文章编号：1004-0609(2014)05-1133-08

TiB₂/7075铝基复合材料流变挤压成形工艺

甘贵生¹，杨  滨²

(1. 重庆理工大学 材料科学与工程学院，重庆 400054；

2. 北京科技大学 新金属材料国家重点实验室，北京 100083)

摘  要：采用原位反应制得纯净的TiB₂/7075铝基复合材料，并经保温二弯通道挤压成形制备半固态TiB₂/7075复合材料。研究表明：在增强颗粒冲刷搅拌和对流的共同作用下，熔体迅速形核并球化；经二弯石墨通道挤压成形，3%TiB₂/7075(质量分数)铝基复合材料晶粒尺寸达到35.9 μm，形状因子为0.97；颗粒含量为4.5%时，晶粒尺寸达到22.53 μm，形状因子为0.98；颗粒含量为6%时，晶粒尺寸达到28.0 μm，形状因子为0.92。

关键词：复合材料；原位反应；半固态；挤压成形

中图分类号：TG146.2　　     文献标志码：A

Rheo-casting forming process of TiB₂/7075 aluminium matrix composites

GAN Gui-sheng¹, YANG Bin²

(1. School of Materials Science and Engineering, Chongqing University of Technology, Chongqing 400054, China;

2. State Key Laboratory for Advanced Metals and Materials,

University of Science and Technology Beijing, Beijing 100083, China)

Abstract: Novel reactive technique was employed in the synthesis of 7075 Al matrix composites, and TiB₂/7075 semi-solid composites were prepared by rheocasting forming after flowed through two serpentine graphite channel. The results show that the combination of particles scouring and convection lead to nucleation and globalization of the grain. After the rheocasting process with two serpentime graphites, the mean grain size and shape factor of the 3%TiB₂/7075 (mass fraction) composite are 35.7 μm and 0.97, respectively. The mean grain size and shape factor of the 4.5%TiB₂/7075 composite and 6%TiB₂/7075 composite are 22.53 μm, 0.98 and 28 μm, 0.92, respectively.

Key words: composite; in-situ reaction; semi-solid state; rheo-casting forming

自20世纪70年代起，半固态成形技术飞速发展，被认为是21世纪最具有发展前途的材料成型技术之一^[1]。传统的半固态成形方法如机械搅拌、电磁搅拌和双螺旋等都是需要较大的剪切速率或较长剪切时间，这样给半固态成形带来了诸如效率低、能耗高等问题。近期，也产生了一系列不需太大剪切速率的半固态成型工艺，如冷却斜槽法^[2-3]、蛇形管法^[4-6]和剪切低温浇铸法(LSPSF)^[7-8]等。

7xxx系铝合金枝晶发达，固相率随温度变化敏感，使用现有半固态成形方法难以得到较为理想的半固态材料。TiC、TiB₂、Al₂O₃颗粒具有强度高、比刚度高、耐磨性好、热膨胀系数小等优异的综合性能，同时与Al具有较好的错配关系，常作为铝合金的细化剂^[9-16]。本文作者早前研究了TiB₂颗粒对7075铝合金半固态浆料组织的影响，但对其流变成形工艺尚未作深入的研究^[17]。在此，本文作者通过在7075铝合金中生成TiB₂颗粒来细化组织，将均匀的熔体通过简易的弯曲通道系统(蛇形管改进)后，直接挤压成形，研究TiB₂颗粒对7075铝合金半固态流变成形组织的影响。

1  实验

试验材料选用7075铝合金，其液相线为635 ℃，固相线为477 ℃，表1所列为其主要成分。

表1  7075铝合金的主要成分

Table 1  Chemical composition of 7075 Al alloy (mass fraction, %)

在电阻炉中将7075铝合金加热至(850±5) ℃，加入按化学比配好并经混匀、烘干、预热好的K₂TiF₆(质量分数＞97%)和KBF₄(质量分数＞97%)混合盐，用石墨搅拌器充分搅拌，反应结束后降温至720 ℃，扒除表面残余盐，加入精炼剂进行精炼和除气。将670 ℃的复合材料熔体注入垂直放置直径为d 20 mm二弯石墨通道(保温400 ℃)，流进直径为d 50 mm、高度为50 mm的型腔(材料为H13，400 ℃保温)后，立即进行挤压成形，其工艺过程如图1所示。压力机为立式四柱液压机，额定压力为100 t，额定压强为30 MPa，压头下压速度为1.5 mm/s，保压10 s。

