中間退火對冷軋5056鋁合金薄板組織和性能的影響

鄧盛衛(wèi)，王 飛，蔣程非，賴世強，林 林

（1.西南鋁業(yè)（集團）有限責任公司，重慶 401326；2.重慶大學材料科學與工程學院，重慶 400044）

0 前言

5056 鋁合金是5 ××× 系鋁合金中的典型合金，具有較高的強度和塑性，可用于生產(chǎn)鋁箔等高強耐蝕的鋁制品[1-3]。5×××鋁合金冷軋過程中隨著軋制壓下量的累積，在鋁板厚度減小的同時，合金的加工硬化程度逐漸增大，使鋁板后續(xù)變形困難甚至出現(xiàn)開裂現(xiàn)象，通過中間退火軟化可有效減弱加工硬化，使后續(xù)軋制變形順利進行[4-7]。

在5××× 系鋁合金冷軋薄板退火工藝研究方面，WANG G S[7]等討論了5056 鋁合金在不同退火工藝均勻化后的微觀組織演變，并測試了其對力學性能的影響。LIN S P[8]等研究了5083 鋁合金冷軋板在125～375 ℃范圍內(nèi)不同保溫時間的退火行為，指出退火溫度對力學性能的影響比保溫時間更顯著。LI S Y[9]等考察了中間退火對Al-Mg車身板織構(gòu)演變和塑性各向異性的影響。WANG X F[10]等研究了中間退火及其加熱速率對Al-Mg-Si-Cu合金板材再結(jié)晶織構(gòu)的影響，結(jié)果表明當中間退火溫度在再結(jié)晶溫度以上時，織構(gòu)組分密度有很大變化，提高中間退火速率可提高T4P 態(tài)板材的織構(gòu)密度。WANG B等[11]研究了5052鋁合金板材組織和合金相的演變及中間退火對織構(gòu)組分演變規(guī)律的影響?，F(xiàn)有對5××× 系鋁合金的研究，大多關(guān)注的是合金化改性、變形及退火工藝對微觀組織和力學性能的影響[12-16]，僅少量研究關(guān)注中間退火對后續(xù)冷變形變形抗力的影響[17-18]，關(guān)于5056合金中間退火的研究更少。本文主要針對5056 合金薄板冷軋中間退火開展工藝優(yōu)化研究。

1 試驗材料及方法

5056 熱軋板經(jīng)60%～80%壓下率冷軋變形后，分別在250 ℃、350 ℃、400 ℃、450 ℃和500 ℃溫度下，保溫2 h，然后進行力學性能測試和數(shù)據(jù)分析。硬度測試使用HXS-1000AKY 硬度計，加載載荷為980 N，保壓時間10 s，沿軋制方向測10 個點取平均值。拉伸和壓縮實驗在新三思CMT-5105電子萬能試驗機上進行，取三試樣平均值。為貼近軋制生產(chǎn)的等效應變速率0.001s-1，拉伸和壓縮試驗測試速率均采用4.56 mm/min，即等效應變速率為0.001s-1。試樣經(jīng)打磨拋光亮后進行陽極覆膜處理（1.5%HBF4+98.5%去離子水；電壓20 V；覆膜時間200 s），在ZEISS-Scope.A1顯微鏡下進行顯微組織觀察，用Image ProPlus 6.0 軟件統(tǒng)計晶粒和第二相尺寸。

