Er、Zr微合金化5083鋁合金的超塑性

王 博, 高坤元, 丁宇升, 文勝平, 黃 暉, 吳曉藍, 魏 午, 聶祚仁

(北京工業大學 新型功能材料教育部重點實驗室, 北京 100124)

5×××系Al-Mg合金由于具有較高的比強度,優異的耐蝕性廣泛應用于航空航天、交通運輸等領域[1-2]。隨著鋁合金部件的輕量化和復雜結構的成形要求越來越高,具有成形性好、設計自由度大、成形工序少等優勢[3-4]的超塑性成形工藝受到廣泛關注。為了提高超塑性,近年來有大量研究對超塑性伸長率的影響因素和提升方式進行報道。由于鋁合金的超塑性變形機制主要為晶界滑移,鋁合金的晶粒越細小,合金的超塑性變形能力的伸長率也越高[5],因此提升超塑性的方法大多與細化晶粒有關。嚴重塑性變形作為細化晶粒的方法在超塑性變形之前被引入,例如通過ECAP[6]處理,晶粒尺寸達到0.3 μm,獲得>1000%的伸長率;通過FSP[7]技術獲得5 μm初始晶粒,伸長率達到1500%。

但是僅有細小的初始晶粒并不能保證材料具有良好的超塑性。例如,在研究Al-3Mg(質量分數,%,下同)合金的超塑性變形過程中,盡管通過嚴重塑性變形得到了非常細小的初始晶粒(約0.2 μm)組織,但是合金的超塑性伸長率均<200%,如此低的伸長率主要是由于超塑性變形過程中晶界穩定性較差,晶粒快速粗化造成。而合金析出相在超塑性變形過程中可以釘扎晶界,阻礙晶界遷移,延緩晶粒粗化。但是對于鋁合金,通常的超塑性溫度為300～550 ℃[8],主合金元素的析出相在該溫度范圍內均發生了嚴重的粗化[1,4],尺寸超過100 nm,從而失去釘扎晶界的作用。Sc、Zr[9]和Er、Zr[10]復合微合金化鋁合金產生的Al3M相(M=Sc,Er,Zr)是鋁合金中極少發現的、可以在300～550 ℃的范圍內維持納米級尺度的析出相,具有非常顯著的釘扎晶界效果。關于Sc、Zr對鋁鎂合金超塑性的研究比較系統[5,7-9],且獲得較好的超塑性結果。在ECAP預處理的Al-5Mg-0.18Mn-0.2Sc-0.08Zr 合金中,以應變速率0.056 s-1在450 ℃超塑性拉伸過程中,獲得4100%伸長率,這是目前為止在鋁合金中獲得的最高伸長率[11]。利用非對稱軋制技術對Al-6.1Mg-0.25Sc-0.1Zr合金的高應變速率超塑性進行了研究,在溫度為500 ℃、應變速率為0.05 s-1條件下進行超塑性拉伸,獲得高達3200%的伸長率[12]。Er價格僅為Sc的1/60,而且關于Er、Zr微合金化提高鋁鎂合金的超塑性研究較少。因此研究Er、Zr微合金化對鋁鎂合金超塑性的影響具有重大意義。

本文針對Er、Zr微合金化5083(5E83)合金超塑性進行了系統的分析研究。首先通過再結晶退火、空冷和水冷的攪拌摩擦加工獲得3種不同尺寸的晶粒狀態,然后在一定的溫度和應變速率下進行超塑性拉伸,探究晶粒尺寸對超塑性的影響;其次,選取最細小晶粒尺寸的試樣在不同變形溫度(400～540 ℃)、不同應變速率(1.67×10-4～1.67×10-1s-1)下進行超塑性拉伸試驗,研究變形溫度和應變速率對合金超塑性影響的規律;最后對獲得最佳伸長率的試樣采用掃描電鏡(SEM)、電子背散射衍射(EBSD)和透射電鏡(TEM)進行微觀組織觀察及分析Er、Zr對超塑性的影響。通過這一系列研究,以期為高強高超塑性Al-Mg合金的開發提供參考。

