導(dǎo)讀：Al-Zn-Mg-Cu合金易產(chǎn)生偏析和熱裂紋，在擠壓機(jī)噸位超過6000噸的情況下，難以制造出具有良好強(qiáng)度-塑性協(xié)同作用的大尺寸工件。本研究提出了一種解決這一挑戰(zhàn)的新思路，即通過攪拌摩擦焊接(FSW)連接Al–Zn–Mg–Cu基復(fù)合材料的擠壓型材，該復(fù)合材料由微量原位TiC-TiB納米顆粒增強(qiáng)。Al–Zn–Mg–Cu基復(fù)合材料橫向（TD）擠壓成形的屈服強(qiáng)度(σ)為827 MPa，塑性應(yīng)變(ε)為10.2%。沿橫向FSW-ed接頭的σ達(dá)847 MPa，ε維持在2.8%。研究發(fā)現(xiàn)，微量納米顆粒能顯著減弱復(fù)合材料鑄錠的晶界偏析，有效地避免了熱擠壓和攪拌摩擦焊過程中可能發(fā)生的熱裂。在擠壓型材中，納米顆粒促進(jìn)了η′析出相的形核，促進(jìn)了位錯的繁殖，增加了2°~ 15°范圍內(nèi)的低角度晶界(LAGBs)和高角度晶界(HAGBs)的比例，從而提高了強(qiáng)度。同時，納米顆粒增加了LAGBs的密度，促進(jìn)了GP區(qū)域的析出，有利于保持復(fù)合材料擠出型材的高塑性。此外，納米顆粒能有效抑制焊后熱處理過程中熔核區(qū)(NZ)的異常晶粒生長，強(qiáng)化了FSW-ed接頭。本研究闡述了多尺度組織演化機(jī)理，為實(shí)際制造中滿足無限大尺寸要求并具有良好力學(xué)性能的Al-Zn-Mg-Cu工件提供了指導(dǎo)。

Al-Zn-Mg-Cu合金作為一種高強(qiáng)度變形鋁合金，常用于航空領(lǐng)域和高速軌道交通領(lǐng)域制造大型結(jié)構(gòu)構(gòu)件，對強(qiáng)度-塑性協(xié)同有很高的要求。傳統(tǒng)的在大噸位擠壓機(jī)上制備大尺寸Al-Zn-Mg-Cu合金的方法很難滿足實(shí)際應(yīng)用中對大尺寸Al-Zn-Mg-Cu精密結(jié)構(gòu)件強(qiáng)度-塑性協(xié)同的高要求，因?yàn)檫@種方法容易在坯料與容器壁之間產(chǎn)生較大的外摩擦，導(dǎo)致金屬流動不均勻，晶界偏析加劇。同時，應(yīng)用大噸位擠出機(jī)能耗大、負(fù)荷大，既不經(jīng)濟(jì)又不環(huán)保。另外，雖然較高的擠壓比一般可以使擠出型材獲得較高的力學(xué)性能，但會使擠出型材的最終寬度變窄，難以滿足工業(yè)對大尺寸工件的需求。近年來，低能耗、低污染的柔性近凈摩擦攪拌焊(FSW)被認(rèn)為是Al-Zn-Mg-Cu合金的一種有效連接方法，可以獲得無氣孔和合金元素燃燒損失的高質(zhì)量接頭。因此，通過攪拌摩擦焊連接較小尺寸的Al-Zn-Mg-Cu擠壓型材，制備大尺寸Al-Zn-Mg-Cu工件是可行的。然而，在不同的工藝條件下，要實(shí)現(xiàn)FSW-ed Al-Zn-Mg-Cu合金的強(qiáng)度-塑性協(xié)同，需要滿足以下條件:(a)在初始鑄造階段，有效抑制偏析，避免后續(xù)熱擠壓和攪拌摩擦焊過程中的熱裂;(b)在熱擠壓過程中，應(yīng)控制好再結(jié)晶行為，從而很好地修正擠壓型材的晶粒尺寸分布，調(diào)節(jié)位錯密度和晶界取向梯度;(c)攪拌摩擦焊過程中，應(yīng)有效抑制焊后熱處理(PWHT)過程中攪拌摩擦焊接頭熔核區(qū)(NZ)發(fā)生的二次再結(jié)晶導(dǎo)致的異常晶粒生長，以保證攪拌摩擦焊組裝試樣具有足夠好的力學(xué)性能。因此，需要制定同時滿足這些條件的有效策略。

