楊 勇 張全成 田青超

(1. 上海大學(xué)省部共建高品質(zhì)特殊鋼冶金與制備國家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，上海 200444;2. 江蘇常鋁鋁業(yè)股份有限公司，江蘇 蘇州 215532)

汽車工業(yè)的發(fā)展要求車身的質(zhì)量進(jìn)一步減輕，這為Al- Mg (AA 5xxx)合金的應(yīng)用提供了廣闊的空間。鋁合金具有密度低、抗沖擊性好及可再生利用的特點(diǎn)，通過微合金化及熱處理等方法得到的強(qiáng)化鋁合金，其比強(qiáng)度超過很多合金鋼，替代傳統(tǒng)鋼板時可減重50%以上[1]。但5xxx系鋁合金經(jīng)拉伸或沖壓成形后表面易出現(xiàn)呂德斯帶和橘皮組織等缺陷[2]，板材產(chǎn)生明顯的各向異性，使斷后伸長率無法滿足實(shí)際生產(chǎn)需求。

軋制與再結(jié)晶織構(gòu)對鋁合金薄板的塑性各向異性有重要影響[3]。因此，制備具有優(yōu)良各向同性力學(xué)性能的鋁合金薄板是近年來研究的熱點(diǎn)之一[4]。鋁合金熱軋板材織構(gòu)主要由軋制和再結(jié)晶織構(gòu)組成[5]。軋制織構(gòu)主要有Brass{011}<211>、S{123}<634>、Copper{112}<111>、Goss{011}<100>以及r- Cube{001}<110>等[6]，再結(jié)晶織構(gòu)包括Cube{100}<001>、H{100}<011>以及P {110}<233>等。熱軋條件的差異，包括合金成分、冷軋前的初始組織和織構(gòu)、壓下量和退火溫度等都會影響鋁合金的再結(jié)晶織構(gòu)[7]。利用極圖和反極圖只能對織構(gòu)進(jìn)行定性分析，因此需要建立一個利用三維空間描述多晶體取向分布的取向分布函數(shù)(ODF,orientation distribution function)法對織構(gòu)進(jìn)行定量分析[8- 9]。

鑄錠經(jīng)過多道次軋制及退火處理后，晶粒發(fā)生回復(fù)及再結(jié)晶，這一過程不可避免地會使晶粒產(chǎn)生擇優(yōu)取向生長，形成粗大或者大小不均勻的晶粒。通常，細(xì)晶合金比粗晶合金再結(jié)晶速度快。晶界是有利的形核位置，細(xì)晶合金的可用形核位置數(shù)量更多，因此再結(jié)晶組織更為均勻[10]。在大變形軋制條件下，變形晶粒的回復(fù)及再結(jié)晶驅(qū)動力更大，對材料的組織與性能影響也更大。本文以商用5052鋁合金為研究對象，通過中間退火研究了大軋制變形的5052鋁合金板材微觀結(jié)構(gòu)及性能的變化規(guī)律。

1 試驗(yàn)材料及方法

試驗(yàn)材料為商用5052鋁合金，其化學(xué)成分如表1所示。

表1 5052 鋁合金的化學(xué)成分( 質(zhì)量分?jǐn)?shù))Table 1 Chemical composition of the 5052 aluminum alloy (mass fraction) %

生產(chǎn)工序?yàn)椋?1)480 mm厚5052鋁錠→(2)530 ℃×14 h加熱→(3)多道次熱軋至7、4和2.5 mm→(4)多道次冷軋至1.05 mm，取部分板材進(jìn)行300 ℃×9 h的中間退火，另一部分不熱處理；再將所有板材依次冷軋至0.30、0.25、0.18 mm成品厚度→(5)300 ℃×9 h再結(jié)晶退火。為了便于說明，將前者稱為中退工藝，后者稱為直軋工藝。

退火后沿板材軋制方向取金相試樣。試樣經(jīng)機(jī)械拋光后，在15 mL HNO3+50 mL HClO4+950 mL甲醇混合溶液中進(jìn)行電解拋光，以除去變形層[4]；再用Barker試劑(50 mL HBF4+950 mL水)進(jìn)行陽極氧化。試樣經(jīng)陽極氧化覆膜后在金相顯微鏡下用偏振光觀察微觀組織，之后對板材進(jìn)行顯微硬度測試，試驗(yàn)力為50 g。

