韓 欣,趙佳蕾,劉曉滕

(山東南山鋁業(yè)股份有限公司 國家鋁合金壓力加工工程技術研究中心,山東 煙臺 265713)

汽車保有量的不斷增加給人們的出行帶來了便利,但同時也產生了能耗和污染問題。汽車輕量化是汽車節(jié)能減排的重要手段,目前已經成為各大汽車生產廠商的發(fā)展方向[1-3],而使用鋁合金替代某些鋼鐵材料是汽車輕量化的有效途徑之一,鋁合金板在汽車覆蓋件上的應用就是其中一個典型。鋁合金汽車板的性能要求包括:良好的成形性、烘烤硬化性、翻邊延性、抗時效穩(wěn)定性等,同時還需要具備很好的表面質量[1,3]。這對鋁合金汽車板的生產提出了極高的要求。國外的一些鋁企業(yè)涉足鋁合金汽車板領域較早,目前已經具備非常成熟的生產技術,美鋁、諾貝麗斯、愛勵、海德魯、神戶制鋼等企業(yè)的產品搶占了汽車板市場的絕大部分份額。而國內鋁企業(yè)在汽車板領域起步較晚,雖然近幾年取得了很大的進步,某些牌號的合金板材已經可以批量供貨,但就生產技術和研發(fā)能力而言與國外知名鋁企還有較大差距[2-4]。

汽車板的生產主要采用5×××系和6×××系鋁合金。5×××系鋁合金不可熱處理強化,但成形性能優(yōu)異,主要應用于形狀復雜的汽車內部件。6×××系鋁合金屬于可熱處理強化合金,在T4P態(tài)屈服強度較低,具有良好的沖壓成形性,而在烤漆處理過程中由于時效強化而使強度顯著提高,可用于汽車外板[3-5]。汽車板產品的生產工序多、工藝復雜,從熔鑄、均勻化,到熱軋、退火、冷軋、固溶、預時效,每一步都對最終產品性能有重要影響。掌握各個生產環(huán)節(jié)中的微觀組織演變行為是調控組織、優(yōu)化性能的前提,而基于工業(yè)化大生產的相關研究報道還非常有限。本試驗以一種Al-Mg-Si合金汽車板為研究對象,主要探討該合金在鑄造、均勻化、熱軋、退火、冷軋、固溶和預時效過程中的晶粒組織、相組織、織構的演變行為,為后續(xù)微觀組織調控與性能優(yōu)化提供指導。

1 試驗材料與方法

試驗材料為一種Al-Mg-Si合金,化學成分如表1所示。板材生產流程:熔鑄→鋸切銑面→均勻化處理→熱軋→中間退火→冷軋→固溶淬火→表面處理→預時效。鑄態(tài)試樣的取樣位置為鑄錠1/4厚度處,板材試樣取樣位置為RD-ND截面上的1/4厚度處,板材織構觀察位置同樣為1/4厚度處,但觀察面為RD-TD面,如圖1所示。晶粒組織和相組織觀察在ZEISS Imager M2m型光學顯微鏡和配備能譜儀的Nova NanoSEM 450場發(fā)射掃描電鏡上進行。板織構的測定在Rigaku Ultima IV X射線衍射儀上進行,測量{111}、{200}、{220}和{311}4張不完整極圖[6],并采用二步法計算ODF圖。

圖1 試樣取樣位置示意圖Fig.1 Schematic diagram of the sampling location

表1 實測合金的化學成分(質量分數/%)Table 1 Measured chemical composition of the alloy (wt/%)

2 結果與分析

圖2所示為試驗合金不同狀態(tài)的偏光組織。

圖2 試驗合金不同狀態(tài)的偏光組織Fig.2 Polarized microstructures of experimental alloy in different states