相關(guān)研究積極提出了處理Al-Zn-Mg-Cu合金偏析的解決策略。研究發(fā)現(xiàn)，噴霧成形在獨(dú)特的高冷卻速率下，可以通過提高合金元素的溶解度，有效地減弱偏析，但原料的浪費(fèi)和效率低下是不可避免的。研究還發(fā)現(xiàn)，Sc的微合金化可以通過促進(jìn)Al3Sc對非均相成核的促進(jìn)作用來減弱晶界偏析。但是，Sc的加入會破壞其腐蝕性能，增加生產(chǎn)成本。這些缺點(diǎn)幾乎使鈧的噴霧成形和合金化工程應(yīng)用陷入了瓶頸期。近年來，增強(qiáng)粒子越來越被認(rèn)為是減弱Al-Zn-Mg-Cu合金晶界偏析的有效方法。Sokoluk等人認(rèn)為，經(jīng)1.7 vol% TiC納米顆粒修飾后，AA 7075中的偏析變得更加精細(xì)和隨機(jī)定向。此外，基于納米粒子對偏析的減弱作用，發(fā)現(xiàn)含有增強(qiáng)粒子的Al-Zn-Mg-Cu合金往往表現(xiàn)出良好的強(qiáng)度-塑性協(xié)同作用。楊琦等發(fā)現(xiàn)，粉末冶金工藝制備的4 wt% TiB2納米粒子增強(qiáng)Al - 6.8 Zn - 2.6 Mg - 2.4 Cu合金的極限抗拉強(qiáng)度(σUTS)達(dá)到726 MPa，塑性應(yīng)變(εp)保持在9.1%。趙國強(qiáng)等人報道，1 wt% TiC納米顆粒同時將熱擠壓Al - 6.30 Zn - 1.90 Mg - 1.92 Cu合金的σUTS和εp分別提高到634 MPa和14.9%。遺憾的是，在他們的研究中并沒有明確強(qiáng)化粒子對偏析的作用機(jī)理。此外，由于增強(qiáng)粒子在控制不同加工狀態(tài)微觀組織演變方面的多功能性優(yōu)勢，它們在Al-Zn-Mg-Cu合金再結(jié)晶行為和FSW-ed組織中的具體作用機(jī)制也有待進(jìn)一步研究。

在顆粒增強(qiáng)鋁合金的再結(jié)晶行為方面，針對顆粒刺激形核和齊納釘扎對再結(jié)晶的影響進(jìn)行了廣泛的研究。劉杰等人發(fā)現(xiàn)，在7050 Al合金中加入8 wt% TiB2可以強(qiáng)化晶粒在變形過程中的內(nèi)部破碎，有利于形成均勻細(xì)小的再結(jié)晶組織。耿瑞等發(fā)現(xiàn)0.5 wt%納米tic對6061鋁合金鑄態(tài)組織細(xì)化效果顯著，提高了晶界密度，提供了更多的再結(jié)晶核，促進(jìn)了再結(jié)晶過程。事實(shí)上，補(bǔ)強(qiáng)顆粒操縱再結(jié)晶的復(fù)雜性從根本上取決于:(a)補(bǔ)強(qiáng)顆粒對晶界運(yùn)動的影響;(b)強(qiáng)化粒子與位錯之間的相互作用。然而，目前對強(qiáng)化粒子調(diào)諧再結(jié)晶的研究主要集中在定性研究上。因此，定量表征顆粒增強(qiáng)Al-Zn-Mg-Cu合金的再結(jié)晶微觀組織，包括儲能、位錯演化和晶界演化等，對于加深對顆粒增強(qiáng)操作下的再結(jié)晶機(jī)制的理解至關(guān)重要。

