熱加工對冷噴涂鋁合金塊材性能的影響

吳 畏, 張留艷, 鄭之棟, 鄭洪迪, 劉塏燚, 譚桂斌, 揭曉華

(1. 廣東工業大學 材料與能源學院, 廣東 廣州 510006;2. 廣東工業大學 機電工程學院, 廣東 廣州 510006)

冷噴涂增材制造技術[1-2]作為一種新興的增材制造技術在材料加工領域具有廣闊的應用前景。冷噴涂過程是固態粉末顆粒在高速沖擊下,發生塑性變形而實現顆粒間及顆粒與基體間機械互鎖的沉積方法。與其他增材制造工藝[3-5]相比,冷噴涂技術的優點是溫度低、粉末和基體熱氧化小,產品尺寸不受限制,靈活性高以及方便局部修復[6-7]。此外,冷噴涂技術特別適用于制備銅和鋁等高反射率的金屬,Lee等[8]采用冷噴涂技術成功修復了發動機鋁合金部件,修復后的材料耐磨性得到了提高,摩擦因數降低了一個數量級。Dean等[9]成功通過冷噴涂技術制備了高致密度的NiAl塊體材料,具有獨特的微觀結構,強度接近大塊材料的強度,因此可以作為結構材料在許多應用中使用,表明冷噴涂增材制造技術可以單獨制備性能較好的塊體材料。

在冷噴涂過程中常常會因為沉積效率低而造成大量粉體材料的浪費,研究表明通過增加硬質第二相可以明顯提高粉末的沉積率。Luo等[10]首次將原位噴丸(SP)技術引入到冷噴涂中,將大尺寸的不銹鋼顆粒與噴丸粉末混合,制備致密的Ti6Al4V(TC4)合金和商用純Ti(CP Ti)鍍層,通過這些大尺寸SP顆粒的原位錘擊,可以大大增強沉積層的塑性變形,從而降低孔隙率并導致顯著的加工硬化,而沉積效率只有輕微的下降趨勢。Irissou等[11]通過冷噴涂制備了Al-Al2O3沉積體,發現當Al2O3質量分數為30%左右時,沉積效率最佳,涂層的結合力大于60 MPa,耐磨性與Al2O3質量分數無關,而且涂層與純鋁涂層具有相同的耐蝕性。

冷噴涂技術相對于其他加工技術的缺點也很明顯,冷噴涂制備的材料通常為表面粗糙的半成品[12],需要對制備出的半成品進行后處理。單純的熱處理難以完全消除顆粒-顆粒的界面,性能難以達到實際需求,所以在熱處理后還需進行其他機械處理。Li等[13]通過冷噴涂技術在304不銹鋼基體上制備Ti沉積體,通過熱軋后發現隨著熱軋溫度的升高,顆粒與基體之間形成冶金結合,沉積體和基體結合界面上的孔隙基本消除,同時在熱軋后界面晶粒也得到了細化,結合強度得到提升。Tariq等[14]在AA6061鋁合金基體上制備B4C/Al復合材料,對冷噴涂沉積體進行壓下量分別為20%、40%和60%的熱軋和拉拔試驗發現,熱軋后的復合材料與基體的結合強度得到顯著提高。Qiu等[15]通過冷噴增材制造原位生成Sip/A380合金納米/微復合材料,通過后續熱軋處理和對噴涂態合金鍍層進行不同厚度減薄處理發現,熱軋試樣具有較好的強度和塑性,均優于噴涂態試樣。通過以上研究發現,軋制可以很好地彌補冷噴涂增材制造技術的缺陷,能夠有效提升材料的力學性能。鑒于此,本文擬采用低壓冷噴涂技術將鋁合金粉沉積在7075鋁合金板基體表面形成塊材,通過混合球形氧化鋁粉實現原位噴丸作用,研究后續熱處理和熱軋加工對冷噴涂鋁合金塊材組織、力學和耐蝕性的影響,為冷噴涂增材制造鋁合金塊材性能的改善提供理論技術指導。