1 試驗材料與方法

1.1 試驗材料及熱處理

5E83合金設計基于工業中應用最廣的中高鎂5083鋁合金,并添加微量0.2%Er和0.13%Zr(質量分數,下同)。鑄錠采用傳統的方式熔煉,將工業純Al(99.5%),放入電阻爐中,升溫至710 ℃,加入高純Mg(99.9%)、Al-10Mn、Al-6Er和Al-4Zr中間合金,熔化后攪拌、靜置20 min后澆鑄。鑄錠尺寸為5000 mm×1620 mm×500 mm。合金的實際成分及含量如表1所示。試驗合金經475 ℃×24 h均勻化退火后,熱軋至16 mm厚,在空氣循環加熱爐中進行350 ℃×2 h中間退火,空冷至室溫,然后進行冷軋,分多道次緩速進行,每道次壓下量控制在10%～25%,冷軋至3 mm厚,然后將冷軋板材進行350 ℃×2 h退火,獲得再結晶退火態(O態)板材。將O態5E83板材進行攪拌摩擦加工(Friction stir processing,FSP)處理,攪拌摩擦加工轉速為500 r/min,焊速為80 mm/min,焊接壓下量為2.95 mm,冷卻條件為空氣和循環水冷卻,分別獲得3種具有不同晶粒尺寸狀態的試樣,分別為O態、空冷FSP態、水冷FSP態。

表1 試驗5E83鋁合金的化學成分(質量分數,%)

1.2 超塑性拉伸試驗

將攪拌摩擦加工后的板材取中心焊核區域,利用線切割,沿板材軋制方向切割制成“工”字型試樣,厚度為3 mm。試樣尺寸及形狀如圖1所示。本次超塑性拉伸試驗在美斯特試驗機上進行,該試驗機可以在拉伸過程中隨著試件的拉長作出反應,對夾頭速度不斷補償,以此來達到恒應變速率拉伸的目的。試樣在保溫箱內達到試驗溫度后,繼續保溫15 min后達到熱穩定,然后分別在400、450、500、520、540 ℃和初始應變率為1.67×10-1、1.67×10-2、1.67×10-3、1.67×10-4s-1進行超塑性拉伸試驗直至試樣斷裂。然后迅速取出試樣并置于酒精中冷卻至室溫,之后吹干并將試樣密封至樣品袋中,以便后續進行微觀組織結構分析。在每組溫度和應變速率下做3組試驗,取平均值。

圖1 超塑性拉伸試樣尺寸

1.3 微觀組織分析

采用EBSD對試樣的晶粒尺寸和取向進行定量分析。試樣經機械拋光后在100 mL HClO4+900 mL乙醇溶液中電解拋光,拋光電壓為30 V,時間為30 s。拋光后的試樣在FEI QUANTA FEG 650型掃描電鏡下進行組織觀察。采用HELIOS NANOLAB 600i型掃描電鏡對斷口形貌進行觀察。采用GEM-2100F透射電鏡對析出相及其分布進行觀察分析,透射電鏡試樣采用電解雙噴法制備。對于范圍較大的區域可以直接通過線切割獲取對應區域試樣,再經過砂紙打磨,沖出小圓片,以及雙噴減薄等工序獲得帶有薄區的圓形試樣。電解雙噴參數為電壓15～25 V,電流50～100 mA,溫度-30 ℃。

2 試驗結果與討論

2.1 晶粒尺寸對超塑性的影響

圖2為不同狀態試樣在520 ℃、1.67×10-3s-1條件下超塑性拉伸后的照片。由圖2(b)可見,O態試樣的伸長率為185.0%,相較于同等條件下的5083合金[13]提高了100%,說明Er、Zr的添加對合金超塑性有著重要的作用。由圖2(c,d)可見,空冷FSP態試樣的伸長率為295.5%,水冷FSP態試樣的伸長率為330.0%,較O態試樣的伸長率顯著提高,說明攪拌摩擦加工可提高5E83鋁合金的超塑性。

