5754-O鋁合金呂德斯帶表面缺陷解決方案的應用

曹高輝,苑錫妮,曹零勇

(寶山鋼鐵股份有限公司中央研究院,上海 201999)

隨著世界能源危機和環境污染問題日趨嚴重,汽車制造商面臨著節能減排的重大課題,汽車輕量化是解決這一難題的有效途徑之一。鋁合金作為一種輕量化材料在汽車制造領域應用日益廣泛。其中,5754鋁合金因具有高比強度、良好的加工性能和連接性能、優異的耐腐蝕性及可回收利用等特點,常被用作汽車內板和結構部件,在歐美日系的主流主機廠應用非常廣泛。

鋁合金板材主要通過冷沖壓成形做成各種形狀復雜的汽車零部件。主機廠不僅對鋁板的屈服強度、抗拉強度、斷后延伸率及均勻延伸率、n值和r值等力學性能和成形性能有很高要求,特別是對于可視零部件,對成形后的零件表面質量也有嚴格要求。退火態5xxx系鋁合金在變形后由于呂德斯效應(Luders effect)易在試樣表面出現火焰狀的呂德斯帶(A型拉伸應變痕),由于Portevin-Le Chatelier效應(PLC effect),易在表面出現一系列與拉伸軸成約58°角的平行帶狀褶皺(B型拉伸應變痕)[1-4]。由于A型拉伸應變痕在零件烤漆涂裝后仍會顯現,B型呂德斯帶只有在大變形量情況下才產生,故在實際工業應用中A型拉伸應變痕比B型拉伸應變痕更容易出現[1]。為了減輕A型拉伸應變痕表面缺陷,對于可視零部件用5xxx系鋁合金,如何通過調控工藝控制5xxx系汽車鋁板A型拉伸應變痕仍是工業生產的技術難題。

本文針對汽車結構件用0.8 mm 5754-O鋁板,通過對不同工藝生產的鋁板材料開展拉伸性能、屈服點伸長量、顯微組織及模擬沖壓后表面質量等分析表征,旨在探討不同預變形和冷軋變形量對A型拉伸應變痕的影響,以獲得減輕A型拉伸應變痕的有效工藝控制方法。

1 試驗材料及測試方法

本試驗所用工業半連續鑄造5754鋁合金扁鑄錠成分如表1所示。

表1 合金化學成分Table 1 Chemical compositions of the alloys %

鑄錠經銑面和均熱處理后熱軋至3 mm厚,然后采用六輥CVC冷軋機進行軋制,設計兩種軋制方案分別為:① 3 mm厚熱軋坯料經4道次冷軋軋至0.8 mm (冷軋總變形量73%),然后在箱式爐中完全退火成O態,退火溫度為330 ℃保溫3 h;② 3 mm厚熱軋坯料一次冷軋至1.5 mm,經中間退火后,再二次冷軋至0.8 mm(二次冷軋變形量47%),然后再在箱式爐中進行完全退火,退火工藝同樣為330 ℃保溫3 h。這兩種冷軋工藝完全退火后獲得的5754-O鋁板分別經過了圖1和表2中的預變形工藝。

表2 不同試驗方案工藝參數Table 2 Process parameters of different trial schemes

常規室溫拉伸試驗按照GB/T 1686在Zwick拉伸試驗機進行,樣品標距為50 mm,取樣方向為軋制方向;材料成形后的表面質量在模擬成型試驗機上進行,試樣尺寸為170 mm×170 mm。金相樣品取自成品板材平行于軋向的縱截面,經砂紙打磨和拋光后在體積分數10%的氟硼酸溶液中進行陽極覆膜,并在Zeiss Axio Imager M2金相顯微鏡偏光模式下觀察金相組織。晶粒度按照GB/T 6394—2017 的截點法進行測定。

2 試驗結果

2.1 拉伸性能

由圖 2中試樣A,B1～B3拉伸試驗結果可以看出,冷軋變形量73%的5754-O退火態(試樣A)經過0.4%～1.0%延伸率范圍內的拉伸變形后,材料的屈服強度逐漸增加,尤其是0.7%和1.0%延伸率的拉伸變形使得材料的屈服強度顯著增加(試樣A屈服強度102 MPa分別增加到試樣B2的108 MPa和試樣B3的117 MPa),而抗拉強度增長緩慢。因此,在0.4%～1.0%延伸率范圍,隨著延伸率的增加,試樣B1～B3的屈強比不斷增加。由圖 3試樣C1～C6拉伸性能數據可以看出,在拉矯線上投入兩組矯直輥單元進行矯直后(延伸率為0.1%或0.15%,進入量為6 mm、10 mm或16 mm),試樣的屈服強度和抗拉強度都相差不大。但是相比未預變形的試樣A屈服強度和抗拉強度都略有增加。

