王 博, 高坤元, 丁宇升, 文胜平, 黄 晖, 吴晓蓝, 魏 午, 聂祚仁

(北京工业大学 新型功能材料教育部重点实验室, 北京 100124)

5×××系Al-Mg合金由于具有较高的比强度,优异的耐蚀性广泛应用于航空航天、交通运输等领域[1-2]。随着铝合金部件的轻量化和复杂结构的成形要求越来越高,具有成形性好、设计自由度大、成形工序少等优势[3-4]的超塑性成形工艺受到广泛关注。为了提高超塑性,近年来有大量研究对超塑性伸长率的影响因素和提升方式进行报道。由于铝合金的超塑性变形机制主要为晶界滑移,铝合金的晶粒越细小,合金的超塑性变形能力的伸长率也越高[5],因此提升超塑性的方法大多与细化晶粒有关。严重塑性变形作为细化晶粒的方法在超塑性变形之前被引入,例如通过ECAP[6]处理,晶粒尺寸达到0.3 μm,获得>1000%的伸长率;通过FSP[7]技术获得5 μm初始晶粒,伸长率达到1500%。

但是仅有细小的初始晶粒并不能保证材料具有良好的超塑性。例如,在研究Al-3Mg(质量分数,%,下同)合金的超塑性变形过程中,尽管通过严重塑性变形得到了非常细小的初始晶粒(约0.2 μm)组织,但是合金的超塑性伸长率均<200%,如此低的伸长率主要是由于超塑性变形过程中晶界稳定性较差,晶粒快速粗化造成。而合金析出相在超塑性变形过程中可以钉扎晶界,阻碍晶界迁移,延缓晶粒粗化。但是对于铝合金,通常的超塑性温度为300～550 ℃[8],主合金元素的析出相在该温度范围内均发生了严重的粗化[1,4],尺寸超过100 nm,从而失去钉扎晶界的作用。Sc、Zr[9]和Er、Zr[10]复合微合金化铝合金产生的Al3M相(M=Sc,Er,Zr)是铝合金中极少发现的、可以在300～550 ℃的范围内维持纳米级尺度的析出相,具有非常显著的钉扎晶界效果。关于Sc、Zr对铝镁合金超塑性的研究比较系统[5,7-9],且获得较好的超塑性结果。在ECAP预处理的Al-5Mg-0.18Mn-0.2Sc-0.08Zr 合金中,以应变速率0.056 s-1在450 ℃超塑性拉伸过程中,获得4100%伸长率,这是目前为止在铝合金中获得的最高伸长率[11]。利用非对称轧制技术对Al-6.1Mg-0.25Sc-0.1Zr合金的高应变速率超塑性进行了研究,在温度为500 ℃、应变速率为0.05 s-1条件下进行超塑性拉伸,获得高达3200%的伸长率[12]。Er价格仅为Sc的1/60,而且关于Er、Zr微合金化提高铝镁合金的超塑性研究较少。因此研究Er、Zr微合金化对铝镁合金超塑性的影响具有重大意义。

本文针对Er、Zr微合金化5083(5E83)合金超塑性进行了系统的分析研究。首先通过再结晶退火、空冷和水冷的搅拌摩擦加工获得3种不同尺寸的晶粒状态,然后在一定的温度和应变速率下进行超塑性拉伸,探究晶粒尺寸对超塑性的影响;其次,选取最细小晶粒尺寸的试样在不同变形温度(400～540 ℃)、不同应变速率(1.67×10-4～1.67×10-1s-1)下进行超塑性拉伸试验,研究变形温度和应变速率对合金超塑性影响的规律;最后对获得最佳伸长率的试样采用扫描电镜(SEM)、电子背散射衍射(EBSD)和透射电镜(TEM)进行微观组织观察及分析Er、Zr对超塑性的影响。通过这一系列研究,以期为高强高超塑性Al-Mg合金的开发提供参考。

1 试验材料与方法

1.1 试验材料及热处理

5E83合金设计基于工业中应用最广的中高镁5083铝合金,并添加微量0.2%Er和0.13%Zr(质量分数,下同)。铸锭采用传统的方式熔炼,将工业纯Al(99.5%),放入电阻炉中,升温至710 ℃,加入高纯Mg(99.9%)、Al-10Mn、Al-6Er和Al-4Zr中间合金,熔化后搅拌、静置20 min后浇铸。铸锭尺寸为5000 mm×1620 mm×500 mm。合金的实际成分及含量如表1所示。试验合金经475 ℃×24 h均匀化退火后,热轧至16 mm厚,在空气循环加热炉中进行350 ℃×2 h中间退火,空冷至室温,然后进行冷轧,分多道次缓速进行,每道次压下量控制在10%～25%,冷轧至3 mm厚,然后将冷轧板材进行350 ℃×2 h退火,获得再结晶退火态(O态)板材。将O态5E83板材进行搅拌摩擦加工(Friction stir processing,FSP)处理,搅拌摩擦加工转速为500 r/min,焊速为80 mm/min,焊接压下量为2.95 mm,冷却条件为空气和循环水冷却,分别获得3种具有不同晶粒尺寸状态的试样,分别为O态、空冷FSP态、水冷FSP态。