1 試驗材料和方法

1.1 鋁合金塊材制備方法

將球形氧化鋁粉(純度99.9%,平均粒徑20 μm,見圖1(a))和7075鋁合金粉(類球形,純度99.9%,平均粒徑40 μm,見圖1(b))按質量分數1∶4進行均勻混合,其中7075鋁合金粉的截面組織可觀察到明顯的柱狀或網狀晶界(見圖1(c))。采用DYMET-423型低壓冷噴涂設備將混合粉末沉積在7075鋁合金板基體表面,經過多層沉積過程獲得厚度大于4 mm的鋁合金復合塊材,具體低壓冷噴涂工藝參數為,以壓縮空氣為載體,壓力0.7～0.8 MPa,氣體預熱溫度為600 ℃,噴頭移動速度200 mm/min,供粉速度0.5 g/s,噴射角度90°,噴嘴到試樣表面距離15 mm,基體表面預先進行噴砂處理,表面粗糙度Sa=2.5 μm。

圖1 球形氧化鋁粉(a)和7075鋁合金粉(b)的顯微形貌

采用線切割技術將沉積后的鋁合金復合塊材從基體上切下來,制備成尺寸為20 mm×20 mm×4 mm的試樣,在400 ℃進行恒溫退火4 h,隨爐冷卻后取出待用。用砂紙將熱處理后的試樣表面和棱角打磨光滑,在400 ℃保溫30 min后,立即進行熱軋,每道次壓下量為5%,獲得累積壓下量為30%的鋁合金塊材。

1.2 表征方法

采用LEICA DMi8型光學顯微鏡和HITACHIS-3400型掃描電鏡觀察不同加工狀態的鋁合金塊材在平行于沉積方向上的微觀組織,預先對觀察面進行研磨拋光并采用體積分數為0.5%HF水溶液進行浸蝕。采用BUEHLER VH1202 維氏顯微硬度計測試不同加工狀態的鋁合金塊材顯微硬度,載荷砝碼100 g。采用WDW-10電子萬能試驗機測試不同加工狀態的鋁合金塊材的拉伸曲線,拉伸速率為0.05 s-1,拉伸試樣如圖2 所示,其中試樣厚度方向為冷噴涂沉積方向,拉伸試驗后,采用掃描電鏡觀察斷口形貌。

圖2 拉伸試樣尺寸示意圖

在3.5wt%NaCl溶液中進行全浸泡腐蝕試驗,采用體式顯微鏡觀察不同腐蝕時間下試樣的顯微形貌,測試前對試樣邊緣進行密封以防止在浸泡過程中腐蝕液滲透到試樣內部。采用CHI660E電化學工作站測試試樣在浸泡腐蝕9天后的極化曲線,測試采用傳統的三電極體系,飽和甘汞電極為參比電極,鉑電極為輔助電極,試樣為工作電極,其背面焊接導線并進行鑲嵌,同時暴露出10 mm×10 mm作為工作面,工作面采用砂紙逐級打磨并進行機械拋光,清洗吹干后進行測試,測試的電位范圍從低于開路電位500 mV,正向掃描至出現明顯點蝕后停止。

2 試驗結果與分析

2.1 顯微組織

圖3為不同加工狀態鋁合金塊材沉積方向上的顯微組織。由圖3(a～c)可見,不同加工狀態的鋁合金塊材微觀組織特征存在差異,原始沉積態的鋁合金塊材由變形為扁平狀的鋁合金顆粒和球形氧化鋁顆粒組成,顆粒界面清晰可見,呈黑線狀,鋁合金顆粒內觀察到樹枝狀晶界,如圖3(a)所示。鋁合金沉積態塊材微觀孔洞缺陷較多是由于采用的鋁合金粉相比純鋁粉硬度較高、塑性較差,鋁合金粉在沉積過程中變形不足導致顆粒交界處留下孔洞,致使沉積態塊材致密性差,對性能影響較大。沉積態塊材經過400 ℃退火4 h后的組織內觀察不到明顯的鋁合金顆粒,顆粒界面顯著減少,如圖3(b)所示,這與退火時鋁合金顆粒間發生元素相互擴散形成冶金結合有關,另外退火態鋁合金顆粒的晶粒特征發生改變,原始的樹枝狀晶粒轉變為點狀或短棒狀彌散分布,這與鋁合金塊材退火時顆粒內時效析出第二相有關。對退火態塊材進行壓下量30%的熱軋處理后,組織呈現條帶狀特征,如圖3(c)所示。由圖3(a1～c1)可見,沉積態組織在顆粒交界處存在孔洞、縫隙等缺陷,退火后縫隙減少但仍然存在微觀缺陷,熱軋后組織致密性顯著提高,孔隙等缺陷相對較少。

