TiB2 顆粒對7075 鋁合金流變成形顯微組織的影響

甘貴生，楊濱，杜長華，甘樹德

(1. 重慶理工大學 材料科學與工程學院，重慶，400054；2. 北京科技大學 新金屬材料國家重點實驗室，北京，100083)

自Flemings 創立半固態成形技術以來，半固態技術飛速發展，被認為是21 世紀最具有發展前途的材料成型技術之一[1]。傳統的半固態成形方法如機械攪拌、電磁攪拌、雙螺旋等都是需要較大的剪切速率或較長剪切時間，這樣給半固態成型帶來了諸如效率低、能耗高等問題。近期，提出了一系列不需太大剪切速率的半固態成型工藝，如傾斜槽法[2-4]、蛇形管法[5-7]和剪切低溫澆鑄法(LSPSF)[8-10]等。7075 鋁合金由于枝晶發達，固相率隨溫度變化敏感，使用現有半固態成型方法難以得到較為理想的半固態材料。TiC，TiB2和Al2O3陶瓷顆粒具有強度高、比剛度高、耐磨性好、熱膨脹系數小等優異的綜合性能，同時與Al 具有較好的錯配關系，常作為鋁合金的細化劑[11-18]。本文作者早前研究了TiB2顆粒對7075 鋁合金半固態漿料組織的影響，但對其流變成形及其組織的影響尚未進行深入研究[19]。本文通過在7075 中生成TiB2顆粒來細化7075 鋁合金的組織，通過簡易的彎曲通道系統后，直接擠壓成形，研究TiB2顆粒和彎道數量對7075 鋁合金半固態組織的影響。

1 實驗

實驗材料為7075 鋁合金，液相線635 ℃，固相線477 ℃，表1 所示為其主要化學成分。

表1 7075 鋁合金的主要化學成分(質量分數)Table 1 Main chemical composition of 7075 Al alloy %

在電阻爐中將7075 鋁合金加熱至(850±5) ℃，加入按化學比配好并經混勻、烘干、預熱好的K2TiF6(質量分數＞97%)和KBF4(質量分數＞97%)混合鹽，用石墨攪拌器充分攪拌，反應結束后降溫至720 ℃，扒除表面殘余鹽，加入精煉劑進行精煉和除氣。于670 ℃時將復合材料熔體注入1 個垂直放置直徑為20 mm、高度均為390 mm 彎或3 個彎的石墨通道(保溫400 ℃)，流進直徑為50 mm、高度為50 mm 的型腔(材料為H13，保溫400 ℃)后，立即進行擠壓成形。壓力機為青島即墨市興宇汽車保修設備廠生產的四柱液壓機，額定壓力為10 kN，額定壓強為30 MPa，壓頭下壓速度為1.5 mm/s，保壓10 s。

2 結果與討論

2.1 TiB2 顆粒對7075 鋁合金顯微組織的影響

采用K2TiF6和KBF4 混合鹽法制備TiB2/7075 鋁基復合材料，在嚴格控制熔體中Ti 和B 物質的量的比為1:2 時，可以用方程式描述最終反應：

圖1 鑄態7075 鋁合金和670 ℃直接水淬7075 鋁合金及TiB2/7075 復合材料的顯微組織Fig.1 Microstructures of as-cast 7075 Al alloy, 7075 Al alloy and TiB2/7075 composites after quenching at 670 ℃

圖1 所示為鑄態7075 鋁合金和670 ℃直接水淬7075 鋁合金及TiB2/7075 復合材料的組織。其中，圖1(a)所示為7075 合金在720 ℃條件下澆注在石墨模具中的顯微組織。由圖7 可以看到：7075 鋁合金主要由粗大的樹枝晶組成，最大晶粒尺寸約為250 μm。7075鋁合金670 ℃直接水淬，仍以樹枝晶為主，見圖1(b)。添加質量分數為3%的TiB2顆粒、于670 ℃直接水淬后，獲得明顯細小的薔薇狀組織(圖1(c))。添加6%TiB2后組織又轉化為樹枝晶，晶粒明顯粗化(圖1(d))。

