變形過程中鑄軋鋁合金中元素分布的演化行為

朱遠志，沈衛(wèi)東，張帆，趙超奇，蒙毅，林宇龍

?

變形過程中鑄軋鋁合金中元素分布的演化行為

朱遠志1，沈衛(wèi)東2，張帆2，趙超奇1，蒙毅1，林宇龍2

(1. 北方工業(yè)大學機械與材料工程學院，北京 100144；2. 國網(wǎng)冀北電力有限公司經(jīng)濟技術研究院，北京 100041)

采用層狀溶解法，利用等離子發(fā)射光譜研究不同軋制變形量對鑄軋1235鋁合金板材厚度方向上鐵、硅元素分布的影響。研究結果表明：鑄軋坯料中鐵的偏析非常嚴重，硅在鑄軋板中存在比較輕微的偏析。經(jīng)較小的變形量(49.3%)變形后，鐵、硅元素的偏析規(guī)律與鑄軋坯料中基本相似，這些元素在板料中的流動符合層狀流動規(guī)律；當變形量較大時(83.6%)，合金元素在金屬中的流動變得復雜。

1235鋁合金；鑄軋；偏析；軋制

鋁箔坯料的生產(chǎn)方式主要有熱軋和鑄軋。熱軋是采用半連續(xù)鑄錠，并經(jīng)過熱軋和冷軋后制成具有一定厚度的板材，而鑄軋是指熔體在2個旋轉冷卻的輥子中間，邊凝固邊變形，然后經(jīng)過適當后續(xù)變形至一定厚度的板材。傳統(tǒng)的熱軋工藝流程為熔煉—鑄造—銑面—均勻化—熱軋開坯—冷軋[1?2]，而鑄軋的工藝流程為熔煉—鑄軋—冷軋[3?5]。熱軋法由于具有熱軋開坯環(huán)節(jié)。這一過程中的變形量非常大，有利于成分和組織的均勻性，因而生產(chǎn)的鋁箔毛料更利于軋制高質量的鋁箔。然而，鑄軋法生產(chǎn)的鋁箔毛料由于前面道次變形量相對比較小，板料中的偏析、夾雜難以完成破碎，因而要用鑄軋法生產(chǎn)的鋁箔毛料進一步生產(chǎn)出合格的鋁箔難度比熱軋法更大。但是與熱軋相比，鑄軋投資小、流程短、能耗低，因此，在鋁板帶材的生產(chǎn)上得到了更廣泛的應用。在連續(xù)散熱和凝固的過程中，鑄軋坯料還要受到軋制力的影響，因此，與熱軋坯料相比，鑄軋坯料的質量更加難以控制。1235工業(yè)純鋁為生產(chǎn)鋁箔的最常用合金，目前國內生產(chǎn)的鋁箔90%采用1235鋁合金[6?8]。1235鋁合金在鑄軋過程中可能形成特有的元素偏析[9]，如果元素偏析遺傳到后續(xù)加工工序，就會對鋁箔表面質量產(chǎn)生重要影響。人們對鑄軋1235鋁合金坯料厚度方向的宏觀偏析進行了一些研究，初步了解其分布規(guī)律[9]。這種鋁合金坯料經(jīng)過軋制后，第二相可能破碎，產(chǎn)生流動或縱橫向運動，形成特殊的分布規(guī)律[10?11]。軋制后, 第二相元素的分布規(guī)律對其后續(xù)退火會產(chǎn)生重要影響[ 12?14]。目前，關于軋制對鑄軋鋁合金第二相元素分布的影響的研究較少，為了提高鋁箔表面質量，本文作者以1235鋁合金為研究對象，研究鑄軋板坯經(jīng)過后續(xù)軋制后，第二相元素的分布規(guī)律。

1 材料制備與實驗方法

實驗原材料厚度為7.3 mm的鑄軋鋁產(chǎn)品，其化學成分如表1所示。

表1 1235鋁合金化學成分(質量分數(shù))

