高強(qiáng)AZ61Mg-18%Ti復(fù)合材料的制備及力學(xué)性能

張小紅 ，于 歡 ，胡連喜

1) 無錫職業(yè)技術(shù)學(xué)院教務(wù)處，無錫 214121 2) 齊魯工業(yè)大學(xué)(山東省科學(xué)院)山東省輕質(zhì)高強(qiáng)金屬材料省級(jí)重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，濟(jì)南 250014 3) 齊魯工業(yè)大學(xué)(山東省科學(xué)院)山東省科學(xué)院新材料研究所，濟(jì)南 250014 4) 哈爾濱工業(yè)大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，哈爾濱 150001

鎂合金被認(rèn)為是21世紀(jì)最有發(fā)展前景的綠色金屬結(jié)構(gòu)材料[1-3]。鎂合金的比強(qiáng)度和比剛度高、切削性好、電磁屏蔽性好，被應(yīng)用于航空航天、汽車、軌道交通等領(lǐng)域，可實(shí)現(xiàn)輕量化，有助于提高能源的利用效率，改善環(huán)境污染問題[4-7]。然而，多數(shù)鎂合金強(qiáng)度低，無法滿足高端結(jié)構(gòu)應(yīng)用性能的需求。因此，研究如何提高鎂合金的強(qiáng)度性能具有極為重要的意義與應(yīng)用價(jià)值[2,8]。

鎂合金具有較高的Hall-Petch系數(shù)。因此，細(xì)化晶?？梢悦黠@提高鎂合金室溫強(qiáng)度[9-11]。王辛[12]研究了納米晶鎂合金粉末的氫化-脫氫制備工藝，通過熱固結(jié)成形工藝成功獲得了超細(xì)晶AZ31鎂合金，材料的晶粒尺寸約為800 nm，屈服強(qiáng)度為278 MPa。另一方面，多數(shù)鎂合金在高溫下的強(qiáng)度較低，尤其是納米晶和超細(xì)晶鎂合金材料，其高溫強(qiáng)度與室溫相比有大幅下降。

為了提高鎂合金的強(qiáng)度，同時(shí)改善其耐熱性能，本文向鎂合金中添加高熱穩(wěn)定性超細(xì)Ti彌散相，利用機(jī)械球磨、真空熱壓與熱擠壓制備出具有超細(xì)晶鎂合金基體+亞微米Ti顆粒+納米Ti3Al相彌散強(qiáng)化的AZ61Mg-Ti復(fù)合材料，并研究了復(fù)合材料的組織特征與室溫力學(xué)性能。

1 實(shí)驗(yàn)材料及方法

以AZ61Mg及純Ti粉末為原料，按AZ61Mg-18%Ti（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）的成分配比，進(jìn)行機(jī)械球磨，采用復(fù)合球磨工藝[13]，高速球磨的球磨轉(zhuǎn)速400 r/min，球磨時(shí)間16 h，低速球磨的球磨轉(zhuǎn)速200 r/min，球磨時(shí)間16 h，球料比分別為60:1和30:1，制備出納米晶AZ61Mg-18%Ti復(fù)合材料粉末，粉末形貌與微觀組織如圖1所示。由圖1（a）可知，粉末大小較為均勻；圖1（b）表明鎂基體（A區(qū)）具有納米晶結(jié)構(gòu)，平均晶粒尺寸約46 nm，Ti單質(zhì)粒子（B區(qū)）尺寸為亞微米級(jí)別。Ti顆粒尺寸與分布如圖1（c）～圖1（f）所示，根據(jù)能譜分析結(jié)果，白色顆粒為Ti相，灰色為Mg相，表明機(jī)械球磨可實(shí)現(xiàn)Ti顆粒尺寸超細(xì)化并使其在鎂基體中均勻彌散分布。對(duì)Ti顆粒尺寸進(jìn)行統(tǒng)計(jì)，結(jié)果如圖1（d）所示，Ti顆粒尺寸分布符合高斯曲線，其平均尺寸約為274 nm，74%Ti顆粒介于100～280 nm之間。