圖3 不同加工狀態鋁合金塊材沉積方向的顯微組織

2.2 力學性能

圖4為不同加工狀態鋁合金塊材的顯微硬度和工程應力-應變曲線。由圖4(a)可見,冷噴涂沉積態的鋁合金塊材顯微硬度較高,約為142 HV0.1,經400 ℃退火4 h后的顯微硬度下降明顯,約為91 HV0.1,相比沉積態下降了36%,退火態試樣進行熱軋后的顯微硬度再次增大,約為120 HV0.1。鋁合金本身的顆粒硬度就高于純鋁粉,而經過冷噴涂處理,顆粒發生較大程度塑性變形,應變硬化效應進一步提高鋁合金顆粒硬度,因此沉積態鋁合金塊材硬度較大。退火過程使得沉積態塊材顆粒內的位錯發生移動致使位錯塞積現象減弱,從而應變硬化效應減弱,同時發生的晶粒長大使得鋁合金塊材的硬度降低,產生退火軟化現象。退火態鋁合金塊材再經過熱軋變形后,應變強化效應使塊材硬度再次增大。

圖4 不同加工狀態鋁合金塊材的顯微硬度(a)及工程應力-應變曲線(b)

對比不同加工狀態鋁合金塊材的工程應力-應變曲線可以看出不同組織狀態鋁合金塊材的強韌性差別。由圖4(b)可見,冷噴涂沉積態鋁合金塊材的抗拉強度約為250 MPa,而韌性較差,延伸率約2%,其工程應力-應變曲線中幾乎沒有塑性變形階段,其脆性較大,這與其微觀組織存在大量顆粒界面和微孔等缺陷有關,顆粒間以機械結合為主,冶金結合較少,因此缺陷處成為沉積態鋁合金塊材的薄弱環節。與冷噴涂沉積態相比,退火態鋁合金塊材的抗拉強度變化不明顯,但是塑性變形能力得到提升,延伸率約為4%,是沉積態的2倍,退火態鋁合金塊材韌性的改善歸因于退火使得顆粒間形成了冶金結合,顆粒界面處缺陷減少,而強度未提高與退火軟化現象有關。與冷噴涂沉積態和退火態相比,熱軋態鋁合金塊材的強度和韌性均有顯著改善,抗拉強度約為350 MPa,延伸率超過6%,其強度達到沉積態的1.4倍,延伸率為沉積態的3倍。

圖5為不同加工狀態鋁合金塊材的拉伸斷口形貌。由圖5(a)可見,沉積態的斷口表面較為粗糙,裂縫呈彎曲狀,與顆粒界面形狀相吻合,表明沉積態鋁合金塊材在拉伸過程中是從顆粒界面斷開的,說明冷噴涂沉積態材料的薄弱顆粒界面是影響材料性能的最大因素。退火態鋁合金塊材的拉伸斷口出現韌窩,如圖5(b) 所示,表明材料具有一定的韌性。熱軋態鋁合金塊材的斷口形貌與退火態相似,出現明顯的韌窩特征,如圖5(c)所示,韌窩更小更多與塊材的結構更致密有關,另外,從圖5(c)還可以觀察到層狀結構特征,這與熱軋加工造成塊材組織具有方向性有關。此外,對比圖5(a～c)可以觀察到球形氧化鋁顆粒特征的區別,沉積態鋁合金塊材斷口可以觀察到少量完整的球形氧化鋁或者氧化鋁脫落留下的孔洞,退火態鋁合金塊材斷口出現半截氧化鋁顆粒嵌在鋁基塊材內部,間接表明退火后鋁合金顆粒的界面形成冶金結合使得塊材內聚力得到提高,塊材也得到強化,熱軋態鋁合金塊材斷口不僅觀察到半截氧化鋁顆粒,還出現少量沿著軋制方向開裂的氧化鋁顆粒,這可能是熱軋過程中,部分顆粒受壓力導致開裂。因此,冷噴涂沉積鋁合金塊材經退火和熱軋的力學性能顯著提高,使得斷裂強度提高為沉積態的1.4倍,延伸率增大為沉積態的3倍,由脆性斷裂轉變為韌性斷裂。