将流变挤压后的试样进行热处理，热处理工艺为(475 ℃、4 h)+(120 ℃、24 h)。热处理后将试样切割成直径为d₀=3 mm的圆棒试样，进行拉伸测试。截取挤压试样中部进行组织观察，并用金相分析软件Image-Pro测出初生晶的平均面积然后再算出等效直径，其计算公式为，，其中D表示晶粒直径，S表示晶粒面积，C表示晶粒周长，l表示形状因子，l=1时说明晶粒最圆整，为球形。

2  结果与讨论

2.1  TiB₂颗粒对流变挤压7075铝合金组织的影响

图2所示为670 ℃压铸成形7075铝合金及TiB₂/7075复合材料直接浇铸型腔(400 ℃保温)挤压后的组织。可以看到7075铝合金主要由树枝晶组成，添加1.5%TiB₂后，开始向蔷薇状组织转化；添加3%TiB₂后，就能获得均匀蔷薇状组织；添加4.5%TiB₂时，晶粒尺寸最小，多在30 μm左右，形状趋于球形；添加6%TiB₂后，组织又转化为树枝晶，晶粒粗大；添加9%TiB₂时晶界明显宽化。

图1  TiB₂/7075复合材料流变挤压工艺过程示意图

Fig. 1  Schematic diagram of rheocasting forming process of TiB2/7075 composite

图2  670 ℃浇注并直接挤压成形的7075铝合金及TiB₂/7075复合材料的显微组织

Fig. 2  Microstructures of 7075 Al alloy and TiB₂/7075 composites by extruding at 670 ℃

图3所示为670 ℃的TiB₂/7075复合材料经二弯石墨通道(400 ℃保温)流进d 50 mm的型腔(400 ℃保温)挤压成形并热处理的组织。由图3可看出，添加1.5%TiB₂后，复合材料组织仍为蔷薇状，但明显不同于直接挤压的组织。颗粒含量超过1.5%时，TiB₂/7075复合材料组织均趋于球形。经计算，颗粒含量为3%时，7075铝合金晶粒尺寸达到35.9 μm，形状因子为0.97；颗粒含量为4.5%时，晶粒尺寸达到22.53 μm，形状因子为0.98；颗粒含量为6%时，晶粒尺寸达到28.0 μm，形状因子为0.92；颗粒含量为9%时，晶粒尺寸达到29.62 μm，形状因子为0.94。即随着颗粒含量增多，晶粒尺寸也是先减小，随后反而增大。金属液在冷却管外壁上形成的晶核随即被高速旋转的金属液冲刷而脱落，成为液相中的游离晶核，因此，可以看成金属熔体在过冷条件下具有足够多的形核质点(见图4(a))。因此，熔体在高温通道内流动的作用表现在以下几个方面：1) 流动过程中的自搅拌和冲刷作用；2) 缓慢的降温作用；3) 足够的形核核心(外加颗粒)，使得熔体下落到管内一瞬间迅速形核。

在管壁凝固的晶核不断被卷入熔体中，部分重熔，部分保留下来。熔体到达型腔内，在较大的冲击作用下，沿腔壁上升后下落。由于存在着较强的对流作用(见图4(b))，有效过冷层和流动边界层的对流过程中液固相生长界面的形貌起决定性作用。正是在颗粒冲刷和对流的共同作用下，熔体迅速形核并球化长大。

2.2  TiB₂颗粒对流变挤压7075铝合金拉伸断口的影响

图5所示为7075铝合金直接挤压和TiB₂/7075复合材料经过二弯道后挤压成形并热处理后的拉伸断口形貌。试样在拉伸时，没有明显的颈缩现象，宏观上表现为脆性断裂，而微区表现为韧性断裂。

图3  670 ℃的TiB₂/7075复合材料经二弯通道后挤压并热处理的显微组织

Fig. 3  Microstructures of TiB₂/7075 composites by extruding after being flowed through two serpentine graphite channel at 670 ℃