由圖2可見,鑄態(tài)合金(圖2a)的晶粒近似呈等軸狀,尺寸較大,枝晶臂發(fā)達,晶界和枝晶臂邊界明顯;均勻化處理之后,晶粒尺寸并沒有明顯變化,但由于晶界和枝晶臂邊界處可溶相的回溶,界限輪廓變得模糊(圖2b);經過熱軋后,由于終軋溫度較低,而且鋁合金本身層錯能高,位錯容易發(fā)生交滑移和攀移,易于發(fā)生回復而難于再結晶[7-8],因而熱軋后的晶粒保留變形組織形貌,晶界沿著軋制方向延伸,晶粒變?yōu)楸馄嚼w維狀,與軋制方向平行排列(圖2c);退火過程中,熱軋態(tài)的變形晶粒發(fā)生再結晶,但晶粒尺寸大,并且依然保持著變形態(tài)形貌,沿軋制方向排列(圖2d);在冷軋工藝中,退火態(tài)晶粒再次發(fā)生劇烈變形,被壓延成扁平的纖維狀(圖2e);而經過固溶后,板材在冷軋存儲的畸變能和高溫環(huán)境的雙重作用下發(fā)生完全靜態(tài)再結晶,形成細小的等軸晶粒,并一直保留在T4P態(tài)的板材中(圖2f)。退火態(tài)(圖2d)與T4P態(tài)(圖2f)的板材都發(fā)生了再結晶,但晶粒形貌差異很大,這主要是由于升溫制度的差異造成的。退火態(tài)的板材在退火爐中慢速升溫,升溫過程中發(fā)生回復,降低了畸變存儲能,使再結晶驅動力減弱。而且退火溫度低使再結晶形核數量少,保溫時間長使晶粒長大嚴重,同時由于變形態(tài)晶粒的組織遺傳效應,最終形成了圖2d中的晶粒形態(tài)。T4P態(tài)的板材在連退線上進行固溶+預時效處理,板材升溫快,減少了回復過程造成的畸變能的損失,而固溶溫度高使再結晶形核數量多,保溫時間短使再結晶晶粒沒有充足的時間長大,最終形成了細小均勻的等軸晶粒[9]。

為了確定合金中的相組成,對鑄態(tài)試樣進行SEM和EDS觀察,結果如圖3所示。合金中主要含有白色細長條狀相、白色塊狀相、圓形或橢圓形相、以及疑似第二相脫落后留下的黑色空隙。選取典型的微區(qū)進行EDS測試,可以確定白色細長條狀相為β-富鐵相,白色塊狀相為α-富鐵相,圓形或橢圓形相為Q相,而黑色空隙除了Al元素之外,主要含有Mg、Si元素,推測其為Mg2Si相在制樣過程中脫落造成的。

圖3 鑄態(tài)試樣SEM和EDS分析結果(質量分數/%)Fig.3 SEM and EDS analysis results of as cast samples (wt/%)

試驗合金不同狀態(tài)的金相照片如圖4所示。結合圖3中的SEM和EDS分析結果可以對鑄態(tài)試樣中的各相進行區(qū)分,如圖4a所示。經過均勻化退火后(圖4b),Mg2Si相、Q相、初生Si發(fā)生回溶,β-富鐵相也發(fā)生轉變,其中片層較薄的β-富鐵相已經發(fā)生熔斷,形成近似球形的α-富鐵相,呈斷續(xù)狀分布,而片層較厚的β-富鐵相還沒有發(fā)生明顯轉變。除了沿晶界分布的斷續(xù)富鐵相之外,均勻化退火態(tài)試樣的晶粒內部還有少量析出相。這是由于均勻化熱處理后的冷卻過程中冷速較慢,導致高溫回溶的可溶相在降溫過程中重新析出形成的。熱軋之后(圖4c)板材中的第二相呈現出沿軋制方向分布的特點,析出相的數量較均勻化態(tài)更多,未發(fā)生轉變的β-富鐵相也平行于軋制方向鑲嵌在基體中。均勻化退火態(tài)的板材中(圖4d)析出相數量更多,尺寸也有所增加。經過冷軋后,析出相變得細小彌散(圖4e)。而T4P態(tài)的板材,由于經過了固溶處理,析出相全部回溶,金相照片上只能看到殘留在基體上的富鐵相(圖4f)。