采用單機架雙輥軋機，將原始鑄軋鋁板直接進行冷軋，冷軋變形量分別為49.3%和83.6%，冷軋后的厚度為3.7 mm和1.2 mm。

實驗樣品分別取自原始鑄軋鋁板和軋制后鋁板，盡量保證在鋁板相鄰的位置取樣，并對鑄軋鋁板的上下表面做好記號以便區(qū)分，取樣方式如圖1所示。

在進行成分測試時，需對實驗樣品進行溶解，為了測得沿厚度方向上元素的含量，對試驗樣品進行如圖2所示的密封處理：將樣品除軋制面外其余5個面均用AB膠(成分為C4H6O2)將其密封。成分測試在ICP-AES上完成。

圖1 試驗樣品的取樣方式

圖2 試驗樣品的密封方法

2 結果分析與討論

2.1 鑄軋鋁板中雜質元素分布特點

以上表面為厚度起點，反應時間為，樣品溶解的質量為，腐蝕速度為，樣品密度為2.7 g/cm3，反應面積為，則可表示為

由于鋁的密度和反應面積為已知常數(shù)，因而×用常數(shù)表示，由式(1)可得

(2)

將式(2)兩邊同時乘以Fe的質量分數(shù)Fe，即可得每次溶解的Fe的質量Fe，

同理，也可以得出Si的質量關系式為

(4)

根據(jù)式(3)和式(4)，可作出Fe和Si元素沿厚度方向上的質量分布圖，如圖3所示。

由圖3可以看出：鑄軋鋁板中Fe和Si元素質量沿厚度方向上的分布并不是嚴格按照線性分布的，在厚度方向上存在一定的偏差，因此，可以判斷Fe和Si沿厚度方向上質量分布不均勻，即發(fā)生了偏析，但是由于在工業(yè)純鋁中，F(xiàn)e和Si元素的質量分數(shù)較小，因此，要得出準確的結果，應從Fe和Si元素沿厚度方向上的質量分數(shù)進行進一步分析。

(a) Fe；(b) Si

2.2 鑄軋鋁板中Fe和Si元素的質量分數(shù)沿厚度方向的分布

樣品腐蝕完全后，采用ICP-AES對Fe和Si元素進行分析并測量其質量分數(shù)，可以得到Fe和Si元素的質量分數(shù)沿厚度方向的分布圖，如圖4所示。

由圖4可以看出：在上表層樣品中Si質量分數(shù)(圖4(a))分布較均勻，過渡到中間層時出現(xiàn)下降趨勢，在4 mm左右時，Si質量分數(shù)達到最低，隨后又繼續(xù)上升，并在下表層時達到最高，而且下表層的平均含量比上表層的高。由圖4(b)所示，F(xiàn)e質量分數(shù)的分布和Si質量分數(shù)的分布趨勢相似，同樣均為沿著上下表面層向中心層有所下降。因為在工業(yè)純鋁中，與其他元素相比較，F(xiàn)e和Si元素質量分數(shù)較高，且對產(chǎn)品的性能影響最大，因此，重點討論Fe和Si元素的分布規(guī)律和特點。

(a) Si；(b) Fe

由宏觀偏析方程可知[10]

其中：L為液相體積分數(shù)；L為溶質濃度；為凝固收縮率；為有效溶質分配系數(shù)；為液相流動速度；為凝固速度。由宏觀偏析方程可知，由于固液兩相區(qū)內凝固導致的收縮、鑄軋過程中產(chǎn)生的幾何變形及重力影響導致的枝晶間富集溶質液相的流動，F(xiàn)e和Si元素質量分數(shù)在厚度方向的分布會存在差異，形成宏觀偏析，又由于鑄軋鋁板中的Fe和Si元素的有效溶質分配系數(shù)不同、濃度和溶解度不同等原因，偏析情況會存在一定差異。