2 結(jié)果及分析

2.1 顯微組織

冷軋態(tài)和不同溫度退火后的合金顯微組織如圖1 所示，其平均晶粒尺寸統(tǒng)計如表1 所示。圖（a）為5056 鋁合金冷軋態(tài)組織，晶粒沿軋制方向被拉長，呈顯著的纖維狀，平均晶粒尺寸為30.31 μm。經(jīng)250 ℃退火后，大部分晶粒仍保持原有拉長的形狀和尺寸。相對冷軋態(tài)，長度在30～100 μm 范圍內(nèi)的晶粒數(shù)量有所減少，而小于10 μm的小晶粒數(shù)量增加，平均晶粒尺寸降低為17.93 μm。當退火溫度達到350 ℃后，冷軋后的纖維狀晶粒絕大部分轉(zhuǎn)化為等軸的小晶粒，表現(xiàn)出明顯的再結(jié)晶組織特征，再結(jié)晶晶粒細化明顯，平均晶粒尺寸為7.71 μm，但仍有稀少20～40 μm 的晶粒存在。400 ℃退火所得平均晶粒尺寸為7.65 μm，大尺寸晶粒進一步減少，晶粒尺寸分布極為均勻。450 ℃退火后極細小的晶粒較400 ℃試驗的數(shù)目更多，盡管其部分殘余大晶粒尺寸更大且不均勻，總體上的平均晶粒尺寸為6.16 μm。400 ℃退火和450 ℃退火的再結(jié)晶程度已達到較高水平，細小等軸晶粒所占體積分數(shù)極高。退火溫度為500 ℃時，經(jīng)統(tǒng)計的平均晶粒尺寸為6.37 μm，相對450 ℃退火時有所長大，但晶粒尺寸分布更均勻。

表1 平均晶粒尺寸統(tǒng)計表

圖1 冷軋態(tài)和不同溫度退火的5056合金顯微組織

5056 鋁合金冷軋薄板經(jīng)不同溫度的中間退火后的掃描電鏡（SEM）形貌如圖2 所示，冷軋態(tài)和不同溫度中間退火后合金中化合物第二相顆粒的平均尺寸如圖3所示。中間退火前的冷軋態(tài)5056鋁合金中第二相顆粒平均尺寸為3.1 μm，經(jīng)250 ℃退火后顆粒平均尺寸為3.2 μm，差異不大。經(jīng)350 ℃退火后顆粒平均尺寸為3.4 μm，仍存在接近10 μm的顆粒。400 ℃退火時大尺寸顆粒仍存在，但出現(xiàn)更多的細小相，其平均尺寸為3.0 μm。450 ℃退火時，大顆粒的尺寸變小，細小顆粒大量存在，平均尺寸進一步減小到2.5 μm。當退火溫度高達500 ℃時，大顆?；衔锏臄?shù)量增加，平均尺寸也急劇增大到4.8 μm。

圖2 冷軋態(tài)及不同溫度退火后的5056合金SEM形貌

5056 鋁合金冷軋態(tài)合金經(jīng)過不同溫度退火后，晶粒形態(tài)和尺寸的變化源于不同退火溫度下發(fā)生的回復及再結(jié)晶程度的差異。冷軋態(tài)合金晶粒呈現(xiàn)壓扁拉長的形態(tài)是熱軋結(jié)束后的等軸晶粒經(jīng)過60%～80%壓下變形導致的。圖1 （a）中不同顏色區(qū)分開了相鄰的具有不同晶體取向的壓扁晶粒，是不同厚度的覆膜在衍射條件下對某種單一色光增強的結(jié)果，而覆膜厚度差異源于膜的生長速率基于不同取向的基體存在差異。這種單色的壓扁晶粒是經(jīng)過了大量冷變形、內(nèi)部有位錯纏結(jié)形成的亞結(jié)構(gòu)。該晶粒存儲了大量變形能量，在退火溫度和孕育時間足夠長時，可發(fā)生不同程度的再結(jié)晶，形成新的細小再結(jié)晶晶粒，獲得再結(jié)晶細化效果。250 ℃退火后大部分晶粒仍保持原有拉長的形狀和尺寸，是因為該退火溫度和時間配合下，再結(jié)晶未有效展開，主要以回復為主。350 ℃以上的幾種溫度退火，再結(jié)晶過程時間相同且冷變形程度相同，不同溫度下再結(jié)晶晶粒的差異主要在于再結(jié)晶時第二相的析出和合金化元素固溶量，它們通過影響再結(jié)晶形核率和晶粒生長速率來決定再結(jié)晶晶粒組織。細小的第二相除了可能產(chǎn)生誘導形核的作用外，對新生再結(jié)晶晶粒的晶界有更強的釘扎作用，這都利于再結(jié)晶晶粒細小均勻；而450 ℃的化合物析出相相對更加細小彌散，因而晶粒尺寸也相對細小且均勻。

