微量Zr對深冷軋制Al-Cu-Mg合金微觀組織及性能的影響

謝尚恒, 孫有平,3, 朱嘉欣, 方德俊

(1. 廣西科技大學 機械與汽車工程學院, 廣西 柳州 545006;2. 廣西土方機械協同創新中心, 廣西 柳州 545006;3. 廣西汽車零部件與整車技術重點實驗室, 廣西 柳州 545006)

Al-Cu-Mg合金由于具有低密度、高比強度及良好的加工性能等優點,廣泛應用于航空、交通、3C、軍工及化工等行業[1-3]。隨著新一輪的科技革命和產業變革孕育興起,對相關制造行業提出了新的要求和挑戰。Al-Cu-Mg合金作為重要的輕質高強結構材料之一,對其性能的要求也日益提高。

研究表明,微合金化是有效提高材料性能的重要途徑之一[4-8]。在合金中加入微量Zr可以形成Al3Zr相,該相可以細化晶粒,具有強烈的釘扎作用,阻礙位錯的滑移和爬升及晶界運動,從而提高合金的綜合性能[9]。Chen等[10]通過對純鋁添加Zr元素發現,微量Zr元素的添加可以促進工業純鋁或鋁合金中非均勻相的形核。Nie等[11]發現,與未添加Zr元素的Al-Cu-Mg合金相比,添加少量Zr對細小析出相的析出更為有效,并且Zr元素還影響析出物的數量和分布。此外,有研究[12]表明,添加微量Zr可以通過細化大應變軋制Al-Cu-Mg合金晶粒,從而達到提高合金力學性能的目的。還有學者對微量Zr添加的Al-Cu-Mg合金均勻化[13-14]、時效硬化[15]、耐蝕性能[16]及疲勞行為[17]等方面開展了細致的研究,較少有研究對含Zr深冷軋制態Al-Cu-Mg合金微觀組織演變及性能方面進行探索。故本文通過對比深冷軋制態Al-Cu-Mg及Al-Cu-Mg-Zr合金,研究微量Zr元素對合金板材力學性能及組織的影響,旨在為含Zr鋁合金的性能開發及工業應用提供理論依據。

1 試驗材料與方法

試驗材料選用Al-4.5Cu-1.5Mg-0.6Mn-0.2Ti(質量分數,%,下同)和Al-4.5Cu-1.5Mg-0.6Mn-0.2Ti-0.1Zr合金鑄錠,由純鋁、純鎂、Al-50Cu、Al-10Mn、Al-4Ti以及Al-10Zr中間合金熔煉獲得。對鑄態合金進行485 ℃×10 h的均勻化退火處理。將均勻化后的板材銑削至厚度14 mm,再進行軋制試驗。軋制過程如下:首先將板材以10 s-1應變速率經兩道次熱軋到4 mm,然后進行475 ℃×40 min的固溶處理。最后將固溶態板材經多道次深冷軋制至2 mm,每道次軋制之前將板材置于液氮(-196 ℃)浸泡20 min。

沿軋制方向用線切割切取試樣,經磨拋處理后使用Keller試劑進行腐蝕,顯微組織觀察采用Leica DMI3000M型顯微鏡。使用華銀布氏硬度計和ETM105D型拉伸試驗機進行力學性能測試。采用Rigaku-SmareLab型X射線衍射儀進行物相分析以及織構測定。采用SIGMA場發射掃描電鏡進行能譜掃描、第二相粒子及拉伸斷口形貌觀察。

