楊 陽，趙丕植，鄭曉兵，肖 翔

(1.中鋁材料應(yīng)用研究院有限公司,北京 102209；2.中鋁科學(xué)技術(shù)研究院有限公司，北京 102209)

5×××系鋁合金作為一種不可熱處理強化鋁合金，因其較高的強度、良好的耐蝕性和優(yōu)異的成型性能而廣泛應(yīng)用于金屬包裝、汽車內(nèi)板等領(lǐng)域[1-2]。隨著該合金在上述領(lǐng)域的不斷發(fā)展，應(yīng)用領(lǐng)域?qū)ζ涞囊笠苍絹碓礁?，最突出的表現(xiàn)為通過增加材料強度，使材料減薄，成本降低。為了進一步提高5×××系鋁合金板材的強度，自然會考慮增加強化元素的含量來提高強化效果，Cu作為鋁合金中常見的強化元素，具有很好的研究代表性[3-4]。本試驗在5182鋁合金的基礎(chǔ)上分別將w(Cu)增加至0.32%和0.51%，通過研究不同Cu含量的5×××鋁合金在制備加工過程中的組織演變，揭示Cu元素在各加工過程中的演變規(guī)律，為板材后續(xù)的開發(fā)提供試驗依據(jù)。

1 試驗材料與方法

試驗材料的化學(xué)成分如表1所示。合金鑄錠由10 kg級水冷鋼模制備，尺寸約為100 mm×100 mm×300 mm。1#樣品為5182鋁合金，2#樣品是在1#樣品的基礎(chǔ)上將w(Cu)增加至0.32%，而3#樣品則是將w(Cu)增加至0.51%。此外，2#樣品和3#樣品的Mg含量大于1#樣品的，這是因為熔煉過程中Mg元素的燒損較嚴重，其含量難以控制，因此出現(xiàn)了偏差，鑒于其波動小于5%，可認為成分符合預(yù)期。

試驗材料的加工流程：鑄錠銑面與分切→均勻化熱處理→熱軋→冷軋→退火。

鑄錠銑面的厚度以銑除肉眼可見的表層鑄造缺陷為準，每面的銑面厚度約為15 mm，將銑面后的鑄錠沿高度方向鋸切成厚度60 mm的試塊, 進行均勻化熱處理。其中，1#合金的均勻化熱處理制度為：第一級440 ℃5 h，第二級525 ℃5 h。2#和3#合金采用三級均勻化熱處理制度：第一級為440℃5 h，第二級為465 ℃48 h，第三級為525 ℃5 h。對均勻化之后的鑄錠進行熱軋，開軋溫度為510 ℃，終軋溫度為220 ℃～250 ℃，熱軋板厚度為6 mm。將熱軋板冷軋至2.4 mm，進行320 ℃2 h退火。

使用DSC研究試驗合金鑄錠發(fā)生相變時的溫度，容器為陶瓷坩堝，樣品重量在30 mg左右，升溫速率20 ℃/min，保護氣氛為氬氣，流量為20 mL/min。SEM樣品均由機械研磨加機械拋光制備，SEM型號為JEOL-7100F，工作電壓10 kV，用以觀察析出相的形貌，同時采集能譜信息。鑄態(tài)及均勻化后的樣品取樣位置為鑄錠半高位置的截面中心。板材取樣位置為板寬方向的中心位置。熱力學(xué)相圖計算軟件為Pandat，用以從熱力學(xué)計算角度表征合金內(nèi)物相的存在規(guī)律。

2 試驗結(jié)果與討論

三種Cu含量的鑄錠進行DSC分析的結(jié)果如圖1所示。

以往研究認為，5182鋁合金內(nèi)的第二相主要有初生骨骼狀和層片共晶狀的Al6(FeMn)和少量的Mg2Si相，其中Al6(FeMn)相的吸熱峰起始溫度約為560 ℃[5]，而該吸熱峰在圖1中的三條曲線上明顯地觀察到。此外，2#合金在475 ℃出現(xiàn)了吸熱峰，峰值溫度為481 ℃，吸熱峰面積為1.54 J/g。3#合金490 ℃出現(xiàn)了吸熱峰，峰值溫度為498 ℃，吸熱峰面積為2.98 J/g。1#合金在該溫度范圍附近則沒有吸熱峰。上述DSC結(jié)果說明Cu含量的增加導(dǎo)致了合金鑄態(tài)物相的變化。因此可以推斷，在475 ℃和490 ℃出現(xiàn)的吸熱峰很可能是含有Cu元素的物相導(dǎo)致的。為了進一步分析該新出現(xiàn)的物相，對2#和3#合金鑄錠進行SEM觀察和EDS分析。

圖1 三種Cu含量的試驗合金鑄錠的DSC曲線Fig.1 DSC curves for experimental alloy ingots with three Cu contents