圖2 不同延伸率下純拉伸對5754-O性能的影響Fig.2 Effect of stretch on properties of 5754-O under different elongation

圖3 不同預變形工藝(拉伸及矯直)對樣品C1～C6拉伸性能的影響Fig.3 Effects of different pre deformation processes (stretching and straightening) on tensile properties of C1-C6 samples

2.2 不同預變形處理樣板屈服點伸長(YPE)

由圖4試樣A單向拉伸應力—應變曲線可以看出,該曲線由四部分組成:彈性階段、屈服平臺階段、加工硬化階段和頸縮斷裂階段。由圖4局部放大圖可以看出屈服點伸長量(YPE)為1.08%。不同拉彎矯直工藝下試樣C1～C6的YPE如圖5所示。拉伸矯直延伸率為0.10%和0.15%時,隨著矯直輥投入量的增加,YPE值不斷降低。同一矯直量下,延伸率為0.15%時的YPE值低于0.1%延伸率的YPE。

圖4 試樣A單向拉伸應力—應變曲線Fig.4 Uniaxial tensile stress-strain curve of sample A

圖5 不同預變形工藝(拉伸及矯直量)對試樣C1～C6屈服點伸長量(YPE)的影響Fig.5 Effect of different pre deformation processes (stretching and straightening) on yield point elongation (YPE) of sample C1-C6

2.3 不同冷軋變形量對力學性能的影響

由圖6所示,與未加中間退火的試樣A(冷軋變形量73%)相比,經中間退火的5754-O試樣D(二次冷軋變形量為47%)屈服強度由102.2 MPa降低到89.5 MPa,抗拉強度212.7 MPa降低到207 MPa,因為屈服強度的下降幅度比抗拉強度下降得多,因此屈強比也由0.48下降到0.43。屈服點伸長(YPE)由1.08%降到0.45%。

圖6 冷軋變形量對5754-O力學性能的影響Fig.6 Effect of cold rolling deformation on mechanical properties of 5754-O

2.4 顯微組織

由圖7各試樣的縱截面金相照片可以看出,在冷軋變形量為73%(試樣A)時,試樣的晶粒尺寸比較細小,晶粒沿軋向略有拉長,用截點法測得樣品的晶粒度大約為16 μm。在相同冷軋變形量下,經過純拉伸變形和拉伸矯直變形,試樣B3、C6和試樣A的金相組織類似,晶粒尺寸及形態無明顯區別。經過中間退火+47%二次冷軋變形量的試樣D晶粒尺寸明顯大于試樣A,平均晶粒尺寸約為31 μm。

圖7 經過不同預變形及冷軋變形量的5754-O金相組織Fig.7 Microstructure of 5754-O after different pre deformation and cold rolling deformation

2.5 模擬沖壓試驗

模擬沖壓試驗后各材料的表面形貌如圖8所示。試樣A的火焰狀拉伸應變痕(A型)非常明顯,純拉伸試樣B2和拉伸矯直試樣C6表面有輕微的拉伸應變痕。試樣D的表面質量較好,無明顯的拉伸應變痕(A型)。

圖8 模擬沖壓試驗后樣板的表面形貌Fig.8 Surface morphology of the sample after simulated stamping test

3 分析與討論

由圖4試樣A單向拉伸應力—應變曲線可以看出,經過彈性變形后,應力—應變曲線上出現上下屈服點和屈服平臺,即呂德斯效應(Luders effect)。這是因為完全退火態的5754-O合金因為材料中位錯密度很低,在單向拉伸塑性變形初期,材料內部不能實現位錯的快速增殖。同時固溶體中的Mg原子容易釘扎位錯,形成柯垂爾氣團。在塑性變形下的應力集中處,使得被Mg釘扎的位錯脫釘為可動位錯,并在較低的應力下以較快的速度運動并掃過試樣表面,從而在圖4的0.16%～1.24%應變范圍內出現屈服平臺(YPE),同時試樣表面出現A型拉伸應變痕。因此,可知試樣B1～B3在0.4%、0.7%和1.0%的純拉伸過程中經過了彈性變形階段和部分屈服平臺階段,在屈服平臺階段材料發生了塑性變形。對經過預拉伸的試樣B1～B3重新進行單向拉伸試驗時,因為材料中的位錯密度相對試樣A顯著增加,故試樣B1～B3的屈服強度相比試樣A增加,這與黎鳳[5]等的研究結果一致。而抗拉強度則相差不大,故試樣B1～B3的屈強比相對A會增大,且隨著延伸率的增加,屈強比不斷增加。