此外，據(jù)了解，PWHT過程中NZ中異常的晶粒生長不利于FSW-ed接頭的力學(xué)性能。以往認(rèn)為，在較高的熱輸入下，PWHT過程中對異常組織粗化的阻力相對較高，即在較高的刀具轉(zhuǎn)速和較低的刀具轉(zhuǎn)速下進(jìn)行攪拌摩擦焊。然而，高熱輸入的攪拌摩擦焊容易導(dǎo)致Al-Zn-Mg-Cu合金的熱裂。有趣的是，一些研究報道了在異常晶粒生長過程中強(qiáng)化顆粒對晶界的有效釘住效應(yīng)。劉杰等發(fā)現(xiàn)Al3(Sc, Zr)顆粒在攪拌摩擦加工的7055鋁合金中顯著抑制了異常晶粒生長，獲得了高比例高取向角的細(xì)晶粒和合理的力學(xué)性能。因此，人們越來越認(rèn)識到，與調(diào)節(jié)熱輸入相比，應(yīng)用強(qiáng)化顆粒抑制異常晶粒生長似乎是一種更靈活和可控的方法。

因此，增強(qiáng)顆粒在弱化偏析、優(yōu)化再結(jié)晶和抑制異常晶粒生長方面具有很大的潛力。然而，如果期望通過Al-Zn-Mg-Cu合金中的增強(qiáng)粒子同時解決這三個問題，由于多種因素的交叉，難度增加了。在這方面，選擇合適的Al-Zn-Mg-Cu合金增強(qiáng)粒子是一個挑戰(zhàn)。選擇的補(bǔ)強(qiáng)顆粒既要同時克服這三個問題，又要在適當(dāng)?shù)奶砑恿恐邪l(fā)揮作用，避免顆粒團(tuán)聚引起復(fù)合材料力學(xué)性能的退化。此前，本研究團(tuán)隊(duì)發(fā)現(xiàn)，只需少量添加TiC-TiB2納米顆粒(0.1 wt%)，就可以有效地將2014Al的再結(jié)晶分?jǐn)?shù)從29.1%提高到46.0%，并在保持較大塑性的情況下，使屈服強(qiáng)度(σY)和σUTS分別提高25.2%和18.9%。然而，微量TiC-TiB2納米顆粒在Al-Zn-Mg-Cu合金中同時解決上述三個問題的潛力尚不可知。因此，在FSW-ed Al-Zn-Mg-Cu合金尚未解決的科學(xué)問題和實(shí)際應(yīng)用的基礎(chǔ)上開展進(jìn)一步的研究具有重要意義。

伊迪斯科文大學(xué)張來昌教授和吉林大學(xué)楊宏宇等人團(tuán)隊(duì)對此進(jìn)行了研究，提出了一個新的視角，以制備Al-Zn-Mg-Cu合金，具有良好的強(qiáng)度-塑性協(xié)同作用和無限廣泛的尺寸，以實(shí)際制造所需的復(fù)合材料，通過攪拌摩擦焊連接更小尺寸的擠壓型材由微量原位TiC-TiB2納米顆粒增強(qiáng)復(fù)合材料。研究了原位微量TiC-TiB2納米顆粒在晶界偏析、再結(jié)晶和異常晶粒生長過程中的操縱機(jī)制，揭示了Al-Zn-Mg-Cu合金在不同加工工藝下的多級微觀組織優(yōu)化和強(qiáng)化機(jī)制。

