摘 要:参考5052合金,通过去除镁元素,调整铁、锰、铬及稀土元素的含量,开发了新 型 Al-Fe-Mn变形铝合金,研究了析出相和织构对2种铝合金 PLC(Portevin-LeChate- lier)效应的影响。结果表明:5052合金中存在强烈轧制织构 Brass{110}<112>,产生了明 显的PLC效应,且合金中大量析出的细小 Mg2Al3 相与位错相互作用使得PLC效应随塑 性应变增加而先强后弱;Al-Fe-Mn合金中再结晶织构 Cube{001}<100>占主体,使得合金 塑性较好,且尺寸较大的 FeAl3 析出相对位错的钉扎作用较弱,合金未发生 PLC效应。

关键词:PLC效应;变形铝合金;析出相;织构

中图分类号:TG146.21 文献标志码:A 文章编号:1000-3738(2022)05-0022-06

0 引 言

某厂生产的5系铝合金汽车部件在冲压过 程中,因 材 料 变 形 发 生 Portevin-LeChatelier (PLC)效应[1-2],导致表面粗糙度超标,产品外 观质量不合格。PLC 效应表现为连续应力-时 间曲线上的锯齿状波动和应变-时间曲线上的 阶梯状上升,宏观上表现为材料的不连续塑性 流动,不利于铝合金板材的深冲成型加工[3-6]。 目前,研究人员多采用降低零部件加工速率等 方法来有效减弱 PLC 效应对铝合金板材深冲 性能的影响[5-8],然而,鲜有研究人员通过控制铝合金显微组织来减弱 PLC效应的报道。

根据动态应变时效(DSA)理论,PLC 效应 是由可移动位错与溶质原子之间的动态相互作 用引起的[9-11]。镁作为铝合金中的溶质原子, 因具有高度流动性而易在位错周围形成原子气 团,对位错形成钉扎作用,导致在外加载荷作用 下铝 合 金 的 应 力-应 变 曲 线 出 现 锯 齿 状 波 动[12-14];镁还会降低铝合金的堆垛层错能,限制 位错迁移率,使位错重排和湮灭更加困难,同时 弥散的镁溶质原子还会与位错发生动态相互作 用,促 进 位 错 增 殖,使 得 铝 合 金 产 生 严 重 的 PLC效应[15-16]。另外,作者经前期研究发现: 在铝合金中加入铁元素后,合金 中 形 成 FeAl3 相,其容易以 SiO2 为形核质点析出;而在铝合 金中同时 加 入 铁 和 锰 元 素 后,合 金 在 铸 造 结 晶过 程 中 会 形 成(FeMn)Al6 相,该 相 具 有 第 二相形核质点作用,能够细化铝合金组织,从 而有效提 升 板 材 的 深 冲 性 能,但 并 未 深 入 探 讨 铝 合 金 的 显 微 组 织 与 PLC 效 应 之 间 的 关 系[17-18]。为此,作者在前期研究的基础上,参 考5052合金成分,通过去除镁元素,调整铁、 锰、铬及稀土(RE)元素的含量,开发了一种新 型 Al-Fe-Mn变形铝合金,以期通过调控显微 组织来减弱铝合金中的 PLC 效 应;研 究 了 析 出相和织构对铝合金 PLC 效 应 的 影 响,以 期 为新型变形铝合金的开发和应用提供借鉴和 参考。

1 试样制备与试验方法

试验材料为江苏常铝铝业集团股份有限公 司生产的退火态5052合金板以及在5052合金 成分基础上通过去除镁元素,调整铁、锰、铬及 稀土元素的含量而开发的变形铝合金板(以下 简称为 Al-Fe-Mn合金),板厚均为0.7mm,主 要化学成分见表1。

5052合金板的生产流程:熔铸出490 mm 厚板锭 →500 ℃ ×14h 均质处理 → 热轧至 7 mm→冷轧至2.8mm→400 ℃×9h中间退火 处理→冷轧至0.7mm→300 ℃×9h再结晶退 火处理。