圖2 不同初始狀態試樣超塑性拉伸后的照片

圖3為不同狀態試樣在520 ℃、1.67×10-3s-1條件下超塑性拉伸前后的EBSD圖像。對比圖3可見,空冷FSP態試樣的組織較O態明顯細化,伸長率提升明顯。水冷FSP態試樣的晶粒明顯更加細小均勻,主要原因可能是整個焊接過程都浸在水中,水冷散熱更快,提供再結晶晶粒長大的能量更少,因此晶粒更為細小。為了更加清楚地分析晶粒尺寸與超塑性之間的關系,將各狀態拉伸前后的晶粒尺寸與伸長率進行了統計,如表2所示。O態、空冷FSP態、水冷FSP態試樣拉伸前平均晶粒尺寸分別為7.4、5.2、3.4 μm。拉伸后的晶粒尺寸分別為8.9、6.4、5.6 μm,晶粒粗化程度分別為20.3%、23.1%、64.7%,測得的伸長率分別為185.0%、295.5%、330.0%,其中水冷FSP態試樣(晶粒3.4 μm)的伸長率最大,為330.0%。可知晶粒的粗化是驅動力(界面能的降低)和阻力(二次析出相對晶界的釘扎力)之間平衡的結果,晶粒越細小,界面能越高,晶粒長大的驅動力越大,而對于同一種材料不同狀態晶粒晶界受到的阻力幾乎一樣,因此晶粒越小可能導致晶粒粗化的效果更明顯,對超塑性的提升效果減弱。

表2 不同狀態試樣超塑性拉伸前后的晶粒尺寸及伸長率

2.2 變形溫度、應變速率對超塑性的影響

根據2.1節的試驗結果,選取超塑性效果最好的水冷FSP態試樣來探究變形溫度、應變速率對合金超塑性的影響。在變形溫度400、450、500、520、540 ℃和初始應變率1.67×10-1、1.67×10-2、1.67×10-3、1.67×10-4s-1下進行超塑性拉伸,斷后伸長率結果如表3所示。超塑性拉伸溫度及應變速率與伸長率的關系如圖4 所示。

表3 不同超塑性拉伸條件下水冷FSP態試樣的伸長率(%)

圖4 不同超塑性拉伸條件下水冷FSP態試樣的拉伸性能

由表3可以看出,在變形溫度范圍400～540 ℃、不同應變速率條件下,5E83合金的總體伸長率均高于180%,相對于未添加Er、Zr的5083伸長率[13]提高100%以上,可見Er、Zr的加入對5E83鋁合金的超塑性起到積極作用。隨著變形溫度或應變速率的升高,斷后伸長率總體呈現先上升后下降再上升的趨勢。在520 ℃、應變速率為1.67×10-3s-1條件下,水冷FSP態合金的伸長率最大,為330%,在應變區內發生了比較均勻的變形,沒有明顯的頸縮現象。

由4(a,b)可知,過高的溫度和過低的應變速率并不一定獲得更好的伸長率。由表3可知,520 ℃下材料可獲得最高的伸長率,為研究超塑性拉伸過程中材料的應力-應變,圖4(c)給出了520 ℃不同應變速率下材料的真應力-應變曲線。可以發現,超塑性拉伸過程總體呈現3個過程。首先發生應變硬化,然后達到應變硬化與應變軟化動態平衡的穩態流變,最后發生應變軟化。應變硬化是塑性變形中的典型現象,在超塑性變形的初級階段,由于大量缺陷(空位、位錯)的出現,流變應力隨流變應變迅速上升。隨著過程的進行,由于回復、再結晶、交叉滑移等過程引起的應變軟化開始抵消或部分抵消流變應力的增加,直到硬化和軟化過程之間達到動態平衡,即超塑性變形的穩定流變階段[10]。隨著應變的繼續增加,應力逐步降低,當頸縮或斷裂開始時應力急劇下降達到應變軟化階段。