對鑄錠進行均勻化處理的目的是改善合金元素的微觀偏析,同時實現細長條狀的β-富鐵相向α-富鐵相的轉變。Mg、Si原子在Al基體中的擴散速度較快,合金中可溶相的回溶比較容易,而β-富鐵相向α-富鐵相的轉變相對緩慢。研究表明[10],β→α相轉變是β相中的Fe向α相擴散的擴散型相變過程,溫度越高,轉變速率越快,而β相越厚,完成轉變所需時間越長。圖4b中,大部分β相已經完成轉變,但仍有少量片層較厚的β相殘留在基體中,并在軋制過程中平行于軋向排列(圖4c～f)。

圖5為試驗合金不同狀態(tài)板材織構的ODF圖。圖6是織構組分變化圖。從圖5a可知,熱軋態(tài)的板材存在較明顯的β取向線(Euler空間中B、S、C織構位置連成β取向線)織構,其中以B(001)<211>織構和S(123)<634>織構最為顯著,C(112)<111>、Cube(001)<100>、Goss(011)<100>織構相對較弱。而經過退火之后,β纖維織構顯著弱化,Cube織構顯著增強(圖5b)。冷軋之后,β纖維織構再次變強,其中S織構最強,B織構和C織構相對較弱,Cube織構顯著弱化,Goss織構也有所減弱(圖5c)。而T4P態(tài)的板材,各織構總體都處于較弱水平。

圖5 試驗合金不同狀態(tài)板材織構ODF圖Fig.5 ODF diagram of plate texture in different states

圖6 試驗合金不同狀態(tài)板材織構組分變化圖Fig.6 Changes in texture components of plates in different states

鋁合金屬于高層錯能金屬,軋制變形的織構通常集中在β取向線上,而且隨著變形量的增加,逐漸以S織構為主要織構組分[11],這與圖5a、5c結果一致。在熱軋后的退火過程中,變形態(tài)合金發(fā)生再結晶,織構也隨之發(fā)生轉變,形成再結晶織構。目前有關再結晶織構的形成理論包括:“定向形核理論”、“定向生長理論”以及“定向形核-定向生長理論”。其中,定向生長理論認為,與變形基體存在一定取向關系的再結晶晶核會優(yōu)先生長,形成再結晶織構?；诖罅繉嶒灲Y果的統(tǒng)計分析得出,鋁中具有40°<111>關系的晶界比其他取向具有更快的生長速度。而立方取向{001}<100>和S取向{123}<634>恰好具有40°<111>關系,因而S織構更容易在再結晶過程中轉變?yōu)镃ube織構[12],這與圖5a、5b的結果一致。而對于T4P態(tài)的織構,由于冷軋后固溶處理過程中溫度高、升溫速度快,再結晶在短時間內迅速完成,形成細小均勻的等軸晶粒(如圖2f),各晶粒取向隨機性更強,因而織構弱化。

3 結 論

試驗合金在鑄造、均勻化、熱軋、退火、冷軋、固溶和預時效過程中微觀組織演變過程如下:

1)鑄態(tài)晶粒近似呈等軸狀,枝晶發(fā)達;均勻化之后晶粒尺寸變化不大;熱軋后鑄態(tài)晶粒轉變?yōu)槠瑢訝畹淖冃螒B(tài)晶粒;退火過程中發(fā)生再結晶,但保留著與軋制方向平行的位向關系;冷軋后晶粒再次變?yōu)槠瑢訝钭冃螒B(tài)晶粒;固溶和預時效之后發(fā)生完全再結晶,形成無畸變的等軸晶粒。

2)鑄態(tài)合金中主要含有β-富鐵相、α-富鐵相、Mg2Si相和Q相,沿晶界分布;均勻化之后,Mg2Si相和Q相回溶,片層較薄的β-富鐵相轉變?yōu)棣?富鐵相,片層較厚的β-富鐵相未發(fā)生改變,此外,有少量析出相在晶內形成;熱軋之后,析出相數量增多,與富鐵相一樣都平行于軋制方向分布;退火后,析出相數量進一步增多,尺寸也有所增加;冷軋后,析出相趨于細小彌散分布;經過固溶、預時效后,析出相回溶,基體只殘留富鐵相。

3)在熱軋或冷軋環(huán)節(jié),B、S、C織構增強,而退火或固溶+預時效環(huán)節(jié),由于再結晶的發(fā)生,B、S、C織構減弱,Cube和Goss織構增強。