Al-Fe-Mn合金板的生产流程:熔铸出490 mm 厚板锭→500 ℃×14h均质处理→热轧至 7mm→冷轧至2.8mm→400 ℃×9h中间退 火处理→冷轧至0.7mm→400 ℃×9h再结晶 退火处理。

取两种板材,制备平行于轧制方向的截面 金相试样。首先使用1.5μm 金刚石抛光剂抛光 试样表面,然后进行电解抛光(抛光液由15mL HNO3、50mLHClO4、950mL甲醇配制而成), 除去变形层[17-18];随后使用 Barker试剂(由50 mLHBF4、950mL 去离子水组成)进行阳极氧 化覆膜。采用 OlympusBX51M 型光学显微镜 (OM)在偏振光下观察阳极覆膜后铝合金的显 微组 织。使 用 JEM-2100 型 透 射 电 子 显 微 镜 (TEM)观察微观形貌,电压为200kV;透射电镜 试样先用砂纸减薄,再电解减薄,双喷液为25% HNO3+75%CH3OH(体积分数),并用液氮进 行冷却,温度约为-40℃。使用 TEM 附带的能 谱仪(EDS)对析出相进行成分分析。使用 TEM 附带的能谱仪(EDS)对析出相进行成分分析。

按照 GB/T228-2010,在2种铝合金板材 上沿轧制方向切取拉伸试样,标距为50 mm, 使用 WDW-200型电子万能试验机进行室温拉 伸试验,应变速率为10-3s-1。

采用BrukerD8Discover型X射线衍射仪 检测宏观织构,使用铜靶 Kα 射线辐射的Schulz 背反射法测量(111)、(200)和(220)极图,最大倾斜角为75℃,工作电压为40kV,工作电流为 40mA。利用级数展开法从3个不完全极图中 计算出取向分布函数(ODFs),ODF 表示为恒 定欧拉角 φ2 截面图,其中欧拉空间中的等强 度线由欧拉角Φ,φ1 和φ2 限定,以φ2= 45°和 φ2= 90°截面图来表示。

2 试验结果与讨论

2.1 显微组织图

由图1可知,2种试验铝合金的显微组织 基本相同,均为均匀细小的等轴状再结晶晶粒, 表明其再结晶过程已经完成。5052合金的晶 粒尺寸约为 70μm,而 Al-Fe-Mn 合金的晶粒 尺寸约为45μm,稀土元素铈和镧的加入有效 地细化了晶粒。

2.2 析出相

由图2可见,5052合金基体上弥散分布着 大量细小的白色颗粒状析出相,其尺寸在0.1~ 0.5μm,同时还存在较大的黑色块状析出相和 较小的黑色椭圆状析出相,尺寸均不大于 1.0 μm。5052 合 金 中 镁 元 素 的 质 量 分 数 为 2.

由图3可见:Al-Fe-Mn合金中主要分布有较大 图3 Al-Fe-Mn合金中析出相的 TEM 形貌及 EDS谱 Fig 3 TEM morphology a-c andEDSspectra d-f ofprecipitatesinAl-Fe-Mnalloy a d sphericalprecipitate b e rod-shapedprecipitateand c f granularprecipitate 的球状和棒状析出相以及较小的黑色颗粒状析 出相;Al-Fe-Mn合金中的析出相呈现出明显的 尺寸差异,球状析出相尺寸可达1μm,而颗粒 状析出相尺寸仅约为15nm。与5052合金相 比,Al-Fe-Mn合金中析出相数量较多,析出相 的形成有效增加了再结晶的形核质点,细化了 试样的再结晶组织。结合 EDS分析结果可知: 球状和颗粒状析出相中主要含铝、铁、锰元素, 推断该析出相为(FeMn)Al6 相;棒状析出相富 含铁元素,推断为 FeAl3 相,该相的析出量最 多。FeAl3 相的析出温度约为655 ℃,由液相 中析出[19-21]。

