Er、Zr微合金化5083鋁合金的超塑性

王 博, 高坤元, 丁宇升, 文勝平, 黃 暉, 吳曉藍(lán), 魏 午, 聶祚仁

(北京工業(yè)大學(xué) 新型功能材料教育部重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室, 北京 100124)

5×××系A(chǔ)l-Mg合金由于具有較高的比強(qiáng)度,優(yōu)異的耐蝕性廣泛應(yīng)用于航空航天、交通運(yùn)輸?shù)阮I(lǐng)域[1-2]。隨著鋁合金部件的輕量化和復(fù)雜結(jié)構(gòu)的成形要求越來越高,具有成形性好、設(shè)計(jì)自由度大、成形工序少等優(yōu)勢(shì)[3-4]的超塑性成形工藝受到廣泛關(guān)注。為了提高超塑性,近年來有大量研究對(duì)超塑性伸長(zhǎng)率的影響因素和提升方式進(jìn)行報(bào)道。由于鋁合金的超塑性變形機(jī)制主要為晶界滑移,鋁合金的晶粒越細(xì)小,合金的超塑性變形能力的伸長(zhǎng)率也越高[5],因此提升超塑性的方法大多與細(xì)化晶粒有關(guān)。嚴(yán)重塑性變形作為細(xì)化晶粒的方法在超塑性變形之前被引入,例如通過ECAP[6]處理,晶粒尺寸達(dá)到0.3 μm,獲得>1000%的伸長(zhǎng)率;通過FSP[7]技術(shù)獲得5 μm初始晶粒,伸長(zhǎng)率達(dá)到1500%。

但是僅有細(xì)小的初始晶粒并不能保證材料具有良好的超塑性。例如,在研究Al-3Mg(質(zhì)量分?jǐn)?shù),%,下同)合金的超塑性變形過程中,盡管通過嚴(yán)重塑性變形得到了非常細(xì)小的初始晶粒(約0.2 μm)組織,但是合金的超塑性伸長(zhǎng)率均<200%,如此低的伸長(zhǎng)率主要是由于超塑性變形過程中晶界穩(wěn)定性較差,晶?？焖俅只斐伞６辖鹞龀鱿嘣诔苄宰冃芜^程中可以釘扎晶界,阻礙晶界遷移,延緩晶粒粗化。但是對(duì)于鋁合金,通常的超塑性溫度為300～550 ℃[8],主合金元素的析出相在該溫度范圍內(nèi)均發(fā)生了嚴(yán)重的粗化[1,4],尺寸超過100 nm,從而失去釘扎晶界的作用。Sc、Zr[9]和Er、Zr[10]復(fù)合微合金化鋁合金產(chǎn)生的Al3M相(M=Sc,Er,Zr)是鋁合金中極少發(fā)現(xiàn)的、可以在300～550 ℃的范圍內(nèi)維持納米級(jí)尺度的析出相,具有非常顯著的釘扎晶界效果。關(guān)于Sc、Zr對(duì)鋁鎂合金超塑性的研究比較系統(tǒng)[5,7-9],且獲得較好的超塑性結(jié)果。在ECAP預(yù)處理的Al-5Mg-0.18Mn-0.2Sc-0.08Zr 合金中,以應(yīng)變速率0.056 s-1在450 ℃超塑性拉伸過程中,獲得4100%伸長(zhǎng)率,這是目前為止在鋁合金中獲得的最高伸長(zhǎng)率[11]。利用非對(duì)稱軋制技術(shù)對(duì)Al-6.1Mg-0.25Sc-0.1Zr合金的高應(yīng)變速率超塑性進(jìn)行了研究,在溫度為500 ℃、應(yīng)變速率為0.05 s-1條件下進(jìn)行超塑性拉伸,獲得高達(dá)3200%的伸長(zhǎng)率[12]。Er價(jià)格僅為Sc的1/60,而且關(guān)于Er、Zr微合金化提高鋁鎂合金的超塑性研究較少。因此研究Er、Zr微合金化對(duì)鋁鎂合金超塑性的影響具有重大意義。