图4  熔体在弯道中形核与游离示意图和熔体到达型腔内运动过程示意图

Fig. 4  Schematic diagrams of nucleation and peeling away in channel (a) and filling process (b) of melt

图6所示为7075铝合金直接挤压和TiB₂/7075复合材料经二弯道后挤压成形并热处理后拉伸断口韧窝的放大形貌。由图6可以看到，断口上存在明显的TiB₂颗粒以及TiB₂被拔出后的凹坑。在裂纹扩展过程中，TiB₂颗粒明显阻碍裂纹的扩展，裂纹扩展到TiB₂颗粒附近时，裂纹改变方向，沿界面绕过颗粒后继续扩展。在断口处存在大量的TiB₂颗粒，尺寸约为900 nm(见图6(b))。添加9%TiB₂/7075复合材料中TiB₂的颗粒尺寸较添加3%TiB₂/7075的小。

图5  7075铝合金直接挤压和TiB₂/7075复合材料经过二弯道后挤压成形并热处理后的拉伸断口形貌

Fig. 5  Tensile fracture morphologies of 7075 Al alloy and TiB₂/7075 composites by extruding after being flowed through two serpentine graphite channel at 670 ℃

图6  7075铝合金直接挤压和TiB₂/7075复合材料经二弯道后挤压成形并热处理后拉伸断口韧窝的放大形貌

Fig. 6  Tensile fracture morphologies of 7075 Al alloy and TiB₂/7075 composites by extruding after being flowed through two serpentine graphite channel at 670 ℃

在7075铝合金和颗粒含量较少的TiB₂/7075复合材料的断口中没有发现裂纹，但当颗粒含量增大到9%时，在断口处出现裂纹(见图7)。用排水法对其密度测量后发现，670 ℃压铸成形7075铝合金直接挤压后的密度与理论密度相当。而添加3%、6%和9%颗粒经弯曲通道后挤压，其密度分别只有理论密度的97%、87%和90%。由于半固态挤压成形较液态成型需要更高的压力，但在本试验中压力只有30 MPa，所以复合材料疏松。同时，由于加入的颗粒是硬质相，当其含量增大到一定值时(如质量分数为9%时，此时体积分数为26.18%)，拉伸过程中基体晶格发生畸变，此时导致颗粒脱落而产生裂纹。从TiB₂颗粒分布很容易判断断裂多发生在TiB₂颗粒/基体界面处。

图7  经二弯道挤压成形并热处理后9% TiB₂/7075复合材料拉伸断口处裂纹形貌

Fig. 7  Crack morphology of fracture in 9%TiB₂/7075 composites by extruding after being flowed through two serpentine graphite channel at 670 ℃

2.3  TiB₂颗粒对7075铝合金形核能力的影响

图8所示为7075铝基复合材料挤压并热处理后拉伸断口中TiB₂的形貌。由图8可见，拉伸断口的TiB₂颗粒多成片状。在而在高倍率下3%TiB₂/7075合金的晶界处TiB₂颗粒尺寸多为900 nm，9%TiB₂/7075合金的晶界处TiB₂颗粒尺寸多为200~400 nm。

图8  铝基复合材料经二弯道挤压成形并热处理后拉伸断口中TiB₂的形貌

Fig. 8  Micrographs showing distribution of TiB₂ particles in tensile fracture of TiB₂/7075 composites by extruding after being flowed through two serpentine graphite channel at 670 ℃

图9  铝基复合材料铸态组织中TiB₂的形貌和分布

Fig. 9  Micrographs showing distribution of TiB₂ particles in cast aluminum based composite materials

图9所示为7075铝基复合材料铸态(未挤压)组织中TiB₂的形貌和分布。由图9可以看出，3%TiB₂/7075合金的晶界处TiB₂颗粒尺寸多在900~1400 nm，个别甚至能达到2000 nm，TiB₂颗粒大致呈六边形或四方形，弥散分布在晶界处。当颗粒含量达到9%时，少量大尺寸TiB₂颗粒分布在晶界处，晶界附近的晶核内弥散分布着大量细小的TiB₂颗粒，颗粒尺寸约为100~400 nm，形状为不规则的多边形。

由此看见，随着添加颗粒含量的增加，原位反应放热量趋向剧烈，生成的TiB₂颗粒尺寸减小，形貌也发生改变。小尺寸颗粒形核能力发生改变，容易在晶界附近被捕获，最终造成复合材料的组织随添加颗粒含量而发生变化。