表1 试验5E83铝合金的化学成分(质量分数,%)

1.2 超塑性拉伸试验

将搅拌摩擦加工后的板材取中心焊核区域,利用线切割,沿板材轧制方向切割制成“工”字型试样,厚度为3 mm。试样尺寸及形状如图1所示。本次超塑性拉伸试验在美斯特试验机上进行,该试验机可以在拉伸过程中随着试件的拉长作出反应,对夹头速度不断补偿,以此来达到恒应变速率拉伸的目的。试样在保温箱内达到试验温度后,继续保温15 min后达到热稳定,然后分别在400、450、500、520、540 ℃和初始应变率为1.67×10-1、1.67×10-2、1.67×10-3、1.67×10-4s-1进行超塑性拉伸试验直至试样断裂。然后迅速取出试样并置于酒精中冷却至室温,之后吹干并将试样密封至样品袋中,以便后续进行微观组织结构分析。在每组温度和应变速率下做3组试验,取平均值。

图1 超塑性拉伸试样尺寸

1.3 微观组织分析

采用EBSD对试样的晶粒尺寸和取向进行定量分析。试样经机械抛光后在100 mL HClO4+900 mL乙醇溶液中电解抛光,抛光电压为30 V,时间为30 s。抛光后的试样在FEI QUANTA FEG 650型扫描电镜下进行组织观察。采用HELIOS NANOLAB 600i型扫描电镜对断口形貌进行观察。采用GEM-2100F透射电镜对析出相及其分布进行观察分析,透射电镜试样采用电解双喷法制备。对于范围较大的区域可以直接通过线切割获取对应区域试样,再经过砂纸打磨,冲出小圆片,以及双喷减薄等工序获得带有薄区的圆形试样。电解双喷参数为电压15～25 V,电流50～100 mA,温度-30 ℃。

2 试验结果与讨论

2.1 晶粒尺寸对超塑性的影响

图2为不同状态试样在520 ℃、1.67×10-3s-1条件下超塑性拉伸后的照片。由图2(b)可见,O态试样的伸长率为185.0%,相较于同等条件下的5083合金[13]提高了100%,说明Er、Zr的添加对合金超塑性有着重要的作用。由图2(c,d)可见,空冷FSP态试样的伸长率为295.5%,水冷FSP态试样的伸长率为330.0%,较O态试样的伸长率显著提高,说明搅拌摩擦加工可提高5E83铝合金的超塑性。

图2 不同初始状态试样超塑性拉伸后的照片

图3为不同状态试样在520 ℃、1.67×10-3s-1条件下超塑性拉伸前后的EBSD图像。对比图3可见,空冷FSP态试样的组织较O态明显细化,伸长率提升明显。水冷FSP态试样的晶粒明显更加细小均匀,主要原因可能是整个焊接过程都浸在水中,水冷散热更快,提供再结晶晶粒长大的能量更少,因此晶粒更为细小。为了更加清楚地分析晶粒尺寸与超塑性之间的关系,将各状态拉伸前后的晶粒尺寸与伸长率进行了统计,如表2所示。O态、空冷FSP态、水冷FSP态试样拉伸前平均晶粒尺寸分别为7.4、5.2、3.4 μm。拉伸后的晶粒尺寸分别为8.9、6.4、5.6 μm,晶粒粗化程度分别为20.3%、23.1%、64.7%,测得的伸长率分别为185.0%、295.5%、330.0%,其中水冷FSP态试样(晶粒3.4 μm)的伸长率最大,为330.0%。可知晶粒的粗化是驱动力(界面能的降低)和阻力(二次析出相对晶界的钉扎力)之间平衡的结果,晶粒越细小,界面能越高,晶粒长大的驱动力越大,而对于同一种材料不同状态晶粒晶界受到的阻力几乎一样,因此晶粒越小可能导致晶粒粗化的效果更明显,对超塑性的提升效果减弱。

表2 不同状态试样超塑性拉伸前后的晶粒尺寸及伸长率

2.2 变形温度、应变速率对超塑性的影响

根据2.1节的试验结果,选取超塑性效果最好的水冷FSP态试样来探究变形温度、应变速率对合金超塑性的影响。在变形温度400、450、500、520、540 ℃和初始应变率1.67×10-1、1.67×10-2、1.67×10-3、1.67×10-4s-1下进行超塑性拉伸,断后伸长率结果如表3所示。超塑性拉伸温度及应变速率与伸长率的关系如图4 所示。

表3 不同超塑性拉伸条件下水冷FSP态试样的伸长率(%)