本文針對(duì)Er、Zr微合金化5083(5E83)合金超塑性進(jìn)行了系統(tǒng)的分析研究。首先通過再結(jié)晶退火、空冷和水冷的攪拌摩擦加工獲得3種不同尺寸的晶粒狀態(tài),然后在一定的溫度和應(yīng)變速率下進(jìn)行超塑性拉伸,探究晶粒尺寸對(duì)超塑性的影響;其次,選取最細(xì)小晶粒尺寸的試樣在不同變形溫度(400～540 ℃)、不同應(yīng)變速率(1.67×10-4～1.67×10-1s-1)下進(jìn)行超塑性拉伸試驗(yàn),研究變形溫度和應(yīng)變速率對(duì)合金超塑性影響的規(guī)律;最后對(duì)獲得最佳伸長(zhǎng)率的試樣采用掃描電鏡(SEM)、電子背散射衍射(EBSD)和透射電鏡(TEM)進(jìn)行微觀組織觀察及分析Er、Zr對(duì)超塑性的影響。通過這一系列研究,以期為高強(qiáng)高超塑性Al-Mg合金的開發(fā)提供參考。

1 試驗(yàn)材料與方法

1.1 試驗(yàn)材料及熱處理

5E83合金設(shè)計(jì)基于工業(yè)中應(yīng)用最廣的中高鎂5083鋁合金,并添加微量0.2%Er和0.13%Zr(質(zhì)量分?jǐn)?shù),下同)。鑄錠采用傳統(tǒng)的方式熔煉,將工業(yè)純Al(99.5%),放入電阻爐中,升溫至710 ℃,加入高純Mg(99.9%)、Al-10Mn、Al-6Er和Al-4Zr中間合金,熔化后攪拌、靜置20 min后澆鑄。鑄錠尺寸為5000 mm×1620 mm×500 mm。合金的實(shí)際成分及含量如表1所示。試驗(yàn)合金經(jīng)475 ℃×24 h均勻化退火后,熱軋至16 mm厚,在空氣循環(huán)加熱爐中進(jìn)行350 ℃×2 h中間退火,空冷至室溫,然后進(jìn)行冷軋,分多道次緩速進(jìn)行,每道次壓下量控制在10%～25%,冷軋至3 mm厚,然后將冷軋板材進(jìn)行350 ℃×2 h退火,獲得再結(jié)晶退火態(tài)(O態(tài))板材。將O態(tài)5E83板材進(jìn)行攪拌摩擦加工(Friction stir processing,FSP)處理,攪拌摩擦加工轉(zhuǎn)速為500 r/min,焊速為80 mm/min,焊接壓下量為2.95 mm,冷卻條件為空氣和循環(huán)水冷卻,分別獲得3種具有不同晶粒尺寸狀態(tài)的試樣,分別為O態(tài)、空冷FSP態(tài)、水冷FSP態(tài)。

表1 試驗(yàn)5E83鋁合金的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù),%)

1.2 超塑性拉伸試驗(yàn)

將攪拌摩擦加工后的板材取中心焊核區(qū)域,利用線切割,沿板材軋制方向切割制成“工”字型試樣,厚度為3 mm。試樣尺寸及形狀如圖1所示。本次超塑性拉伸試驗(yàn)在美斯特試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行,該試驗(yàn)機(jī)可以在拉伸過程中隨著試件的拉長(zhǎng)作出反應(yīng),對(duì)夾頭速度不斷補(bǔ)償,以此來達(dá)到恒應(yīng)變速率拉伸的目的。試樣在保溫箱內(nèi)達(dá)到試驗(yàn)溫度后,繼續(xù)保溫15 min后達(dá)到熱穩(wěn)定,然后分別在400、450、500、520、540 ℃和初始應(yīng)變率為1.67×10-1、1.67×10-2、1.67×10-3、1.67×10-4s-1進(jìn)行超塑性拉伸試驗(yàn)直至試樣斷裂。然后迅速取出試樣并置于酒精中冷卻至室溫,之后吹干并將試樣密封至樣品袋中,以便后續(xù)進(jìn)行微觀組織結(jié)構(gòu)分析。在每組溫度和應(yīng)變速率下做3組試驗(yàn),取平均值。