图10所示为Ti-A1-B三元合金富Ti侧相图液相面投影图。从图10可以看出，当合金含Al量为50%~54%，当B含量大于0.8%时，初生相为TiB₂。随着初生相TiB₂的析出，熔体中B含量减少、Al含量增加，熔体成分向b-s-p-k线变化直至与这条线相交，发生L→α(Al)+TiB₂的共晶反应。TiB₂的晶体结构决定了其生长形貌为六面棱柱状，柱面的生长速度与基面的相近。那些形核较早的初生TiB₂有较长的生长时间，且生长环境近似于自由生长，最后成长为近等轴的六面棱柱形；那些形核较晚的初生TiB₂即在熔体成分向b-s-p-k线变化直至快与b-s-p-k线相交时形核的初生TiB₂，刚形核不久就发生L→γ+TiB₂共晶反应，此时初生相TiB₂晶核将与共晶反应相同时长大。其生长空间因受到α或γ相的限制，使其晶体2个方向的生长速度变慢甚至停止，容易生长为片状^[18-22]。由图9可以看出，720 ℃压铸成形铝基复合材料于室温石墨模具中凝固时，组织中TiB₂颗粒近似于自由生长，生长为近等轴的六面棱柱形(四边形)；而铝基复合材料在半固态温度下于H13不锈钢模具中迅速挤压时，由于存在固相颗粒，且凝固时间短，因此，生长空间受到限制，容易生长为片状。

图10  Ti –Al-B 三元合金富Ti侧相图液相面投影图^[18-22]

Fig. 10  Preliminary liquidus projection on titanium-rich side of Ti-Al-B ternary diagram^[18-22]

3  结论

1) 7075铝合金挤压组织主要由树枝晶组成，添加1.5%TiB₂后开始向蔷薇状组织转化，添加3%TiB₂就能获得均匀蔷薇状组织；添加4.5%时，7075铝合金的晶粒尺寸达到最小值，多在30 μm左右，形状趋于球形；添加6%TiB₂后，7075铝合金的组织又转化为树枝晶，晶粒粗大；添加9%TiB₂时，7075铝合金的晶界明显宽化。

2) 经二弯石墨通道流变挤压成形，3%TiB₂/7075铝基复合材料晶粒尺寸达到35.9 μm，形状因子为0.97；TiB₂颗粒含量为4.5%时，晶粒尺寸达到22.53 μm，形状因子为0.98；TiB₂颗粒含量等于6%时，晶粒尺寸达到28.0 μm，形状因子为0.92；TiB₂颗粒含量为9%时，晶粒尺寸达到29.62 μm，形状因子为0.94。

3) 熔体在高温弯曲通道的冲刷和自搅拌作用下，在管壁凝固的晶核不断地被卷入熔体中，部分重熔。熔体到达型腔内，在较大的冲击作用下，沿腔壁上升后下落，产生强烈对流。正是在增强颗粒(形核核心)冲刷搅拌和对流的共同作用下，熔体迅速形核，晶粒球化。

4) TiB₂/7075复合材料经二弯道挤压成形并热处理拉伸时，没有明显的颈缩现象，宏观上表现为脆性断裂，而微区表现为韧性断裂。当颗粒体积含量增大时，拉伸过程中引起基体晶格的畸变，导致颗粒脱落而产生裂纹。

5) 经由二弯道挤压成形并热处理拉伸断口和铸态组织中的TiB₂形貌表明，随着添加颗粒含量的增加，原位反应放热量趋向剧烈，生成的TiB₂颗粒尺寸减小，形貌也发生改变。小尺寸颗粒形核能力发生改变，容易在晶界附近被捕获，最终造成复合材料的组织随添加颗粒含量的变化而发生变化。

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(编辑  龙怀中)

基金项目：国家高技术研究发展计划资助项目(2009AA03Z523)；重庆理工大学科研启动基金资助项目(2012ZD12)；重庆市教委/科技研究一般项目 (KJ130813)

收稿日期：2013-05-29；修订日期：2014-02-20

通信作者：甘贵生，博士；电话：15213450861；E-mail：ggs@cqut.edu.cn