5052鋁合金板析出相表征

楊 勇，張全成，田青超

(1.上海大學(xué) 省部共建高品質(zhì)特殊鋼冶金與制備國家重點實驗室，上海 200444；2.江蘇常鋁鋁業(yè)股份有限公司，江蘇 蘇州 215532)

交通工具輕量化是交通運輸行業(yè)的研究熱點與發(fā)展趨勢。由于鋁合金具有低密度、高的比剛度和比強(qiáng)度、良好的焊接性能、成形性能和耐蝕性能等優(yōu)點而成為輕量化交通工具中最具研發(fā)價值的材料。

第二相在鋁合金變形過程中的析出直接影響鋁合金的使用性能。研究第二相的形貌、分布以及變形過程中的析出行為是非常必要的[1]。鋁合金中常見元素Mg、Mn、Cr、Fe、Si等在鋁合金中的析出相見表1。Mg在5×××系鋁合金中的最大固溶度為14.9%[2]，可生成面心立方的Mg2Al3，與基體(Al)的晶體類型一致，起著第二相強(qiáng)化作用，提升合金的強(qiáng)度。隨著Mg含量提高，合金強(qiáng)度提高、塑性下降。當(dāng)w(Mg)>3.5%時，Mg2Al3可能沿晶界、亞晶界析出[3]。Cr元素的加入一方面會析出CrAl7，且會與Fe形成(CrFe)Al7相以阻礙再結(jié)晶形核和長大，改善合金韌性，降低應(yīng)力腐蝕開裂敏感性[4]。Fe在5×××系鋁合金中易形成硬脆相FeAl3，破壞顯微組織的連續(xù)性，使得變形時容易產(chǎn)生裂紋。Mn少量固溶于基體，多以MnAl6相存在，這種析出相具有高密度和高的熱穩(wěn)定性，能夠抑制再結(jié)晶過程而達(dá)到細(xì)化晶粒的效果；此外，Mn可作為FeAl3相的改性元素，使得合金中的針狀β鐵(FeAl3)變?yōu)楣趋罓畹摩?(Mn Fe)SiAl相[5]，從而降低由于針狀析出相帶來的危害。Si在鋁合金中析出硬而脆的FeSiAl5、Fe2SiAl8和Mg2Si[6]等第二相，容易造成加工裂紋，降低板材的塑性。

表1 鋁合金中一些常見析出相的參數(shù)[2、7]

前期的研究工作發(fā)現(xiàn)[8]，在較大的冷軋變形條件下，5052鋁合金退火后可獲得較高的強(qiáng)度但伸長率較低，本工作研究了5052合金板材在這種條件下的析出相特征。

1 試驗材料及方法

試驗所用材料為5052鋁合金。鑄軋板坯在710 ℃溫度澆鑄，澆鑄速度為47 m3/min，鑄軋過程中25 ℃冷卻水流量為288 m3/h。鑄軋板坯厚度為480 mm。鑄軋的兩塊板坯的化學(xué)成分見表2?？梢妰蓧K板坯化學(xué)成分無明顯差異，均符合GB標(biāo)準(zhǔn)中5052鋁合金的化學(xué)成分要求。

表2 試驗用5052鋁合金鑄軋板坯的化學(xué)成分( 質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)

兩塊板坯通過熱軋、冷軋，最終均軋制成薄帶材。首先將板坯在連續(xù)退火爐加熱，溫度達(dá)到530 ℃后保溫14 h；熱軋開始溫度為492 ℃，終軋溫度為321 ℃。其中，NG號板坯熱軋至10 mm， M號板坯軋至6 mm。隨后冷卻至室溫，進(jìn)行多道次冷軋成厚度為2.0 mm的薄板。最后進(jìn)行退火處理，退火溫度為300 ℃、時間為9 h。

從兩種工藝的板材取樣制備平行于軋制方向(RD)的表面金相試樣。首先使用1.5 μm金剛石拋光劑拋光樣品表面；然后使用15 mL HNO3+50 mL HClO4酸+950 mL甲醇的溶液對試樣進(jìn)行電解拋光，以除去變形層[9]；隨后使用Barker試劑(50 mL HBF4∶950 mL水)進(jìn)行陽極氧化。使用偏振光觀察微觀組織。

在兩種板材上切取透射電鏡試樣以及縱向拉伸試樣。透射電鏡試樣先使用砂紙輕輕減薄后再電解減薄，雙噴液為25%HNO3+75%CH3OH，并用液氮進(jìn)行冷卻，溫度約為-40 ℃；使用電壓為200 kV的JEM-2100透射電鏡觀察退火處理后兩種樣品的析出相分布。拉伸試驗使用WDW-200電子萬能試驗機(jī)在室溫下進(jìn)行，M號和NG號試樣的屈服強(qiáng)度分別為：108 N/mm2和124 N/mm2，伸長率分別為22%和18%。

2 試驗結(jié)果與討論

2.1 微觀組織

圖1給出兩種工藝下5052鋁合金板材的金相組織。兩種板材經(jīng)過退火處理后均具有均勻的等軸晶，NG號試驗晶粒較細(xì)小，約為20 μm(圖1a)；而M號試樣晶粒較為粗大(圖1b)，約35 μm。屈服強(qiáng)度和晶粒的Hall-Patch關(guān)系為：