為了進一步研究超塑性變形過程中的微觀組織演變,對超塑性拉伸斷裂后的斷口形貌進行分析。由圖5(a)可知,低倍電鏡下斷裂面呈現冰糖狀,晶粒細小均勻,形貌呈等軸狀,這有利于實現晶界滑移從而獲得良好的超塑性,而且也有助于阻礙空洞形核從而延遲斷裂。從圖5(a)還可看到一些孔洞,斷口上存在部分深坑,在坑內可看到多個晶粒的晶界,晶粒呈剝離狀。這是拉伸過程中晶界發生滑移,晶粒發生轉動后沿晶界斷裂的結果。更高倍形貌顯示大部分沿晶界斷裂面較光滑,局部區域呈現細絲狀,見圖5(b)。這種斷口形貌在研究合金的超塑性變形過程中比較常見[2,11],說明鋁鎂合金超塑拉伸時晶界滑移是主要的變形機制,斷裂機制為沿晶斷裂。此外,在變形過程中觀察到纖維狀的晶須,這些物質形成通常被認為是在高溫條件下沿晶界存在液相的證據,同時也可能是晶界滑移的間接證據。高溫緩慢拉伸變形過程中細小、均勻、等軸的再結晶晶粒有利于晶界滑移、轉動從而呈現較優超塑性。在變形過程中,一些晶界上會產生細絲,隨著變形的進行不斷拉伸變長,細絲間有微孔洞產生,這些微孔洞會合并長大,最終導致晶界之間結合被完全破壞,導致材料斷裂。

圖5 520 ℃、1.67×10-3 s-1條件下水冷FSP態試樣的拉伸斷口形貌

2.3 Er、Zr復合微合金化對超塑性的影響

為了進一步分析Er、Zr元素對超塑性的影響。對拉伸后水冷FSP態試樣進行透射電鏡觀察。圖6(a)中可見彌散析出細小的二次相,通過選區電子衍射分析得出是Al3(Er, Zr)相,同時觀察到Al3(Er, Zr)釘扎晶界的現象,見圖6(b)。因此分析認為,5E83鋁合金相對于5083鋁合金[13]超塑性提高的主要原因是Er、Zr的添加與Al基體形成納米級Al3(Er, Zr)相可以釘扎晶界,阻礙晶界遷移延緩晶粒粗化,使晶粒尺寸維持在超塑性變形的可控制范圍內。

圖6 超塑性拉伸后水冷FSP態試樣的TEM圖(520 ℃,1.67×10-3 s-1)

3 結論

1) 對于5E83鋁合金(Er、Zr微合金化5083合金),在一定范圍內,初始晶粒尺寸越細小,超塑性伸長率越高。當晶粒尺寸>5 μm時,超塑性變形過程晶粒粗化緩慢,細化初始晶粒可顯著提高超塑性;而當晶粒尺寸<5 μm時,超塑性變形過程晶粒粗化嚴重,進一步細化初始晶粒對超塑性的提高作用有限。

2) 溫度、應變速率是影響超塑性的重要因素,在變形溫度為450～540 ℃、應變速率為1.67×10-4～1.67×10-1s-1的范圍內,斷后伸長率隨變形溫度和應變速率的提高呈現先上升后下降再上升的趨勢,變形溫度520 ℃、應變速率為1.67×10-3s-1條件下獲得最大伸長率,為330.0%,對應的超塑性變形機理主要是晶界滑移。

3) Er、Zr的添加可顯著提高5E83鋁合金的超塑性,這主要是由于Er、Zr在Al中形成了納米級彌散Al3(Er,Zr)相,在超塑性拉伸時能夠釘扎晶界,阻礙晶界遷移。在晶粒尺寸>5 μm時,有效地抑制晶粒高溫粗化,從而提高了超塑性。