以Fe和Si含量的標準偏差來表征它們的宏觀偏析程度，即

式中：dev為標準偏差；X為第次測得的Fe和Si元素質量分數(shù)；為Fe和Si質量分數(shù)平均值；為腐蝕完全所用的次數(shù)。計算結果得Fe和Si元素的標準偏差分別為0.046和0.007，即Fe的偏析程度大于Si的偏析程度。

這里值得說明的是：鑄軋板表面鐵和硅的平均質量分數(shù)比中心位置的高，這與中心含有較大的偏析元素相反。這種反常的分布規(guī)律可能與鑄軋?zhí)赜械哪桃?guī)律有關。在鑄軋板中心，由于高溫停留時間長，第二相容易長大，但其平均數(shù)量并不一定比近表面位置的高。另外，垂直于板面的枝晶的形成可能給第二相元素的濃度擴散提高通道，導致這種反常的分布[15]。

2.3 軋制后鑄軋鋁板中Fe和Si元素質量沿厚度方向的分布

根據(jù)式(3)和式(4)，F(xiàn)e和Si元素質量沿厚度方向的分布如圖5和圖6所示。

由圖5和圖6可見：經(jīng)過軋制變形后，金屬發(fā)生流動，鑄軋鋁板中Fe和Si元素質量沿厚度方向的分布更均勻，但是軋制變形量過大時，鑄軋鋁板中Fe質量沿厚度方向的分布發(fā)生了明顯的變化。因為Fe和Si元素的質量分數(shù)較小，無法準確反映軋制后Fe和Si元素質量分數(shù)的分布情況，因此，從Fe和Si元素沿厚度方向的質量分數(shù)進行進一步分析。

2.4 軋制后鑄軋鋁板中Fe和Si元素質量分數(shù)沿厚度方向的分布

厚度為3.70 mm樣品的Fe和Si元素質量分數(shù)沿厚度方向的分布如圖7所示。由圖7可知：與軋制前樣品比較，軋制后，F(xiàn)e的質量分數(shù)分布更加均勻，而Si則沒有明顯的變化；樣品的Fe質量分數(shù)在上表層分布較均勻，過渡到中間層時出現(xiàn)了非常明顯的波谷，從中心層到下表層，F(xiàn)e的質量分數(shù)逐漸上升，并在到達下表層時達到最高；樣品的Si質量分數(shù)由上表層逐漸下降，在中心層時達到最低，繼而又持續(xù)升高，在下表層底部時達到最高，形成1個“V”形，而且下表層中Si的質量分數(shù)明顯比上表層的大。因此，F(xiàn)e和Si在中心層的質量分數(shù)均達到最低。

而經(jīng)過大變形量的軋制后，厚度為1.20 mm樣品的Fe和Si元素質量分數(shù)沿厚度方向的分布如圖8所示?？梢姡篎e和Si元素的質量分數(shù)分布規(guī)律不明顯，在上表層Fe的質量分數(shù)有波動，但峰值較小，總體分布較為均勻；在中心層，F(xiàn)e的質量分數(shù)達到最低，中心層到下表面Fe的質量分數(shù)又逐漸上升，并出現(xiàn)了很明顯的峰值；而Si的質量分數(shù)逐漸上升，在距離最上表層0.5 mm左右處達到最高，隨后又急劇下降，波動較大，在中心層，Si的質量分數(shù)達到最低，隨后又在下表層時逐漸上升，在距離上表層0.8 mm處出現(xiàn)1個小峰值。

總的來說，小變形量(49.3%)后，板材中鐵和硅元素沿厚度方向的分布形狀與鑄軋坯料中Fe和Si元素質量分數(shù)沿厚度方向的分布基本相似。其主要原因是當變形量較小時，金屬的流動主要呈現(xiàn)為層狀流動。這一點通過計算機模擬可以得出。