圖2 所示為670℃的TiB2/7075 復合材料直接澆鑄在型腔(保溫400 ℃)擠壓后并熱處理的顯微組織。由圖2 可以看到：添加質量分數為3%為TiB2能獲得薔薇狀組織；達到4.5%時，晶粒尺寸到達最小，多在30 μm 左右，形狀趨于球形；添加6%TiB2后組織又轉化為樹枝晶，晶粒粗大；添加9%TiB2時晶界明顯寬化。

2.2 TiB2 顆粒對流變擠壓7075 鋁合金顯微組織的影響

圖3 所示為670 ℃的TiB2/7075 復合材料經一彎石墨通道(保溫400 ℃)流進直徑為50 cm 的型腔(保溫400 ℃)擠壓成形并熱處理的顯微組織，TiB2/7075 復合材料顯微組織均趨于球形。經計算，顆粒含量為3%時，7075 鋁合金晶粒尺寸達到32.10 μm，形狀因子為0.87；顆粒含量為4.5%時，晶粒尺寸達到23.92 μm，形狀因子為0.97；顆粒含量為6%時，晶粒尺寸達到35.47 μm，形狀因子為0.91；顆粒含量為9%時，晶粒尺寸達到38.00 μm，形狀因子為0.89。

圖4 所示為670 ℃的TiB2/7075 復合材料經三彎石墨通道(保溫400 ℃)流進d50 的型腔(保溫400 ℃)擠壓成形并熱處理后的顯微組織。顆粒含量為3%時，7075 鋁合金晶粒尺寸達到32.09 μm，形狀因子為0.85；當顆粒含量為4.5%時，晶粒尺寸達到23.90 μm，形狀因子為0.96；當顆粒含量為6%時，晶粒尺寸達到29.98 μm，形狀因子為0.95；當顆粒含量為9%時，晶粒尺寸達到31.94 μm，形狀因子為0.95。

2.3 TiB2 顆粒與彎道數量對7075 鋁合金形核能力的影響

2.3.1 TiB2顆粒對7075 鋁合金形核能力的影響

從圖1～4 可以看到：無論是水淬組織、直接擠壓、還是經過彎道擠壓，7075 鋁合金晶粒尺寸隨顆粒含量變化呈現相同規律，即隨著顆粒含量增加，晶粒尺寸先減小，隨后增大。

圖5 所示為7075 鋁基復合材料鑄態(未擠壓)組織中TiB2的形貌和分布。由圖5 可見：3% TiB2/7075 合金的晶界處TiB2顆粒尺寸多為500～800 nm，個別能達到1 μm，TiB2顆粒大致呈六邊形或四方形，彌散分布在晶界處。當顆粒含量達到9%時，少量大尺寸TiB2顆粒分布在晶界處，晶界附近的晶核內大量彌散分布著細小的TiB2顆粒，尺寸為100～300 nm，形狀為不規則的多邊形。

圖2 670 ℃時TiB2/7075 復合材料直接擠壓并熱處理后的顯微組織Fig.2 Microstructures of 7075 Al alloy and TiB2/7075 composites by die casting at 670 ℃

圖3 670 ℃時TiB2/7075 復合材料經一彎通道后擠壓并熱處理的顯微組織Fig.3 Microstructures of 7075 Al alloy and TiB2/7075 composites by die casting after flowed through one serpentine graphite channel at 670 ℃

圖4 670 ℃的TiB2/7075 復合材料經三彎通道后擠壓并熱處理的顯微組織Fig.4 Microstructures of 7075 Al alloy and TiB2/7075 composites by die casting after flowed through three serpentine graphite channels at 670 ℃

圖5 鋁基復合材料鑄態(未擠壓)組織中TiB2 的形貌和分布Fig.5 Micrograph and distribution of TiB2 particles in cast aluminum based composite materials

圖6所示為7075鋁基復合材料擠壓并熱處理后拉伸斷口中TiB2的形貌。由圖6 可見：在拉伸斷口TiB2顆粒的形貌多成片狀。在同樣放大倍數下，3%TiB2/7075 合金的晶界處TiB2顆粒尺寸多為500～800 nm，9% TiB2/7075 合金的晶界處TiB2顆粒尺寸多為200 nm 左右。

