均勻化處理Al-Mg-Mn合金的組織及熱變形行為

馬寶霞， 喬 洋， 毛明軒， 孫江輝， 吳昌桐， 劉澤瑀

(哈爾濱理工大學 材料科學與化學工程學院， 黑龍江 哈爾濱 150040)

Al-Mg-Mn合金由于具有高的比強度、良好的耐腐蝕性能、易成形和優良的焊接性能，是重要的航用及船用鋁合金材料，具有很高的研究價值[1-5]。對于上述典型應用，材料需要在冷加工或退火狀態下生產為板材。軋制是生產鋁合金板最常使用的方法。用于軋制的原始鑄錠源自半連續水冷鑄造(Direct chill casting)。在這種鑄造條件下，由于冷卻速度快，Al-Mg-Mn 鋁合金鑄態組織中常存在明顯枝晶成分偏析和非平衡結晶相，組織中含Fe相較多，這類含Fe相嚴重影響鋁合金材料的使用和加工性能，會導致軋制過程中產生裂紋和應力集中，影響軋制產品的成形性。均勻化處理的實質就是通過元素的擴散促進非平衡第二相溶解，以改變非平衡第二相的形態和分布，并為后續工藝提供合適的微觀結構[6-9]。此外，Al-Mg-Mn合金作為熱處理不可強化合金在均勻化退火處理后可采用熱軋、冷軋、鑄軋、擠壓、拉拔等塑性加工方法生產板、帶、箔、管材、棒材等，即合金需要經過高溫塑性加工，因此，研究合金在均勻化退火處理后高溫下的變形能力，分析合金在不同變形條件下的熱變形行為和顯微組織變化有著十分重要的意義，可為預測和控制該鋁合金的軋制和擠壓工藝提供參考。

本文基于Al-Mg-Mn合金的實際生產，對材料的均勻化退火工藝開展研究，并采用熱模擬壓縮試驗對均勻化退火后的合金進行熱變形工藝的探索，探討均勻化退火工藝對合金組織的影響以及合金在不同變形溫度和變形量下的熱變形行為，為Al-Mg-Mn合金均勻化處理工藝和熱軋制工藝的制定提供一定的參考。

1 試驗材料與方法

試驗合金是國內某鋁加工企業提供的半連續工業鑄錠。鑄錠化學成分如表1所示。在均勻化處理前，Al-Mg-Mn合金的均勻化溫度范圍通過 DSC (NETZSCH STA 449C) 進行評估。試樣在 DSC儀器中以10 ℃/min的速率在Ar氣氛中加熱到800 ℃，獲得的合金DSC曲線如圖1所示，可以觀察到熔化轉變開始于563 ℃左右。因此，本文選擇的均勻化處理溫度分別為420、450、465、475、490和510 ℃，尺寸為 20 mm×15 mm×30 mm的試樣在電爐中均勻化15 h，熱處理后水淬。

表1 Al-Mg-Mn合金鑄錠的化學成分(質量分數, %)Table 1 Chemical composition of the Al-Mg-Mn alloy ingot (mass fraction, %)

圖1 Al-Mg-Mn合金鑄錠的DSC曲線Fig.1 DSC curve of the Al-Mg-Mn alloy ingot

熱模擬壓縮試樣取自經475 ℃×15 h均勻化退火處理后的合金，采用線切割加工成尺寸為φ8 mm×12 mm的圓柱試樣，然后用粗砂紙去除試樣表面油污及氧化物，再用細砂紙細磨后清洗干凈待用。采用Gleeble-1500熱模擬試驗機實施熱壓縮試驗。在進行壓縮試驗前將熱電偶焊在圓柱試樣的側面，以實現計算機連續測溫；試樣兩端加與壓頭大小相同的石墨片，以減小接觸磨擦的影響，同時保護壓頭。根據Al-Mn-Mg合金板材熱軋生產過程中要求的不同變形條件, 設計熱模擬試驗參數：變形溫度分別為390、430、450、470及490 ℃，變形量為80%；變形溫度為470 ℃，變形量分別為50%、60%、70%、80%；應變速率均為1 s-1，具體如表2 所示。壓縮試驗按照設定的參數進行，升溫速度為10 ℃/s，保溫3 min，壓縮變形后取出試樣立即水淬以保留熱壓縮后的高溫變形組織。

