退火工藝對鋁合金組織性能的影響

退火工藝對鋁合金組織性能的影響

由于良好的加工成型性能和中等靜態(tài)強(qiáng)度，5002鋁合金主要用于各種箱式鋁條的鋁條。此外,還用于制造飛機(jī)油箱、儀表、百葉窗等建筑裝飾材料與電視機(jī)外殼沖制材料等等。5052鋁合金屬于不可熱處理強(qiáng)化鋁合金,迄今為止,國內(nèi)外生產(chǎn)5052合金板材還是以傳統(tǒng)熱軋工藝為主。但傳統(tǒng)熱軋工藝存在工藝流程長、生產(chǎn)周期長、高能耗、成本高等缺點(diǎn)。鑄軋工藝生產(chǎn)5052鋁合金有高效、節(jié)能、環(huán)保、低成本、周期短等優(yōu)勢。但是5052鋁合金經(jīng)過雙輥鑄軋成坯后,板坯存在較嚴(yán)重的中間偏析,將影響最終板材的質(zhì)量。已有研究表明,控制中間退火和成品退火處理的溫度和保溫時(shí)間,可以改善變形組織、細(xì)化晶粒、提高5052鋁合金薄板的綜合性能。目前生產(chǎn)中主要根據(jù)經(jīng)驗(yàn)制定中間退火和成品工藝,而對于鑄軋5052鋁合金的冷軋和熱處理工藝研究缺乏系統(tǒng)性。本文研究退火工藝參數(shù)對鑄軋5052鋁合金組織和性能的影響,為生產(chǎn)中制定鑄軋5052鋁合金中間退火和成品退火工藝,利用退火處理控制其顯微組織,改善力學(xué)性能和塑性成形性能提供依據(jù)。1試驗(yàn)材料和方法1.1金屬板坯的成分試驗(yàn)材料為某公司提供的雙輥鑄軋5052鋁合金板坯,板坯厚度為7.5mm。為提高其熔體流動(dòng)性,添加0.23%富鈰混合稀土和0.8%Al-Ti-B細(xì)化劑,合金板坯的成分如表1所示。圖1是采用偏光顯微照片合成的板坯組織三維示意圖,鑄軋5052鋁合金板坯組織“人”字形排列明顯,板坯上下層晶粒組織均與中心線成20°~30°夾角。中心層厚度大約為0.9mm,中心層偏析較為嚴(yán)重。鑄軋板橫截面晶粒粗大現(xiàn)象嚴(yán)重,利用imagetool軟件統(tǒng)計(jì)計(jì)算得到板材橫截面平均晶粒尺寸為348μm。1.2試驗(yàn)過程和金相觀察試樣的制備為減輕板坯中間偏析情況,需對合金板坯進(jìn)行高溫均勻化退火。從DSC曲線分析得知,試驗(yàn)所用鑄軋5052合金開始熔化溫度為608.8℃。因此,均勻化退火處理方案為:加熱溫度為450、500、550、580和590℃,保溫時(shí)間為4、10、15、20和30h。本試驗(yàn)第二道次冷軋過后總壓下量已經(jīng)接近60%,根據(jù)5052鋁合金加工硬化曲線,工藝塑性變壞,需要在該道次實(shí)施中間退火工藝。分別取中間退火溫度為330、360、390、420和450℃,保溫30min。根據(jù)合金的再結(jié)晶溫度范圍,選擇300、320和340℃對最終冷軋板進(jìn)行成品退火,保溫時(shí)間為1h。金相觀察試樣的制備采用電解拋光和陽極化制膜的方法,晶粒形貌和晶粒尺寸在OlympusBX51M型偏光顯微鏡上進(jìn)行觀察。合金中不同相的組成成分和主要合金元素分布情況以及組織表面和斷口形貌的檢測與觀察在PhilipQuanta-2000型掃描電鏡進(jìn)行。顯微硬度測試HX-1000TM/LCD顯微硬度計(jì)上進(jìn)行。