文獻[20-21]研究表明：平均顆粒尺寸為400 nm，所含活性TiB2顆粒的數量最多，因此，細化效果最好。當顆粒尺寸小于400 nm 時，活性顆粒含量直線下降，晶粒開始粗化。由此看出：正是由于添加顆粒含量的增加，原位反應放熱量越劇烈，生成TiB2顆粒尺寸減小，形貌也發生改變，形核能力發生改變。小尺寸顆粒由于具有極高的表面能，容易在晶界附近被捕獲，最終造成復合材料的組織隨添加顆粒含量而發生變化。

2.3.2 彎道數量對7075 鋁合金形核能力的影響

金屬液在冷卻管外壁上形成的晶核隨即被高速旋轉的金屬液沖刷而脫落，成為液相中的游離晶核，因此，可以看成金屬熔體在過冷條件下具有足夠多的形核質點(見圖7(a))。熔體在高溫通道內流動的作用具體表現在：1) 流動過程中的自攪拌和沖刷作用；2) 緩慢的降溫作用；3) 足夠的形核核心(外加顆粒)，使得熔體下落到管內一瞬間迅速形核。

圖6 鋁基復合材料經彎道擠壓成形并熱處理后拉伸斷口TiB2 的形貌Fig.6 Micrograph and distribution of TiB2 particles in tensile fracture of TiB2/7075 composites by die casting after flowed through serpentine graphite channel at 670 ℃

圖7 熔體在彎道中形核與游離示意圖和熔體到達型腔內的運動過程Fig.7 Nucleation and peeling away diagrams in curve and filling process of melt

在管壁凝固的晶核不斷的被卷入熔體中，部分重熔，部分保留下來。熔體到達型腔內，在較大的沖擊作用下，沿腔壁上升后下落。由于存在的對流作用(見圖7(b))，有效過冷層和流動邊界層的對流過程中液固相生長界面的形貌起決定性作用。

正是在增強顆粒，沖刷和對流共同作用下，熔體迅速形核并球化。隨著彎道數量的增加，攪拌沖刷作用增強，產生更多的形核核心，晶粒得到細化。由于一彎和三彎通道，高度相同但有限，只是彎道數量由1 個增大到3 個，因此細化效果有限。

3 結論

1) 7075 鋁合金水淬后主要由樹枝晶組成，添加3% TiB2后轉化為薔薇狀組織，添加6%TiB2后組織又轉化為樹枝晶，晶粒粗大。經一彎石墨通道流變擠壓成形，當顆粒含量為3%時，7075 鋁合金晶粒尺寸達到32.10 μm，形狀因子為0.87；當顆粒含量等于4.5%時，晶粒尺寸達到23.92 μm，形狀因子為0.97；當顆粒含量為6%時，晶粒尺寸達到35.47 μm，形狀因子為0.91；當顆粒含量等于9%時，晶粒尺寸達到38.00 μm，形狀因子為0.89。

2) 經三彎石墨通道流變擠壓成形，顆粒含量為3%時，7075 鋁合金晶粒尺寸達到32.09 μm，形狀因子為0.85；當顆粒含量等于4.5%時，晶粒尺寸達到23.90 μm，形狀因子為0.96；當顆粒含量等于6%時，晶粒尺寸達到29.98 μm，形狀因子為0.95；當顆粒含量等于9%時，晶粒尺寸達到31.94 μm，形狀因子為0.95。

3) 顆粒含量的增加，原位反應放熱量越劇烈，生成TiB2顆粒尺寸減小，形貌也發生改變。小尺寸顆粒形核能力發生改變，容易在晶界附近被捕獲，最終造成復合材料的組織隨添加顆粒含量而發生變化。

4) 熔體在高溫彎曲通道的沖刷和自攪拌作用下，在管壁凝固的晶核不斷的被卷入熔體中，部分重熔，部分保留下來。熔體到達型腔內，在較大的沖擊作用下，沿腔壁上升后下落，產生對流。正是在增強顆粒，沖刷攪拌和對流的共同作用下，熔體迅速形核并球化。

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