李學(xué)偉,　王國軍,　周長海,　曹永亮

(1.黑龍江科技大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院, 哈爾濱 150022;2.東北輕合金有限責(zé)任公司, 哈爾濱 150060)

?

5083鋁合金鑄錠均勻化退火的組織與性能

李學(xué)偉1,王國軍2,周長海1,曹永亮2

(1.黑龍江科技大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院, 哈爾濱 150022;2.東北輕合金有限責(zé)任公司, 哈爾濱 150060)

為研究5083鋁合金均勻化退火后的組織及力學(xué)性能，利用光學(xué)顯微鏡、掃描電鏡、萬能力學(xué)實驗機(jī),分析了5083鋁合金鑄錠不同均勻化退火工藝后組織演變與力學(xué)性能變化。結(jié)果表明:隨均勻化退火溫度的提高,鑄錠枝晶β相大部分溶解,剩余β相有球化的趨勢。常溫力學(xué)性能測試表明，均勻化退火后,拉伸強(qiáng)度明顯提高,延伸率下降,顯示脆性斷裂;高溫瞬時拉伸表明，均勻化退火降低了鑄錠的拉伸強(qiáng)度,顯示解理斷裂。

5083鋁合金; 均勻化退火; 常溫拉伸; 高溫拉伸

0　引　言

5083合金屬于Al-Mg系合金,具有較高的強(qiáng)度,良好的塑性、抗蝕性及加工性等,主要用于模具、船板、船外殼、燃料儲存罐等[1]。 它是一種熱處理不可強(qiáng)化合金,主要通過Mg原子固溶強(qiáng)化以及加工硬化[2]。因此,鑄錠的原始組織對材料的最終使用性能有很大影響,通常需對鑄錠進(jìn)行均勻化退火處理,以減少和消除晶內(nèi)偏析, 改善鑄錠化學(xué)成分和組織不均勻性[3-4]。同時,為了提高生產(chǎn)效率、節(jié)約能源、進(jìn)一步增產(chǎn)增效,對現(xiàn)有均勻化退火工藝進(jìn)行合理改善和優(yōu)化也刻不容緩[5]。基于此,筆者對5083鋁合金在不同溫度下進(jìn)行均勻化退火,以分析均勻化退火機(jī)制對鑄錠組織及力學(xué)性能的影響。

1　實驗材料與方法

1.1實驗材料

5083鑄錠為東北輕合金有限責(zé)任公司提供的方形板材,其成分如表1所示。

表1　5083鋁合金的化學(xué)成分

1.2實驗方法

1.2.1差熱分析實驗

采用德國耐馳公司推出型號為STA-449C的同步TG-DSC熱分析儀,對5083鋁合金試樣進(jìn)行差熱分析(DSC)測試。從室溫至700 ℃進(jìn)行動態(tài)升溫掃描,升溫速率為10 ℃/min,掃描時試樣在純度99.999%氮氣保護(hù)下進(jìn)行,氮氣流量為20 mL/min。圖1為5083鋁合金鑄錠的差熱分析曲線。圖1可以看出,在542～584 ℃之間出現(xiàn)吸熱峰,說明此間發(fā)生相變。均勻化處理過程一般要考慮過燒的影響,如果合金元素含量較多,在均勻化升溫過程較快時,對應(yīng)的低熔點相來不及擴(kuò)散到基體當(dāng)中,會發(fā)生過熱或過燒現(xiàn)象,使產(chǎn)品失效甚至報廢[6]。因此均勻化溫度應(yīng)選擇在542 ℃以下,根據(jù)相關(guān)文獻(xiàn)報道[1,2,5,7],最終選擇均勻化退火溫度為420、460和480 ℃三個溫度。

圖1　5083鋁合金鑄錠DSC曲線

1.2.2均勻化退火實驗

把30 mm×30 mm×30 mm的5083合金試樣放入合肥科晶材料技術(shù)有限公司生產(chǎn)的型號為KSL-1100的箱式高溫?zé)Y(jié)爐進(jìn)行均勻化退火處理,溫度精度±1 ℃。退火溫度為420、460和480 ℃,時間10 h。采用10%的NaOH水溶液浸泡5 min,之后用4%硝酸水溶液擦拭0.5～1.0 min,對試樣進(jìn)行腐蝕并做金相觀察。利用型號為CamScan 3400LV的掃描電鏡,對組織和斷口形貌細(xì)致觀察,同時運(yùn)用能譜對析出物進(jìn)行分析。