2.3 织构演变

由图4可知:Al-Fe-Mn合金织构主要为θ 纤维中的 Cube{001}<100>立方织构,即再结晶 织构 占 主 体;而 5052 合 金 中 除 了 存 在 Cube {001}<100>织构外,在α纤维上出现了较强的 轧制织构 Brass{110}<112>,且其再结晶织构 强度与 Al-Fe-Mn合金相比明显较弱。Al-Fe- Mn合 金 和 5052 合 金 中 均 存 在 Cube{001}<100>立方织构,这是由于立方取向晶粒在冷轧 过程中并未全部旋转至轧制方向,使得合金中 有部分立方取向晶粒残留,而立方取向晶粒具有 有利于晶粒长大的40°<111>取向关系,在长大过 程中具有比其他取向的晶粒更快的长大速度,最 终在合金中形成了较多的 Cube{001}<100>立方 织构[22]。

织构对材料力学性能的影响主要体现在相 应滑移系对应取向因子μ 的大小上。依据临 界分切应力定律[22],取向因子可表示为 μ=τc/σs (1) 式中:τc 为临界分切应力,通常为常数;σs 为屈 服强度。

以反极图的形式给出拉伸变形时不同取向 晶粒的 初 始 最 大 取 向 因 子 值 分 布,反 极 图 中 <111>取向因子最小,为硬取向,不利于位错滑 移,而在<001>到<011>范围内取向因子较高,为 软取向区,有利于滑移的进行,在宏观上表现出 良好的塑性[21-22]。由图5可见,5052合金取向 因子在<111>硬取向上存在明显聚集,而 Al-Fe- Mn合金的取向因子大部分聚集在<001>软取向范围内,宏观上表现出更好的塑性。

2.4 析出相与织构对PLC效应的影响

由图6 可以看出:5052 合金的应力-应变 曲线存在 明 显 的 屈 服 平 台,屈 服 强 度 约 为 90 MPa,可以观察到在塑性变形阶段,曲线存在明 显的锯齿状波动,即 PLC效应;Al-Fe-Mn合金 的 应 力-应 变 曲 线 呈连续屈服特征,塑性变形阶段曲线较为光滑,未观 察到 PLC效应。由表2可知:Al-Fe-Mn合金 的屈服强度比5052合金低约35MPa,断后伸 长率明显高于5052合金;应变硬化指数表征 了金属材 料 抵 抗 均 匀 塑 性 变 形 的 能 力,5052 合 金 的 应 变 硬 化 指 数 高 于 Al-Fe-Mn 合 金。 根据 DSA 理论,PLC效应是由可移动位错与 镁 溶 质 原 子 之 间 的 动 态 相 互 作 用 引 起 的[11-12],同时,两者的相互作用也提高了合金 强度。如 果 使 用 Hall-Petch 关 系 来 估 算 Al- Fe-Mn合金的屈服强度[14],其值约为94.7MPa, 此结果 与 实 测 值(53.2 MPa)存 在 很 大 差 别, 说明镁的固溶强化以及析出强化的强度增量 约为41 MPa。因此,5052合金的强度很大程度上依赖 镁 的 强 化 效 应,这 也 是 导 致 其 产 生 PLC效应的主要因素。

