連續(xù)等通道轉(zhuǎn)角擠壓對Al-Ti-C合金組織與性能的影響

邵 琦，吳曉玉，張 玲，皮宗力，李英龍*

(1 東北大學 材料科學與工程學院，沈陽 110819；2 遼寧省輕量化用關(guān)鍵金屬結(jié)構(gòu)材料重點實驗室，沈陽 110004)

近年來，超細晶材料[1-2]由于具有優(yōu)良的物理和力學性能而激發(fā)了材料界的研究熱潮。大塑性變形可以通過劇烈的塑性變形，將晶粒破碎、扭轉(zhuǎn)，經(jīng)過回復和再結(jié)晶后細化晶粒，主要有疊軋、壓力扭轉(zhuǎn)、等通道轉(zhuǎn)角擠壓等方法[3-6]。其中等通道轉(zhuǎn)角擠壓最具工業(yè)應用前景，變形的本質(zhì)是在樣品通過模具時發(fā)生劇烈的剪切作用，通過多道次擠壓獲得超細晶組織[7-8]。然而，傳統(tǒng)的等通道轉(zhuǎn)角擠壓技術(shù)由于過程的不連續(xù)、被加工材料的長度受限，無法進行大規(guī)模工業(yè)化生產(chǎn)。因此，連續(xù)等通道轉(zhuǎn)角擠壓技術(shù)[9]的出現(xiàn)彌補了這一不足，其原理是使送料口與出料口成一定角度，利用擠壓輪的不斷旋轉(zhuǎn)，借助于擠壓輪凹槽表面和變形材料間的摩擦力實現(xiàn)連續(xù)送料變形。

目前，關(guān)于連續(xù)等通道轉(zhuǎn)角擠壓的研究廣泛開展。Palán等通過Conform連續(xù)擠壓工藝在220 ℃加工商業(yè)用鈦，發(fā)現(xiàn)可以有效細化材料的晶粒尺寸，從12500 nm減小到300～400 nm，但隨擠壓道次的增加晶粒尺寸反而增大[10]。Polyakov等借助ECAP-Conform加工4級鈦，產(chǎn)生了180 nm的超細晶粒，退火可使加工后的材料晶界平衡，而晶粒尺寸沒有增加[11]。陳彥博等研究在室溫下通過連續(xù)等通道轉(zhuǎn)角擠壓加工純鋁，實現(xiàn)了純鋁的無限長度連續(xù)大變形，制備出具有超細晶結(jié)構(gòu)的金屬材料，變形1道次后材料硬度提高了87%[12]。上述研究均表明連續(xù)等通道轉(zhuǎn)角擠壓可以實現(xiàn)連續(xù)制備超細晶材料，并提高金屬的力學性能，但就目前而言，關(guān)于連續(xù)等通道轉(zhuǎn)角擠壓工藝變形機制的研究報道較少。

鑒于此，本工作采用Al-5Ti-0.2C(質(zhì)量分數(shù)/%,下同)合金為實驗材料，利用自行設計和制造的設備進行多道次連續(xù)等通道轉(zhuǎn)角擠壓實驗，研究探討變形前后鋁合金微觀組織和力學性能的變化，分析晶粒的細化機理和第二相的演化機理。

1 實驗材料與方法

1.1 連續(xù)等通道轉(zhuǎn)角擠壓實驗

實驗材料采用直徑為10 mm的Al-5Ti-0.2C線材，實驗設備為DZJ-300型連續(xù)擠壓機，工作原理如圖1 所示，驅(qū)動輪順時針轉(zhuǎn)動，合金線材受輪槽上的摩擦力被帶動向前，在模具處實現(xiàn)等通道轉(zhuǎn)角擠壓變形。首先將合金線材放入熱處理爐內(nèi)，加熱至200 ℃，加熱1 h，潤滑劑(MoS2與石墨質(zhì)量比為1∶3)均勻涂抹在模具通道內(nèi)表面，隨后在室溫下進行連續(xù)等通道轉(zhuǎn)角擠壓實驗，擠壓速度1.5 mm/s，擠壓路徑為Bc路徑，共進行5道次擠壓。