圖2和表2是2#鑄錠的SEM照片、元素面分布照片與能譜取點分析結(jié)果。從圖2中可以看出，2#合金中主要含有3種襯度和形貌的第二相，經(jīng)過元素面分布照片和能譜取點分析可以認為，它們分別是不規(guī)則塊狀、襯度最明亮的Al6(FeMn)相；不規(guī)則塊狀、共晶網(wǎng)狀、襯度偏灰暗的S相以及形狀不規(guī)則的黑色的Mg2Si相。

圖2 2#合金鑄錠的SEM組織照片與能譜面分布圖Fig.2 SEM photo and EDS element area profile for 2# alloy ingot

圖3是3#合金鑄錠的SEM照片與能譜面分布結(jié)果。由圖3可知，3#合金鑄錠中也同時存在初生Al6(FeMn)相、S相以及Mg2Si相。且3#合金鑄錠中S相的吸熱峰面積為2.98 J/g，接近2#合金鑄錠該吸熱峰面積1.53 J/g的兩倍，可以認為3#合金中S相的數(shù)量更多。

表2 圖2中標示的化合物的EDS分析結(jié)果(質(zhì)量分數(shù)/%)Table 2 EDS results for the compounds marked in Fig.2(wt/%)

圖3 3#合金鑄錠的SEM組織照片與能譜面分布圖Fig.3 SEM photo and EDS element area profile for 3# alloy ingot

5182鋁合金鑄錠在工業(yè)化生產(chǎn)中一般使用雙級均勻化處理。第一級均勻化溫度在440 ℃左右，目的是溶解鑄錠中AlMg二元相。第二級均勻化溫度在500 ℃以上，目的是在一定程度上回溶Al6(FeMn)相，析出Al6Mn針狀相，進一步細化合金內(nèi)的化合物[6]。由于本次試驗鑄錠中出現(xiàn)了S相，因此均勻化工藝必須針對S相進行調(diào)整，將S相完全溶解。否則，原有的第二級500 ℃以上的均勻化可能導(dǎo)致S相發(fā)生共晶熔融，引發(fā)過燒。根據(jù)DSC曲線中吸熱峰的起始溫度以及2×××系鋁合金中關(guān)于S相的均勻化經(jīng)驗[7-8]，本試驗在原有5182鋁合金均勻化工藝的基礎(chǔ)上，在440 ℃5 h的第一級均勻化后，增加一級465 ℃48 h均勻化，針對S相進行回溶處理。

經(jīng)過第一級440 ℃5 h和第二級465 ℃48 h的均勻化處理后，對鑄態(tài)中含S相更多的3#合金鑄錠進行SEM觀察和能譜分析，結(jié)果如圖4所示。從圖4可見，3#合金鑄錠內(nèi)的化合物有不規(guī)則形狀、亮白色相和不規(guī)則形狀、黑色相兩種，根據(jù)前文的研究分析結(jié)果，兩種相分別為Al6(FeMn)和Mg2Si相，能譜面分布結(jié)果也印證了上述結(jié)論。

圖4 3#合金鑄錠經(jīng)過440 ℃5 h和465 ℃48 h均勻化處理后的SEM照片及能譜面分布結(jié)果Fig.4 SEM photo and EDS element area profile for 3# alloy ingot after 440℃5h and 465℃48h homogenization

從Cu元素的能譜面分布圖可知，Cu元素經(jīng)過前兩級均勻化熱處理后，已經(jīng)在基體內(nèi)均勻分布，這說明S相已經(jīng)完全溶解，Cu元素全部以固溶形式存在于基體內(nèi)。對于2#合金，其Cu含量更低，S相數(shù)量更少、吸熱峰起始溫度更低，因此可以推斷，經(jīng)過相同的均勻化處理后，2#合金中的S相也應(yīng)完全溶解?；谏鲜鼋Y(jié)果，對經(jīng)過440 ℃和465 ℃均勻化熱處理后的2#和3#合金鑄錠再進行525 ℃5 h第三級均勻化熱處理，即可獲得完全均勻化處理后的鑄錠。

鑒于2#與3#合金的含Cu量較高，在鑄態(tài)組織中發(fā)現(xiàn)了初生S相，根據(jù)鋁-銅合金的研究經(jīng)驗[7-8]，推測2#和3#合金在熱軋和退火過程中可能會發(fā)生Cu元素的析出。為此，對320 ℃2 h退火前后的2.4 mm厚的2#和3#合金板材的組織進行觀察分析。

圖5和表3是2.4 mm厚的2#、3#合金冷軋板的SEM照片及部分具有代表性的顆粒的能譜分析結(jié)果。從圖5可知，經(jīng)過熱軋和冷軋后，大量Al6(FeMn)相破碎。除Al6(FeMn)相外，基體內(nèi)還有少數(shù)較亮的亞微米顆粒，經(jīng)能譜測試，其為S相(圖5中的標示點1、2)和AlCuMn三元相(圖5中的標示點3)。根據(jù)前文均勻化的研究結(jié)果，初生S相在第二級均勻化后就已經(jīng)得到完全的固溶。因此可以推斷，這些含Cu的S相和AlCuMn相顆粒可能是在熱軋過程中析出的。AlCuMn相的能譜結(jié)果中還包含w(Mg)=3.3%的Mg元素，這是因為掃描電鏡能譜束斑的采樣區(qū)域直徑約1 μm，而分析的AlCuMn析出相尺寸均小于1 μm，因此能譜結(jié)果會包含大量基體的數(shù)據(jù)，包括基體中固溶的Mg元素。