表2 熱壓縮試驗參數

采用光學顯微鏡(OLYMPUS GX71)、掃描電鏡(FEI Sirion-200)和透射電鏡(JEM-2100)研究Al-Mg-Mn合金均勻化處理及熱壓縮變形后的組織變化規律。侵蝕劑為混合酸水溶液(1%HF+1.5%HCL+2.5%HNO3，體積分數)。采用Gaten 695b型離子減薄儀制備透射電鏡試樣。

2 結果分析與討論

2.1 鑄態顯微組織

圖2 為Al-Mg-Mn合金鑄態顯微組織中非平衡結晶相的形態。從圖2(a)可以清楚地看出，在α-Al 基體中分布著大量不規則形狀的粗大析出相。

圖2 Al-Mg-Mn合金鑄態顯微組織(a)OM組織;(b)文字狀灰色相及能譜分析;(c)Mg2Si相及能譜分析;(d)Mg2Al3相及能譜分析Fig.2 Microstructure of the as-cast Al-Mg-Mn alloy(a) OM microstructure; (b) hieroglyphic-like grey phases and EDS analysis; (c) Mg2Si phases and EDS analysis; (d) Mg2Al3 phases and EDS analysis

由圖2(b)中可以發現3種不同的相。根據文獻[10]，并結合EDS分析可知，大的象形文字狀灰色相富含Al、Fe和Mn，考慮其為Al6(Mn, Fe)相；稍小的灰暗相為Mg2Si；大量的淺灰色顆粒相是 Mg2Al3化合物。然而，線能譜分析(見圖3)表明，在大的象形文字狀灰色相中檢測到Si，說明該相為四元相。前人的研究[11]表明，Al(Fe, Mn)Si 彌散相可以直接在Al6(Mn, Fe) 組成顆粒上成核，隨后相的生長受Si的擴散控制。Al6(Mn, Fe) 到 Al(Fe, Mn)Si 的轉變從Al6(Mn, Fe)的邊緣開始[12]。因此，可以認為大的象形文字狀灰色相是Al6(Mn, Fe)+Al(Fe, Mn)Si共生相。

圖3 鑄態Al-Mg-Mn合金中文字狀灰色相的線能譜分析Fig.3 Line EDS analysis of hieroglyphic-like grey phases in the as-cast Al-Mg-Mn alloy

2.2 均勻化后的顯微組織

鑄態Al-Mg-Mn合金在不同溫度下均勻化15 h后的光學顯微組織如圖4所示。可知均勻化退火對析出相的尺寸和形狀有著顯著的影響。與鑄態組織相比，在475 ℃以下均勻化退火，分布在晶界和枝晶界的析出相逐漸變得不連續并趨于球化，其數量和尺寸隨均勻化退火溫度升高而減小。此外，在枝晶間區域附近觀察到高密度的細小灰色分散相。在475 ℃以上均勻化退火，晶界析出相形態和數量無明顯變化，但細小的彌散相有所粗化而且數目減少，其中棒狀彌散相增多，如圖5所示，此觀察結果與參考文獻[11]的結果相似。這可能歸因于合金半連續鑄造中枝晶周邊區域的合金元素過飽和，在低溫(<470 ℃)均勻化處理過程中，過飽和固溶體分解，合金元素開始析出，形成細小彌散相；隨著均勻化退火溫度升高(>470 ℃)，這些元素在α-Al 基體中的溶解度增加[13]，過飽和度下降，析出減少，形成的彌散相減少，高溫下元素擴散快易聚集，導致彌散相粗化長大。

圖4 Al-Mg-Mn合金經不同溫度均勻化退火15 h后的顯微組織Fig.4 Microstructure of the Al-Mg-Mn alloy homogenization annealed at different temperatures for 15 h(a) 420 ℃; (b) 450 ℃; (c) 465 ℃; (d) 475 ℃; (e) 490 ℃; (f) 510 ℃

圖5 均勻化退火后Al-Mg-Mn合金中細小彌散相形貌Fig.5 Morphologies of fine dispersed phases in the Al-Mg-Mn alloy after homogenization annealing(a) 450 ℃; (b) 510 ℃

