劉 勇, 張 麗, 郭洪民, 楊湘杰

(1. 南昌大學(xué) 機(jī)電工程學(xué)院，南昌330031；2. 南昌大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，南昌330031)

新型銅合金/非晶復(fù)合材料的擠壓成形特性

劉 勇1, 張 麗1, 郭洪民2, 楊湘杰1

(1. 南昌大學(xué) 機(jī)電工程學(xué)院，南昌330031；2. 南昌大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，南昌330031)

基于大塊非晶在過冷液相區(qū)間具有較好的熱塑性成形特點(diǎn)，選擇銅基非晶Cu40Zr44Ag8Al8和銅合金，通過擠壓成形工藝，制備出一種新型的銅合金/非晶復(fù)合材料；在703 K和擠壓速度為0.4 mm/min下對該復(fù)合材料進(jìn)行擠壓，獲得銅合金/非晶復(fù)合材料棒材。通過光學(xué)金相(OM)、X射線衍射(XRD)、示差掃描量熱分析(DSC)和維氏硬度測試(HV)對擠壓變形前、后芯部非晶進(jìn)行形貌觀察和結(jié)構(gòu)分析。結(jié)果表明：芯部非晶在擠壓前期呈不均勻分布，而后分布非常均勻；結(jié)合XRD、DSC和硬度的結(jié)果分析，在703 K下擠壓后，芯部非晶沒有發(fā)生晶化。

銅基非晶；熱塑性成形；復(fù)合材料；晶化；過冷液相區(qū)間

最近，大塊非晶合金的熱塑性成形得到了廣泛的研究[1-4]。當(dāng)大塊非晶合金被加熱至過冷液相區(qū)間(Supercooled liquid region, SLR)時，合金呈現(xiàn)急劇軟化的流變行為[5-9]。大塊非晶合金的熱塑性成形正是充分利用了大塊非晶合金在 SLR的軟化行為和熱穩(wěn)定性的優(yōu)點(diǎn)，因此，大塊非晶合金能獲得良好的變形，同時能夠避免非晶晶化的發(fā)生。受到此啟發(fā)，RAGANI等[10]、GRAVIER等[11]和LEE等[12]提出合理利用大塊非晶合金在SLR中熱塑性成形好的特性，將大塊非晶合金和傳統(tǒng)合金在SLR中進(jìn)行固態(tài)復(fù)合成形，制備新型的晶體/非晶復(fù)合材料。目前，可以采用壓縮成形和擠壓成形兩種工藝制備這類復(fù)合材料。RAGANI等[10]通過壓縮成形工藝，在SLR條件下通過大塊非晶合金和輕質(zhì)合金(Al或者M(jìn)g合金)復(fù)合變形制備了層/片狀薄板復(fù)合材料。研究結(jié)果表明，大塊非晶合金和傳統(tǒng)合金的共同熱變形有助于兩者的界面結(jié)合；但是，壓縮工藝容易在界面處產(chǎn)生氧化物，阻礙界面的結(jié)合，因而界面強(qiáng)度較低。GRAVIER等[11]通過擠壓成形工藝，在 SLR條件下通過大塊非晶合金和輕質(zhì)合金(Al或者M(jìn)g合金)的復(fù)合變形，制備了棒狀復(fù)合材料。結(jié)果表明，擠壓工藝可以獲得良好的塊體非晶與晶體合金之間的界面結(jié)合，并且能夠避免氧化物的產(chǎn)生。LEE等[12]也采用擠壓成形工藝，選擇Zr44Ti11Cu9.8Ni10.2Be25非晶合金和7075鋁合金，在SLR條件下進(jìn)行復(fù)合成形，制備出棒狀復(fù)合材料。然而，在較高擠壓溫度(703 K)和擠壓速率(0.1 mm/s)條件下，非晶發(fā)生了晶化，并在非晶與鋁合金的界面處產(chǎn)生Be2Zr晶體相和裂紋。