圖5 2#與3#合金板材中間退火前的SEM照片F(xiàn)ig.5 SEM photos for 2# and 3# alloy sheets before annealing

表3 圖5中標示的化合物的EDS分析結(jié)果(質(zhì)量分數(shù)/%)Table 3 EDS results for the compounds marked in Fig.5(wt/%)

經(jīng)過320 ℃2 h退火后的2#和3#板材的照片及能譜分析結(jié)果如圖6和表4所示。由圖6可見，經(jīng)過中間退火后，2#合金的S相和AlCuMn相顆粒的尺寸未有明顯變化；3#合金中觀察到了尺寸超過1 μm的S相(如圖6中標示點4所示)和數(shù)量更多的AlCuMn相。部分AlCuMn相依附于Al6(FeMn)顆粒析出(如圖6b中的標示點5)。這可能是因為320 ℃2 h的退火制度利于Cu元素等固溶元素的擴散，從而促進了S相和AlCuMn相的析出。

圖6 2#與3#合金板材中間退火后的SEM照片F(xiàn)ig.6 SEM photos for 2# and 3# alloy sheets after annealing

表4 圖6中標示的化合物的EDS分析結(jié)果(質(zhì)量分數(shù)/%)Table 4 EDS results for the compounds marked in Fig.6(wt/%)

為了從熱力學(xué)角度解釋觀察到的析出行為，對2#和3#合金進行了熱力學(xué)相圖計算。結(jié)果如圖7和圖8所示。

圖7 2#合金的熱力學(xué)相圖計算結(jié)果(局部放大)Fig.7 Thermodynamic calculated phase diagram for 2# alloy(enlarged)

圖8 3#合金的熱力學(xué)相圖計算結(jié)果(局部放大)Fig.8 Thermodynamic calculated phase diagram for 3# alloy(enlarged)

從圖7和圖8中可見，不同Cu含量的合金，在不同溫度區(qū)間內(nèi)的相組成和各相所占的比例有差異，具體表現(xiàn)為：隨著Cu含量的提高，S相完全固溶所需的溫度增加：2#合金S相完全固溶的溫度為425 ℃，3#合金S相完全固溶的溫度則為454 ℃。DSC曲線中S相的吸熱峰溫度也隨Cu含量的升高而升高，但是DSC曲線中S相的吸熱峰溫度明顯高于相圖計算中S相完全固溶的溫度，這主要是因為相圖計算結(jié)果是熱力學(xué)平衡態(tài)的計算結(jié)果，不受升溫速率的影響。DSC試驗的升溫速率較快(20 ℃/min)，實際相變在非平衡態(tài)發(fā)生，較熱力學(xué)的平衡態(tài)有所滯后，因此溫度會高于平衡相圖中的相變溫度。熱力學(xué)相圖計算中顯示，隨著w(Cu)從0.3%增加至0.5%，S相的最大質(zhì)量比例從0.5%增加至1%，該結(jié)果符合DSC曲線中，S相吸熱峰的面積從1.53 J/g增加至2.98 J/g的現(xiàn)象。本試驗新增的第二級均勻化溫度為465 ℃，目的是為了溶解S相，根據(jù)相圖計算結(jié)果，該溫度下S相已經(jīng)完全溶解，因此第二級均勻化后的試驗結(jié)果符合熱力學(xué)相圖計算結(jié)果。

相圖計算結(jié)果中未出現(xiàn)鋁銅錳相，這可能是因為鋁銅錳相的析出是非平衡過程，因此無法在熱力學(xué)平衡相圖中體現(xiàn)。

3 結(jié) 論

1)三種不同Cu含量的試驗合金中均含有初生骨骼狀A(yù)l6(FeMn)相和Mg2Si相；在w(Cu)為0.32%、0.51%的合金鑄錠中還發(fā)現(xiàn)了初生S相。

2)在原有雙級均勻化制度中間增加一級465 ℃48 h的均勻化處理可將初生S相完全溶解，避免合金在500 ℃以上的均勻化處理中出現(xiàn)過燒風(fēng)險。

3)熱軋過程會析出少量S相和AlCuMn相；經(jīng)過320 ℃2 h的退火，板材內(nèi)存在S相和AlCuMn相，且部分AlCuMn相依附于Al6(FeMn)相析出。

4)熱力學(xué)相圖計算結(jié)果中未出現(xiàn)鋁銅錳相，可能原因是該相的析出是非平衡過程，無法體現(xiàn)在平衡相圖中。