圖1 連續(xù)等通道轉(zhuǎn)角擠壓示意圖Fig.1 Schematic diagram of ECAP-Conform

1.2 力學性能實驗

取擠壓實驗后的線材橫截面為X面，在HVS-1000型數(shù)顯式顯微硬度儀上測試X面的硬度，測試時采用29.4 N負荷，加載時間10 s，試樣的每個測量面測試10個點取平均值，以保證測試的準確性。同時，在INSTRON型電子萬能材料試驗機上，對擠壓實驗后的線材進行拉伸制備斷口試樣，然后借助ULTRA PLUS掃描電子顯微鏡對拉伸后的線材進行斷口掃描分析。

1.3 顯微組織觀察實驗

從擠壓實驗后的線材上截取厚度為5 mm的薄片，令線材橫截面為X面，用水磨砂紙按順序研磨X面，然后再用輕質(zhì)MgO作研磨料精拋至表面沒有劃痕，最后借助ULTRA PLUS掃描電子顯微鏡觀察各擠壓道次的微觀組織演變。

在TECNAIG-220透射電子顯微鏡下觀察各擠壓道次微觀組織演變，采用操作電壓為220 kV。同樣，首先從擠壓實驗后的線材上截取厚度為1.5 mm的薄片，然后在砂紙上磨到0.065 mm，并用沖片機沖出直徑為3 mm的圓片。最后采用電解雙噴減薄，電解液為硝酸與甲醇的混合液(硝酸∶甲醇=1∶3，體積比)，實驗溫度-30 ℃，電壓12 V，電流50～60 mA。

2 結(jié)果與分析

圖2(a)為Al-5Ti-0.2C合金經(jīng)過連續(xù)等通道轉(zhuǎn)角擠壓1道次的TEM顯微組織圖像，取試樣橫截面X面觀察。可以看到，晶粒內(nèi)部出現(xiàn)大量的位錯，且位錯之間相互纏結(jié)并堆積在一起，初步形成了位錯墻和位錯胞狀結(jié)構(gòu)，且胞狀結(jié)構(gòu)內(nèi)部基本看不到位錯，而胞壁位錯密度較高，位錯胞的形狀很不規(guī)則。圖2(b)為合金經(jīng)過連續(xù)等通道轉(zhuǎn)角擠壓2道次的TEM顯微組織圖像。觀察發(fā)現(xiàn)，晶粒內(nèi)部位錯密度減小，少數(shù)晶粒內(nèi)部位錯在向晶界和亞晶界處運動，在亞晶界處有大量位錯堆積，亞晶界因為更多的位錯反應而變得平直、纖細。

圖2 不同擠壓道次下Al-5Ti-0.2C合金的TEM微觀組織(a)1道次；(b)2道次Fig.2 TEM microstructures of Al-5Ti-0.2C alloy after different extrusion passes(a)1 pass;(b)2 passes

擠壓1道次后，顯微組織在劇烈的剪切變形作用下，在晶界處和第二相粒子界面處產(chǎn)生較大的應力集中，因此產(chǎn)生大量的位錯。但由于擠壓1道次的變形量不是很大，合金內(nèi)部積累的內(nèi)能較少，位錯的湮滅速度小于增殖速度，回復作用還不明顯。總體上，位錯數(shù)量不斷增加，晶粒細化增強，導致合金硬度顯著增大。擠壓2道次后，積累的變形量使得第二相粒子發(fā)生動態(tài)回復，且位錯在驅(qū)動力作用下繼續(xù)運動，導致位錯湮滅，胞狀結(jié)構(gòu)向亞晶發(fā)展，亞晶界變得更加平直、纖細，尺寸在3.5 μm左右。

圖3為Al-5Ti-0.2C合金經(jīng)過連續(xù)等通道轉(zhuǎn)角擠壓4道次的TEM顯微組織圖像。從圖3(a)中可以觀察到，相比1道次擠壓和2道次擠壓，晶粒內(nèi)部位錯數(shù)量明顯減少，且亞晶結(jié)構(gòu)形貌更加清晰、完整。從圖3(b)中發(fā)現(xiàn)孿晶現(xiàn)象，主要是晶體受機械應力作用，由部分位錯運動產(chǎn)生的。