本文作者以銅基大塊非晶 Cu40Zr44Ag8Al8作為芯部材料、以純銅作為外部包覆材料，采用擠壓變形工藝，制備新型銅合金/非晶復(fù)合材料。采用光學(xué)顯微鏡、X射線衍射、示差掃描量熱分析和維氏硬度對擠壓變形前后芯部非晶的形貌進(jìn)行結(jié)構(gòu)和觀察分析，討論新型銅合金/非晶復(fù)合材料的擠壓成形工藝。材料組元設(shè)計如下：Cu40Zr44Ag8Al8大塊非晶具有很強(qiáng)的非晶形成能力(Glass formation ability (GFA)＞15 mm)、較好的熱穩(wěn)定性(過冷液相區(qū)間達(dá) 98 K)和較高的強(qiáng)度(抗拉強(qiáng)度超過1.8 GPa)[13]；同時，Cu40Zr44Ag8Al8合金的主要組元為銅元素，有利于在擠壓變形過程中與銅合金形成原子間的界面結(jié)合，提高界面強(qiáng)度。

1 實(shí)驗(yàn)

Cu40Zr44Ag8Al8大塊非晶的制備工藝如下：利用真空電弧爐熔化純Cu、Zr、Ag和Al金屬制備成紐扣試樣；再將母合金粉碎, 在真空條件下，采用快速感應(yīng)熔化吹鑄成直徑為3 mm的棒材。圖1所示為擠壓模具示意圖和坯料尺寸，作為芯部材料 Cu40Zr44Ag8Al8非晶的實(shí)際尺寸為d 3 mm×8.93 mm，作為外部包覆材料銅材的實(shí)際尺寸為外徑d 6.98 mm×11.1 mm，內(nèi)徑d 3.3 mm×8.93 mm。同時，為了使擠壓過程的受力均勻，對銅材頭部進(jìn)行 45°倒角處理。擠壓模具的前、后直徑分別為d 7 mm和d 3 mm，擠壓比為5.4，擠壓溫度為703和726 K，非晶和銅材的實(shí)際應(yīng)變速率為0.01 s-1。為了獲得擠壓機(jī)壓頭相應(yīng)的擠壓速率，根據(jù)經(jīng)典擠壓變形公式[14]進(jìn)行計算:

圖1 擠壓模具示意圖及坯料尺寸Fig.1 diagram of coextrusion apparatus (a) and dimension of as-prepared materials (b): 1—Extrusion die; 2—Copper; 3—Metallic glass; 4—Extrusion head; 5—Heating coil

為了表征非晶與銅之間的界面結(jié)構(gòu)和獲得尺寸分布，擠壓后的銅合金/非晶復(fù)合材料用 Well金剛絲線切割機(jī)沿著擠壓方向切割成厚度約為1 mm的片狀樣品。采用光學(xué)顯微鏡(OM)測試芯部非晶的尺寸大小和分布；采用掃描電子顯微鏡(SEM)表征芯部非晶與銅材之間的界面結(jié)構(gòu)；采用顯微硬度儀、X射線衍射儀(XRD)、示差掃描量熱分析(DSC，20 K/min)分別測試復(fù)合材料中芯部非晶擠壓后的結(jié)構(gòu)變化規(guī)律。

2 結(jié)果與分析

圖2所示為在703和726 K擠壓后獲得的銅合金/非晶復(fù)合材料擠壓圓棒的外觀形貌。由圖2可知，銅合金/非晶復(fù)合材料擠壓圓棒表面質(zhì)量良好，這說明在擠壓過程中銅合金與非晶發(fā)生了較好的協(xié)調(diào)變形。如圖2(a)所示，在703 K擠壓時，棒材端部產(chǎn)生很多飛邊；而在726 K擠壓時，棒材端部產(chǎn)生的飛邊較少。這說明擠壓溫度越低，需要的擠壓成形力越大，產(chǎn)生飛邊越容易，這與擠壓實(shí)驗(yàn)結(jié)果一致。

圖2 銅合金/非晶復(fù)合材料在不同溫度下擠壓后樣品的外觀形貌Fig.2 Appearance of Cu/BMG composite with rod shape after coextrusion at different temperatures: (a)703 K; (b) 726 K

圖3所示為銅合金/非晶復(fù)合材料在726 K擠壓時芯部非晶的尺寸和顯微硬度分布。由圖3可知，擠壓棒材芯部非晶尺寸呈拋物線分布規(guī)律，且形狀不規(guī)則，通過OM分別測量了其最小尺寸和最大尺寸。在擠壓初期至 6.8 mm長度的棒材由單一純銅組成，隨后，芯部開始出現(xiàn)非晶，其尺寸在距離頭部7.5 mm處直徑最大，最大直徑為1.964 mm；隨著擠壓的繼續(xù)進(jìn)行，芯部非晶尺寸下降并逐漸達(dá)到一個相對穩(wěn)定階段，在距離頭部 21 mm處，芯部非晶的平均直徑約為 1.45 mm；隨后，芯部非晶的尺寸減小，且呈不規(guī)則形狀。