圖1 復(fù)合材料微觀組織、尺寸分布及能譜分析：（a）復(fù)合粉末掃描電鏡顯微形貌；（b）復(fù)合粉末透射電鏡顯微形貌；（c）Ti單質(zhì)粒子掃描電鏡顯微形貌；（d）Ti顆粒尺寸分布；（e）C點(diǎn)能譜分析；（f）D點(diǎn)能譜分析Fig.1 Microstructure, size distribution, and energy dispersive spectrometer (EDS) analysis of the composites: (a) scanning electron microscope (SEM) image of the composite powders; (b) transmission electron microscope (TEM) image of the composite powders;(c) SEM image of Ti particle; (d) particle size distribution of Ti; (e) EDS analysis of point C; (f) EDS analysis of point D

采用真空熱壓與熱擠壓工藝對(duì)AZ61Mg-18%Ti復(fù)合材料粉末進(jìn)行固結(jié)致密。首先，將AZ61Mg-18%Ti復(fù)合材料粉末真空熱壓成φ52 mm圓柱塊體，熱壓工藝參數(shù)為真空度1×10?3Pa，壓力50 MPa，溫度450 ℃，時(shí)間60 min；然后，對(duì)熱壓坯料進(jìn)行熱擠壓塑性變形，獲得棒材，擠壓工藝參數(shù)為擠壓溫度250 ℃，模具溫度250 ℃，擠壓比11:1，工藝示意圖如圖2所示。

圖2 真空熱壓和熱擠壓工藝示意圖Fig.2 Schematic diagram of the vacuum hot pressing and hot extrusion

2 結(jié)果與討論

采用Quanta 200FEG型掃描電鏡（scanning electron microscope，SEM）對(duì)球磨態(tài)粉末和第二相Ti顆粒尺寸進(jìn)行觀察。利用X射線衍射儀 （X-ray diffraction，XRD）測定球磨態(tài)、真空熱壓態(tài)和擠壓態(tài)復(fù)合材料的相組成。使用Talos F200X型透射電鏡（transmission electron microscope，TEM）觀察真空熱壓態(tài)和擠壓態(tài)復(fù)合材料顯微組織。

2.1 X射線衍射圖譜分析

圖3為不同狀態(tài)AZ61Mg-18%Ti復(fù)合材料的X射線衍射圖譜。從圖3可以發(fā)現(xiàn)，球磨態(tài)復(fù)合材料由Mg相和Ti相構(gòu)成，沒有探測到Mg17Al12相衍射峰，證實(shí)了初始材料在球磨過程中發(fā)生了β相的分解。對(duì)比球磨態(tài)和真空熱壓態(tài)鎂相衍射峰形貌可以發(fā)現(xiàn)，鎂基體半峰寬減小，這是由于真空熱壓時(shí)，在高溫環(huán)境中納米晶鎂基體發(fā)生了晶粒長大。從圖3中Ti相及Ti3Al相放大衍射峰可以看出，真空熱壓態(tài)和擠壓態(tài)復(fù)合材料中Ti相(002)和(101)衍射峰消失，熱壓態(tài)和擠壓態(tài)復(fù)合材料在2θ為41.1°時(shí)的衍射峰為Ti3Al相，同時(shí)觀察到熱壓態(tài)和擠壓態(tài)復(fù)合材料的Ti3Al相(301)衍射峰。由此可知，粉末在熱固結(jié)過程中發(fā)生了Ti與Al的原位反應(yīng)，生成了Ti3Al相，消耗了部分Ti相，這與之前的研究結(jié)果相吻合[13]。對(duì)比真空熱壓態(tài)和擠壓態(tài)復(fù)合材料Ti3Al相(201)峰可以發(fā)現(xiàn)，擠壓后該峰強(qiáng)度有所增加，證實(shí)了有更多的Ti與Al發(fā)生反應(yīng)，生成Ti3Al相。

圖3 不同狀態(tài)AZ61Mg?18%Ti復(fù)合材料X射線衍射圖譜Fig.3 XRD patterns of the AZ61Mg?18%Ti composites in the various states