圖1 超塑性拉伸試樣尺寸

1.3 微觀組織分析

采用EBSD對(duì)試樣的晶粒尺寸和取向進(jìn)行定量分析。試樣經(jīng)機(jī)械拋光后在100 mL HClO4+900 mL乙醇溶液中電解拋光,拋光電壓為30 V,時(shí)間為30 s。拋光后的試樣在FEI QUANTA FEG 650型掃描電鏡下進(jìn)行組織觀察。采用HELIOS NANOLAB 600i型掃描電鏡對(duì)斷口形貌進(jìn)行觀察。采用GEM-2100F透射電鏡對(duì)析出相及其分布進(jìn)行觀察分析,透射電鏡試樣采用電解雙噴法制備。對(duì)于范圍較大的區(qū)域可以直接通過線切割獲取對(duì)應(yīng)區(qū)域試樣,再經(jīng)過砂紙打磨,沖出小圓片,以及雙噴減薄等工序獲得帶有薄區(qū)的圓形試樣。電解雙噴參數(shù)為電壓15～25 V,電流50～100 mA,溫度-30 ℃。

2 試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 晶粒尺寸對(duì)超塑性的影響

圖2為不同狀態(tài)試樣在520 ℃、1.67×10-3s-1條件下超塑性拉伸后的照片。由圖2(b)可見,O態(tài)試樣的伸長(zhǎng)率為185.0%,相較于同等條件下的5083合金[13]提高了100%,說明Er、Zr的添加對(duì)合金超塑性有著重要的作用。由圖2(c,d)可見,空冷FSP態(tài)試樣的伸長(zhǎng)率為295.5%,水冷FSP態(tài)試樣的伸長(zhǎng)率為330.0%,較O態(tài)試樣的伸長(zhǎng)率顯著提高,說明攪拌摩擦加工可提高5E83鋁合金的超塑性。

圖2 不同初始狀態(tài)試樣超塑性拉伸后的照片

圖3為不同狀態(tài)試樣在520 ℃、1.67×10-3s-1條件下超塑性拉伸前后的EBSD圖像。對(duì)比圖3可見,空冷FSP態(tài)試樣的組織較O態(tài)明顯細(xì)化,伸長(zhǎng)率提升明顯。水冷FSP態(tài)試樣的晶粒明顯更加細(xì)小均勻,主要原因可能是整個(gè)焊接過程都浸在水中,水冷散熱更快,提供再結(jié)晶晶粒長(zhǎng)大的能量更少,因此晶粒更為細(xì)小。為了更加清楚地分析晶粒尺寸與超塑性之間的關(guān)系,將各狀態(tài)拉伸前后的晶粒尺寸與伸長(zhǎng)率進(jìn)行了統(tǒng)計(jì),如表2所示。O態(tài)、空冷FSP態(tài)、水冷FSP態(tài)試樣拉伸前平均晶粒尺寸分別為7.4、5.2、3.4 μm。拉伸后的晶粒尺寸分別為8.9、6.4、5.6 μm,晶粒粗化程度分別為20.3%、23.1%、64.7%,測(cè)得的伸長(zhǎng)率分別為185.0%、295.5%、330.0%,其中水冷FSP態(tài)試樣(晶粒3.4 μm)的伸長(zhǎng)率最大,為330.0%?？芍Я５拇只球?qū)動(dòng)力(界面能的降低)和阻力(二次析出相對(duì)晶界的釘扎力)之間平衡的結(jié)果,晶粒越細(xì)小,界面能越高,晶粒長(zhǎng)大的驅(qū)動(dòng)力越大,而對(duì)于同一種材料不同狀態(tài)晶粒晶界受到的阻力幾乎一樣,因此晶粒越小可能導(dǎo)致晶粒粗化的效果更明顯,對(duì)超塑性的提升效果減弱。

