吳 楠，楊 旭，岳 凱，張 宇，郝玉喜

(遼寧忠旺集團(tuán)有限公司，遼寧 遼陽(yáng) 111003)

5083鋁合金是Al-Mg合金，不可熱處理合金，耐蝕性、可切削性良好，主要應(yīng)用于模具制造業(yè)、造船業(yè)、運(yùn)輸業(yè)，如船舶、飛機(jī)焊接件、地鐵輕軌、壓力容器、制冷裝置等[1]。在擠壓過(guò)程，5083合金的擠壓成型性較差，成品率較低。

鋁合金鑄錠均勻化退火時(shí)，枝晶偏析消除，鑄造過(guò)程生成的非平衡相溶解，過(guò)飽和溶質(zhì)沉淀析出，溶質(zhì)原子逐漸趨于均勻分布。對(duì)于未回溶到基體中的初生相也會(huì)發(fā)生聚集、球化。均勻化后組織變化，提高了合金的塑性，改善了合金的加工變形性能，降低了鑄錠熱軋開(kāi)裂的危險(xiǎn)，使變形抗力降低，改善鑄錠的機(jī)械加工性能[2，3]。本文通過(guò)分析探討不同均勻化制度對(duì)5083合金的組織和性能影響，從微觀組織、力學(xué)強(qiáng)度、塑性、韌性等方面，分析判斷出適宜擠壓的最佳均質(zhì)制度。

1 試驗(yàn)材料與方法

本次試驗(yàn)5083合金具體化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)為，Si 0.2，F(xiàn)e 0.2，Mn 0.5，Mg 4.4，Cr 0.18，Zn 0.15，Ti 0.12。采用直接水冷半連續(xù)方法進(jìn)行鑄造，鑄錠直徑為198mm。采用正交試驗(yàn)方法設(shè)計(jì)均質(zhì)熱處理制度，均質(zhì)溫均質(zhì)制度為(470℃/490℃/510℃)×(10h/16h/22h/28h)。

鑄態(tài)和均質(zhì)處理的鑄錠試樣經(jīng)打磨、拋光和Keller試劑腐蝕后，使用金相顯微鏡和掃描電鏡觀其微觀組織和形貌，并結(jié)合EDS進(jìn)行微區(qū)成分分析。將鑄態(tài)和均質(zhì)處理鑄錠加工成標(biāo)準(zhǔn)力學(xué)試樣，使用拉伸試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行力學(xué)性能測(cè)試，并使用SEM觀察斷口形貌。

2 試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 微觀組織

圖1為5083合金鑄態(tài)和均質(zhì)態(tài)的微觀組織圖片。5083合金主要相組成為α-Al、Mg2Al3、Mg2Si、(FeMn)Al6[4]。從圖中可看出，鑄態(tài)的試樣枝晶網(wǎng)絡(luò)連續(xù)，基體上分布著大量的非平衡共晶相，經(jīng)測(cè)定其非平衡共晶熔化溫度為587℃。晶界上聚集大量初生共晶相，呈骨骼狀、塊狀、針狀分布，結(jié)合鋁合金金相圖譜[5]可判斷骨骼狀為Mg2Si，多邊形塊狀為(FeMn)Al6，穿插在晶界上、呈針狀的為FeAl3相，尺寸在20μm左右。合金在受力變形過(guò)程中，F(xiàn)eAl3相處應(yīng)力集中，易成為裂紋源，降低合金的強(qiáng)度和塑性，一般通過(guò)均質(zhì)處理將其消除或使其球化。圖1(b)(c)(d)顯示，均質(zhì)處理后合金晶界和枝晶界網(wǎng)絡(luò)斷續(xù)，晶界弱化，在晶界和枝晶界上的非平衡初生相部分回溶到基體中，晶界上殘留的部分初生相逐漸趨于球化。均質(zhì)程度提高，晶界上殘留的初生相數(shù)量減少。當(dāng)均質(zhì)制度為510℃×28h時(shí)，組織中非平衡共晶熔化溫度為593℃，基體上有細(xì)小的彌散相析出，均質(zhì)溫度提高，溶質(zhì)原子的擴(kuò)散系數(shù)增大，擴(kuò)散行程增大，溶質(zhì)原子逐漸向晶內(nèi)擴(kuò)散，在隨后冷卻過(guò)程中，溶質(zhì)原子從基體中析出，在基體上形成彌散相分布。圖1(e)為均質(zhì)制度510℃×28h放大500倍的微觀組織，從圖中可看出，基體上仍有針狀FeAl3相存在，尺寸在5μm左右。

(a)未均質(zhì)；(b)470℃×28h；(c)490℃×28h；(d)510℃×28h；(e)510℃×28h(500×)

