均勻化處理Al-Mg-Mn合金的組織及熱變形行為

馬寶霞， 喬 洋， 毛明軒， 孫江輝， 吳昌桐， 劉澤瑀

(哈爾濱理工大學(xué) 材料科學(xué)與化學(xué)工程學(xué)院， 黑龍江 哈爾濱 150040)

Al-Mg-Mn合金由于具有高的比強(qiáng)度、良好的耐腐蝕性能、易成形和優(yōu)良的焊接性能，是重要的航用及船用鋁合金材料，具有很高的研究?jī)r(jià)值[1-5]。對(duì)于上述典型應(yīng)用，材料需要在冷加工或退火狀態(tài)下生產(chǎn)為板材。軋制是生產(chǎn)鋁合金板最常使用的方法。用于軋制的原始鑄錠源自半連續(xù)水冷鑄造(Direct chill casting)。在這種鑄造條件下，由于冷卻速度快，Al-Mg-Mn 鋁合金鑄態(tài)組織中常存在明顯枝晶成分偏析和非平衡結(jié)晶相，組織中含F(xiàn)e相較多，這類含F(xiàn)e相嚴(yán)重影響鋁合金材料的使用和加工性能，會(huì)導(dǎo)致軋制過程中產(chǎn)生裂紋和應(yīng)力集中，影響軋制產(chǎn)品的成形性。均勻化處理的實(shí)質(zhì)就是通過元素的擴(kuò)散促進(jìn)非平衡第二相溶解，以改變非平衡第二相的形態(tài)和分布，并為后續(xù)工藝提供合適的微觀結(jié)構(gòu)[6-9]。此外，Al-Mg-Mn合金作為熱處理不可強(qiáng)化合金在均勻化退火處理后可采用熱軋、冷軋、鑄軋、擠壓、拉拔等塑性加工方法生產(chǎn)板、帶、箔、管材、棒材等，即合金需要經(jīng)過高溫塑性加工，因此，研究合金在均勻化退火處理后高溫下的變形能力，分析合金在不同變形條件下的熱變形行為和顯微組織變化有著十分重要的意義，可為預(yù)測(cè)和控制該鋁合金的軋制和擠壓工藝提供參考。

本文基于Al-Mg-Mn合金的實(shí)際生產(chǎn)，對(duì)材料的均勻化退火工藝開展研究，并采用熱模擬壓縮試驗(yàn)對(duì)均勻化退火后的合金進(jìn)行熱變形工藝的探索，探討均勻化退火工藝對(duì)合金組織的影響以及合金在不同變形溫度和變形量下的熱變形行為，為Al-Mg-Mn合金均勻化處理工藝和熱軋制工藝的制定提供一定的參考。

1 試驗(yàn)材料與方法

試驗(yàn)合金是國(guó)內(nèi)某鋁加工企業(yè)提供的半連續(xù)工業(yè)鑄錠。鑄錠化學(xué)成分如表1所示。在均勻化處理前，Al-Mg-Mn合金的均勻化溫度范圍通過 DSC (NETZSCH STA 449C) 進(jìn)行評(píng)估。試樣在 DSC儀器中以10 ℃/min的速率在Ar氣氛中加熱到800 ℃，獲得的合金DSC曲線如圖1所示，可以觀察到熔化轉(zhuǎn)變開始于563 ℃左右。因此，本文選擇的均勻化處理溫度分別為420、450、465、475、490和510 ℃，尺寸為 20 mm×15 mm×30 mm的試樣在電爐中均勻化15 h，熱處理后水淬。

表1 Al-Mg-Mn合金鑄錠的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù), %)Table 1 Chemical composition of the Al-Mg-Mn alloy ingot (mass fraction, %)