2.2 微觀組織分析

圖4所示為擠壓態(tài)AZ61Mg-18%Ti復(fù)合材料顯微組織和Ti顆粒尺寸分布。從圖4（a）可知，擠壓后Ti單質(zhì)粒子仍然在鎂基體彌散分布，大部分顆粒尺寸達(dá)到亞微米級(jí)別，在鎂基體中沒有出現(xiàn)團(tuán)聚、偏聚的現(xiàn)象，因此，擠壓塑性變形沒有改變第二相顆粒在鎂基體中彌散分布的狀態(tài)。對(duì)圖4（a）中第二相Ti顆粒的尺寸進(jìn)行了統(tǒng)計(jì)，結(jié)果如圖4（b）所示，彌散相的平均尺寸約為265 nm，與球磨態(tài)復(fù)合材料彌散相尺寸接近，無明顯的第二相顆粒尺寸增長，證實(shí)Ti顆粒作為彌散相具有優(yōu)異熱穩(wěn)定性。同時(shí)，擠壓態(tài)復(fù)合材料中絕大部分第二相顆粒屬于亞微米級(jí)別，部分顆粒尺寸達(dá)到納米級(jí)別，細(xì)小的彌散相將帶來突出的彌散強(qiáng)化效果。

圖4 擠壓態(tài)AZ61Mg?18%Ti復(fù)合材料微觀組織（a）和Ti顆粒尺寸分布（b）Fig.4 Microstructure (a) and Ti particle size distribution (b) of the as-extruded AZ61Mg?18%Ti composites

圖5為真空熱壓態(tài)及熱擠壓態(tài)AZ61Mg-18%Ti復(fù)合材料的透射顯微組織形貌。由圖5（a）可知，熱壓態(tài)材料中基體鎂晶粒（藍(lán)色橢圓標(biāo)記）的大小介于40～120 nm，平均尺寸82 nm，相對(duì)于球磨態(tài)鎂基體晶粒尺寸46 nm，晶粒有所增大，然而仍屬于納米晶范疇。由圖5（b）可知，擠壓態(tài)復(fù)合材料中鎂晶粒最大為270 nm，大部分鎂晶粒小于200 nm，平均晶粒尺寸為180 nm，因此，擠壓過程中納米晶鎂晶粒長大，但擠壓態(tài)復(fù)合材料鎂基體仍屬于亞微米晶尺度，證實(shí)了彌散分布的細(xì)小第二相顆粒可以抑制納米晶鎂晶粒在固結(jié)成形過程中的長大，改善了熱穩(wěn)定性。圖5中黃色虛線標(biāo)記為彌散分布的第二相顆粒，其中部分第二相顆粒尺寸約為10 nm。對(duì)擠壓態(tài)復(fù)合材料進(jìn)行了高分辨透射電子顯微鏡觀察，結(jié)果如圖5（c）和圖5（d）所示，由晶面間距確定彌散分布的納米級(jí)顆粒為Ti3Al相。對(duì)比球磨態(tài)復(fù)合材料的顯微形貌，證實(shí)此納米級(jí)別第二相顆粒為熱壓和熱擠壓固結(jié)成形過程中生成的，結(jié)合X射線衍射峰的分析，證實(shí)此納米級(jí)別第二相顆粒為原位生成的Ti3Al相。對(duì)比圖5（a）和圖5（b），擠壓后Ti3Al相明顯增多，與X射線衍射峰強(qiáng)度的演變吻合。

圖5 AZ61Mg-18%Ti復(fù)合材料透射電鏡顯微組織形貌：（a）熱壓態(tài)顯微形貌；（b）擠壓態(tài)顯微形貌；（c）擠壓態(tài)高分辨顯微形貌；（d）擠壓態(tài)高分辨放大顯微形貌Fig.5 TEM images of the AZ61Mg-18%Ti composites: (a) the hot pressed; (b) the extruded; (c) the HTEM images as extruded;(d) the amplification HTEM images as extruded