對芯部非晶的顯微硬度進(jìn)行測試，結(jié)果如圖3所示，在726 K溫度下擠壓，芯部非晶的硬度急劇增大，同時非晶硬度的離散度也增加。這說明芯部非晶在擠壓開始階段已經(jīng)發(fā)生了晶化，隨著擠壓的進(jìn)一步進(jìn)行，晶化程度增大，導(dǎo)致其硬度繼續(xù)增加。芯部硬度的增大直接影響了非晶與銅材之間的協(xié)調(diào)變形，改變了銅材的流變行為，導(dǎo)致擠壓棒材芯部非晶的尺寸增大。在擠壓后期，由于芯部非晶體積分?jǐn)?shù)的減小，殘留銅材體積分?jǐn)?shù)增多，使芯部非晶尺寸急劇減小。

圖3 銅合金/非晶復(fù)合材料Cu/Cu40Zr44Ag8Al8在726 K擠壓時芯部非晶的尺寸和顯微硬度分布Fig.3 Profiles of diameter and microhardness of core BMG in Cu/BMG composite Cu/Cu40Zr44Ag8Al8 after coextruded at 726 K

圖 4所示為銅合金/非晶復(fù)合材料Cu/Cu40Zr44Ag8Al8在703 K擠壓時芯部非晶的尺寸和顯微硬度分布。為了比較，圖中還給出非晶鑄態(tài)的顯微硬度(見圖4中A點(diǎn))和復(fù)合材料底部芯部非晶未經(jīng)擠壓的顯微硬度(見圖4中B點(diǎn))。由圖4可知，在擠壓初期至10 mm長度的棒材由單一銅材組成，隨后芯部開始出現(xiàn)非晶，其直徑約為2.5 mm。隨著擠壓的繼續(xù)進(jìn)行，非晶尺寸迅速減小并達(dá)到一個尺寸穩(wěn)定階段，其平均直徑為1.397 mm。由此可知，芯部非晶在復(fù)合材料中呈均勻分布，這說明在擠壓溫度為703 K和擠壓速率為0.4 mm/min的條件下，外層包覆銅材和芯部非晶可以相互協(xié)調(diào)、均勻地變形，制備得到銅合金/非晶復(fù)合材料。根據(jù)模具的擠壓比，計算出芯部非晶擠出直徑的理論值為1.286 mm。對尺寸穩(wěn)定階段的非晶直徑進(jìn)行測試，其實(shí)際值為1.397 mm。對比分析理論值與實(shí)際值可知，芯部非晶發(fā)生了約 8.6%的膨脹量。KAWAMURA等[15]的研究表明，非晶在擠壓成形時經(jīng)歷明顯的材料膨脹效應(yīng)(膨脹量約 15%)，即非晶的彈性回復(fù)效應(yīng)。然而，非晶在熱塑性成形溫度區(qū)域極小的彈性變形顯然不足以解釋近 15%的擠壓膨脹量。CHIU等[3]則認(rèn)為，當(dāng)牛頓流體在低雷諾數(shù)條件下流動時，由于模具末端界面條件的突然變化會使擠壓型材直徑增加，這種尺寸的變化直接導(dǎo)致了擠壓膨脹的產(chǎn)生。典型 Zr44Ti11Cu10Ni10Be25合金的擠壓膨脹量達(dá)到14%～17%[3]。在本研究中，非晶與銅的共同擠壓產(chǎn)生的膨脹量(8.6%)明顯低于非晶直接擠壓的膨脹量，這表明外層銅材的存在有助于減弱非晶擠壓變形中的膨脹效應(yīng)。

圖4 銅合金/非晶復(fù)合材料Cu/Cu40Zr44Ag8Al8在703 K擠壓時芯部非晶的尺寸和顯微硬度分布Fig.4 Profiles of diameter and microhardness of core BMG in Cu/BMG composite Cu/Cu40Zr44Ag8Al8 after coextruded at 703 K