2.2 力學性能

冷軋態(tài)及不同溫度退火后5056 鋁合金的努氏硬度如圖4 所示。冷軋態(tài)合金的平均努氏硬度為131.7 HK，經(jīng)退火后硬度值明顯下降，尤其是350 ℃以上退火，除了450 ℃退火后的硬度為81.2 HK外，其他溫度退火后均在75 HK左右，差異不大。250 ℃退火后的硬度為113.0 HK，退火軟化效果最差。

圖4 冷軋態(tài)及不同溫度退火后合金的硬度

冷軋態(tài)及其不同溫度退火后合金的拉伸力學性能如圖5所示。圖5（a）為不同退火工藝狀態(tài)下材料的屈服強度、抗拉強度和延伸率。由圖可以看出，退火溫度在350 ℃以上時，屈服強度與抗拉強度差異甚小，抗拉強度在302.4 MPa到314.6 MPa之間，相對于冷軋態(tài)合金的418.1 MPa 都有明顯的降低；屈服強度在144.8 MPa到156.0 MPa之間，相對于冷軋態(tài)合金的341.3 MPa 有更顯著的降低；同時，延伸率都有升高，集中在26.1% 到27.4%之間，差異不大。250 ℃退火時，加工硬化消除作用有限，有一定的降低強度和提升延伸率的作用。各種退火狀態(tài)試樣的拉伸過程應力-應變曲線如圖5（b）所示。彈性變形階段各試樣的直線斜率基本保持一致，而冷軋態(tài)和250 ℃退火試樣的屈服強度均在300 MPa 左右。而采用350 ℃以上溫度退火的試樣均在150 MPa 附近出現(xiàn)屈服臺階，其中500 ℃退火的屈服臺階高出近10 MPa。

圖5 冷軋態(tài)及不同溫度退火后合金的拉伸力學性能

500 ℃退火后強度略高于350～450 ℃退火合金，其原因從450 ℃以上可能發(fā)生的相變分析：比如Mg 元素含量較低時Si 元素容易在510 ℃左右的退火處理過程中溶解[19]，而5056 合金相對而言Mg元素含量較高，Si元素的溶解度就變得極低，從而使Mg2Si 顆粒無法完全溶解，結(jié)合其他元素的作用，可能形成極細的析出相；又如有文獻證實AA5182 合金在500～530 ℃范圍內(nèi)均勻化時，基體內(nèi)會析出一些尺寸較小，直徑在0.1～0.4 μm 之間的含Mn 彌散相[20]。500 ℃退火后強度略高的現(xiàn)象，除需從化合物相的影響進一步深入分析外，還可能和不同溫度退火所產(chǎn)生的退火織構(gòu)種類和組分比例有關(guān)。