沿與板材軋向呈 0°、45°和 90°的3個方向上切取拉伸試樣，在WDW- 200電子萬能試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行室溫拉伸試驗(yàn)，應(yīng)變速率為10-3s-1。再按上述方法制備拉伸試樣未頸縮區(qū)的金相試樣。

采用Bruker D8 Discover X射線衍射儀測試板材表面的宏觀織構(gòu)。采用CuKα輻射，用Schulz背反射法測量(111)、(200)和(220)極圖，最大傾斜角為75°，電壓為40 kV，電流為40 mA。利用級數(shù)展開法(lmax=16)從3個不完全極圖中計算取向分布函數(shù)(ODFs)[11]，即恒φ2的ODF截面圖，其中歐拉空間中的等強(qiáng)度線由歐拉角φ1、φ和φ2限定[9]，本文采用φ2=45°和φ2=90°截面圖來表示。

2 試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 力學(xué)性能

兩種工藝處理的不同厚度5052鋁合金的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度如圖1所示。從圖1(a)中可以看出，兩種工藝下不同厚度中退試樣沿不同方向的屈服強(qiáng)度均低于直軋試樣，相同厚度中退試樣的屈服強(qiáng)度均比直軋試樣的低10 MPa左右。中退試樣的屈服強(qiáng)度為90～93 MPa，直軋試樣的屈服強(qiáng)度為99～102 MPa。從圖1(b)中可以看出，不同厚度直軋試樣沿不同方向的抗拉強(qiáng)度均略高于中退試樣。

圖1 兩種工藝處理的5052鋁合金的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度Fig.1 Yield and tensile strengths of the 5052 aluminum alloys treated by two processes

兩種工藝處理的5052鋁合金的斷后伸長率如圖2所示。如圖2(a)所示，中退試樣在3個方向上的斷后伸長率差別不大，隨著板材厚度的增加，斷后伸長率逐漸降低，其中軋制方向(0°)的斷后伸長率較與軋向呈45°和90°方向的略低1%～2%。如圖2(b)所示，直軋試樣軋向的斷后伸長率相比與軋向呈45°和90°方向的低很多，其中0.18 mm厚試樣90°方向的斷后伸長率為27%，而0°方向的僅為18%，相差9%。當(dāng)板材厚度增加到0.3 mm時，不同方向斷后伸長率的差值減小。比較圖2(a)和圖2(b)可見，雖然直軋試樣45°和90°方向的斷后伸長率高于中退試樣，但由于軋制方向的斷后伸長率太低，材料存在顯著的各向異性。中退試樣3個方向的斷后伸長率較為接近，各向異性明顯減弱，有利于板材的成形。

圖2 兩種工藝處理的5052鋁合金的斷后伸長率Fig.2 Elongation of the 5052 aluminum alloys treated by two processes

圖3為兩種工藝處理的5052鋁合金的顯微硬度?？梢姴煌穸戎型嗽嚇拥娘@微硬度均低于直軋試樣。其中0.18 mm中退試樣的硬度為56.5 HV0.05，而直軋試樣的硬度高達(dá)61.2 HV0.05。隨著試樣厚度的增加，硬度下降。

圖3 兩種工藝處理的5052鋁合金的顯微硬度Fig.3 Micro- hardness of the 5052 aluminum alloys treated by two processes

2.2 斷口形貌

圖4為兩種工藝處理的0.18 mm厚5052鋁合金的拉伸斷口SEM形貌，兩種試樣的斷口均呈現(xiàn)塑性斷裂的韌窩特征，且大韌窩周圍有許多小韌窩。直軋試樣拉伸斷口的韌窩較為細(xì)小，而中退試樣的韌窩更為發(fā)達(dá)、大小分布更為均勻，說明材料的塑性更好，拉斷時，晶粒之間的變形協(xié)調(diào)性更好[12]。