σs=σ0+Kd-1/2

(1)

式中：

σs—材料的屈服強(qiáng)度；

σ0和K—常數(shù);

d—平均晶粒尺寸。

據(jù)報道[10]，當(dāng)d-1 / 2<1500 m-1/2時，σ0≈50 N/mm2，k≈0.3 MPa·m1 / 2。由此可以計算出M號試樣的屈服強(qiáng)度約為100 N/mm2，NG號試樣的則為117 N/mm2，和試驗測定結(jié)果接近。NG號試樣的冷軋變形量更大，退火處理后晶粒更加細(xì)小，導(dǎo)致其屈服強(qiáng)度更高。

2.2 NG號試樣的析出相

圖2顯示了NG樣品的TEM明場照片?？梢园l(fā)現(xiàn)其較大顆粒的析出相主要呈短棒狀或顆粒狀，如圖中的1、2點所示；另外基體上還彌散分布大量的白色物相如圖2b中3點。結(jié)合圖3的EDS結(jié)果，顆粒狀物質(zhì)主要含鋁、鐵(圖3a)，判斷為FeAl3，其析出溫度約為655℃，顯然是從液相中析出；棒狀物富Cr、Mg(圖3b)，判斷為Cr2Mg3Al18；大量的白色物相應(yīng)為Mg2Al3相(圖3c)，其析出溫度約為450℃，表明其在熱軋時析出。

圖2 NG號板材的析出相TEM圖

圖4為NG號試樣三個視場A、B、C的面掃描元素分布圖。圖4a中較大的顆粒(點1)以Al為主，直徑約1 μm，富Fe，判斷為FeAl3；而較小顆粒的黑色顆粒(點2)，富Mg和Cr，即Cr2Mg3Al18；圖4h中，黑色較為粗大的顆粒富O (點3)，直徑約2 μm，主要應(yīng)為金屬氧化物Al2O3，另含少量Mg、Cr、Mn等元素；點4棒狀析出相富Cr、Mn，應(yīng)為CrAl7、MnAl6混合相；點5富Fe、Cr、Mn；點6富Si，應(yīng)為Al/Si共晶組織；圖4p中，點7富Fe和Si，為Fe2SiAl8；點8富Cr，即CrAl7; 點9富Fe，即FeAl3。

圖4 NG號試樣面掃描元素分布圖

2.3 M號試樣的析出相

圖5顯示了M號試樣的TEM明場照片?？梢妶A顆粒的析出相是以Al為主，富Cr以及少量的Fe和Mn，見圖5b。白色物相是Mg2Al3。

圖5 M號板材析出相TEM圖

圖6為M號試樣A視場和B視場面掃描元素分布圖。圖6a中，白色彌散細(xì)小的析出相為Mg2Al3，存在明顯的晶界無沉淀析出帶(PFZ)，寬度約1.5 μm。黑色板條狀物相箭頭1所示富Cr、Fe和Mn，長度約1 μm，為(Cr Fe Mn)-Al。圖6h中，點3富O和Si，為金屬氧化物為SiO2；點4富Cr、Mn，為(Cr Mn)Al6；點5富Cr、Mg，為Cr2Mg3Al18；兩個并排的棒狀顆粒點6富Fe，為FeAl3。

2.4 析出相特點

材料的力學(xué)性能與析出相的特點是密切相關(guān)的，兩種試樣的析出相匯總于表3。

從表3可見，兩種樣品中都含有5052鋁合金中常見的Mg2Al3、CrAl7、Cr2Mg3Al18、(CrMn)Al6、FeAl3等相。

表3 兩種樣品的析出相匯集

NG號試樣中含有較大尺寸的金屬氧化物Al2O3、FeAl3析出相以及Al-Si共晶組織，分析認(rèn)為，這與NG鋁合金試樣伸長率較低有關(guān)。依據(jù)表1析出相在鋁液中的固溶度，澆鑄時FeAl3可以從鋁合金液體中析出，F(xiàn)eAl6是亞穩(wěn)定狀態(tài)，如果析出則會逐漸向FeAl3轉(zhuǎn)化[7]。

根據(jù)Y.J.Li[1]等的研究，5×××鋁合金在凝固過程以及隨后的軋制以及退火過程中析出的連續(xù)相，基本為(Cr Mn)Al6和(Fe Mn)Al6。MnAl6中部分Mn原子可以被Fe原子取代，進(jìn)而使其由亞穩(wěn)定狀態(tài)變?yōu)榉€(wěn)定狀態(tài)，減少FeAl6向FeAl3轉(zhuǎn)化，當(dāng)溫度達(dá)到654 ℃時，F(xiàn)eAl6和MnAl6兩者會在鋁合金液體中發(fā)生反應(yīng)[7]：

Al+FeAl6+MnAl6→(Fe Mn)Al6

(2)