2.3 力學(xué)性能與強(qiáng)化機(jī)制

圖6為商業(yè)AZ61鎂合金及不同工藝制備的AZ61Mg-18%Ti復(fù)合材料室溫壓縮應(yīng)力應(yīng)變曲線。可以看出，熱壓態(tài)材料的屈服強(qiáng)度為440 MPa，遠(yuǎn)高于商業(yè)AZ61鎂合金的70 MPa。但是，真空熱壓制備的復(fù)合材料塑性不佳，壓縮斷裂應(yīng)變?yōu)?.4%，主要是由于未實(shí)現(xiàn)粉末的完全致密，粉末顆粒之間的結(jié)合強(qiáng)度較差；擠壓態(tài)復(fù)合材料屈服強(qiáng)度和壓縮斷裂應(yīng)變分別為547 MPa和8%，相比于真空熱壓狀態(tài)力學(xué)性能得到明顯改善。隨后，對(duì)鎂合金進(jìn)行退火熱處理，可以發(fā)現(xiàn)復(fù)合鎂合金材料性能進(jìn)一步優(yōu)化，壓縮屈服強(qiáng)度和抗壓強(qiáng)度達(dá)到606 MPa和698 MPa，與此同時(shí)，材料塑性優(yōu)化非常明顯，斷裂應(yīng)變?yōu)?2%，與擠壓態(tài)相比提高50%，主要是由于熱處理過程中粉末顆粒之間冶金結(jié)合強(qiáng)度得到提升。Sun等[14]采用熱擠壓制備了高強(qiáng)SiCp/AZ91（體積分?jǐn)?shù)10%）鎂基復(fù)合材料，鎂基體晶粒尺寸細(xì)化至500 nm，材料屈服強(qiáng)度可達(dá)372 MPa，斷裂應(yīng)變?yōu)?.5%。Homma等[15]采用擠壓和T5時(shí)效處理制備了高強(qiáng)Mg-1.8Gd-1.8Y-0.7Zn-0.2Zr鎂合金，材料晶粒尺寸約為1100 nm，屈服強(qiáng)度和斷裂應(yīng)變分別為524 MPa和5.7%。

圖6 商業(yè)AZ61鎂合金和不同狀態(tài)AZ61Mg-18%Ti復(fù)合材料室溫壓縮應(yīng)力應(yīng)變曲線Fig.6 Compression strain-stress curves of the commercial AZ61 alloys and the AZ61Mg-18%Ti composites

AZ61Mg-18%Ti復(fù)合材料的強(qiáng)化機(jī)制包括： （1）晶界強(qiáng)化，根據(jù)Hall-Petch公式，超細(xì)晶鎂合金基體強(qiáng)度與常規(guī)組織相比提升明顯；（2）彌散強(qiáng)化，彌散分布的亞微米級(jí)Ti相與納米級(jí)Ti3Al相產(chǎn)生Orowan強(qiáng)化，抑制位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)，使得復(fù)合材料強(qiáng)度得到顯著提高；（3）承載強(qiáng)化，相對(duì)于鎂基體相，Ti相及Ti3Al相均具有極高強(qiáng)度，可以產(chǎn)生承載增強(qiáng)效應(yīng)；（4）固溶強(qiáng)化，機(jī)械球磨使鎂合金基體中過飽和固溶了Al和Ti元素，且在熱壓和擠壓后仍有較高的固溶量，產(chǎn)生強(qiáng)化效果。經(jīng)相關(guān)計(jì)算表明，本文獲得的AZ61Mg-18%Ti復(fù)合材料晶界強(qiáng)化和彌散強(qiáng)化的效果顯著，是該材料的最主要強(qiáng)化因素。

3 結(jié)論

（1）通過機(jī)械球磨+真空熱壓+熱擠壓工藝獲得了AZ61Mg-18%Ti復(fù)合材料，鎂基體晶粒尺寸屬于亞微米晶范疇，平均晶粒尺寸為180 nm，亞微米級(jí)Ti相與納米級(jí)Ti3Al相呈顆粒狀，在鎂基體中均勻彌散分布，平均顆粒尺寸分別為265 nm和10 nm。

（2）AZ61Mg-18%Ti復(fù)合材料具有卓越的室溫力學(xué)性能。真空熱壓態(tài)材料的室溫屈服強(qiáng)度、抗壓強(qiáng)度和壓縮斷裂應(yīng)變分別為440 MPa、444 MPa和3.4%，熱擠壓及后續(xù)的退火處理能夠進(jìn)一步顯著優(yōu)化力學(xué)性能，室溫壓縮屈服強(qiáng)度、抗壓強(qiáng)度和斷裂應(yīng)變達(dá)到606 MPa、698 MPa和12%。

（3）分析AZ61Mg-18%Ti復(fù)合材料的強(qiáng)化機(jī)制發(fā)現(xiàn)，細(xì)晶強(qiáng)化和彌散強(qiáng)化是最主要的強(qiáng)化機(jī)制。