圖3 擠壓4道次下Al-5Ti-0.2C合金的TEM微觀組織(a)亞晶；(b)孿晶Fig.3 TEM microstructures of Al-5Ti-0.2C alloy after 4 passes of extrusion(a)subgrain;(b)twins

形變誘導是Al-5Ti-0.2C合金在連續(xù)等通道轉(zhuǎn)角擠壓工藝中最主要的晶粒細化機制。圖4為Al-5Ti-0.2C合金中α-Al在不同道次下的平均晶粒尺寸變化，擠壓1道次使得晶粒在很大程度上得到細化，之后隨擠壓道次增加，晶粒進一步得到細化，擠壓4道次后合金平均晶粒尺寸在1 μm左右，晶粒內(nèi)部大量位錯明顯減少，相較于擠壓1道次，亞晶界更加清晰、完整。主要原因是連續(xù)等通道轉(zhuǎn)角擠壓工藝在變形階段溫度較高，促進了動態(tài)再結(jié)晶，所以每擠壓1道次，晶粒內(nèi)部都會伴隨大范圍的動態(tài)回復，有利于位錯反應生成亞結(jié)構(gòu)。同時位錯反應釋放大部分晶體內(nèi)的能量，致使每一道次擠壓時晶體內(nèi)部位錯密度和能量都處于相對較低的水平，隨著擠壓道次的增加，晶體內(nèi)部未能為大角度晶界的形成積累足夠多的能量，因此，在擠壓4道次后，合金仍以亞晶和小角度晶界為主[13]。

圖4 不同擠壓道次下Al-5Ti-0.2C合金中α-Al的平均晶粒尺寸變化Fig.4 Variation of average grain size of α-Al in Al-5Ti-0.2Calloys after different extrusion passes

圖5為原始鑄態(tài)下Al-5Ti-0.2C合金微觀組織的SEM圖像，圖5中白色部分表示第二相TiAl3組織。從圖中可以觀察到，TiAl3顆粒在Al基體中分布很不均勻，有的部分比較集中，有的部分較為松散，且尺寸從10 μm到50 μm大小不等，形狀也不規(guī)則，有長條狀顆粒、線狀顆粒等。原因是在制備Al-5Ti-0.2C合金的過程中，由于增強相和基體熱性能的差異以及其他各方面因素的影響，使?jié)沧⒊尚蔚脑嚇又写嬖谳^多縮孔、縮松等鑄造缺陷，這就造成了第二相TiAl3顆粒大小不一、形狀各異、分布不均，這些不足也進一步影響了合金的力學性能。

圖5 Al-5Ti-0.2C合金原始鑄態(tài)SEM微觀組織Fig.5 SEM microstructure of as-cast Al-5Ti-0.2C alloy

圖6為不同擠壓道次下Al-5Ti-0.2C合金微觀組織的SEM圖像。擠壓1道次后合金微觀組織中尺寸較大的TiAl3顆粒形貌為長條狀，邊緣不平整，存有裂紋缺陷，部分TiAl3顆粒內(nèi)部有空洞缺陷。擠壓2道次后，合金微觀組織中TiAl3顆粒分布不均勻，且有的TiAl3顆粒出現(xiàn)裂紋的現(xiàn)象，與顆粒大小無關(guān)，如圖6(b)所示。擠壓4道次后的TiAl3顆粒尺寸明顯減小，如圖6(c)所示，合金中TiAl3大尺寸顆粒比例大幅度下降，小尺寸顆粒增多。擠壓5道次后大部分TiAl3大尺寸顆粒都被破碎成小尺寸顆粒，原本長條狀的TiAl3顆粒破裂成形狀規(guī)整、邊界圓滑的小尺寸顆粒，如圖6(d)所示，圖中幾乎沒有空白部分，小尺寸TiAl3顆粒均勻分布于Al基體中[14]。

圖6 不同擠壓道次下Al-5Ti-0.2C合金SEM微觀組織(a)1道次；(b)2道次；(c)4道次；(d)5道次Fig.6 SEM microstructures of Al-5Ti-0.2C alloy after different extrusion passes(a)1 pass;(b)2 passes;(c)4 passes;(d)5 passes