圖4 兩種工藝處理的0.18 mm厚5052鋁合金拉伸斷口的SEM形貌Fig.4 SEM micrographs of fracture of the 0.18- mm- thick 5052 aluminum alloy treated by two processes

2.3 微觀組織

圖5為兩種工藝處理的0.18 mm厚5052鋁合金的顯微組織。中退試樣晶粒尺寸約40 μm，直軋試樣晶粒尺寸約22 μm。

中間退火的板材在軋制過程中進(jìn)行了一次再結(jié)晶，因此直軋試樣的位錯密度和變形儲存能比中退試樣的高。Bennett等[13- 14]研究發(fā)現(xiàn)，尺寸小于1 μm的粒子不利于PSN(粒子刺激形核)效應(yīng)，直接軋制更有利于形成細(xì)小彌散的析出相，使再結(jié)晶晶核難以長大，從而產(chǎn)生尺寸差異。

圖5 兩種工藝處理的0.18 mm厚5052 鋁合金的顯微組織Fig.5 Microstructures of the 0.18- mm- thick 5052 aluminum alloy treated by two processes

晶界對多晶體變形抗力的影響可通過晶粒大小直接體現(xiàn)[15]。屈服強(qiáng)度σS與晶粒平均直徑d的關(guān)系可用霍爾- 佩奇公式表示：

σS=σ0+Kd-1/2

(1)

式中：σS是材料的屈服強(qiáng)度，σ0和K是常數(shù)，d是平均晶粒尺寸。當(dāng)d-1/2<1 500 m-1/2時，σ0≈50 MPa，K≈0.3 m1/2MPa[16]。由此經(jīng)計算可知，中退試樣的屈服強(qiáng)度約為97 MPa，直軋試樣的屈服強(qiáng)度約為112 MPa，這與圖1中的實(shí)測結(jié)果基本一致。

在室溫拉伸變形時，隨著變形量的增加，位向有利的晶粒優(yōu)先發(fā)生塑性變形，取向發(fā)生變化。圖6為兩種工藝處理的0.18 mm厚5052鋁合金試樣拉伸后的顯微組織，可以看出，中退試樣晶粒沿最大切應(yīng)力方向(即與拉伸方向呈45°角)呈明顯的流變特征(圖6(a))，而直軋試樣的流變特征并不明顯(圖6(b))。表明中退試樣沿軋向具有較好的變形協(xié)調(diào)性，使其沿軋向的斷后伸長率優(yōu)于直軋試樣。

圖6 兩種工藝處理的0.18 mm厚5052鋁合金試樣拉伸后的顯微組織Fig.6 Microstructures of tensile specimens for the 0.18- mm- thick 5052 aluminum alloy treated by two processes

2.4 織構(gòu)演變

圖7、圖8分別為兩種工藝處理的不同厚度 5052鋁合金的取向分布函數(shù)(ODF)在φ2為45°和90°上的截面圖。從φ2=45°ODF截面圖中(圖7)可以看出，直軋試樣的主要織構(gòu)類型為B織構(gòu){110}<112>，且隨著板材厚度的增加，開始出現(xiàn)較弱的Cube織構(gòu){100}<001>和H織構(gòu){100}<011>等再結(jié)晶織構(gòu)；中退試樣的主要織構(gòu)除了B織構(gòu){110}<112>外，還有較強(qiáng)的Cube織構(gòu){100}<001>，且0.18 mm厚試樣中還存在較弱的H織構(gòu){100}<011>。圖8中φ2=90°ODF截面上的織構(gòu)特征與45°ODF截面上的類似。此外，隨著板材厚度的增加，Goss織構(gòu){110}<001>略微增強(qiáng)，這在直軋試樣中表現(xiàn)得更加明顯。

圖7 兩種工藝處理的不同厚度5052鋁合金在φ2=45°時ODF截面圖Fig.7 φ2=45° ODF figures of the 5052 aluminum alloy of different thicknesses treated by two processes

圖8 兩種工藝處理的不同厚度5052鋁合金在φ2=90°時ODF截面圖Fig.8 φ2=90° ODF figures of the 5052 aluminum alloy of different thicknesses treated by two processes