由于偏析相的尺寸為幾微米到十幾微米[16?17]，因此，在幾何模型構建時，只根據(jù)第二相元素的宏觀濃度不同將板材大體分為3層：上表層、中心層和下表層。假設上表層、中心層和下表層之間濃度存在較大差異，而各層內部的濃度為均質。構建的幾何模型如圖9所示。

輥子的摩擦因數(shù)取0.3，壓下量為49.3%。1235板坯經(jīng)過軋輥軋制后結果如圖10所示。

(a) Fe；(b) Si

(a) Fe；(b) Si

(a) Fe；(b) Si

(a) Fe；(b) Si

圖9 元素宏觀分布幾何模型

(a) 軋制初始咬入狀態(tài)；(b)軋制變形后

由圖10可見：與上層和下層相比，中間層的變形程度較小，而且鑄軋鋁板在軋制的過程中，金屬的流動遵循軋制過程中金屬的流動規(guī)律，F(xiàn)e和Si元素隨著金屬流動而流動，而且鑄軋鋁板在上、中、下層中只發(fā)生分層流動，相鄰層間只發(fā)生滑動而不發(fā)生混合，因此，對Fe和Si元素的分布沒有產(chǎn)生太大的影響。

但是，隨著變形量的增加，如變形量增加到83.6%，軋制后板料厚度變?yōu)?.2 mm，第二相含量高的中間層或者變形量較大的近表層硬化程度比較高, 隨著變形的不斷深入，第二相含量較低的部位可能更加易于發(fā)生變形，擠入第二相含量較多的中心層。第二相含量較高的中心層中的第二相顆粒也開始逐漸向表層靠攏。當壓力達到一定程度后，比較脆的第二相顆粒還可能發(fā)生破裂。這一點從數(shù)值模擬過程可以看出。鑄軋鋁板中，存在容易發(fā)生破碎的(AlFeSi)相[18]，因此，假設在鑄軋鋁板中心含有一個易破碎的(AlFeSi)相(如圖11中所示小方塊)，將模型簡化為在鑄軋鋁板上下表面受軋制壓力、由摩擦產(chǎn)生的剪切力以及張力。大變形后脆性顆粒的斷裂的掃描電鏡照片如圖12所示。經(jīng)過ABAQUS模擬之后，易破碎相變化過程如圖13所示。

由圖13可以看到：在軋制過程中，隨著變形量的逐漸增大，容易破碎的第二相的形狀和大小逐漸發(fā)生變化，沿軋制方向被展寬或者拉長，垂直于軋制方向被壓縮，如圖13(b)和13(c)所示。隨著變形量增大，第二相粒子的形狀發(fā)生了明顯變化，并逐漸形成了不規(guī)則的形狀和長棒狀，而且有逐漸被拉斷而破碎的趨勢，如圖12(d)所示。隨著基體的流動而分離，甚至離散在基體內。這一點從變形試驗過程中易破碎相的斷裂中也可以明顯看到(圖12)。

大變形后，伴隨著顆粒的破碎，層與層之間顆粒和金屬運動變得復雜起來，因而其元素沿著厚度方向的分布比原始鑄軋態(tài)樣品和較小變形量板料中的分布復雜(見圖8)。

圖11 易破碎相軋制示意圖

圖12 大變形后脆性顆粒的斷裂的掃描電鏡照片

(a) 變形初始狀態(tài)；(b) 顆粒變形；(c) 顆粒縮頸；(d) 顆粒破裂

3 結論

1) 鑄軋板坯中鐵元素存在比較嚴重的表面偏析，而鑄軋板中硅元素的偏析比較輕微。

2) 當鑄軋板在較小變形量下變形時，金屬元素鐵、硅在坯料中主要是層狀流動，這時的變形難以改善偏析元素的分布。

3) 經(jīng)較大變形量后，鑄軋坯料中偏析元素鐵和硅的流動變得復雜。

[1] CHROMINSKI W, OLEJNIK L, ROSOCHOWSKI A, et al. Grain refinement in technically pure aluminium plates using incremental ECAP processing[J]. Materials Science and Engineering A, 2015, 636(11): 172?180.