均勻化退火后合金顯微組織的典型 SEM 照片如圖6所示。可以清楚地觀察到，象形文字狀和條狀形式的化合物出現明顯的融合現象，呈珠鏈狀。同時，由于化合物的邊緣溶解而出現鈍化，導致其尺寸減小和拐角變圓。圖7為均勻化退火后合金組織的 TEM 照片。從圖7可以觀察到大量棒狀和塊狀析出相，相應的EDS分析表明，這些析出相除了富含Al、Mg外，還含有Mn。Goswami等[14]報道了富鎂析出相 (Mg2Al3) 的析出發生在富錳棒和等軸沉淀物的頂部。圖7的微觀組織分析與報道中試驗結果一致。

綜上，隨著均勻化退火溫度的升高，合金中粗大的Al6(Mn, Fe) 或 Al(Fe, Mn)Si等析出相逐漸溶解、發生溶斷、趨于球化，數量和尺寸也逐漸減小；均勻化退火溫度升高到475 ℃時，這些析出相數量較少、球化明顯；隨著均勻化退火溫度繼續升高，析出相形態和數量變化不明顯。

圖6 不同溫度均勻化退火后Al-Mg-Mn合金的SEM照片Fig.6 SEM images of the Al-Mg-Mn alloy after homogenization annealing at different temperatures(a) 420 ℃; (b) 475 ℃

圖7 不同溫度均勻化退火后Al-Mg-Mn合金的 TEM 照片Fig.7 TEM images of the Al-Mg-Mn alloy after homogenization annealing at different temperatures(a) 420 ℃; (b) 475 ℃

2.3 真應力-真應變曲線

由Al-Mg-Mn合金的均勻化退火研究發現，經475 ℃× 15 h退火的合金中，大部分非平衡析出相溶解于合金基體中，合金具有最佳組織，這可為后續的塑性加工提供良好的組織條件。因此，熱模擬壓縮試驗研究選用該均勻化退火工藝處理后的合金。圖8(a，b)為均勻化退火態Al-Mg-Mn合金高溫壓縮變形時的真應力-真應變曲線。由圖8可見，當變形量和應變速率不變時，合金流變應力隨著變形溫度升高而降低；當變形溫度和應變速率不變時，隨著變形量的增加，合金流變應力的峰值增大，并且曲線的變化趨勢大致相似。對比不同條件下的真應力-真應變曲線可以看出，流變應力表現出明顯的階段性。第一階段，流變應力先隨變形溫度及變形量的增加迅速升高，曲線斜率很大，屬于微應變加工硬化階段，應力隨應變增加而迅速增加。第二階段，流變應力繼續增加但曲線斜率減小，此時處于接近峰值的過渡階段，合金出現軟化，屬于動態再結晶開始階段，此時雖已出現動態再結晶軟化作用，但加工硬化仍占主導地位，當應力達到峰值后，由于再結晶加快，應力將隨應變增加而下降。第三階段，流變應力基本保持不變，與真應變無關，屬于穩態流變階段，加工硬化與動態再結晶軟化達到動態平衡。

圖8 475 ℃×15 h退火態Al-Mg-Mn合金熱壓縮變形的真應力-真應變曲線(a)變形量80%;(b)變形溫度470 ℃Fig.8 True stress-true strain curves of hot compression of the 475 ℃×15 h annealed Al-Mg-Mn alloy(a) deformation amount of 80%; (b) deformation temperature of 470 ℃

2.4 熱壓縮變形過程中顯微組織演變

均勻化退火態Al-Mg-Mn合金在不同變形溫度下熱變形過程中的典型組織變化如圖9所示。可以看出，顯微組織中的晶粒均被拉長，呈現明顯的流線型、纖維狀的組織特征。均勻化退火處理后未熔的金屬間化合物在變形過程中被破碎，變得細小。然而，值得關注的是在390 ℃低溫變形溫度下，合金的α(Al)基體晶粒的變形程度較低，仍然可以看到大尺寸的白色α(Al)區域。變形溫度高于430 ℃時，白色α(Al)區域變形較均勻，沒有明顯的大尺寸白色α(Al)區域，而且隨著變形溫度繼續升高，變形組織變化并不明顯。這是因為在較高的變形溫度下，熱激活的作用增強，可開啟的滑移系增多，使得那些位向不利于變形的晶粒也可以較快地發生變形；而在變形程度足夠的情況下，變形溫度繼續升高對變形的影響變得不明顯了。因此，考慮到實際生產中大型鑄錠塑性加工的順利進行，Al-Mg-Mn合金的變形溫度要高于430 ℃，此時合金的流變應力較低，均勻化退火后未熔的金屬間化合物也被破碎。基于此，本文針對變形量對合金熱變形行為的影響研究時，變形溫度設定為470 ℃。

