高振朋，韓 冰，劉延綱，鄒 凱

(1.河南科創(chuàng)鋁基新材料有限公司，河南 鞏義 451200；2.河南中孚高精鋁材有限公司，河南 鞏義 451200)

5083鋁合金比強(qiáng)度高、抗腐蝕性能和焊接性能好，在低溫下仍能保持良好的韌性和延展性，廣泛應(yīng)用于船體、甲板、船上部結(jié)構(gòu)等[1]。水域中的陰、陽離子提供了電化學(xué)腐蝕條件，5083鋁合金板材在海水中的腐蝕坑呈孤立的半球形深凹坑，點(diǎn)蝕程度隨溫度的升高而增加[2]。半連續(xù)鑄造鑄錠組織中非平衡共晶組織與相鄰晶粒之間存在的電位差和板材塑性加工變形導(dǎo)致晶界處位錯(cuò)塞積，是引起材料晶間腐蝕和剝落腐蝕的兩個(gè)主要原因[3]。5083-H321鋁合金板材具有較高強(qiáng)度和耐腐蝕性能，可在66 ℃以下的溫度使用。船舶領(lǐng)域應(yīng)用較廣的挪威船級社DNV規(guī)范[4]規(guī)定了船體用厚度小于50 mm的5083-H321鋁合金板材的力學(xué)性能和耐腐蝕性能，要求抗拉強(qiáng)度305 MPa～385 MPa，屈服強(qiáng)度215 MPa～295 MPa，伸長率不小于12%，晶間腐蝕不大于15 mg/cm2，剝落腐蝕達(dá)到PB級以上。本試驗(yàn)以3 mm、6 mm厚的5083-H321鋁合金板材為典型規(guī)格，分析鑄錠雙級均勻化處理對其組織的影響以及熱軋、冷軋、脫敏處理對其力學(xué)性能、微觀組織和耐腐蝕性的影響，確定其生產(chǎn)工藝。

1 試驗(yàn)方法

鑄造采用Wagstaff低液位立式半連續(xù)鑄造工藝。選取同爐次5083鋁合金鑄錠，尺寸為620 mm×1 600 mm×5 000 mm，鑄錠化學(xué)成分見表1。

表1 5083鋁合金鑄錠的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)

鑄錠在立推式鋁錠加熱爐進(jìn)行均勻化處理，以熱軋、冷軋、退火為主要工藝組成兩種5083-H321鋁合金板材試驗(yàn)方案。熱軋使用1+4熱連軋機(jī)，冷軋使用六輥不可逆CVC冷軋機(jī)，在箱式熱風(fēng)循環(huán)電阻加熱爐中進(jìn)行退火。1+4熱連軋具有工藝流程短、高效、節(jié)能的優(yōu)點(diǎn)，可軋制1.5 mm～8 mm厚不同加工硬化程度的鋁板，但3 mm厚卷材在熱軋卷取后，因板材橫向凸度和不均勻冷卻引起橫向拱形較大，后續(xù)難以通過多輥彎曲矯平，宜在厚度、板形控制精度更高的冷軋機(jī)上生產(chǎn)3 mm厚的卷材。因此制定了兩種方案，分別用于6 mm厚和3 mm厚5083-H321鋁合金板材的研制。

方案一：半連續(xù)鑄造鑄錠鋸切頭、尾至620 mm×1 600 mm×4 500 mm，銑面至590 mm×1 580 mm×4 500 mm，在立推式加熱爐進(jìn)行400 ℃2 h+530 ℃5 h雙級均勻化退火，經(jīng)可逆式熱粗軋31道次軋成32 mm厚的板材，再在四機(jī)架熱連軋機(jī)軋至6 mm厚。其中卷A終軋溫度330 ℃，卷B終軋溫度260 ℃。自然冷卻后進(jìn)行120 ℃～280 ℃退火，矯直后剪切成板。

方案二：熱連軋之前的工藝同方案一，再在四機(jī)架熱連軋上熱軋，終軋溫度330 ℃，卷C和卷D熱軋終了厚度分別為3.8 mm、5 mm，自然冷卻后冷軋至3 mm，經(jīng)過200 ℃～270 ℃退火，矯直后剪切成板。