對于大尺寸Al3Ti顆粒減小的破碎機制現(xiàn)在還沒有明確的定論[15]。胡治流等認為α-Al與TiAl3界面處的高密度位錯導致裂紋源的產(chǎn)生，裂紋向內(nèi)部生長，從而使得TiAl3顆粒細化[16]。本實驗通過探討各個道次下裂紋的產(chǎn)生位置及其擴展方式研究TiAl3顆粒的破碎機制。從擠壓1道次后的合金微觀組織SEM圖像觀察發(fā)現(xiàn)，部分TiAl3顆粒內(nèi)部存在空洞，且邊緣不整齊，這些存在的缺陷在后續(xù)的擠壓過程中對TiAl3的碎化產(chǎn)生了一定影響。隨著擠壓道次的增加，存在的空洞缺陷將對后期大尺寸TiAl3顆粒的破碎產(chǎn)生影響。擠壓2道次的合金微觀組織SEM圖像中，TiAl3顆粒內(nèi)部有部分裂紋產(chǎn)生，裂紋未擴展至顆粒邊緣，而內(nèi)部空洞周圍也有裂紋產(chǎn)生，隨著形變量的增加，兩種裂紋接觸加速了裂紋的擴展，致使大尺寸TiAl3顆粒破碎。同時隨著擠壓過程的進行，第二相TiAl3粒子作為位錯運動的第一道防線減慢位錯在晶界處積聚的速度，且提升了材料位錯的存儲能力，但大尺寸TiAl3顆粒也在被位錯不斷切割。擠壓4道次和擠壓5道次的合金微觀組織SEM圖像中可觀察到，大尺寸TiAl3顆粒已經(jīng)完全被破碎，尺寸減小到5 μm左右，分布于鋁基體中，但仍有部分尺寸較大的TiAl3顆粒存在。

第二相TiAl3粒子的組織演變對晶粒細化過程具有重要作用。在連續(xù)等通道轉(zhuǎn)角擠壓過程中，由于存在劇烈的剪切作用，第二相TiAl3粒子被不斷破碎，因此第二相粒子的數(shù)目不斷增多，這些粒子產(chǎn)生的釘扎作用越來越大。所以，尺寸較小的第二相TiAl3粒子在一定程度上起到釘扎晶界、阻止晶粒長大的作用，從而有利于晶粒細化。另外，對于Al-5Ti-0.2C合金，在擠壓變形前，TiAl3顆粒大多分布于Al基體上，隨著擠壓變形過程的進行，在剪切力的作用下，這些顆粒因基體晶粒細化進入晶界位置，尺寸大小保持不變。這是由于第二相TiAl3顆粒相比Al基體屬于硬顆粒，因此在外力驅(qū)動下對其起到了剪切作用，使得Al基體得到明顯細化。

圖7為Al-5Ti-0.2C合金試樣X面的顯微硬度值隨擠壓道次不同而產(chǎn)生的變化。可以看到，原始態(tài)Al-5Ti-0.2C合金的維氏硬度值為36.58。在連續(xù)等通道轉(zhuǎn)角擠壓1道次后，合金硬度快速提高，與原始態(tài)相比提高59.2%。在之后的擠壓過程中，隨擠壓道次的增加，合金硬度增幅減緩，但仍然呈上升趨勢。

圖7 X面的硬度值隨擠壓道次的變化Fig.7 Variation of hardness on X direction with pressing numbers increasing

不同擠壓道次下Al-5Ti-0.2C合金出現(xiàn)這種硬度的變化，主要是擠壓時細晶強化和位錯強化共同作用的結(jié)果[17]。擠壓初期，合金晶粒細化程度大，根據(jù)Hall-Petch關(guān)系式，其硬度也隨之提高，同時晶粒內(nèi)部產(chǎn)生大量位錯，位錯運動成為合金的主要塑性變形機制。擠壓產(chǎn)生的亞晶尺寸較小，晶體中晶界所占比例較高，位錯運動受到很大阻力，材料的變形抗力增大，存在加工硬化和殘余應力，因此合金硬度得到大幅度提升，塑性大幅度下降。隨著擠壓道次的增加，變形量不斷累積，位錯越來越多，但大量位錯堆積在晶界處被吸收，且位錯增殖速度小于湮滅速度，合金的位錯密度達到了動態(tài)平衡，此時擠壓產(chǎn)生的加工硬化和回復作用同時存在，因此擠壓中期和后期的應力值變化較小，合金組織細化程度減小，從而導致合金的硬度基本不變。

