆粒周圍，存在大量的動態(tài)再結(jié)晶(dynamic recrystallization, DRX)晶粒。這是由于Al2O3顆粒與AZ31鎂基體在熱變形過程中產(chǎn)生變形量的差異，導(dǎo)致在Al2O3顆粒周圍形成顆粒變形區(qū)，該區(qū)域能夠產(chǎn)生高密度的位錯，有效地促進(jìn)動態(tài)再結(jié)晶形核。圖3(c)～(f)為Al2O3/AZ31復(fù)合材料的表面元素分布，證明了白色的顆粒狀物質(zhì)為添加的Al2O3陶瓷顆粒增強(qiáng)相。

圖3 經(jīng)過4道次熱擠壓后Al2O3/AZ31復(fù)合材料的SEM圖(a)Al2O3顆粒在AZ31中的分布形貌；(b)圖(a)中A區(qū)域的放大圖；(c)～(f)分別為圖(a)的Al,Mg,O,Zn元素分布Fig.3 SEM micrographs of Al2O3/AZ31 composites after four passes hot extrusion(a)distribution morphology of Al2O3 particles in AZ31 alloy;(b)high magnification of zone A in fig.(a);(c)-(f)element distribution of Al,Mg,O,Zn in fig.(a)

圖4為經(jīng)過4道次熱擠壓后，Al2O3/AZ31復(fù)合材料的TEM圖。可以看出，在增強(qiáng)相Al2O3顆粒周圍形成了高密度的位錯區(qū)域。經(jīng)過多道次的熱擠壓過程中，在Al2O3顆粒周圍，由于Al2O3顆粒與AZ31鎂基體在力學(xué)和熱力學(xué)上的不匹配，在界面處會產(chǎn)生熱錯配殘余應(yīng)力，導(dǎo)致在Al2O3顆粒周圍形成高密度位錯區(qū)，高密度位錯區(qū)有利于促進(jìn)再結(jié)晶形核，使晶粒得

到細(xì)化。同時，經(jīng)過多道次的熱擠壓后，Al2O3顆粒在鎂基體中的分布更加均勻，提高了Al2O3顆粒對復(fù)合材料的強(qiáng)化作用，同時復(fù)合材料中粗大的晶粒經(jīng)過多次的擠壓變形后，晶粒尺寸顯著減小，進(jìn)一步細(xì)化了復(fù)合材料的晶粒。Deng等[15]的研究也報(bào)道了在含有亞微米尺寸SiCP的鎂基復(fù)合材料中，未變形的SiCP顆粒周圍形成了高密度的位錯區(qū)域，Cavaliere等[16]研究10μm Al2O3/Al復(fù)合材料的再結(jié)晶行為時發(fā)現(xiàn)，在微米級顆粒周圍形成的高密度位錯區(qū)能夠有效地促進(jìn)再結(jié)晶形核，同時該區(qū)域被稱為再結(jié)晶形核的理想?yún)^(qū)域。

圖4 經(jīng)過4道次熱擠壓后Al2O3/AZ31復(fù)合材料的TEM圖(a)Al2O3顆粒附近TEM圖；(b)A區(qū)域的局部放大圖Fig.4 TEM images of Al2O3/AZ31 composites after four passes hot extrusion(a)TEM image near Al2O3 particles;(b)high magnification of zone A

2.2 力學(xué)性能

圖5為經(jīng)過多道次熱擠壓后，Al2O3/AZ31復(fù)合材料的維氏硬度。由圖5可見，Al2O3/AZ31復(fù)合材料經(jīng)過多道次熱擠壓后，其硬度顯著提高。經(jīng)過4道次熱擠壓后，復(fù)合材料的維氏硬度達(dá)到最大值89HV，相比于第1道次，其硬度提高了19.2%。一方面是由于Al2O3顆粒屬于陶瓷增強(qiáng)相，具有較高的彈性模量和較大的硬度，當(dāng)復(fù)合材料承受大的應(yīng)力時，能夠有效地將載荷從鎂基體轉(zhuǎn)移到Al2O3顆粒上，從而起到了強(qiáng)化作用[17-18]；另一方面是因?yàn)閺?fù)合材料在經(jīng)過4道次的熱擠壓后，Al2O3顆粒能夠均勻地分散在鎂基體中，起到了彌散強(qiáng)化的作用[19]，同時，由于Al2O3顆粒的存在，能夠有效地阻礙晶界的運(yùn)動，抑制了晶粒的長大，起到了細(xì)晶強(qiáng)化的作用[20]。