合金力學(xué)性能拉伸試驗(yàn)在MTS810材料測試系統(tǒng)上進(jìn)行。2結(jié)果與討論2.1偏析和晶粒尺寸的變化均勻化退火對板坯中間偏析的影響如圖2所示。板坯中心處偏析物大小為50~100μm,顆粒物之間的距離為300μm左右。在均勻化退火條件下,隨著加熱溫度的升高,板坯中間偏析物的數(shù)量和尺寸減少,溫度為500℃時(shí)的變化明顯,如圖2(a);溫度為580℃時(shí),如圖2(c),偏析物數(shù)量和其分布厚度明顯減小,尺寸約為50μm,中間偏析得到有效減輕;溫度為590℃時(shí),其進(jìn)一步減輕趨勢不明顯。保溫時(shí)間的延長,偏析有明顯減輕,保溫10h時(shí)中間偏析已有較大幅度的減輕,數(shù)量及其尺寸減小,如圖2(b)。但是時(shí)間延長,偏析進(jìn)一步減輕的趨勢變緩,保溫30h時(shí),中間偏析的進(jìn)一步變化不明顯。在鑄軋條件下,原板坯的晶粒尺寸很不均勻,靠近板坯表面處的晶粒尺寸明顯比中間部位晶粒尺寸小,但整體來看板坯的晶粒尺寸很大,如圖1所示。由于鑄軋時(shí)有一定程度熱變形,發(fā)生了動(dòng)態(tài)回復(fù),在晶粒內(nèi)部產(chǎn)生亞晶。經(jīng)均勻化退火過后,晶粒尺寸有所變小,但變化不太明顯,主要因?yàn)闇囟壬呤箒喚У靡蚤L大而發(fā)生再結(jié)晶,但是其對晶粒尺寸變小的作用有限;隨溫度不斷升高,晶界移動(dòng)所需驅(qū)動(dòng)力增大,發(fā)生明顯遷移,到580℃時(shí),晶粒尺寸明顯減小,晶界趨向于鈍化,棱角減少。580℃保溫20h后,板坯的顯微硬度有所提高,這是過飽和元素析出產(chǎn)生的強(qiáng)化作用和過剩相溶解以及偏析消失時(shí)的原子擴(kuò)散所產(chǎn)生固溶強(qiáng)化共同作用的結(jié)果。退火后板坯橫截面顯微硬度隨機(jī)分布值的方差和標(biāo)準(zhǔn)差均小于未經(jīng)均勻化退火處理的板坯,說明均勻化退火處理有效減輕了鑄軋板坯的偏析程度,基體成分逐漸均勻化,這與上述組織分析一致。2.2中間退火溫度對晶粒尺寸、拉伸斷口形貌的影響退火溫度為420℃時(shí),如圖3(a),發(fā)生完全再結(jié)晶,纖維狀組織完全消失,晶粒分布均勻且呈等軸狀,與鑄軋板坯橫截面的晶粒相比尺寸有大幅度降低,平均晶粒尺寸約為100μm。此時(shí)金屬的強(qiáng)度和硬度下降,塑性增加,金屬內(nèi)部總的表面能降低,合金板材被軟化,有利于下一步冷軋的進(jìn)行。退火溫度升高至450℃時(shí),顯微組織無顯著的變化,晶粒尺寸、形狀和分布均與420℃退火時(shí)相似,且沒有出現(xiàn)晶粒異常長大現(xiàn)象。圖3(b)是未經(jīng)中間退火后冷軋板顯微組織,晶粒較為粗大。中間退火后冷軋板晶粒形狀呈拉長狀,相比未經(jīng)中間退火的組織,晶粒尺寸變小,其晶界和晶內(nèi)的顆粒狀析出物增多,當(dāng)中間退火溫度升高到420℃以上時(shí),如圖3(c)所示,晶粒呈近似等軸狀,并且尺寸較大,相比較低的中間退火溫度時(shí),晶界處和晶內(nèi)的顆粒狀析出物少。說明420℃中間退火時(shí),板材部分析出物已經(jīng)固溶進(jìn)入基體組織。隨著中間退火溫度的升高,板材最終抗拉強(qiáng)度呈下降趨勢,而伸長率呈上升趨勢(圖4)。