2 結果討論與分析

2.1 顯微組織

深冷軋制態Al-Cu-Mg合金的顯微組織如圖1(a,c)所示,晶粒呈現大小不一的不規則形狀,沿RD方向晶粒有拉長的跡象。通過對特征合金相進行能譜分析(見圖2),結果表明,Al-Cu-Mg合金經深冷軋制后第二相粒子有S-Al2CuMg相以及θ-Al2Cu相。結合掃描電鏡圖(見圖1(c))可以看出,無Zr合金的微觀組織中,大量破碎的第二相粒子在晶界處聚集,并且形成團簇。這些聚集的粒子容易在塑性變形過程中形成開裂源點,致使合金延展性變差。Al-Cu-Mg合金添加微量Zr元素后(見圖1(b)),可以看出晶粒尺寸細化明顯,沿軋制方向晶粒被拉長,且在組織中出現了更多的滑移線。深冷軋制態Al-Cu-Mg-Zr合金的掃描電鏡圖如圖1(d)所示,可以看出,相比于無Zr合金,第二相粒子更加均勻分布在基體中,且粒子尺寸更小。EDS分析結果顯示,Al-Cu-Mg-Zr合金第二相主要為θ-Al2Cu相。Zr的加入細化了θ-Al2Cu相,原因在于Zr具有較高的空位結合能(0.24 eV)[18],而空位又可以作為溶質原子的擴散通道。Zr與空位的交互作用一定程度上減緩了溶質原子的擴散速度,抑制了第二相的快速生長[15]。

圖1 深冷軋制Al-Cu-Mg(a,c)及Al-Cu-Mg-Zr(b,d)合金的顯微組織Fig.1 Microstructure of deep cryogenic rolled Al-Cu-Mg(a,c) and Al-Cu-Mg-Zr(b,d) alloy

圖2 圖1中各點的EDS分析Fig.2 EDS analysis of each point in Fig.1

2.2 力學性能

圖3是Al-Cu-Mg和Al-Cu-Mg-Zr合金經深冷軋制后的應力-應變曲線。從圖3可以看出,深冷軋制態Al-Cu-Mg-Zr合金的抗拉強度和伸長率均高于Al-Cu-Mg合金。添加Zr后,合金的抗拉強度達到了610 MPa,相對未添加Zr的合金增加了67 MPa;Al-Cu-Mg合金的伸長率為7.8%,而Al-Cu-Mg-Zr合金的伸長率則達到了10.3%。此外,通過布氏硬度測量發現,Al-Cu-Mg和Al-Cu-Mg-Zr合金深冷軋制后硬度分別為154、176 HBW。綜上,添加微量Zr后,Al-Cu-Mg合金獲得了更為優異的綜合力學性能。

圖3 深冷軋制Al-Cu-Mg及Al-Cu-Mg-Zr合金的應力-應變曲線Fig.3 Stress-strain curves of the deep cryogenic rolled Al-Cu-Mg and Al-Cu-Mg-Zr alloys

為了探究添加Zr的Al-Cu-Mg合金深冷軋制后力學性能提升的原因,通過XRD進行晶粒尺寸以及位錯密度的表征,然后根據Taylor方程計算位錯對性能提升的貢獻。

提取Al-Cu-Mg及Al-Cu-Mg-Zr合金主要衍射面(111)、(200)、(220)和(311)的半高寬(見圖4(b))可以發現,Al-Cu-Mg-Zr合金晶面衍射峰半高寬發生不同程度的寬化。原因在于塑性變形過程中各個晶面的晶格阻力不相同,導致位錯移動以及攀移的難易程度不同,所以衍射峰寬化效果不一致[19]。

圖4 深冷軋制Al-Cu-Mg及Al-Cu-Mg-Zr合金的XRD圖譜(a)及半高寬(b)Fig.4 XRD patterns(a) and FWHM(b) of the deep cryogenic rolled Al-Cu-Mg and Al-Cu-Mg-Zr alloys

謝樂公式[20-21]給出了晶粒尺寸與衍射峰半高寬之間的關系:

D=Kλ/βcosθ

(1)