圖1 Al-Mg-Mn合金鑄錠的DSC曲線Fig.1 DSC curve of the Al-Mg-Mn alloy ingot

熱模擬壓縮試樣取自經(jīng)475 ℃×15 h均勻化退火處理后的合金，采用線切割加工成尺寸為φ8 mm×12 mm的圓柱試樣，然后用粗砂紙去除試樣表面油污及氧化物，再用細(xì)砂紙細(xì)磨后清洗干凈待用。采用Gleeble-1500熱模擬試驗(yàn)機(jī)實(shí)施熱壓縮試驗(yàn)。在進(jìn)行壓縮試驗(yàn)前將熱電偶焊在圓柱試樣的側(cè)面，以實(shí)現(xiàn)計(jì)算機(jī)連續(xù)測(cè)溫；試樣兩端加與壓頭大小相同的石墨片，以減小接觸磨擦的影響，同時(shí)保護(hù)壓頭。根據(jù)Al-Mn-Mg合金板材熱軋生產(chǎn)過程中要求的不同變形條件, 設(shè)計(jì)熱模擬試驗(yàn)參數(shù)：變形溫度分別為390、430、450、470及490 ℃，變形量為80%；變形溫度為470 ℃，變形量分別為50%、60%、70%、80%；應(yīng)變速率均為1 s-1，具體如表2 所示。壓縮試驗(yàn)按照設(shè)定的參數(shù)進(jìn)行，升溫速度為10 ℃/s，保溫3 min，壓縮變形后取出試樣立即水淬以保留熱壓縮后的高溫變形組織。

表2 熱壓縮試驗(yàn)參數(shù)

采用光學(xué)顯微鏡(OLYMPUS GX71)、掃描電鏡(FEI Sirion-200)和透射電鏡(JEM-2100)研究Al-Mg-Mn合金均勻化處理及熱壓縮變形后的組織變化規(guī)律。侵蝕劑為混合酸水溶液(1%HF+1.5%HCL+2.5%HNO3，體積分?jǐn)?shù))。采用Gaten 695b型離子減薄儀制備透射電鏡試樣。

2 結(jié)果分析與討論

2.1 鑄態(tài)顯微組織

圖2 為Al-Mg-Mn合金鑄態(tài)顯微組織中非平衡結(jié)晶相的形態(tài)。從圖2(a)可以清楚地看出，在α-Al 基體中分布著大量不規(guī)則形狀的粗大析出相。

圖2 Al-Mg-Mn合金鑄態(tài)顯微組織(a)OM組織;(b)文字狀灰色相及能譜分析;(c)Mg2Si相及能譜分析;(d)Mg2Al3相及能譜分析Fig.2 Microstructure of the as-cast Al-Mg-Mn alloy(a) OM microstructure; (b) hieroglyphic-like grey phases and EDS analysis; (c) Mg2Si phases and EDS analysis; (d) Mg2Al3 phases and EDS analysis

由圖2(b)中可以發(fā)現(xiàn)3種不同的相。根據(jù)文獻(xiàn)[10]，并結(jié)合EDS分析可知，大的象形文字狀灰色相富含Al、Fe和Mn，考慮其為Al6(Mn, Fe)相；稍小的灰暗相為Mg2Si；大量的淺灰色顆粒相是 Mg2Al3化合物。然而，線能譜分析(見圖3)表明，在大的象形文字狀灰色相中檢測(cè)到Si，說明該相為四元相。前人的研究[11]表明，Al(Fe, Mn)Si 彌散相可以直接在Al6(Mn, Fe) 組成顆粒上成核，隨后相的生長(zhǎng)受Si的擴(kuò)散控制。Al6(Mn, Fe) 到 Al(Fe, Mn)Si 的轉(zhuǎn)變從Al6(Mn, Fe)的邊緣開始[12]。因此，可以認(rèn)為大的象形文字狀灰色相是Al6(Mn, Fe)+Al(Fe, Mn)Si共生相。

圖3 鑄態(tài)Al-Mg-Mn合金中文字狀灰色相的線能譜分析Fig.3 Line EDS analysis of hieroglyphic-like grey phases in the as-cast Al-Mg-Mn alloy

