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    中間退火對冷軋5056鋁合金薄板組織和性能的影響

    2024-03-01 07:13:24鄧盛衛(wèi)蔣程非賴世強
    鋁加工 2024年1期
    關(guān)鍵詞:再結(jié)晶細小晶粒

    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。

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