試樣室溫拉伸性能依據(jù)GB/T 228-2010測試。試樣經(jīng)過機(jī)械拋光、電解拋光后觀察金屬間化合物形貌，陽極覆膜后觀察晶粒形貌。晶間腐蝕和剝落腐蝕分別依據(jù)ASTM G67和ASTM G66進(jìn)行測試。

研究兩種工藝方案對5083鋁合金板材微觀組織、力學(xué)性能、抗晶間腐蝕性能、抗剝落腐蝕性能的影響，確定各自的最佳工藝參數(shù)。

2 試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 鑄錠均勻化處理前后的合金組織

鑄造凝固時(shí)晶界處形成的不平衡共晶和后續(xù)加工變形引起的晶界處位錯(cuò)塞積，導(dǎo)致晶界與相鄰晶粒之間的電位差，晶界處活性更大。在腐蝕介質(zhì)中，晶界處第二相較晶粒內(nèi)部更容易溶解而產(chǎn)生晶間腐蝕。均勻化處理可減少不平衡結(jié)晶時(shí)晶界處形成的枝晶網(wǎng)絡(luò)，提高合金的耐腐蝕性能。

2.1.1 鑄態(tài)組織

圖1、圖2為鑄錠橫截面中心經(jīng)機(jī)械拋光、電解拋光后SEM圖像。因鑄造時(shí)不平衡結(jié)晶，在樹枝狀晶體的枝杈和晶粒邊界上，呈現(xiàn)離異共晶形態(tài)分布的不連續(xù)枝晶網(wǎng)絡(luò)。枝晶網(wǎng)絡(luò)粗大、不連續(xù)，枝晶網(wǎng)絡(luò)中第二相主要為(FeMn)Al6相、Mg2Si相、FeAl3及少量β(Mg5Al8)相[5]。

圖1 5083鋁合金鑄錠組織中的富Fe-Mn區(qū)域SEM圖像

圖2 5083鋁合金鑄錠組織中的富Mg-Si區(qū)域SEM圖像

2.1.2 均勻化處理

組織均勻性對耐腐蝕性和力學(xué)性能有較大影響。根據(jù)Al-Mg系二元平衡相圖，5083鋁合金鑄態(tài)組織中的β(Mg5Al8)相熔點(diǎn)為451 ℃。均勻化加熱時(shí)升溫過快，會因低熔點(diǎn)第二相難以充分?jǐn)U散消除導(dǎo)致發(fā)生熔化。雙級均勻化在高合金化的材料中使用較多，可使枝晶網(wǎng)絡(luò)中不同熔點(diǎn)非平衡相充分?jǐn)U散，避免熔化造成過燒，也能節(jié)約能源。AIURA T[6]等人比較了普通5083鋁合金和w(Sc)=0.2%的改性5083鋁合金，在520 ℃左右進(jìn)行均勻化處理，兩種合金的金屬間化合物的面積分?jǐn)?shù)接近最小，分別為1.2%和0.8%。5083鋁合金鑄錠雙級均勻化工藝設(shè)定為第一段400 ℃2 h，第二段530 ℃5 h。圖3為5083鋁合金鑄錠均勻化處理前、后的SEM圖像。由圖3可見，雙級均火化后鑄錠中枝晶網(wǎng)絡(luò)溶解明顯，無第二相的熔化及過燒現(xiàn)象。

圖3 5083鋁合金鑄錠雙級均勻化處理前后的SEM像

2.2 不同方案對5083鋁合金板材微觀組織、力學(xué)性能、抗晶間腐蝕性能、抗剝落腐蝕性能的影響

2.2.1 方案一

將32 mm厚的熱粗軋坯料經(jīng)過四機(jī)架熱連軋至6 mm厚，4個(gè)機(jī)架的加工率分別設(shè)定為30.3%、34.4%、33.4%、38.5%。熱軋時(shí)塑性變形引起的加工硬化和動態(tài)回復(fù)再結(jié)晶引起的軟化過程幾乎同時(shí)發(fā)生[7]。利用精軋機(jī)紅外測溫，可通過調(diào)整軋制速度實(shí)現(xiàn)熱終軋溫度閉環(huán)控制。不同熱軋終軋溫度與合金力學(xué)性能的關(guān)系曲線見圖4。