[2] AB RAHIM S N, LAJIS M A, ARIFFIN S. A review on recycling aluminum chips by hot extrusion process[J]. Procedia CIRP, 2015, 26: 761?766.

[3] 李建平, 肖瓊, 毛大恒，等. AZ31B鎂合金電磁超聲鑄軋板后續(xù)溫軋的組織和織構演變[J]. 中南大學學報(自然科學版), 2013, 44(12): 4811?4818. LI Jianping, XIAO Qiong, MAO Daheng, et al. Evolution of microstructure and texture of electromagnetic and ultrasonic energy-field cast-rolling AZ31B Mg alloy sheet during subsequent warm-rolling process[J]. Journal of Central South University (Science and Technology), 2013, 44(12): 4811?4818.

[4] 戴青松, 鄧運來, 胥福順, 等. 鑄嘴結構對3004鋁合金鑄軋流熱場的影響及其優(yōu)化設計[J]. 中南大學學報(自然科學版), 2015, 46(5): 1602?1608. DAI Qingsong, DENG Yunlai, XU Fushun, et al. Effect of nozzle structure on fluid-thermal field of 3004 aluminum alloy melt in cast-rolling and its optimum design[J]. Journal of Central South University (Science and Technology), 2015, 46(5): 1602?1608.

[5] 毛大恒, 趙蘇琨, 扶宗禮, 等. 電磁/超聲能場對1060鋁合金鑄軋板組織性能的影響[J]. 中南大學學報(自然科學版), 2014, 45(6): 1819?1826. MAO Daheng, ZHAO Sukun, FU Zongli, et al. Effect of electromagnetic and ultrasonic energy field on microstructure and properties of 1060 aluminum alloy casting and rolling plate[J]. Journal of Central South University (Science and Technology), 2014, 45(6): 1819?1826.

[6] 李亞紅. 均勻化退火對鑄軋1235鋁合金雙零箔坯料質量和箔材成品針孔的影響[J]. 輕合金加工技術, 2012, 40(4): 57?60. LI Yahong. Homogenization effect of continuous cast stock on quality and pinhole of double rolled 1235 aluminum alloy foil[J]. Light Alloy Fabrication Technology, 2012, 40(4): 57?60.

[7] 毛宏亮, 王劍華, 楊鋼, 等. 1235鋁合金連續(xù)鑄軋態(tài)微觀組織的表征[J]. 中國有色金屬學報, 2014, 24(4): 863?869. MAO Hongliang, WANG Jianhua, YANG Gang, et al. Characterization of microstructure of 1235 aluminum alloy sheet produced by twin roll casting[J]. The Chinese Journal of Nonferrous Metals, 2014, 24(4): 863?869.

[8] 蔡邦霞. 1235鋁合金雙零箔用鑄軋坯料的生產(chǎn)工藝[J]. 甘肅冶金, 2015, 37(3): 33?35. CAI Bangxia. Producing process of cast-rolling sheet stock for 1235 aluminium-alloy light gauge foil[J]. Gansu Metallurgy, 2015, 37(3): 33?35.

[9] ZHU Y Z. Comparative study on effects of microstructures of hot rolled and twin roll casting 1235 aluminium alloy on surface quality of aluminum foils produced[J]. Materials Science and Technology, 2011, 27(4): 761?766.

[10] 馮科, 徐楚韶, 陳登福, 等. 連鑄坯微觀及宏觀偏析數(shù)學模型的研究進展[J]. 特殊鋼, 2002, 23(4): 8?12. FENG Ke, XU Chushao, CHEN Dengfu, et al. Review on mathematic models on micro- and macro- segregation in continuous cast billet[J]. Special Steel, 2002, 23(4): 8?12.

[11] MCCARTHY J F. Phase diagram effects in phase field models of dendritic growth in binary alloys[J]. Acta Materialia, 1997, 45(10): 4077?4091.