为了表征合金的加工硬化能力与力学性 能之间的关系,根据θ=∂σ/∂ε(θ 为加工硬化 率;σ为真应力;ε为真应变)计算加工硬化率, 并以加工 硬 化 率 和 真 应 变 作 图,结 果 嵌 入 于 图6中。由图 6 可 以 看 出:出 现 PLC 效 应 的5052合金加工硬化率明 显 较 高,且 随 着 应 变 的增大,其加工硬化率逐步下降;而 Al-Fe-Mn 合金的加工硬化率随应变增大先下降至一平 台,而后 再 缓 慢 下 降。5052 合 金 在 α纤 维 上 出现了较强的轧制织构 Brass{110}<112>,其 取向因子在<111>硬取向上存在明显聚集,导 致其在轧 制 方 向 上 的 断 后 伸 长 率 偏 低,加 工 硬化率高,这为 PLC 效应的 形 成 提 供 了 基 础 条件。与5052合金相比,Al-Fe-Mn合金中形 成了较多的 Cube{001}<100>立方织构,其取 向因子大部分聚集在<001>软取向范围内,合 金塑性大大提高,断后伸长率明显上升,加工 硬化率明显下降,PLC效应消失。另外,合金 中析出相 的 大 小、形 态 等 特 征 也 是 影 响 PLC 效应的 重 要 因 素。与 5052 合 金 相 比,Al-Fe- Mn合金析出相尺寸明显粗大,对位错的钉扎 作用很小,因此应力-应变曲线平滑,PLC效应 消失。

5052合金的 PLC效应在应变达到3.5% ~4.0% 时 开 始 出 现 (图 6),且 刚 开 始 时 的 PLC效应较弱,随着应变持续增大,PLC效应 越来越强。在此过程中可以确定2个重要参 数:曲线中锯齿 的 应 力 降 低 值(Δσ)和 锯 齿 的 重新加 载 时 间(Δt),即 锯 齿 的 最 高 点 和 最 低 点之间的应力差和锯齿重新加载过程所需的 时间。Δσ是 PLC效应最显著的特征之一,其 出现与动 态 应 变 时 效 的 影 响 有 关,反 映 了 塑 性流动的非均匀性程度;Δσ越大,应变的非均 匀性也越大。5052合金的 Δσ 随应变的变 化 情况如图 7 所 示。由 图 7 可 以 看 出,5052 合 金的 Δσ随应变的增加先增加后降低,该变化趋势与合 金 中 大 量 分 布 的 小 尺 寸 Mg2Al3 析 出相有关。当 应 变 较 小 时,Δσ 基 本 稳 定 在 2 MPa左右,随 着 应 变 的 增 大,其 数 值 开 始 上 升,此时合金中的镁固溶原子起着主要作用, 其与位 错 的 DSA 效 应 使 得 铝 合 金 中 的 PLC 效应不断 增 强,当 位 错 完 全 克 服 镁 固 溶 原 子 的阻碍作用后(应变为10%时),材 料 塑 性 流 动的不均匀程度最大;而后 Δσ 随应变增大逐 渐下降直至试样断裂,该阶段 Mg2Al3 相的析 出强 化 起 主 要 作 用,Mg2Al3 相 较 软,使 得 PLC效应减弱,Δσ出现下降。

3 结 论

(1)5052合金和 Al-Fe-Mn合金显微组织 均由均匀细小的等轴状再结晶晶粒组成,Al-Fe- Mn合金晶粒尺寸较小;5052合金中存在大量细 小的 Mg2Al3 析出相,同时伴有少量较大尺寸的 FeAl3 相和 AlCrMnFe相;Al-Fe-Mn合金中的析 出相 主 要 为 大 尺 寸 的 FeAl3 相,伴 有 少 量 (FeMn)Al6 相。

(2)Al-Fe-Mn 合 金 中 再 结 晶 织 构 Cube {001}<100>占主体,晶粒取向因子聚集在<001> 软取向范围内;5052合金中再结晶织构较弱, 存在较强的轧制织构 Brass{110}<112>,晶粒 取向因子在<111>硬取向上存在明显聚集。

(3)镁溶质原子与位错相互作用使得5052 合金中形成了明显的 PLC效应,且随着变形的 进行,Mg2Al3 析 出 相 与 位 错 相 互 作 用 使 得 PLC效应先强后弱;Al-Fe-Mn合金中较多的 再结晶织构和软取向晶粒提高了合金塑性,且 较大的析出相对位错的钉扎作用减弱,合金中 没有形成 PLC效应。

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