Cr元素的偏析也可能生成CrAl7，當(dāng)溫度降到587 ℃時， CrAl7和MnAl6在鋁合金液體中也會發(fā)生反應(yīng)：

Al+CrAl7+MnAl6→(Cr Mn)Al6

(3)

從表1看，CrAl7和MnAl6析出溫度分別為661 ℃、710 ℃，而FeAl6和FeAl3分別在657 ℃、655 ℃析出。FeAl6和MnAl6同晶型，均為斜方晶系。本文材料中的Mg、Cr及Mn等含量不足以從液相中析出。故(Cr Mn)Al6(如圖6中的點4)和(Cr Fe Mn)-Al混合相(如圖6中箭頭1)并不是上述反應(yīng)得來，而應(yīng)是后期熱軋過程中析出相析出富集導(dǎo)致。

M號試樣中(CrFeMn)-Al混合相的顆粒較大(圖6)。顯然，在凝固過程中FeAl3以SiO2為晶核析出，軋制過程中富Cr相在此處富集而形核、析出。隨著熱軋溫度的降低，熱軋過程逐步析出CrAl7、MnAl6，從而形成(CrFeMn)-Al混合相，示意圖見圖7所示。此物相的析出降低了雜質(zhì)元素所形成的物相FeAl3、CrAl7的尖銳程度，提升了板材的力學(xué)性能。

圖6 M號試樣面掃描元素分布圖

圖7 (CrFeMn)-Al形成過程示意圖

時效以及退火過程中，第二相在整個基體中分布往往不均勻，經(jīng)常發(fā)現(xiàn)靠近晶界的區(qū)域沒有沉淀。這種區(qū)域稱為晶界無沉淀析出帶(PFZ)[11]。PFZ的形成一般歸因于空位或溶質(zhì)的貧化[12-13]?？瘴黄鹬蔷喑珊宋稽c的作用，并且存在臨界空位濃度。晶界是空位陷阱，退火過程中空位向晶界擴(kuò)散而造成晶界附近空位濃度的降低，而遠(yuǎn)離晶界的地方空位濃度較高，從而形成濃度梯度。低于臨界空位濃度的區(qū)域內(nèi)物相不能析出而形成無沉淀析出帶[14]。

兩種試樣均在300 ℃退火，從圖1看出兩種試樣都發(fā)生了充分的再結(jié)晶過程，但這一退火溫度不足以使合金的析出相重新溶解、繼而析出，因此，M號試樣的PFZ發(fā)生于熱軋的動態(tài)再結(jié)晶過程，冷軋后退火的靜態(tài)再結(jié)晶過程遺傳了原來的PFZ形貌特征。NG號試樣的熱軋變形量較NG號試樣的高67%，熱軋加工時更大的變形量導(dǎo)致的空位數(shù)量要遠(yuǎn)遠(yuǎn)多于M號試樣。因此，空位貧化并不是M號試樣的形成明顯PFZ區(qū)的主要原因。

溶質(zhì)貧化也會導(dǎo)致PFZ的產(chǎn)生[15]。晶界以及第二相界面是析出物優(yōu)先形核的位置。從圖6a可見，晶界以及PFZ區(qū)域內(nèi)的(CrFeMn) -Al邊界已有Mg2Al3析出(圖中空心箭頭所示)，通過從相鄰基體中吸取溶質(zhì)，使得PFZ區(qū)溶質(zhì)含量不足，從而形成溶質(zhì)貧化區(qū)(圖7)。另外，M號試樣的Mg含量(w(Mg)=2.37)也比NG號試樣的(w(Mg)=2.50)少，因此熱軋過程中M號試樣的溶質(zhì)貧化是其形成PFZ的主要因素。

無沉淀析出帶由于沒有沉淀強(qiáng)化相，顯然要比基體更軟，塑性變形更易在這些區(qū)域發(fā)生，造成應(yīng)力集中及晶界析出相上裂紋的產(chǎn)生[16]。因此如何從成分設(shè)計以及工藝控制措施上來避免PFZ的形成，是提高鋁合金力學(xué)性能的重要研究方向。

3 結(jié) 論

本項目試驗研究了不同軋制壓下量的5052鋁合金板材的析出相特征，主要結(jié)論如下：

1)冷軋變形量較大的NG號試樣退火后晶粒較細(xì)小，約為20 μm，而冷軋變形量較小的M號試樣晶粒約為35 μm；其屈服強(qiáng)度符合Hall-Patch關(guān)系，與拉伸試驗結(jié)果一致。

2)兩種試樣中都含有5052鋁合金中常見的Mg2Al3、CrAl7、Cr2Mg3Al18、(CrMn)Al6、FeAl3等相。NG號試樣中存在較大顆粒的FeAl3、金屬氧化物Al2O3和Al-Si共晶組織，這與其伸長率較小有關(guān)。

3)較大的熱軋變形量的M號試樣中發(fā)現(xiàn)形成于熱軋動態(tài)再結(jié)晶過程的晶界無沉淀析出帶(PFZ)，冷軋后退火的靜態(tài)再結(jié)晶過程遺傳了原來的PFZ形貌特征。Mg溶質(zhì)貧化是導(dǎo)致本試驗中PFZ形成的主要因素。