[12] DHAL A, PANIGRAHI S K, SHUNMUGAM M S. Precipitation phenomena, thermal stability and grain growth kinetics in an ultra-fine grained Al 2014 alloy after annealing treatment[J]. Journal of Alloys and Compounds, 2015, 649(15): 229?238.

[13] HUANG K, ENGLER O, LI Y J, et al. Evolution in microstructure and properties during non-isothermal annealing of a cold-rolled Al-Mn-Fe-Si alloy with different microchemistry states[J]. Materials Science and Engineering A, 2015, 628(25): 216?229.

[14] WANG Ning, FLATOY J E, LI Yanjun, et al. Evolution in microstructure and mechanical properties during back-annealing of AlMnFeSi alloy[J]. Transactions of Nonferrous Metals Society of China, 2012, 22(8): 1878?1883.

[15] ZHU Y Z, ZHAO C Q, LI J C, et al. Macro-distribution of alloy elements along the thickness of the twin roll cast billet[J]. Materials Science Forum, 2014, 788: 262?266.

[16] 蔣海春, 葉凌英, 張新明, 等. 5059高鎂鋁合金均勻化熱處理工藝[J]. 中南大學學報(自然科學版), 2014, 45(12): 4138?4144. JIANG Haichun, YE Lingying, ZHANG Ximning, et al. Homogenization heat treatment process of 5059 high Mg containing aluminum alloy[J]. Journal of Central South University (Science and Technology), 2014, 45(12): 4138?4144.

[17] 黎正華, 李曉謙, 胡仕成, 等. 熔體超聲處理對7050鋁合金鑄錠宏觀偏析的影響[J]. 中南大學學報(自然科學版), 2011, 42(9): 2669?2675. LI Zhenghua, LI Xiaoqian, HU Shicheng, et al. Effect of 7050 aluminum alloy melt treated by ultrasonic on macrosegregation in ingot[J]. Journal of Central South University (Science and Technology), 2011, 42(9): 2669?2675.

[18] ZHU Yuanzhi, WAN Qiang, LI Bingliang. Three-dimensional modeling of effect of surface intermetallic phase on surface defects of Al-Fe-Si aluminum foils during twin-roll casting[J]. Transactions of Nonferrous Metals Society of China, 2014, 24(2): 477?483.

(編輯 趙俊)

Alloy elements distribution in twin roller cast aluminum billet affected by deformation

ZHU Yuanzhi1, SHEN Weidong2, ZHANG Fan2, ZHAO Chaoqi1, MENG Yi1, LIN Yulong2

(1. College of Mechanical and Materials Engineering,North China University of Technology, Beijing 100144, China;2. State Grid Jibei Electric Economic Research Institute, Beijing 100041, China)

The effect of deformation on the distribution of Fe and Si in the twin roller cast billet was evaluated using a layer by layer dissolution method. ICP-AES was used to measure the chemical compositions in the dissolved solution. The results show that severe macro-segregation of Fe and slight macro-segregation of Si are of presence in the twin roller cast 1235 aluminum billet. A slight deformation (49.3%) cannot change the distribution of Fe and Si in the rolled twin roller cast strip. However, the distribution of Fe and Si in the twin roller cast strip is dramatically changed when the billet is deformed with a strain higher than 83.6%.

1235 aluminum alloy; twin roller casting; macro-segregation; rolling

10.11817/j.issn.1672?7207.2017.06.009

TG290

A

1672?7207(2017)06?1473?08

2016?06?05；

2016?09?09

北京市長城學者資助項目(CIT&TCD20140301)；國家自然科學基金資助項目(51675007)(Project(CIT&TCD20140301) supported by the Great Wall Scholar Foundation of Beijing; Project(51675007) supported by the National Natural Science Foundation of China)

朱遠志，教授，從事新材料加工及表征方法研究；E-mail：tozyz1@163.com