2.2 均勻化后的顯微組織

鑄態(tài)Al-Mg-Mn合金在不同溫度下均勻化15 h后的光學(xué)顯微組織如圖4所示?？芍鶆蚧嘶饘?duì)析出相的尺寸和形狀有著顯著的影響。與鑄態(tài)組織相比，在475 ℃以下均勻化退火，分布在晶界和枝晶界的析出相逐漸變得不連續(xù)并趨于球化，其數(shù)量和尺寸隨均勻化退火溫度升高而減小。此外，在枝晶間區(qū)域附近觀察到高密度的細(xì)小灰色分散相。在475 ℃以上均勻化退火，晶界析出相形態(tài)和數(shù)量無明顯變化，但細(xì)小的彌散相有所粗化而且數(shù)目減少，其中棒狀彌散相增多，如圖5所示，此觀察結(jié)果與參考文獻(xiàn)[11]的結(jié)果相似。這可能歸因于合金半連續(xù)鑄造中枝晶周邊區(qū)域的合金元素過飽和，在低溫(<470 ℃)均勻化處理過程中，過飽和固溶體分解，合金元素開始析出，形成細(xì)小彌散相；隨著均勻化退火溫度升高(>470 ℃)，這些元素在α-Al 基體中的溶解度增加[13]，過飽和度下降，析出減少，形成的彌散相減少，高溫下元素?cái)U(kuò)散快易聚集，導(dǎo)致彌散相粗化長(zhǎng)大。

圖4 Al-Mg-Mn合金經(jīng)不同溫度均勻化退火15 h后的顯微組織Fig.4 Microstructure of the Al-Mg-Mn alloy homogenization annealed at different temperatures for 15 h(a) 420 ℃; (b) 450 ℃; (c) 465 ℃; (d) 475 ℃; (e) 490 ℃; (f) 510 ℃

圖5 均勻化退火后Al-Mg-Mn合金中細(xì)小彌散相形貌Fig.5 Morphologies of fine dispersed phases in the Al-Mg-Mn alloy after homogenization annealing(a) 450 ℃; (b) 510 ℃

均勻化退火后合金顯微組織的典型 SEM 照片如圖6所示?？梢郧宄赜^察到，象形文字狀和條狀形式的化合物出現(xiàn)明顯的融合現(xiàn)象，呈珠鏈狀。同時(shí)，由于化合物的邊緣溶解而出現(xiàn)鈍化，導(dǎo)致其尺寸減小和拐角變圓。圖7為均勻化退火后合金組織的 TEM 照片。從圖7可以觀察到大量棒狀和塊狀析出相，相應(yīng)的EDS分析表明，這些析出相除了富含Al、Mg外，還含有Mn。Goswami等[14]報(bào)道了富鎂析出相 (Mg2Al3) 的析出發(fā)生在富錳棒和等軸沉淀物的頂部。圖7的微觀組織分析與報(bào)道中試驗(yàn)結(jié)果一致。

綜上，隨著均勻化退火溫度的升高，合金中粗大的Al6(Mn, Fe) 或 Al(Fe, Mn)Si等析出相逐漸溶解、發(fā)生溶斷、趨于球化，數(shù)量和尺寸也逐漸減??；均勻化退火溫度升高到475 ℃時(shí)，這些析出相數(shù)量較少、球化明顯；隨著均勻化退火溫度繼續(xù)升高，析出相形態(tài)和數(shù)量變化不明顯。

圖6 不同溫度均勻化退火后Al-Mg-Mn合金的SEM照片F(xiàn)ig.6 SEM images of the Al-Mg-Mn alloy after homogenization annealing at different temperatures(a) 420 ℃; (b) 475 ℃

圖7 不同溫度均勻化退火后Al-Mg-Mn合金的 TEM 照片F(xiàn)ig.7 TEM images of the Al-Mg-Mn alloy after homogenization annealing at different temperatures(a) 420 ℃; (b) 475 ℃