圖4 熱軋終軋溫度對5083熱軋卷力學(xué)性能的影響

由圖4可知，終軋溫度在240 ℃～265 ℃時(shí)，可以保留合適的加工硬化量達(dá)到挪威船級社DNV規(guī)范中對5083-H321鋁合金板的力學(xué)性能要求。

不同熱軋終軋溫度的熱軋卷力學(xué)性能和腐蝕性能測試結(jié)果見表2。由表2可以看出，熱軋終軋溫度對材料力學(xué)性能，尤其是剝落腐蝕影響較大。熱軋終軋溫度330 ℃的卷A耐腐蝕性能好、但強(qiáng)度低，達(dá)不到要求。終軋溫度260 ℃的卷B力學(xué)性能滿足挪威船級社DNV規(guī)范中對5083-H321鋁合金板材力學(xué)性能要求，但剝落腐蝕等級為PC級未達(dá)到規(guī)范中PB級要求。卷B經(jīng)過250 ℃3 h退火后強(qiáng)度略有下降，剝落腐蝕明顯改善,力學(xué)性能和耐腐蝕性都達(dá)到規(guī)范要求。

表2 5083鋁合金熱軋卷的力學(xué)性能和腐蝕性能

不同終軋溫度的卷A和卷B剝落腐蝕見圖5。卷A表面出現(xiàn)了大量細(xì)密的點(diǎn)腐蝕坑，未出現(xiàn)明顯爆皮、剝層等現(xiàn)象，腐蝕評為PB級。卷B點(diǎn)蝕坑周圍伴有爆皮現(xiàn)象，剝落腐蝕評為PC級。

圖5 不同終軋溫度的熱軋卷表面剝落腐蝕形貌

卷A表層縱向組織見圖6。鑄態(tài)組織經(jīng)過熱軋壓延破碎后，第二相沿軋制方向排列，熱軋終軋溫度330 ℃時(shí)板材表層以動態(tài)再結(jié)晶為主，中心留有少量變形組織。板材表層晶粒內(nèi)部及晶界處應(yīng)變程度輕，晶界活性及腐蝕敏感性低，耐腐蝕性好。

圖6 卷A表層縱向組織

卷B表層縱向組織見圖7、圖8。板材呈纖維狀變形組織，在腐蝕介質(zhì)中表面的晶界上發(fā)生腐蝕，不溶解的腐蝕產(chǎn)物大于消耗的金屬體積而楔入沒有腐蝕的金屬，產(chǎn)生不同程度剝落，降低剝落腐蝕等級。WILLIAMS C L[8]等人分析認(rèn)為，壓力加工引起組織中的富Fe-Mn相碎裂和重新排布會明顯降低5083-H321鋁合金板材的層裂強(qiáng)度。

圖7 卷B表層縱向組織

圖8 卷B縱向SEM圖像

GOSWAMI R[9]等用TEM分析了5083-H131鋁合金板材250 ℃10 h處理后迅速冷卻到室溫再進(jìn)行100 ℃時(shí)效，45 d后發(fā)現(xiàn)β相(Al3Mg2)的非均勻析出形核，認(rèn)為β相生長與位錯(cuò)擴(kuò)散相關(guān)。依據(jù)Al-Mg系二元平衡相圖，w(Mg)=5%時(shí)β相在250 ℃～451 ℃能充分溶入α(Al)基體。YANG Y K[10]等采用逐步升溫和逐步降溫兩種方法研究5083-H131鋁合金板中富Mg的β相溶解溫度，確定5083鋁合金中β相的完全溶解溫度為289.5 ℃±1.5 ℃。