圖5 不同加工狀態鋁合金塊材的拉伸斷口形貌

2.3 腐蝕性能

圖6為不同加工狀態鋁合金塊材在3.5wt%NaCl溶液中全浸泡不同時間后的腐蝕形貌。由圖6可見,不同狀態的鋁合金塊材在鹽溶液中浸泡后均表現為點蝕;沉積態塊材點蝕數量較多且發展較快,腐蝕過程中先出現蝕點,腐蝕加重時不斷有新的蝕點出現,原蝕點變大變深。浸泡時間從2天延長到9天時可明顯觀察到新的蝕點出現,且嚴重腐蝕位置處的腐蝕產物疏松易脫落,不具有保護性。退火態塊材的蝕點出現后,僅在已有蝕點處加重腐蝕,浸泡時間從2天到9天時新蝕點出現的數量較少,已嚴重腐蝕位置的腐蝕產物呈白色疏松狀。熱軋態塊材在蝕點出現后原位加重腐蝕,浸泡時間從2天到9天時新蝕點出現的數量也明顯較少,已腐蝕位置的腐蝕產物較為致密,牢固附著在塊材表面,具有潛在的保護作用。

圖6 不同加工狀態鋁合金塊材在3.5wt%NaCl溶液中浸泡不同時間后的腐蝕形貌

對在3.5wt%NaCl溶液中浸泡腐蝕9天后的試樣進行極化曲線測試,結果如圖7和表1所示。可以看出,不同狀態鋁合金塊材腐蝕一定時間后的極化曲線存在差異,這與材料的表面狀態有關,如腐蝕產物和鈍化膜特征。冷噴涂沉積態塊材的自腐蝕電位較低,為-1.22 V,點蝕電位為-0.79 V,自腐蝕電流密度為8.61 μA/cm2;退火態塊材的自腐蝕電位升高至-1.12 V,點蝕電位為-0.66 V,自腐蝕電流密度稍有下降,約為5.15 μA/cm2;熱軋態塊材的自腐蝕電位顯著升高,約為-0.35 V,點蝕電位為-0.14 V,自腐蝕電流密度顯著下降,約為0.258 μA/cm2。自腐蝕電位的提高意味著材料熱力學腐蝕傾向減小,點蝕電位提高意味著耐點蝕性能提高,自腐蝕電流密度減小意味著腐蝕速度降低,耐蝕性好。因此,沉積態鋁合金塊材經退火和熱軋后的耐蝕性能和耐點蝕性能提高,這與熱軋后塊材的結構缺陷減少和組織細化有關。冷噴涂沉積態塊材存在孔洞和顆粒界面等缺陷,在后續的退火和熱軋使塊材缺陷減少,結構更致密,材料抵抗侵蝕介質滲透能力和耐點蝕性能提高,熱軋帶來的晶粒細化效果使得鋁合金材料的鈍化性能提高,耐點蝕性能改善。

表1 不同加工狀態鋁合金塊材在3.5wt%NaCl溶液中浸泡腐蝕9天后的電化學參數

圖7 不同加工狀態鋁合金塊材在3.5wt%NaCl溶液中浸泡腐蝕9天后的極化曲線

3 結論

1) 低壓冷噴涂法沉積的鋁合金基塊材由于鋁合金顆粒硬度高、變形不足導致結構上存在大量的顆粒界面和微孔洞等缺陷;經過400 ℃退火4 h后,顆粒界面缺陷顯著減少;退火后再經30%壓下量的熱軋加工后,塊材的結構致密性顯著提高。

2) 沉積態鋁合金塊材硬度高、塑性很差,拉伸時發生脆性斷裂,這與微觀結構上縫隙和孔洞等缺陷有關;經過400 ℃退火4 h后,硬度顯著下降,抗拉強度變化不大,但延伸率為沉積態2倍,塑性提升,這與退火后缺陷減少和鋁合金軟化有關;退火后再經30%壓下量的熱軋加工后,硬度再次增大,材料的抗拉強度和韌性均提高,抗拉強度達到350 MPa,為沉積態的1.4倍,延伸率超過6%,為沉積態的3倍。

3) 沉積態鋁合金塊材耐點蝕性能差,形成的蝕點多、點蝕擴展快,形成的腐蝕產物疏松易剝落;經過400 ℃退火4 h后,耐點蝕性能稍有提升,但形成的腐蝕產物依然疏松;退火后再經30%壓下量的熱軋加工后,耐點蝕性能改善,形成的腐蝕產物也更致密,具有一定的保護作用,降低了材料的腐蝕速度。