2.2 SEM及EDS

圖2為5083合金不同均質(zhì)制度的SEM圖，表1為EDS分析結(jié)果。由圖可知，均勻化處理后殘留的第二相為Mg2Al3、Mg2Si相，并且有含F(xiàn)e相殘留。均質(zhì)制度510℃×28h試樣基體上有針狀FeAl3相存在，尺寸有所減小，5μm左右。表1的EDS結(jié)果顯示該處還含有Mn、Mg等元素，Mg、Mn原子在針狀FeAl3相附近形核析出。若繼續(xù)提高均質(zhì)溫度或時(shí)間，AlMg相和AlFeMn相會(huì)以擴(kuò)散控制生長(zhǎng)和界面控制生長(zhǎng)兩種方式生長(zhǎng)，使FeAl3相發(fā)生相變[6]。

(a)470℃×28h；(b)490℃×28h；(c)510℃×28h

表1 EDS能譜分析 (質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)

2.3 力學(xué)性能

圖3為5083合金鑄態(tài)和均質(zhì)態(tài)處理后的力學(xué)性能。鑄態(tài)合金屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度、斷后伸長(zhǎng)率分別為94MPa、184MPa、10.9%，均質(zhì)后的屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度、斷后伸長(zhǎng)率分別為99MPa～105MPa、225MPa～248MPa、14%～19%。均質(zhì)合金的強(qiáng)度明顯高于未均質(zhì)強(qiáng)度，塑性也優(yōu)于未均質(zhì)塑性。均勻化制度為510℃×28h的強(qiáng)度最高，塑性最好。

合金強(qiáng)化作用主要有固溶強(qiáng)化、第二相彌散沉淀強(qiáng)化、細(xì)晶強(qiáng)化以及加工硬化。在鋁合金均質(zhì)過(guò)程中一般不會(huì)發(fā)生晶粒尺寸變化[7]，因此試驗(yàn)中鑄錠強(qiáng)度主要受固溶強(qiáng)化、第二相彌散沉淀強(qiáng)化作用影響。在均質(zhì)處理過(guò)程中，富集在晶界和枝晶界上的初生相數(shù)量減少，部分殘留在基體上初生相發(fā)生球化或趨于球化，同時(shí)有彌散顆粒在基體上均勻析出，起到一定強(qiáng)化作用。而未均質(zhì)處理鑄錠基體上分布著塊狀、針狀等初生相，該部分第二相較脆，易發(fā)生應(yīng)力集中，成為裂紋源，因而未均質(zhì)的鑄錠強(qiáng)度和塑性均低于均質(zhì)處理的鑄錠。

均質(zhì)溫度的提高，合金元素在Al中溶解度增大，晶界和枝晶界上形狀不規(guī)則，較脆的初生相發(fā)生溶解，對(duì)力學(xué)性能改善起到了積極作用。另外，均質(zhì)溫度的提高，相同冷卻速率下所需的冷卻時(shí)間較長(zhǎng)，析出彌散相數(shù)量多，彌散強(qiáng)化作用更明顯。

(a)屈服強(qiáng)度；(b)抗拉強(qiáng)度；(c)斷后伸長(zhǎng)率

2.4 斷口分析

圖4為5083鑄錠鑄態(tài)和均質(zhì)處理后的拉伸試樣斷口形貌。圖4(a)為未均質(zhì)鑄錠拉伸斷口形貌，由準(zhǔn)解理面和少量、深度較淺的韌窩組成，且韌窩內(nèi)壁光滑，韌性較差，以脆性斷裂為主。在韌窩處伴有微米級(jí)尺寸顆粒存在，由圖4(b)EDS檢測(cè)分析，推測(cè)該顆粒為Al-Mg初生相，在外力作用下，優(yōu)先在Al-Mg初生相與集體結(jié)合處形成裂紋，導(dǎo)致韌性和塑性較差。圖(c)(d)(e)為5083合金均質(zhì)鑄錠的拉伸斷口形貌。隨著均勻化溫度的提高，準(zhǔn)解理面減少，韌窩深度增大、數(shù)量增多，合金韌性逐漸增強(qiáng)。510℃×28h鑄錠韌窩深度較深，韌性好，強(qiáng)度高，與上述力學(xué)性能試驗(yàn)結(jié)果相一致。

(a)鑄態(tài)；(b)A點(diǎn)EDS分析；(c)470℃×28h；(d)490℃×28h；(e)510℃×28h

3 結(jié)論

(1)5083合金均質(zhì)處理后，枝晶組織消除，第二相部分回溶到基體中，彌散相均勻析出，起到一定的彌散強(qiáng)化作用，強(qiáng)度和塑性均優(yōu)于鑄態(tài)。均質(zhì)制度510℃×28h的強(qiáng)度和塑性最佳。

(2)鑄態(tài)鑄錠以脆性斷裂為主，均質(zhì)處理的鑄錠斷裂方式為韌性斷裂，510℃×28h均質(zhì)處理鑄錠的斷口韌窩深，鑄錠強(qiáng)度高，韌性好。

(3)5083合金基體上分布著針狀、脆性FeAl3相，510℃×28h均質(zhì)處理后尺寸有所減小，均質(zhì)處理并未將其消除，對(duì)合金的加工成型性存在著不利影響。