相關(guān)研究成果以題為“Exploring the potential of FSW-ed Al–Zn–Mg–Cu-based composite reinforced by trace in-situ nanoparticles in manufacturing workpiece with Customizable size and high mechanical performances”發(fā)表在期刊Composites Part B: Engineering上。

鏈接：https://www.sciencedirect.com/science/article/abs/pii/S1359836822007983

圖1  (a)原位反應(yīng)產(chǎn)物的掃描電鏡圖像和x射線衍射圖;(b)場發(fā)射掃描電鏡TiB2和TiC顆粒的形貌和生成的納米顆粒的尺寸統(tǒng)計。

圖2  (a)擠壓型材和攪拌摩擦焊組合試樣力學(xué)性能的采樣方法，(b)拉伸試樣法向切片法，(c)拉伸試樣的精確尺寸，(d)表征微觀組織和顯微硬度的采樣方法。ED、TD、ND、WD分別為擠壓方向、橫向方向、法向和焊接方向。RS、AS、TMAZ、HAZ和NZ分別表示FSW-ed接頭的后退側(cè)、前進(jìn)側(cè)、熱-機(jī)械影響區(qū)、熱影響區(qū)和熔核區(qū)

圖3  (a-b) UN-AC和MN-AC的OM和(c-d) SEM顯微圖，(e-f) UN-AC和MN-AC中Zn、Mg、Cu元素的EDS線掃描結(jié)果。UN-AC和MN-AC分別為未添加TiC-TiB2和添加TiC-TiB2的鑄態(tài)樣品。

圖4  (a - b) ND-TD剖面UN-EP和MN-EP的再結(jié)晶圖，(c-d) UN-EP的1-3行(L1-L3)和MN-EP的4-6行(L4-L6)對應(yīng)的方向錯角分布圖(a)。UN-EP和MN-EP分別為未添加TiC-TiB2和添加TiC-TiB2的擠壓試樣。

圖5   (a-b) UN-EP-T6和MN-EP-T6在ED-ND剖面的EBSD反極圖，(c-d) UN-EP-T6和MN-EP-T6在ED-ND剖面的再結(jié)晶圖，(e) UN-EP-T6和MN-EP-T6的取向角和晶界密度分布，(f) UN-EP-T6和MN-EP-T6的再結(jié)晶部分。UN-EP-T6和MN-EP-T6分別為未添加TiC-TiB2和添加TiC-TiB2的擠壓型材T6處理樣品。

圖6  TEM圖像顯示(a-b) UN-EP-T6和(c-d) MN-EP-T6中的沉淀和PFZ。(e-g)過飽和與時效析出的關(guān)系及微量納米顆粒作用下PFZ變窄的機(jī)理圖。(h) η′相的HRTEM。(i) (h)“A”區(qū)快速傅里葉變換(FFT)圖像。(j) η相HRTEM。(k) (j)中“B”區(qū)FFT圖像。(l) MN-EP-T6中TiC區(qū)HRTEM圖像。(m) TiC對應(yīng)的選區(qū)電子衍射(SAED)圖。(n) MN-EP-T6中TiB2的HRTEM圖像。(o) TiB2對應(yīng)的SAED模式。UN-EP-T6和MN-EP-T6中的(p-q)位錯。(r-s) MN-EP-T6中的GP區(qū)。PFZ為無沉淀區(qū)。GP區(qū)是吉尼爾-普雷斯頓區(qū)。

圖7  (a-b) UN-FSW和MN-FSW和(c-f) UN-FSW- pwht和MN-FSW- pwht在新西蘭的EBSD逆極圖。(g) UN-FSW-PWHT和(h) MN-FSW-PWHT中靠近推進(jìn)側(cè)熱力學(xué)影響區(qū)EBSD逆極圖。(i) T6處理后FSW-ed組織演變機(jī)理。(d)中的CGR和UFGR分別為粗粒區(qū)和超細(xì)粒區(qū)。UN-FSW和MN-FSW分別是不含TiC-TiB2和含TiC-TiB2的FSW-ed節(jié)理樣品。UN-FSW-PWHT和MN-FSW-PWHT分別是PWHT不加TiC-TiB2和加TiC-TiB2后FSW-ed關(guān)節(jié)的樣本。PWHT代表焊后熱處理。