图4 不同超塑性拉伸条件下水冷FSP态试样的拉伸性能

由表3可以看出,在变形温度范围400～540 ℃、不同应变速率条件下,5E83合金的总体伸长率均高于180%,相对于未添加Er、Zr的5083伸长率[13]提高100%以上,可见Er、Zr的加入对5E83铝合金的超塑性起到积极作用。随着变形温度或应变速率的升高,断后伸长率总体呈现先上升后下降再上升的趋势。在520 ℃、应变速率为1.67×10-3s-1条件下,水冷FSP态合金的伸长率最大,为330%,在应变区内发生了比较均匀的变形,没有明显的颈缩现象。

由4(a,b)可知,过高的温度和过低的应变速率并不一定获得更好的伸长率。由表3可知,520 ℃下材料可获得最高的伸长率,为研究超塑性拉伸过程中材料的应力-应变,图4(c)给出了520 ℃不同应变速率下材料的真应力-应变曲线。可以发现,超塑性拉伸过程总体呈现3个过程。首先发生应变硬化,然后达到应变硬化与应变软化动态平衡的稳态流变,最后发生应变软化。应变硬化是塑性变形中的典型现象,在超塑性变形的初级阶段,由于大量缺陷(空位、位错)的出现,流变应力随流变应变迅速上升。随着过程的进行,由于回复、再结晶、交叉滑移等过程引起的应变软化开始抵消或部分抵消流变应力的增加,直到硬化和软化过程之间达到动态平衡,即超塑性变形的稳定流变阶段[10]。随着应变的继续增加,应力逐步降低,当颈缩或断裂开始时应力急剧下降达到应变软化阶段。

为了进一步研究超塑性变形过程中的微观组织演变,对超塑性拉伸断裂后的断口形貌进行分析。由图5(a)可知,低倍电镜下断裂面呈现冰糖状,晶粒细小均匀,形貌呈等轴状,这有利于实现晶界滑移从而获得良好的超塑性,而且也有助于阻碍空洞形核从而延迟断裂。从图5(a)还可看到一些孔洞,断口上存在部分深坑,在坑内可看到多个晶粒的晶界,晶粒呈剥离状。这是拉伸过程中晶界发生滑移,晶粒发生转动后沿晶界断裂的结果。更高倍形貌显示大部分沿晶界断裂面较光滑,局部区域呈现细丝状,见图5(b)。这种断口形貌在研究合金的超塑性变形过程中比较常见[2,11],说明铝镁合金超塑拉伸时晶界滑移是主要的变形机制,断裂机制为沿晶断裂。此外,在变形过程中观察到纤维状的晶须,这些物质形成通常被认为是在高温条件下沿晶界存在液相的证据,同时也可能是晶界滑移的间接证据。高温缓慢拉伸变形过程中细小、均匀、等轴的再结晶晶粒有利于晶界滑移、转动从而呈现较优超塑性。在变形过程中,一些晶界上会产生细丝,随着变形的进行不断拉伸变长,细丝间有微孔洞产生,这些微孔洞会合并长大,最终导致晶界之间结合被完全破坏,导致材料断裂。

图5 520 ℃、1.67×10-3 s-1条件下水冷FSP态试样的拉伸断口形貌

2.3 Er、Zr复合微合金化对超塑性的影响

为了进一步分析Er、Zr元素对超塑性的影响。对拉伸后水冷FSP态试样进行透射电镜观察。图6(a)中可见弥散析出细小的二次相,通过选区电子衍射分析得出是Al3(Er, Zr)相,同时观察到Al3(Er, Zr)钉扎晶界的现象,见图6(b)。因此分析认为,5E83铝合金相对于5083铝合金[13]超塑性提高的主要原因是Er、Zr的添加与Al基体形成纳米级Al3(Er, Zr)相可以钉扎晶界,阻碍晶界迁移延缓晶粒粗化,使晶粒尺寸维持在超塑性变形的可控制范围内。

图6 超塑性拉伸后水冷FSP态试样的TEM图(520 ℃,1.67×10-3 s-1)

3 结论

1) 对于5E83铝合金(Er、Zr微合金化5083合金),在一定范围内,初始晶粒尺寸越细小,超塑性伸长率越高。当晶粒尺寸>5 μm时,超塑性变形过程晶粒粗化缓慢,细化初始晶粒可显著提高超塑性;而当晶粒尺寸<5 μm时,超塑性变形过程晶粒粗化严重,进一步细化初始晶粒对超塑性的提高作用有限。

2) 温度、应变速率是影响超塑性的重要因素,在变形温度为450～540 ℃、应变速率为1.67×10-4～1.67×10-1s-1的范围内,断后伸长率随变形温度和应变速率的提高呈现先上升后下降再上升的趋势,变形温度520 ℃、应变速率为1.67×10-3s-1条件下获得最大伸长率,为330.0%,对应的超塑性变形机理主要是晶界滑移。

3) Er、Zr的添加可显著提高5E83铝合金的超塑性,这主要是由于Er、Zr在Al中形成了纳米级弥散Al3(Er,Zr)相,在超塑性拉伸时能够钉扎晶界,阻碍晶界迁移。在晶粒尺寸>5 μm时,有效地抑制晶粒高温粗化,从而提高了超塑性。