中間退火溫度在330~390℃之間時(shí),抗拉強(qiáng)度比較高,在260~280MPa之間,伸長率在11%~14%之間;當(dāng)中間退火溫度升為420℃時(shí),其抗拉強(qiáng)度明顯降低,約為225MPa,伸長率有較大提高,為17%;450℃時(shí),其抗拉強(qiáng)度和伸長率與420℃時(shí)接近。這是因?yàn)橥嘶饻囟鹊陀?90℃時(shí),發(fā)生不完全再結(jié)晶,合金因冷軋變形而產(chǎn)生的加工硬化沒有完全消除,同時(shí)退火溫度較低,晶界和晶內(nèi)析出大量細(xì)小顆粒物,晶內(nèi)位錯(cuò)密度降低較少,導(dǎo)致最終板材抗拉強(qiáng)度較高,伸長率較低。退火溫度為420℃時(shí),再結(jié)晶基本完成,形成新的無畸變等軸晶,加工硬化得到完全消除,板材軟化,塑性得到恢復(fù),同時(shí)較高退火溫度使一部分細(xì)小顆粒與基體組織固溶,使強(qiáng)度下降。隨著保溫溫度繼續(xù)升高至450℃,抗拉強(qiáng)度和伸長率基本穩(wěn)定。圖4(a)和圖4(b)分別是中間退火溫度為360和420℃后在同一尺度下的室溫拉伸斷口形貌。由圖4(a)可以看出韌窩小而淺,直徑約為5μm,韌窩間距小,撕裂棱小,韌窩邊緣塑性變形也小,對應(yīng)較低伸長率,說明塑性較差。如圖4(b)所示韌窩大小和分布均勻,在多處形核起裂,撕裂棱較大,韌窩較大而且深,韌窩邊緣塑性變形程度大,對應(yīng)較高伸長率,說明此時(shí)合金塑性變形能力增大。2.3高溫退火和冷軋板高溫下的力學(xué)性能金屬經(jīng)較大冷變形后,即處于一種不穩(wěn)定狀態(tài),從力學(xué)性能上看,強(qiáng)度和硬度增加,塑性下降。300℃退火后,如圖5(a),拉長的晶粒開始粗化,無畸變的新晶粒已經(jīng)形成并成為再結(jié)晶晶核,晶粒的形狀與變形態(tài)相同,保持著纖維狀或扁平狀。圖5(b)顯示320℃退火后,纖維狀晶?；鞠?出現(xiàn)粗長的條狀晶粒,無畸變晶核正在消耗其周圍的變形基體而長大。經(jīng)340℃退火后,冷軋變形組織變?yōu)樾碌臒o畸變細(xì)等軸晶,此時(shí)再結(jié)晶已經(jīng)完成,如圖5(c)所示。成品退火后,板材的強(qiáng)度較高(圖6),說明沿板坯中間分布的相粒子在經(jīng)過冷軋加工后變?yōu)榧?xì)小的顆粒大量分散于基體中,從而引起強(qiáng)度升高。從抗拉強(qiáng)度來看,0°方向小于45°方向,而90°方向強(qiáng)度最大;從伸長率來看,則正好相反,0°方向大于45°方向,而90°方向最小。隨退火溫度升高,在板材90°方向上的強(qiáng)度略有降低,伸長率也略有提高,但在0°和45°方向上則呈現(xiàn)先降低后升高的現(xiàn)象。320℃退火時(shí),板材在三個(gè)方向上的強(qiáng)度差值明顯,說明其各向異性度高,板材成形性能較差;而340℃退火時(shí),板材在三個(gè)方向上的強(qiáng)度差值較小,其板材成形性能較好。總體來看,隨退火溫度升高,板材強(qiáng)度沒有較大程度降低和軟化現(xiàn)象,反而略有升高。進(jìn)一步升高加熱溫度和延長保溫時(shí)間表明,隨著溫度的升高和時(shí)間的延長,再結(jié)晶晶粒并沒有出現(xiàn)晶粒長大,反而有減小的趨勢。