2.3 真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線

由Al-Mg-Mn合金的均勻化退火研究發(fā)現(xiàn)，經(jīng)475 ℃× 15 h退火的合金中，大部分非平衡析出相溶解于合金基體中，合金具有最佳組織，這可為后續(xù)的塑性加工提供良好的組織條件。因此，熱模擬壓縮試驗(yàn)研究選用該均勻化退火工藝處理后的合金。圖8(a，b)為均勻化退火態(tài)Al-Mg-Mn合金高溫壓縮變形時(shí)的真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線。由圖8可見，當(dāng)變形量和應(yīng)變速率不變時(shí)，合金流變應(yīng)力隨著變形溫度升高而降低；當(dāng)變形溫度和應(yīng)變速率不變時(shí)，隨著變形量的增加，合金流變應(yīng)力的峰值增大，并且曲線的變化趨勢(shì)大致相似。對(duì)比不同條件下的真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線可以看出，流變應(yīng)力表現(xiàn)出明顯的階段性。第一階段，流變應(yīng)力先隨變形溫度及變形量的增加迅速升高，曲線斜率很大，屬于微應(yīng)變加工硬化階段，應(yīng)力隨應(yīng)變?cè)黾佣杆僭黾?。第二階段，流變應(yīng)力繼續(xù)增加但曲線斜率減小，此時(shí)處于接近峰值的過渡階段，合金出現(xiàn)軟化，屬于動(dòng)態(tài)再結(jié)晶開始階段，此時(shí)雖已出現(xiàn)動(dòng)態(tài)再結(jié)晶軟化作用，但加工硬化仍占主導(dǎo)地位，當(dāng)應(yīng)力達(dá)到峰值后，由于再結(jié)晶加快，應(yīng)力將隨應(yīng)變?cè)黾佣陆?。第三階段，流變應(yīng)力基本保持不變，與真應(yīng)變無關(guān)，屬于穩(wěn)態(tài)流變階段，加工硬化與動(dòng)態(tài)再結(jié)晶軟化達(dá)到動(dòng)態(tài)平衡。

圖8 475 ℃×15 h退火態(tài)Al-Mg-Mn合金熱壓縮變形的真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線(a)變形量80%;(b)變形溫度470 ℃Fig.8 True stress-true strain curves of hot compression of the 475 ℃×15 h annealed Al-Mg-Mn alloy(a) deformation amount of 80%; (b) deformation temperature of 470 ℃

2.4 熱壓縮變形過程中顯微組織演變

均勻化退火態(tài)Al-Mg-Mn合金在不同變形溫度下熱變形過程中的典型組織變化如圖9所示?？梢钥闯觯@微組織中的晶粒均被拉長(zhǎng)，呈現(xiàn)明顯的流線型、纖維狀的組織特征。均勻化退火處理后未熔的金屬間化合物在變形過程中被破碎，變得細(xì)小。然而，值得關(guān)注的是在390 ℃低溫變形溫度下，合金的α(Al)基體晶粒的變形程度較低，仍然可以看到大尺寸的白色α(Al)區(qū)域。變形溫度高于430 ℃時(shí)，白色α(Al)區(qū)域變形較均勻，沒有明顯的大尺寸白色α(Al)區(qū)域，而且隨著變形溫度繼續(xù)升高，變形組織變化并不明顯。這是因?yàn)樵谳^高的變形溫度下，熱激活的作用增強(qiáng)，可開啟的滑移系增多，使得那些位向不利于變形的晶粒也可以較快地發(fā)生變形；而在變形程度足夠的情況下，變形溫度繼續(xù)升高對(duì)變形的影響變得不明顯了。因此，考慮到實(shí)際生產(chǎn)中大型鑄錠塑性加工的順利進(jìn)行，Al-Mg-Mn合金的變形溫度要高于430 ℃，此時(shí)合金的流變應(yīng)力較低，均勻化退火后未熔的金屬間化合物也被破碎。基于此，本文針對(duì)變形量對(duì)合金熱變形行為的影響研究時(shí)，變形溫度設(shè)定為470 ℃。

圖9 不同溫度熱壓縮過程中475 ℃×15 h退火態(tài)Al-Mg-Mn合金的典型顯微組織(變形量80%)Fig.9 Typical microstructure of the 475 ℃×15 h annealed Al-Mg-Mn alloy during hot compression at different temperatures (deformation amount of 80%)(a) 390 ℃; (b) 430 ℃; (c) 450 ℃; (d) 490 ℃