圖8顯示了不同擠壓道次下Al-5Ti-0.2C合金拉伸斷口的掃描電鏡圖像。可以看到，原始態(tài)合金拉伸斷口的部分韌窩平均尺寸較大，韌窩深且直徑大，且大尺寸韌窩周圍分布很多較小的韌窩，小尺寸韌窩深淺大小分布不均。經(jīng)過1道次擠壓，斷口處仍有部分大尺寸韌窩，但總體深度變小，直徑減小，且斷口處出現(xiàn)大量的解理臺階。2道次擠壓之后，韌窩進一步變淺變小，斷口處有很清晰的解理臺階和河流花樣。經(jīng)過4道次擠壓，韌窩大小分布均勻且深度變小，并且斷口處呈現(xiàn)河流花樣，有大量的解理臺階。

圖8 不同擠壓道次下Al-5Ti-0.2C合金的拉伸斷口形貌(a)原始鑄態(tài)；(b)1道次；(c)2道次；(d)4道次Fig.8 Fracture surface morphologies of Al-5Ti-0.2C alloy after different extrusion passes(a)as-cast;(b)1 pass;(c)2 passes;(d)4 passes

拉伸斷裂包括孔洞萌生、擴展和聚合的規(guī)律過程。經(jīng)過連續(xù)等通道轉(zhuǎn)角擠壓后的試樣進行拉伸時，難以產(chǎn)生塑性變形，導致合金中TiC顆粒與基體分離形成密集的小尺寸韌窩，且不斷聚合致使微孔變大，形成裂紋進而斷裂，斷裂方式是微孔聚集型斷裂；另外，大尺寸韌窩則是由TiAl3與基體分離形成，分析認為，第二相的尺寸和分布對韌窩尺寸及深度有較大影響[18]。對照不同擠壓道次下Al-5Ti-0.2C合金組織中的TiAl3相的尺寸和分布，隨著擠壓道次的增加，TiAl3相平均尺寸減小，斷口形貌特征表現(xiàn)出韌性提高，主要原因是粗大第二相顆粒數(shù)量的減少[19]。同時，在4道次擠壓后，因為TiAl3粒子周圍伴生大量細小的TiAl3粒子，而大尺寸TiAl3粒子具有明顯的脆性。因此，在4道次擠壓后，對于圖8所示的大尺寸TiAl3粒子表現(xiàn)出區(qū)域解理斷裂特征，小尺寸TiAl3粒子與鋁基體具有較好的界面相容性使得斷口呈現(xiàn)大量韌窩形態(tài)。同時，隨著變形量的不斷累積，基體加工硬化加劇，材料塑性逐漸下降，韌性提高。

3 結(jié)論

(1)連續(xù)等通道轉(zhuǎn)角擠壓工藝可有效細化Al-5Ti-0.2C合金微觀組織，平均晶粒尺寸減小至1 μm左右，而形變誘導是Al-5Ti-0.2C合金在等通道轉(zhuǎn)角擠壓工藝中最主要的晶粒細化機制。

(2)第二相TiAl3組織的演變過程中，高密度位錯堆積導致Al基體和TiAl3界面的裂紋以及TiAl3內(nèi)部的空洞產(chǎn)生，隨著擠壓變形裂紋擴展，最終貫穿整個TiAl3顆粒，從而引起第二相TiAl3的細化。而細小的第二相TiAl3組織在一定程度上起到釘扎晶界、阻止晶粒長大的作用，并對Al基體組織起到剪切作用，促進組織中晶粒的細化。

(3)連續(xù)等通道轉(zhuǎn)角擠壓有效提高了Al-5Ti-0.2C合金的力學性能，擠壓1道次后合金硬度提升最為明顯，與原始態(tài)相比提高59.2%，之后隨擠壓道次的增加，硬度提升的趨勢變緩，合金的塑性下降，韌性提高。