由圖4可知，鑄態(tài)非晶的顯微硬度為544(HV)，在擠壓初期芯部非晶的硬度增加，隨著擠壓的繼續(xù)進(jìn)行，芯部非晶的顯微硬度趨于穩(wěn)定，在擠壓棒材底部B點(diǎn)的非晶顯微硬度為 588(HV)，即非晶在經(jīng)歷復(fù)合擠壓后顯微硬度略有增加。在擠壓過程中，一方面，非晶在高溫下經(jīng)歷了一定時間的時效，必然發(fā)生一定程度的結(jié)構(gòu)馳豫，導(dǎo)致硬度變化；另一方面，非晶受到擠壓壓力和應(yīng)力的雙重作用，也有可能誘導(dǎo)非晶結(jié)構(gòu)的轉(zhuǎn)變而產(chǎn)生硬度變化。在底部B點(diǎn)非晶經(jīng)歷了最長時間的時效，其硬度的變化主要來自于結(jié)構(gòu)馳豫的貢獻(xiàn)。芯部和底部B點(diǎn)非晶的硬度差異不大，這說明復(fù)合擠壓過程中的壓力和應(yīng)力并沒有導(dǎo)致非晶硬度的額外變化，即芯部非晶的硬度變化主要來自于高溫下的結(jié)構(gòu)馳豫作用。

圖5所示為703 K下復(fù)合擠壓成形的銅合金/非晶復(fù)合材料Cu/Cu40Zr44Ag8Al8的XRD譜。由圖5可知，該復(fù)合材料中有一些明顯的晶體衍射峰和一個饅頭峰。與純 Cu的衍射峰進(jìn)行比較可知，這些晶體的衍射峰對應(yīng)于純銅的衍射峰。對非晶饅頭峰進(jìn)行放大，如圖5(a)中插圖所示，并沒有發(fā)現(xiàn)其他晶體峰的存在。因此，XRD結(jié)果說明，該復(fù)合材料在 703 K和 0.4 mm/min條件下擠壓沒有發(fā)生晶化，這也印證了芯部非晶硬度的變化規(guī)律。

圖5 在703 K擠壓銅合金/非晶復(fù)合材料Cu/Cu40Zr44Ag8Al8的XRD譜Fig.5 XRD pattern of Cu/BMG composite Cu/Cu40Zr44Ag8Al8 after coextruded at 703 K (a) and standard of XRD pattern of pure Cu alloy (b)

圖6所示為在 703 K擠壓銅合金/非晶復(fù)合材料Cu40Zr44Ag8Al8與銅合金界面的SEM像。由圖6可知，非晶合金與銅合金界面的結(jié)合連續(xù)光滑，沒有形成氧化夾雜物，界面結(jié)合很好。RAGANI等[10]通過壓縮成形工藝制備了非晶和輕質(zhì)合金的層片狀薄板復(fù)合材料，然而，壓縮工藝中在界面處容易產(chǎn)生氧化物，所產(chǎn)生的氧化物阻礙界面的結(jié)合，使界面強(qiáng)度降低。因此，擠壓成形工藝能夠更有效地防止在界面處形成氧化夾雜物，從而改善界面結(jié)合。另外，由于Cu40Zr44Ag8Al8大塊非晶的主要合金元素為銅，在擠壓成形過程中，兩組元相同銅原子間的親和力有利于加速界面間的原子擴(kuò)散，獲得良好的界面結(jié)合。

圖6 在703 K擠壓銅合金/非晶復(fù)合材料Cu/Cu40Zr44Ag8Al8界面的SEM像Fig.6 SEM image of interface of Cu/BMG composite Cu/Cu40Zr44Ag8Al8 after coextruded at 703 K

圖7所示為在 703 K擠壓銅合金/非晶復(fù)合材料Cu40Zr44Ag8Al8的DSC曲線，相關(guān)的特征參數(shù)見表1。由圖7可知，鑄態(tài)非晶合金的玻璃轉(zhuǎn)化溫度Tg、晶化開始溫度Tx、過冷液相區(qū)間ΔT和晶化熱焓ΔH分別為706 K、784 K、78 K和58.96 J/g。這些特征參數(shù)與文獻(xiàn)[13]的結(jié)果有所不同，這說明制備工藝對非晶合金結(jié)構(gòu)有一定的影響。在經(jīng)歷復(fù)合擠壓之后，非晶合金相應(yīng)的特征參數(shù)分別為714 K、789 K、75 K和47.38 J/g。這說明復(fù)合擠壓導(dǎo)致非晶的玻璃轉(zhuǎn)化溫度和晶化開始溫度得到一定的提高，而相應(yīng)的過冷液相區(qū)間略有下降。同時，由于高溫結(jié)構(gòu)馳豫的原因，導(dǎo)致擠壓后非晶的晶化焓降低。