表2 不同狀態(tài)試樣超塑性拉伸前后的晶粒尺寸及伸長(zhǎng)率

2.2 變形溫度、應(yīng)變速率對(duì)超塑性的影響

根據(jù)2.1節(jié)的試驗(yàn)結(jié)果,選取超塑性效果最好的水冷FSP態(tài)試樣來探究變形溫度、應(yīng)變速率對(duì)合金超塑性的影響。在變形溫度400、450、500、520、540 ℃和初始應(yīng)變率1.67×10-1、1.67×10-2、1.67×10-3、1.67×10-4s-1下進(jìn)行超塑性拉伸,斷后伸長(zhǎng)率結(jié)果如表3所示。超塑性拉伸溫度及應(yīng)變速率與伸長(zhǎng)率的關(guān)系如圖4 所示。

表3 不同超塑性拉伸條件下水冷FSP態(tài)試樣的伸長(zhǎng)率(%)

圖4 不同超塑性拉伸條件下水冷FSP態(tài)試樣的拉伸性能

由表3可以看出,在變形溫度范圍400～540 ℃、不同應(yīng)變速率條件下,5E83合金的總體伸長(zhǎng)率均高于180%,相對(duì)于未添加Er、Zr的5083伸長(zhǎng)率[13]提高100%以上,可見Er、Zr的加入對(duì)5E83鋁合金的超塑性起到積極作用。隨著變形溫度或應(yīng)變速率的升高,斷后伸長(zhǎng)率總體呈現(xiàn)先上升后下降再上升的趨勢(shì)。在520 ℃、應(yīng)變速率為1.67×10-3s-1條件下,水冷FSP態(tài)合金的伸長(zhǎng)率最大,為330%,在應(yīng)變區(qū)內(nèi)發(fā)生了比較均勻的變形,沒有明顯的頸縮現(xiàn)象。

由4(a,b)可知,過高的溫度和過低的應(yīng)變速率并不一定獲得更好的伸長(zhǎng)率。由表3可知,520 ℃下材料可獲得最高的伸長(zhǎng)率,為研究超塑性拉伸過程中材料的應(yīng)力-應(yīng)變,圖4(c)給出了520 ℃不同應(yīng)變速率下材料的真應(yīng)力-應(yīng)變曲線?？梢园l(fā)現(xiàn),超塑性拉伸過程總體呈現(xiàn)3個(gè)過程。首先發(fā)生應(yīng)變硬化,然后達(dá)到應(yīng)變硬化與應(yīng)變軟化動(dòng)態(tài)平衡的穩(wěn)態(tài)流變,最后發(fā)生應(yīng)變軟化。應(yīng)變硬化是塑性變形中的典型現(xiàn)象,在超塑性變形的初級(jí)階段,由于大量缺陷(空位、位錯(cuò))的出現(xiàn),流變應(yīng)力隨流變應(yīng)變迅速上升。隨著過程的進(jìn)行,由于回復(fù)、再結(jié)晶、交叉滑移等過程引起的應(yīng)變軟化開始抵消或部分抵消流變應(yīng)力的增加,直到硬化和軟化過程之間達(dá)到動(dòng)態(tài)平衡,即超塑性變形的穩(wěn)定流變階段[10]。隨著應(yīng)變的繼續(xù)增加,應(yīng)力逐步降低,當(dāng)頸縮或斷裂開始時(shí)應(yīng)力急劇下降達(dá)到應(yīng)變軟化階段。