1.2.3力學(xué)實驗

常溫力學(xué)實驗按照國標(biāo)GB/T16865—97規(guī)定加工試樣。高溫瞬時拉伸執(zhí)行國標(biāo)GB/T6395—86的規(guī)定。兩種力學(xué)性能測試均在CMT5305型微機(jī)控制電子萬能實驗機(jī)的單向拉伸實驗系統(tǒng)上進(jìn)行。

2　結(jié)果與討論

2.1不同溫度下5083鋁合金鑄錠的組織

圖2是5083合金鑄錠和不同溫度均勻化退火10 h后鑄錠的組織。圖2可以看出,原始鑄錠枝晶網(wǎng)不連續(xù),分布骨骼狀的β相(Mg2Al3)、呈多邊形塊狀的(FeMn)Al6相及Al基體α相。經(jīng)均勻化退火后,枝晶網(wǎng)β相已部分溶解,并從基體中析出大量的β(Mg2Al3)等相的彌散質(zhì)點。雖然仍有部分枝晶網(wǎng)β相未能徹底消除,但此時已經(jīng)變得沒有棱角趨于球化狀態(tài)。隨著溫度的提高,析出相明顯增多且均勻分布。鑄錠中枝晶網(wǎng)β相主要是鑄造過程中,當(dāng)溫度下降到451 ℃時Al和Mg發(fā)生離異共晶反應(yīng)生成Mg2Al3相。大部分Mg和幾乎所有的Si固溶到Al基體中。(FeMn)Al6相的形成是鑄造過程中在658 ℃發(fā)生離異共晶反應(yīng),生成MnAl6相,當(dāng)溫度下降到655 ℃時,Fe和Al發(fā)生共晶反應(yīng)生成FeAl3。MnAl6和FeAl3在隨后的溫降過程中轉(zhuǎn)化為 (FeMn)Al6相。在均勻化過程中共晶的Mg2Al3及Mg2Si相固溶到基體中,在隨后的冷卻過程中再次析出,形成數(shù)量相對較多的Mg2Al3和少量Mg2Si相彌散地均勻分布在基體中[6-7]。

圖2　5083鋁合金鑄錠均勻化退火組織

2.2不同溫度下5083合金鑄錠的力學(xué)性能

2.2.1常溫

圖3為均勻化處理和未處理鑄錠的常溫拉伸力學(xué)性能,圖3可以看出經(jīng)均勻化退火后,鑄錠的拉伸強(qiáng)度σ明顯增大,且不同溫度下均勻化退火時的拉伸強(qiáng)度幾乎相同。均勻化處理的鑄錠組織中枝晶網(wǎng)β相的數(shù)量減少,斷續(xù)網(wǎng)狀分布物消失,剩余枝晶網(wǎng)β相變得沒有棱角趨于球化,脆性相減少,同時基體中彌散析出β(Mg2Al3)和少量的Mg2Si相,起到強(qiáng)化作用[6]。如圖3所示,均勻化處理的鑄錠拉伸強(qiáng)度有明顯提高。對比不同溫度均勻化處理的組織可以看出,雖然隨溫度提高析出相增多,但合金中Mg質(zhì)量分?jǐn)?shù)僅4.0%～4.9%,加之析出過程是擴(kuò)散控制,析出相的強(qiáng)化作用未有明顯的變化。從延伸率δ可以看出,均勻化處理后延伸率明顯降低,且溫度越高延伸率越低。主要是彌散析出相對位錯運(yùn)動起到釘扎,同時枝晶網(wǎng)β相趨于球化,同樣也可以組織晶粒間的滑移,總體上延伸率有所降低[6]。圖4為480 ℃均勻化退火拉伸斷口形貌。圖4可以看出斷口基本沒有發(fā)生縮頸,雖然存在韌窩,但韌窩數(shù)量很少,且韌窩間的距離比較大,而且出現(xiàn)明顯的解理斷裂的痕跡,所以5083的常溫拉伸斷裂方式為脆性斷裂。