圖8  (a)納米顆粒增強(qiáng)al - Zn - Mg - Cu基復(fù)合材料在不同加工條件下的拉伸工程應(yīng)力-應(yīng)變曲線;(b) UN-FSW和MN-FSW接頭的顯微硬度;(c)本研究MN-EP-T6和MN-FSW- pwht接頭的強(qiáng)度-塑性協(xié)同效應(yīng)與文獻(xiàn)中各種制備工藝制備的接頭的比較。σY和εp分別代表屈服強(qiáng)度和塑性應(yīng)變。

圖9  UN-EP和MN-EP鑄態(tài)組織細(xì)化和偏析弱化及(b-c)熱擠壓組織演化的機(jī)理。

圖10  (a) MN-EP-T6的強(qiáng)化機(jī)理圖，(b)不同強(qiáng)化機(jī)理的強(qiáng)化效果。

本研究提出了一種新的思路，通過攪拌摩擦焊接將Al-Zn-Mg-Cu基復(fù)合材料通過微量原位TiC-TiB2納米顆粒增強(qiáng)的更小尺寸的擠壓型材連接起來，制備出具有良好強(qiáng)度-塑性協(xié)同作用和實(shí)際制造所需的無限大尺寸的Al-Zn-Mg-Cu合金。系統(tǒng)地揭示了微觀組織優(yōu)化機(jī)制和強(qiáng)化機(jī)制。復(fù)合材料的晶界偏析程度明顯減弱。微量納米粒子對生長的抑制作用使凝固過程中液相流動更加順暢，合金元素分布更加均勻。鑄態(tài)組織的顯著細(xì)化為合金元素提供了更多的聚集空間，晶界上的納米顆粒層減弱了合金元素向晶界聚集的趨勢。

微量TiC-TiB2納米顆粒顯著控制了再結(jié)晶的演化。較高的位錯密度和較高的取向梯度增強(qiáng)了低角度晶界的靜態(tài)再結(jié)晶能量，提高了最終的靜態(tài)再結(jié)晶分?jǐn)?shù)。在熱擠壓過程中，納米顆粒固定了相鄰兩個取向相同的晶粒之間的低角度晶界，從而提高了低角度晶界的密度。納米粒子周圍的熱應(yīng)力使析出相的偏析減弱，增加了析出相的成核位點(diǎn)，使析出相的分布更加均勻，促進(jìn)了相干的普雷斯頓區(qū)的析出。納米粒子對晶界的釘住作用，顯著抑制了焊后熱處理熔核區(qū)晶粒的異常生長。加工后的熔核區(qū)中心由雙峰晶粒組成。Al - Zn - Mg - Cu基復(fù)合材料橫向擠壓型材的屈服強(qiáng)度為827 MPa，塑性應(yīng)變?yōu)?0.2%。強(qiáng)度增強(qiáng)主要是晶界強(qiáng)化、位錯強(qiáng)化和Orowan強(qiáng)化，分別占整體強(qiáng)化效果的8.4%、36.7%和54.9%。晶界偏析的減弱和“軟”障礙(低角度晶界和普雷斯頓區(qū))密度的增加有助于保持較大的塑性。同時，F(xiàn)SW-ed Al-Zn-Mg-Cu合金的接頭在橫向方向上獲得了847 MPa的高屈服強(qiáng)度和足夠的塑性，這是由于納米粒子有效地保留了核核區(qū)的超細(xì)晶粒。本研究為Al-Zn-Mg-Cu合金在尺寸可無限擴(kuò)展的情況下實(shí)現(xiàn)良好的強(qiáng)度-塑性協(xié)同提供了新的思路和指導(dǎo)。