變形量對(duì)金屬塑性變形組織的影響很明顯，如圖10所示。隨著變形量的增加，原來粗大的白色α(Al)晶粒被逐漸拉長(zhǎng)，區(qū)域逐漸減小且變得均勻，均勻化退火處理后未熔的金屬間化合物被破碎、尺寸減小。隨著變形量的增加，外界提供的變形能增大，塑性變形不斷進(jìn)行，位錯(cuò)產(chǎn)生和運(yùn)動(dòng)的數(shù)目快速增加。但當(dāng)變形量增大到一定值時(shí)，位錯(cuò)密度較高，形成穩(wěn)定結(jié)構(gòu)，同時(shí)，組織中的第二相粒子和未熔的化合物也會(huì)阻礙位錯(cuò)的運(yùn)動(dòng)，使位錯(cuò)發(fā)生滑移和攀移所需的能量更高。因此，變形溫度為470 ℃，變形量為80%時(shí)合金熱變形組織趨于穩(wěn)定。

圖10 不同變形量熱壓縮過程中475 ℃×15 h退火態(tài)Al-Mg-Mn合金典型顯微組織(變形溫度470 ℃)Fig.10 Typical microstructure of the 475 ℃×15 h annealed Al-Mg-Mn alloy during hot compression with different deformation amounts (deformation temperature of 470 ℃)(a) 50%; (b) 60%; (c) 70%; (d) 80%

圖11為不同變形溫度下均勻化退火態(tài)Al-Mg-Mn合金熱變形組織的TEM照片?？梢钥闯?，在390 ℃低溫下組織內(nèi)部存在較多的位錯(cuò)墻，合金的位錯(cuò)密度較大。當(dāng)變形溫度升高到470 ℃時(shí)，合金內(nèi)部有一些位錯(cuò)纏結(jié)，但位錯(cuò)密度大大減少。隨著變形溫度升高，位錯(cuò)的攀移滑移能力增強(qiáng)，導(dǎo)致合金組織中的位錯(cuò)密度降低。在較低溫度下的熱變形，雖然位錯(cuò)密度較高但溫度較低，提供動(dòng)態(tài)再結(jié)晶所需的驅(qū)動(dòng)力較小，合金主要發(fā)生緩慢的回復(fù)。隨著變形溫度的升高，熱激活能以及變形能作用的增強(qiáng)，可為合金內(nèi)部發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶提供充分的能量條件，使得組織中形成亞晶，位錯(cuò)密度降低，出現(xiàn)明顯再結(jié)晶晶粒組織特征。而變形量增大將有助于合金發(fā)生動(dòng)態(tài)回復(fù)與動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，因?yàn)樗苄宰冃蔚膽?yīng)變能會(huì)促進(jìn)動(dòng)態(tài)回復(fù)與再結(jié)晶的發(fā)生。

圖11 不同變形溫度下熱壓縮過程中475 ℃×15 h退火態(tài)Al-Mg-Mn合金的TEM照片(變形量80%)Fig.11 TEM images of the 475 ℃×15 h annealed Al-Mg-Mn alloy during hot compression at different deformation temperatures (deformation amount of 80%)(a,c) 390 ℃; (b,d) 470 ℃

3 結(jié)論

1) Al-Mg-Mn合金鑄態(tài)顯微組織中存在大量的粗大非平衡結(jié)晶相，多為Al6(Mn, Fe)相或 Al6(Mn, Fe)+Al(Fe, Mn)Si共生相。合金均勻化退火后，粗大的非平衡析出相逐漸溶解，趨于球化，呈珠鏈狀分布，數(shù)量減少。當(dāng)均勻化退火溫度為475 ℃時(shí)，非平衡析出相數(shù)量較少、球化明顯。

2) 475 ℃×15 h 均勻化退火態(tài)Al-Mg-Mn合金高溫塑性變形時(shí)的流變應(yīng)力隨變形溫度升高而降低；隨著變形量增加，流變應(yīng)力的峰值增大。

3) 475 ℃×15 h 均勻化退火態(tài)Al-Mg-Mn合金熱變形過程中的顯微組織呈現(xiàn)明顯的變形流線，即纖維狀組織特征，晶粒被拉長(zhǎng)；均勻化退火后未熔的金屬間化合物在變形過程中被破碎，變得細(xì)小。合金的熱變形過程伴隨著動(dòng)態(tài)回復(fù)、位錯(cuò)密度降低、亞晶及部分再結(jié)晶組織的形成。當(dāng)變形溫度為470 ℃、變形量為80%時(shí)合金的熱變形組織趨于穩(wěn)定。