為了進(jìn)一步研究超塑性變形過程中的微觀組織演變,對(duì)超塑性拉伸斷裂后的斷口形貌進(jìn)行分析。由圖5(a)可知,低倍電鏡下斷裂面呈現(xiàn)冰糖狀,晶粒細(xì)小均勻,形貌呈等軸狀,這有利于實(shí)現(xiàn)晶界滑移從而獲得良好的超塑性,而且也有助于阻礙空洞形核從而延遲斷裂。從圖5(a)還可看到一些孔洞,斷口上存在部分深坑,在坑內(nèi)可看到多個(gè)晶粒的晶界,晶粒呈剝離狀。這是拉伸過程中晶界發(fā)生滑移,晶粒發(fā)生轉(zhuǎn)動(dòng)后沿晶界斷裂的結(jié)果。更高倍形貌顯示大部分沿晶界斷裂面較光滑,局部區(qū)域呈現(xiàn)細(xì)絲狀,見圖5(b)。這種斷口形貌在研究合金的超塑性變形過程中比較常見[2,11],說明鋁鎂合金超塑拉伸時(shí)晶界滑移是主要的變形機(jī)制,斷裂機(jī)制為沿晶斷裂。此外,在變形過程中觀察到纖維狀的晶須,這些物質(zhì)形成通常被認(rèn)為是在高溫條件下沿晶界存在液相的證據(jù),同時(shí)也可能是晶界滑移的間接證據(jù)。高溫緩慢拉伸變形過程中細(xì)小、均勻、等軸的再結(jié)晶晶粒有利于晶界滑移、轉(zhuǎn)動(dòng)從而呈現(xiàn)較優(yōu)超塑性。在變形過程中,一些晶界上會(huì)產(chǎn)生細(xì)絲,隨著變形的進(jìn)行不斷拉伸變長(zhǎng),細(xì)絲間有微孔洞產(chǎn)生,這些微孔洞會(huì)合并長(zhǎng)大,最終導(dǎo)致晶界之間結(jié)合被完全破壞,導(dǎo)致材料斷裂。

圖5 520 ℃、1.67×10-3 s-1條件下水冷FSP態(tài)試樣的拉伸斷口形貌

2.3 Er、Zr復(fù)合微合金化對(duì)超塑性的影響

為了進(jìn)一步分析Er、Zr元素對(duì)超塑性的影響。對(duì)拉伸后水冷FSP態(tài)試樣進(jìn)行透射電鏡觀察。圖6(a)中可見彌散析出細(xì)小的二次相,通過選區(qū)電子衍射分析得出是Al3(Er, Zr)相,同時(shí)觀察到Al3(Er, Zr)釘扎晶界的現(xiàn)象,見圖6(b)。因此分析認(rèn)為,5E83鋁合金相對(duì)于5083鋁合金[13]超塑性提高的主要原因是Er、Zr的添加與Al基體形成納米級(jí)Al3(Er, Zr)相可以釘扎晶界,阻礙晶界遷移延緩晶粒粗化,使晶粒尺寸維持在超塑性變形的可控制范圍內(nèi)。

圖6 超塑性拉伸后水冷FSP態(tài)試樣的TEM圖(520 ℃,1.67×10-3 s-1)

3 結(jié)論

1) 對(duì)于5E83鋁合金(Er、Zr微合金化5083合金),在一定范圍內(nèi),初始晶粒尺寸越細(xì)小,超塑性伸長(zhǎng)率越高。當(dāng)晶粒尺寸>5 μm時(shí),超塑性變形過程晶粒粗化緩慢,細(xì)化初始晶?？娠@著提高超塑性;而當(dāng)晶粒尺寸<5 μm時(shí),超塑性變形過程晶粒粗化嚴(yán)重,進(jìn)一步細(xì)化初始晶粒對(duì)超塑性的提高作用有限。

2) 溫度、應(yīng)變速率是影響超塑性的重要因素,在變形溫度為450～540 ℃、應(yīng)變速率為1.67×10-4～1.67×10-1s-1的范圍內(nèi),斷后伸長(zhǎng)率隨變形溫度和應(yīng)變速率的提高呈現(xiàn)先上升后下降再上升的趨勢(shì),變形溫度520 ℃、應(yīng)變速率為1.67×10-3s-1條件下獲得最大伸長(zhǎng)率,為330.0%,對(duì)應(yīng)的超塑性變形機(jī)理主要是晶界滑移。

3) Er、Zr的添加可顯著提高5E83鋁合金的超塑性,這主要是由于Er、Zr在Al中形成了納米級(jí)彌散Al3(Er,Zr)相,在超塑性拉伸時(shí)能夠釘扎晶界,阻礙晶界遷移。在晶粒尺寸>5 μm時(shí),有效地抑制晶粒高溫粗化,從而提高了超塑性。