圖5 多道次熱擠壓制備Al2O3/AZ31復(fù)合材料的維氏硬度Fig.5 Vickers hardness of Al2O3/AZ31 composites by multi-pass hot extrusion

圖6為經(jīng)過多道次熱擠壓后Al2O3/AZ31復(fù)合材料的力學(xué)性能?？梢钥闯觯S著擠壓道次的增加，Al2O3/AZ31復(fù)合材料的抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度逐漸提高，經(jīng)過4道次的熱擠壓后，其抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度達(dá)到最大值305MPa和198MPa，相比于第1道次，其抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度提升了14.8%和14.1%。一方面是由于Al2O3顆粒的存在，致使基體晶粒得到有效細(xì)化，根據(jù)Hall-Petch公式[21]，晶粒越細(xì)小，晶界數(shù)目越多，位錯運(yùn)動受到的阻力就越大，從而使復(fù)合材料的性能得到強(qiáng)化；另一方面是因?yàn)橐肓舜罅课诲e，位錯數(shù)量增加，就需要更大的應(yīng)力來開動位錯，使復(fù)合材料的力學(xué)性能提高[21]。此外，由于經(jīng)過多道次的熱擠壓過程，Al2O3顆粒均勻地分散在鎂基體中起到了彌散強(qiáng)化作用，在多次的擠壓變形過程中，原始的粗大晶粒被破碎成為細(xì)小的晶粒，有效提高了復(fù)合材料的力學(xué)性能。

圖6 多道次熱擠壓Al2O3/AZ31復(fù)合材料的力學(xué)性能Fig.6 Mechanical properties of Al2O3/AZ31 composites by multi-pass hot extrusion

圖7為經(jīng)過4道次熱擠壓后Al2O3/AZ31復(fù)合材料的拉伸斷口形貌。在經(jīng)過4道次的熱擠壓后，復(fù)合材料的斷口存在大量的韌窩和少量撕裂棱(圖7(a))，Al2O3/AZ31復(fù)合材料的斷裂方式是以韌性斷裂為主的混合斷裂模式。從圖7(b)可以看出，在韌窩里存在完整的Al2O3顆粒，說明該韌窩處的斷裂是由Al2O3顆粒的剝離而導(dǎo)致的。復(fù)合材料在拉應(yīng)力作用下，基體材料和Al2O3顆粒兩者的變形能力差異較大，易形成微裂紋，當(dāng)變形程度進(jìn)一步加大時，微裂紋增多，直至Al2O3顆粒被剝離出來，導(dǎo)致復(fù)合材料斷裂，如圖7(b)所示。

3 結(jié)論

(1)利用熱擠壓方法成功制備出Al2O3顆粒增強(qiáng)AZ31鎂基復(fù)合材料，經(jīng)過多道次的熱擠壓后，Al2O3顆粒由島狀分布逐漸呈顆粒狀均勻地分布在AZ31鎂基體中。

(2)熱擠壓過程中，在Al2O3顆粒周圍的位錯密度增加，高密度位錯區(qū)有利于促進(jìn)動態(tài)再結(jié)晶形核，使Al2O3/AZ31復(fù)合材料的晶粒被顯著細(xì)化。

(3)經(jīng)過多道次的熱擠壓后，AZ31/Al2O3復(fù)合材料的力學(xué)性能顯著提高。其硬度，抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度達(dá)到最大值89HV,305MPa和198MPa,相比于第1道次的熱擠壓，其硬度，抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度分別提高了19.2%,14.8%,14.1%。