圖9為兩種工藝處理的不同厚度5052鋁合金的織構(gòu)強(qiáng)度變化。在45°ODF截面圖中(圖9(a))，隨著板材厚度的增加，直軋試樣的軋制織構(gòu)B織構(gòu){110}<112>的強(qiáng)度均高于中退試樣，而再結(jié)晶織構(gòu)Cube{100}<001>則表現(xiàn)出完全相反的趨勢，中退試樣Cube織構(gòu)的強(qiáng)度均高于直軋試樣。在90°ODF截面圖(圖9(b))中，直軋試樣的軋制織構(gòu)B織構(gòu)的強(qiáng)度也略高于中退試樣。此外，0.18 mm厚中退試樣的再結(jié)晶織構(gòu)組分為Cube和H織構(gòu)，表明隨著軋制壓下量的增加，再結(jié)晶織構(gòu)Cube會有一部分轉(zhuǎn)化為H織構(gòu)，從而使中退試樣再結(jié)晶織構(gòu)的整體強(qiáng)度高于直軋試樣，宏觀上表現(xiàn)出更優(yōu)良的各向同性。

圖9 兩種工藝處理的不同厚度5052鋁合金的織構(gòu)強(qiáng)度變化Fig.9 Variation of texture intensity of the 5052 aluminum alloy of different thicknesses treated by two processes

綜上結(jié)果可以看出，中退試樣的Cube織構(gòu){100}<001>和H織構(gòu){100}<011>等再結(jié)晶織構(gòu)強(qiáng)度更高，且Cube織構(gòu)為再結(jié)晶織構(gòu)的主體，而B織構(gòu){110}<112>和Goss織構(gòu){110}<001>等軋制織構(gòu)的強(qiáng)度低于直軋試樣。這表明中間退火過程中的回復(fù)再結(jié)晶有效地減輕了軋制過程中的擇優(yōu)取向。

中間退火可以提高最終退火試樣中立方織構(gòu)的相對量[17]。這是由于中間退火后形成的立方取向晶粒在冷軋過程中并未全部旋轉(zhuǎn)至軋制方向，從而殘留了部分的立方取向晶粒[18]，在成品退火時立方取向亞晶的回復(fù)速度比其他取向的亞晶快，這就為立方織構(gòu)的形核提供了良好的條件。另外，立方體取向具有快速增長的40°<111>取向關(guān)系，因此在隨后的長大過程中比其他取向的晶粒長大速度更快，所以最終形成了較多的立方織構(gòu)[19]，有利于改善板材的塑性。

3 結(jié)論

(1)中退試樣比相同厚度直軋試樣的屈服強(qiáng)度低10 MPa左右，而直軋試樣的抗拉強(qiáng)度略高于中退試樣。中退試樣不同方向的斷后伸長率差別不大，直軋試樣的軋向與45°和90°方向的斷后伸長率差值可達(dá)9%，具有明顯的各向異性。中退試樣的顯微硬度低于直軋試樣。0.18 mm厚中退試樣的硬度為56.5 HV0.05，而直軋試樣的硬度高達(dá)61.2 HV0.05。隨著板材厚度的增加，硬度下降。

(2)中退試樣晶粒尺寸約40 μm，而直軋試樣約為22 μm。在室溫拉伸變形時，隨著變形量的增加，中退試樣晶粒沿最大切應(yīng)力方向呈明顯的流變特征，而直軋試樣的流變特征不明顯。中退試樣沿軋向具有較好的變形協(xié)調(diào)性，所以其軋向的斷后伸長率明顯大于直軋試樣，拉伸斷口韌窩更發(fā)達(dá)、大小更均勻。

(3)中退試樣的Cube織構(gòu){100}<001>和H織構(gòu){100}<011>等再結(jié)晶織構(gòu)強(qiáng)度更高，且Cube織構(gòu)為再結(jié)晶織構(gòu)的主體，而B織構(gòu){110}<112>和Goss織構(gòu){110}<001>等軋制織構(gòu)的強(qiáng)度低于直軋試樣。