圖7 在703 K銅合金/非晶復(fù)合材料Cu40Zr44Ag8 Al8芯部非晶及其鑄態(tài)的DSC曲線Fig.7 DSC curves of core BMG of Cu/BMG composite Cu40Zr44Ag8 Al8 before and after coextruded at 703 K

表1 Cu40Zr44Ag8 Al8非晶鑄態(tài)和變形態(tài)的DSC特征參數(shù)Table 1 DSC characteristic parameters of Cu40Zr44Ag8Al8 under different conditions

3 結(jié)論

1) 利用非晶在過冷液相區(qū)間熱塑性成形好的特點(diǎn)，通過擠壓成形工藝制備新型的銅合金/非晶復(fù)合材料 Cu40Zr44Ag8Al8棒材；研究擠壓溫度對復(fù)合材料成形的影響；對復(fù)合擠壓后芯部非晶的尺寸和結(jié)構(gòu)進(jìn)行分析。

2) 在擠壓速率一定的條件下，擠壓溫度對銅合金/非晶復(fù)合材料的復(fù)合變形影響很大。

3) 在726 K進(jìn)行復(fù)合擠壓時，芯部非晶呈不規(guī)則形狀且尺寸分布不均勻，并發(fā)生晶化，導(dǎo)致硬度急劇增加。

4) 在703 K進(jìn)行復(fù)合擠壓時，芯部非晶呈圓棒狀且尺寸分布均勻，銅與芯部非晶的界面結(jié)合良好，能夠獲得質(zhì)量較好的銅合金/非晶復(fù)合材料棒材。在703 K擠壓后的芯部非晶保持非晶結(jié)構(gòu)，高溫結(jié)構(gòu)馳豫作用導(dǎo)致其晶化焓降低。

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Coextrusion forming characteristics of novel Cu alloy/bulk metallic glass composite

LIU Yong1, ZHANG Li1, GUO Hong-min2, YANG Xiang-jie1
(1. School of Mechatronics Engineering, Nanchang University, Nanchang 330031, China;2. School of Materials Science and Engineering, Nanchang University, Nanchang 330031, China)

A novel Cu alloy/bulk metallic glass (BMG) composite was fabricated through the coextrusion process, based on the excellent thermoplastic forming characteristics of BMG in the supercooled liquid region (SLR). The Cu-based amorphous Cu40Zr44Ag8Al8and pure Cu alloy were selected as components. The Cu alloy/BMG composite bar was easily fabricated at extrusion temperature of 703 K and extrusion speed of 0.4 mm/min. The morphology and structure of the core BMG before and after the coextrusion with Cu were characterized by optical microscopy (OM), X-ray diffractometry (XRD), differential scanning calorimetry(DSC) and microhardness(HV). The results indicate that the core BMG can reach the approximately uniform distribution of the dimension after suffering the shortly inhomogeneous distribution of the dimension in the initial stages of coextrusion. Combining the analysis of XRD, DSC and micro hardness (HV), it can be concluded that the crystallization of core BMG does not occur after the coextrusion with Cu at 703 K.

Cu-based bulk metallic glass; thermoplastic forming; composite; crystallization; supercooled liquid region

TG306

A

1004-0609(2011)05-1003-06

國家自然科學(xué)基金資助項(xiàng)目(51001058, 51041002, 50965015)；國家科技支撐計劃項(xiàng)目(2011BAE22B02)；江西省銅鎢新材料重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室開放基金資助項(xiàng)目(2010-WT-08)；江西省國際合作項(xiàng)目(2010EHA02000)；江西省自然科學(xué)基金資助項(xiàng)目(2010GQC0135)；江西省教育廳科學(xué)基金資助項(xiàng)目(GJJ11268)；

2010-08-25；

2010-11-22

劉 勇，講師，博士；電話：0791-3969611；E-mail：liuyonggreg＠yahoo.com.cn

(編輯 陳衛(wèi)萍)