圖9 不同溫度熱壓縮過程中475 ℃×15 h退火態Al-Mg-Mn合金的典型顯微組織(變形量80%)Fig.9 Typical microstructure of the 475 ℃×15 h annealed Al-Mg-Mn alloy during hot compression at different temperatures (deformation amount of 80%)(a) 390 ℃; (b) 430 ℃; (c) 450 ℃; (d) 490 ℃

變形量對金屬塑性變形組織的影響很明顯，如圖10所示。隨著變形量的增加，原來粗大的白色α(Al)晶粒被逐漸拉長，區域逐漸減小且變得均勻，均勻化退火處理后未熔的金屬間化合物被破碎、尺寸減小。隨著變形量的增加，外界提供的變形能增大，塑性變形不斷進行，位錯產生和運動的數目快速增加。但當變形量增大到一定值時，位錯密度較高，形成穩定結構，同時，組織中的第二相粒子和未熔的化合物也會阻礙位錯的運動，使位錯發生滑移和攀移所需的能量更高。因此，變形溫度為470 ℃，變形量為80%時合金熱變形組織趨于穩定。

圖10 不同變形量熱壓縮過程中475 ℃×15 h退火態Al-Mg-Mn合金典型顯微組織(變形溫度470 ℃)Fig.10 Typical microstructure of the 475 ℃×15 h annealed Al-Mg-Mn alloy during hot compression with different deformation amounts (deformation temperature of 470 ℃)(a) 50%; (b) 60%; (c) 70%; (d) 80%

圖11為不同變形溫度下均勻化退火態Al-Mg-Mn合金熱變形組織的TEM照片。可以看出，在390 ℃低溫下組織內部存在較多的位錯墻，合金的位錯密度較大。當變形溫度升高到470 ℃時，合金內部有一些位錯纏結，但位錯密度大大減少。隨著變形溫度升高，位錯的攀移滑移能力增強，導致合金組織中的位錯密度降低。在較低溫度下的熱變形，雖然位錯密度較高但溫度較低，提供動態再結晶所需的驅動力較小，合金主要發生緩慢的回復。隨著變形溫度的升高，熱激活能以及變形能作用的增強，可為合金內部發生動態再結晶提供充分的能量條件，使得組織中形成亞晶，位錯密度降低，出現明顯再結晶晶粒組織特征。而變形量增大將有助于合金發生動態回復與動態再結晶，因為塑性變形的應變能會促進動態回復與再結晶的發生。

圖11 不同變形溫度下熱壓縮過程中475 ℃×15 h退火態Al-Mg-Mn合金的TEM照片(變形量80%)Fig.11 TEM images of the 475 ℃×15 h annealed Al-Mg-Mn alloy during hot compression at different deformation temperatures (deformation amount of 80%)(a,c) 390 ℃; (b,d) 470 ℃

3 結論

1) Al-Mg-Mn合金鑄態顯微組織中存在大量的粗大非平衡結晶相，多為Al6(Mn, Fe)相或 Al6(Mn, Fe)+Al(Fe, Mn)Si共生相。合金均勻化退火后，粗大的非平衡析出相逐漸溶解，趨于球化，呈珠鏈狀分布，數量減少。當均勻化退火溫度為475 ℃時，非平衡析出相數量較少、球化明顯。

2) 475 ℃×15 h 均勻化退火態Al-Mg-Mn合金高溫塑性變形時的流變應力隨變形溫度升高而降低；隨著變形量增加，流變應力的峰值增大。

3) 475 ℃×15 h 均勻化退火態Al-Mg-Mn合金熱變形過程中的顯微組織呈現明顯的變形流線，即纖維狀組織特征，晶粒被拉長；均勻化退火后未熔的金屬間化合物在變形過程中被破碎，變得細小。合金的熱變形過程伴隨著動態回復、位錯密度降低、亞晶及部分再結晶組織的形成。當變形溫度為470 ℃、變形量為80%時合金的熱變形組織趨于穩定。