圖5（c）為根據(jù)拉伸應力-應變曲線數(shù)據(jù)提煉出的加工硬化率-應變的關(guān)系曲線。冷軋態(tài)合金的加工硬化率起始值超過8 GPa，顯著高于其他狀態(tài)合金的值，且隨著應變量的增大而快速衰減，直至其應變值超過0.025 后，其衰減的速率降低，曲線下降變緩。250 ℃退火的曲線與之較為相似，但曲線從應變約0.015 起，起始值僅4 GPa 左右，而且從應變約0.023 起，更早進入平緩下降階段。對比兩者曲線的起始應變值，可知250 ℃退火的試樣，隨著應變的發(fā)展，開始出現(xiàn)加工硬化時對應的應變量小于冷軋態(tài)，這與冷軋態(tài)的彈性區(qū)極限更大因而在更大的應變量和更高的應力值時才開始出現(xiàn)塑性變形有關(guān)。采用350 ℃以上溫度退火的試樣，加工硬化曲線均在應變約0.023 時起始，是因為都出現(xiàn)了屈服臺階，在此階段隨應變增加應力相對保持穩(wěn)定，直到拉伸屈服過程結(jié)束，才開始發(fā)生加工硬化；盡管350 ℃以上退火試樣的加工硬化率-應變關(guān)系的曲線極為相似，但450 ℃退火合金的加工硬化率在應變的不同階段，尤其是曲線下降平緩后，始終低于其他350 ℃、400 ℃和500 ℃退火的試樣，低的加工硬化率表明450 ℃退火的合金具有良好的承受持續(xù)冷變形的優(yōu)勢。

2.3 加工硬化的影響機制

冷軋態(tài)合金具有較高的加工硬化率，是由于經(jīng)過較大冷變形而產(chǎn)生位錯增殖所致。繼續(xù)對其進行室溫拉伸變形時，剛開始進入塑性變形時啟動位錯滑移所需克服的阻力非常大，加工硬化率初始值為8.5 GPa 左右。而隨著變形的進行，加工硬化率急劇下降，到斷裂時應變約為0.045，加工硬化率約為1.1 GPa。經(jīng)過250 ℃低溫退火后，經(jīng)過回復和部分再結(jié)晶，位錯密度得以降低，拉伸過程中剛開始進入塑性變形時的加工硬化率初始值為3.8 GPa，下降了55%以上。高于350 ℃以上的退火，再結(jié)晶程度高，絕大部分位錯消失，因冷軋產(chǎn)生的加工硬化得以消除；因而在對其繼續(xù)拉伸變形時，也表現(xiàn)出加工硬化率隨應變增大而降低的變化規(guī)律，在應變量約0.023 時結(jié)束屈服臺階而開始進入加工硬化階段，起始的加工硬化率約為2.9 GPa。

在退火溫度超過350 ℃以上的幾個退火態(tài)試樣中，450 ℃退火的合金因晶粒平均尺寸更小，且晶粒大小相對更均勻，因而在退火后的拉伸變形中，晶粒之間的協(xié)調(diào)性較好，持續(xù)塑性變形時所產(chǎn)生的加工硬化相對較低。450 ℃退火的合金中化合物第二相的平均尺寸最低，且分布相對較彌散均勻，因而有很好的第二相強化作用，主要表現(xiàn)在顯微硬度相對較高，對抗拉強度無明顯影響，且這種第二相強化對減小加工硬化率未產(chǎn)生不利影響。

3 結(jié)論

（1） 冷軋變形量60%～80%的5056鋁合金薄板晶粒沿軋制方向拉長而呈纖維狀，350 ℃以上溫度的退火發(fā)生明顯再結(jié)晶，晶粒的再結(jié)晶細化效果顯著。350 ℃和500 ℃退火的合金中化合物顆粒尺寸粗化，邊角尖銳，450 ℃退火組織中第二相尺寸較小、分布均勻且化合物顆粒邊角不銳利。

（2） 5056鋁合金冷軋板經(jīng)退火后的硬度和強度隨退火溫度的升高顯著下降，延伸率大幅提升。當退火溫度高于350 ℃時，再結(jié)晶較充分，內(nèi)部顯微組織以等軸晶為主體。繼續(xù)提高退火溫度時強度變化不再顯著，而加工硬化率和延伸率存在差異，450 ℃退火時加工硬化率相對較低。

（3）450 ℃退火所獲再結(jié)晶晶粒尺寸相對細小均勻，第二相平均尺寸也相對最小且分布均勻，這是獲得較低加工硬化率的主要原因。