為改善卷B的剝落腐蝕性能，卷B在不同溫度保溫3 h退火，其力學(xué)性能見圖9。由圖9可見，240 ℃以上退火對合金力學(xué)性能的影響開始變得明顯。

圖9 卷B退火溫度(保溫3 h，空冷)與力學(xué)性能的關(guān)系曲線

圖10為卷B經(jīng)250 ℃3 h退火后板材表層組織。可見退火后仍以纖維狀變形組織為主。遷移擴(kuò)散導(dǎo)致經(jīng)熱軋壓延破碎的第二相尺寸和數(shù)量減少。材料內(nèi)部點(diǎn)缺陷、位錯(cuò)等缺陷減少，改善了晶界處的位錯(cuò)塞積，晶界活性降低，剝落腐蝕改善明顯。

2.2.2 方案二

熱軋終軋溫度設(shè)定330 ℃，軋制厚度分別為3.8 mm、5 mm的熱軋卷，在冷軋機(jī)上軋至3 mm，分別標(biāo)記為卷C和卷D，其力學(xué)性能見表3。

表3 不同壓下率的冷軋卷力學(xué)性能

為改善晶間腐蝕敏感性，把卷C加熱到200 ℃以上保溫3 h作脫敏退火處理，退火后的力學(xué)性能見圖11。卷C在225 ℃退火后，耐腐蝕性能檢測剝落腐蝕PB級，晶間腐蝕的重量損失為45.328 mg/cm2，遠(yuǎn)大于規(guī)范要求的上限15 mg/cm2，并且卷C在225 ℃退火后屈服強(qiáng)度為223 MPa，接近5083-H321鋁合金DNV規(guī)范的下限215 MPa。冷軋小壓下量配合低的退火溫度難以保證耐腐蝕性，而采用高的退火溫度則強(qiáng)度達(dá)不到要求。

圖11 卷C退火溫度(保溫3 h，空冷)和力學(xué)性能關(guān)系曲線

卷C經(jīng)225 ℃3 h退火后的晶粒組織見圖12。由圖12可見，退火后保留了大量熱軋組織，近表層以小變形量組織為主。小壓下量和低溫回復(fù)退火的組合不能達(dá)到脫敏處理的目的，板材容易產(chǎn)生晶間腐蝕。

圖12 卷C經(jīng) 225 ℃3 h退火后組織

卷D在不同溫度保溫3 h后的力學(xué)性能見圖13。250 ℃退火后，晶間腐蝕的重量損失為1.507 mg/cm2，剝落腐蝕PB級。卷C與卷D對比可以看出，冷軋總加工率從21%提高到40%可以得到更多的加工硬化，能夠在保證力學(xué)性能的前提下提高后續(xù)退火溫度，改善晶間腐蝕性能。ZAZI N[11]等人的研究表明5083鋁合金冷軋前的再結(jié)晶退火無助于改善腐蝕形貌，壓下量61%的冷軋板經(jīng)250 ℃1 h退火可完全再結(jié)晶。冷軋壓下量過大，組織內(nèi)點(diǎn)缺陷、位錯(cuò)增加，材料內(nèi)儲能增加使再結(jié)晶溫度降低。但這可能導(dǎo)致類似卷B的情況，即大壓下量而形成嚴(yán)重定向排列的纖維狀組織使材料剝落腐蝕性能變差。

圖13 卷D退火溫度(保溫3 h，空冷)與力學(xué)性能的關(guān)系曲線

3 結(jié)論

滿足挪威船級社DNV規(guī)范[4]對5083-H321鋁合金板材的力學(xué)性能和耐腐蝕性能要求的生產(chǎn)工藝如下：

1)6 mm厚的5083-H321鋁合金板材生產(chǎn)工藝為：熱軋終軋溫度260 ℃生產(chǎn)的熱軋卷，經(jīng)250 ℃脫敏處理，矯直后剪切成板。

2)3 mm厚的5083-H321鋁合金板材生產(chǎn)工藝為：終軋溫度330 ℃生產(chǎn)的5 mm厚熱軋卷，經(jīng)冷軋40%加工率軋制到成品厚度，250 ℃脫敏處理，矯直后剪切成板。