圖3　不同均勻化處理鑄錠的常溫力學(xué)性能

圖4　480 ℃均勻化退火常溫拉伸斷口形貌

2.2.2瞬時高溫

圖5為均勻化處理和未處理鑄錠在400 ℃保溫15 min后的高溫瞬時拉伸力學(xué)性能。圖6為480 ℃均勻化退火后高溫瞬時拉伸斷口形貌。

圖5　不同均勻化處理鑄錠的高溫瞬時力學(xué)性能

圖6　480 ℃均勻化退火高溫瞬時拉伸斷口形貌

圖5可以看出經(jīng)均勻化退火后,拉伸強(qiáng)度明顯降低,在460 ℃/10 h均勻化處理時達(dá)到最低,480 ℃/10 h均勻化退火后稍有增加,但也明顯低于未處理鑄錠的拉伸強(qiáng)度。延伸率總體也顯示隨均勻化退火溫度提高而降低的趨勢。拉伸強(qiáng)度和延伸率的變化與鑄錠內(nèi)部組織變化有密切聯(lián)系。由Al-Mg相圖可知,Al-Mg合金發(fā)生共晶溫度為450 ℃,生成Mg2Al3。隨均勻化退火溫度升高,超過Al-Mg共晶溫度,枝晶網(wǎng)Mg2Al3發(fā)生溶解和擴(kuò)散,同時析出強(qiáng)化相也發(fā)生溶解與擴(kuò)散,總體上增強(qiáng)效果下降,拉伸強(qiáng)度下降。延伸率下降可能與枝晶網(wǎng)Mg2Al3發(fā)生溶解,局部區(qū)域體積變化,引起內(nèi)應(yīng)力,易于在晶界上形成裂紋源,導(dǎo)致斷裂有關(guān)。延伸率下降機(jī)制還需進(jìn)一步研究。圖6可以看出,斷口基本沒有發(fā)生縮頸,顯示冰糖狀的解理斷口形式。

3　結(jié)　論

(1)對5083鋁合金鑄錠在420、460及480 ℃均勻化退火10 h后, 鑄錠中枝晶網(wǎng)β相減少,網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)消失。

(2)均勻化退火后,鑄錠的常溫拉伸強(qiáng)度明顯提高,延伸率下降。

(3)高溫瞬時拉伸強(qiáng)度隨均勻化退火溫度提高而顯示降低趨勢。

[1]呂新宇. 5083鋁合金熱軋板研究[D]. 上海： 中國科學(xué)院上海冶金研究所, 2000.

[2]羅兵輝, 單毅敏, 柏振海. 退火溫度對淬火后冷軋5083鍋合金組織及腐蝕性能的影響[J]. 中南大學(xué)學(xué)報: 自然科學(xué)版, 2007, 38(5): 802-808.

[3]陳永祿, 傅高升, 陳文哲, 等. 均勻化退火對 Al-Mn-Mg 合金高溫壓縮流變應(yīng)力的影響[J]. 熱加工工藝, 2008, 29(2): 103-107.

[4]張中可, 車云, 門三泉, 等. Al-Mg-Si-Cu 合金均勻化退火工藝研究[J]. 鋁加工, 2011(3): 22-24.

[5]王國軍, 梁巖. 不同均勻化工藝對5083鋁合金組織性能的影響研究[J]. 金屬世界, 2007(5): 42-46.

[6]馬成國, 桑玉博. 5083鋁合金均勻化退火工藝研究[J]. 熱加工工藝, 2012, 41(24): 205-207.

[7]吳欣鳳. 5083鋁合金鑄錠均勻化處理對鑄錠和板材組織與性能的影響[J]. 輕合金加工技術(shù), 2007, 35(8): 48-53.

(編輯徐巖)

Homogenizing annealing microstructure and mechanical properties of 5083 aluminum alloy ingot

LIXuewei1,WANGGuojun2,ZHOUChanghai1,CAOYongliang2

(1.School of Materials Science & Engineering, Heilongjiang University of Science & Technology, Harbin 150022, China; 2.Northeast Light Alloy Co. Ltd., Harbin 150060, China)

Aimed at the study of 5083 aluminum alloy homogenization organization and mechanical properties after annealing，this paper is an analysis of the evolution of microstructures and mechanical properties of 5083 aluminum alloy ingot after homogenizing annealing using optical microscopy(OM), scanning electron microscopy(SEM) and universal mechanical testing machine. The results indicate that increasing homogenizing annealing triggers the dissolution of most eutecticβphase in ingot, giving the remainingβphase a tendency to nodulizing. Room temperature mechanical properties show that homogenizing annealing is followed by a significant increase in tensile strength and decrease in ductility, an indication of brittle fracture. High temperature instantaneous tensile tests suggest that homogenizing annealing tends to decrease tensile strength, showing cleavage facture.

5083 aluminum alloy; homogenizing annealing; room temperature tensile; high temperature instantaneous tensile

2013-06-09

黑龍江省杰出青年科學(xué)基金項目(JC201013); 哈爾濱市科技創(chuàng)新人才研究專項資金項目(2010RFJGG006)

李學(xué)偉(1965-),男,河南省通許人,教授,碩士,研究方向:金屬材料與涂層性能,E-mail:lixueweilxw@126.com。

10.3969/j.issn.1671-0118.2013.04.006

TG166.3

1671-0118(2013)04-0341-04

A