拉伸應變痕的產生主要是因為局部應變集中導致的不均勻塑性變形[6]。純拉伸或拉伸矯直引入的預變形,可以在材料內部引入位錯,一方面固溶在鋁基體中的Mg原子在預變形過程中可以擴散到引入的位錯源處,將Mg原子固定住。另一方面,材料在后續塑性變形時,數量增多的位錯會發生增殖,從而位錯密度會繼續增大,整個材料內部位錯密度分布更加均勻,促使均勻塑性變形的發生。因此,拉伸矯直和純拉伸的預變形工藝導致單向拉伸曲線上YPE大幅降低。且在拉伸矯直的預變形工藝時,隨著延伸率和矯直量的增加,試樣C1～C6中引入的位錯源不斷增加,YPE不斷降低(圖5)。在模擬沖壓試驗中,拉伸矯直后的鋁板表面也幾乎無明顯的火焰狀A型拉伸應變痕(圖8)。LLOYD D J等[6]認為,在工業生產的退火態5系鋁合金在拉伸矯直過程中,如果引入的位錯源在材料內部分布不均勻的話,表面仍然易產生A型拉伸應變痕。這可以解釋本論文中試樣B1～B3表面出現輕微的拉伸應變痕(如圖9所示)。在純拉伸過程中因為對鋁板施加的力是同一方向的,引入的位錯在材料內部分布不均勻,這與單向拉伸試驗類似,在某些應力集中處,材料本身容易發生呂德斯效應,使得鋁板表面出現大面積的輕微拉伸應變痕。而拉伸矯直的預變形工藝下,因為拉伸+輥矯的同時作用促使位錯在材料內部均勻分布,因此拉伸矯直的預變形下表面的拉伸應變痕較純拉伸模式輕微得多。

圖9 純拉伸預變形試樣B2表面輕微的拉伸應變痕Fig.9 Slight stretch strain mark on the surface of pre deformed sample B2

由圖6所示,成品退火前冷軋變形量由73%降到47%使得材料的屈服強度由102.2 MPa降低到89.5 MPa。同時由圖7可以看出,材料的晶粒度由16 μm增加到31 μm。冷軋變形量的減小導致材料在冷軋時加工硬化程度減小,形變儲能降低,故在相同的退火工藝下,材料的再結晶后晶粒尺寸變大。根據Hall-Petch關系,材料的屈服強度Rp0.2與晶粒直徑d-1/2成正比。晶粒細化是5xxx系鋁合金很重要的強化機制之一[7-8],因此晶粒尺寸大的試樣D的屈服強度比試樣A降低了約13 MPa。同時,有理論計算表明,5xxx系鋁合金的屈服點伸長量(YPE)與晶粒尺寸也形成類似Hall-Petch的關系,即YPE∝d-1/2[9]或YPE∝d-5/8[6]。本文試樣A的YPE為1.08%,而試樣D的YPE為0.45%,YPE與晶粒尺寸也成類似文獻[6,9]的關系。因此模擬沖壓后試樣A的表面A型拉伸應變痕很明顯,而試樣D表面幾乎無拉伸應變痕(圖 8)。同時,用試樣A沖壓出的汽車結構零件,在局部出現A型拉伸應變痕,而試樣D沖壓出的零件表面良好(圖 10)。

圖10 用試樣A和試樣D沖壓的汽車結構零件照片Fig.10 Auto part photo of sample A and sample D

4 結論

通過預變形和冷軋變形量的調控均可有效降低5754-O鋁合金屈服平臺,進而減輕成形過程中A型拉伸應變痕的程度。延伸率為0.40%～1.00%的純拉伸變形使得材料表面在拉伸過程中出現輕微的拉伸應變痕,而采用延伸率為0.10%和0.15%的拉伸矯直預變形后,材料表面的拉伸應變痕不明顯。通過將冷軋變形量從73%降低到47%,5754-O鋁合金在退火后屈服強度降低,同時屈服點伸長量大幅降低,在沖壓成形后零件表面質量良好,無明顯的A型拉伸應變痕。