在鋁基固溶體中,當(dāng)鎂含量大于0.5%時(shí),再結(jié)晶形核率急劇上升,而生長速度卻僅僅略有上升,趨勢緩慢。本試驗(yàn)5052鋁合金含鎂量為2.43%,高溫退火時(shí),合金的形核率非常大,晶核生長速度卻很小;同時(shí)合金中大量細(xì)小分散的析出相粒子使再結(jié)晶驅(qū)動(dòng)力增加阻礙了晶粒生長速度的增加。根據(jù)約翰遜-梅厄方程,當(dāng)形核率增長大于生長速率增長時(shí),再結(jié)晶晶粒尺寸將減小。因此,在340℃退火時(shí),合金的再結(jié)晶晶粒減小,使得強(qiáng)度增加。由圖6可知,經(jīng)340℃退火,板材的強(qiáng)度達(dá)到280MPa以上,伸長率達(dá)到9%,已經(jīng)達(dá)到軍用5052鋁合金板材的力學(xué)性能要求。從圖中還可以看出,冷軋板屈強(qiáng)比整體較高,基本在0.85左右,因此其用于制備結(jié)構(gòu)零件時(shí)強(qiáng)度的利用率高,可靠性高。圖7是冷軋板經(jīng)過340℃,保溫1h的退火后的顯微組織及能譜分析圖。由圖7(a)可以看出,組織內(nèi)存在大量彌散分布的細(xì)小顆粒物,大小約為1μm,通過能譜分析可知,此細(xì)小顆粒物含有Mg、Fe和Si等元素,在對其它顆粒物的分析中還發(fā)現(xiàn)了Cr元素。Fe含量最多,Si含量其次,Cr含量最少,而Mg含量基本穩(wěn)定在3wt%左右。顆粒物所含元素成分與板坯晶界處存在的顆粒物成分基本一致,且大小均為1μm左右。說明經(jīng)過高溫均勻化退火和冷軋加工以及中間退火處理后,顆粒物經(jīng)固溶進(jìn)基體和退火析出后,大量彌散分布于基體內(nèi),從而在再結(jié)晶退火時(shí)促進(jìn)再結(jié)晶晶核形成并阻礙再結(jié)晶晶粒長大。圖7(b)是斷口的形貌以及韌窩處顆粒物的能譜分析,可以看出,該顆粒物含有Al、Fe和Si三種元素,這與圖7(a)中顯示顆粒物中元素成分一致,且成分含量相近,可以推測此顆粒物為AlFeSi相。鋁合金在凝固時(shí)可能形成粗大的金屬間化合物,如(Mn,Fe)Al6、FeAl3、α-AlMgSi和α-Al(Fe,Mn)Si等,還可能形成一些沉淀物或者分散粒子等。LiuJiantao等在連續(xù)鑄造5052鋁合金板帶中也發(fā)現(xiàn)類似本試驗(yàn)所用板坯的中間層偏析結(jié)構(gòu),并認(rèn)為經(jīng)過冷軋加工和退火后形成的顆粒物多數(shù)應(yīng)為Al-Fe-Mn相,而在Mn含量較少時(shí),Fe和Si可形成穩(wěn)定的α-AlFeSi相。根據(jù)表1中所示結(jié)果,本次試驗(yàn)5052鋁合金含Mn量較少,可以基本確定此顆粒物多數(shù)應(yīng)為α-AlFeSi相。3中間退火工藝1)均勻化退火后實(shí)驗(yàn)鋁合金板坯的顯微硬度提高,組織更加均勻。高溫均勻化退火能夠有效減輕板坯的中間偏析,使Mg等合金元素固溶到基體中,但通過均勻化退火并不能完全消除中間偏析;加熱溫度580℃,保溫20h后,板坯中間偏析得到有效減輕,合金的顯微硬度提高,組織更加均勻;2)中間退火后板材組織和性能明顯改善,塑性恢復(fù),利于進(jìn)一步冷軋加工。中間退火溫度為42