式中:β為衍射峰的半高寬;K為謝樂常量,K=0.89;θ為衍射角,λ為X射線波長,為0.154 18 nm。由公式(1)可以看出,晶粒尺寸與衍射峰半高寬呈反比。結合圖4(b),在各個衍射面上,Al-Cu-Mg-Zr合金的半高寬均高于Al-Cu-Mg合金,說明微量Zr元素的添加有利于細化深冷軋制態Al-Cu-Mg合金的晶粒。結合上述顯微組織的分析,含Zr合金晶粒細化的原因可能在于添加Zr后Al-Cu-Mg合金第二相粒子尺寸減小,而尺寸較小的第二相粒子可以起到釘扎晶界、抑制晶粒長大的作用,從而有利于晶粒細化。

金屬塑性變形過程中晶格應變和晶粒細化會提高XRD衍射峰半高寬數值,式(2)為Williamson-Hall公式[22],包含了晶格應變(εx)以及晶粒尺寸(D)引起的衍射峰寬化:

βcosθ/λ=2εxsinθ/λ+1/D

(2)

將提取的半高寬數值代入式(2),得到橫坐標為2sinθ/λ、縱坐標為βcosθ/λ的W-H圖(見圖5),即擬合直線的斜率是晶格應變εx,截距的倒數為晶粒尺寸D。深冷軋制態Al-Cu-Mg及Al-Cu-Mg-Zr合金線性回歸方程擬合度R2分別為0.982 28和0.994 31,說明擬合效果較好。

圖5 深冷軋制Al-Cu-Mg及Al-Cu-Mg-Zr合金的W-H圖Fig.5 Williamson-Hall plots of the deep cryogenic rolled Al-Cu-Mg and Al-Cu-Mg-Zr alloys

冷加工金屬根據應變和粒徑可以計算位錯密度(ρ)[23]:

(3)

式中:k為常數,面心立方金屬為16.1;b為伯氏矢量,為0.286 nm;n=1,適用于嚴重塑性變形的合金。

塑性變形金屬的位錯強化ΔσD和位錯密度ρ之間的關系可以用Taylor方程[24]來描述:

ΔσD=αMGbρ1/2

(4)

式中:α為常數,取0.3;M和G分別為泰勒因子和剪切模量,M=3和G=27 GPa。

晶格應變、晶粒尺寸、位錯密度及位錯強化的計算結果如表1所示。

表1 試驗合金的晶格應變、晶粒尺寸、位錯密度和位錯強化

計算結果表明,Al-Cu-Mg合金添加Zr后,晶粒尺寸減小,這與上述分析結果一致。位錯密度由Al-Cu-Mg合金的1.66×1015m-2提高到了Al-Cu-Mg-Zr合金的2.19×1015m-2,研究表明,添加微量Zr后鋁合金內部位錯密度明顯增大是由于晶粒細化的作用[25]。從表1中還可以看出,位錯密度的增加對位錯強化提升的效果較好,相對未添加Zr的Al-Cu-Mg合金,添加Zr元素后合金位錯對強度的貢獻達到了325 MPa。從力學性能分析可知,深冷軋制態Al-Cu-Mg-Zr合金相對Al-Cu-Mg合金的強度增加了67 MPa,而對應的合金位錯強化提高了42 MPa,達到了性能提升的2/3,表明Al-Cu-Mg合金中微量Zr元素的添加提高了位錯強化的效果。

2.3 織構分析

圖6(a,b)分別是深冷軋制Al-Cu-Mg及Al-Cu-Mg-Zr合金的(111)、(200)和(220)極圖。可知,深冷軋制后Al-Cu-Mg-Zr合金在3個晶面上的織構極密度均大于Al-Cu-Mg合金。織構極密度的增大,說明Zr元素促進了晶粒取向朝(111)、(200)和(220)晶面聚集。兩種合金在(111)晶面上織構極密度達到了最大值,分別為3.964和4.598。此外,兩種合金晶粒取向密度分布均集中在TD方向。眾所周知,{100}和<110>分別為Al在的滑移面和滑移方向。而相關研究[22]表明,添加微量Zr后Al-Cu-Mg合金{100}面的織構強度增強,晶體越容易滑移,這可能也是Al-Cu-Mg-Zr合金比Al-Cu-Mg合金伸長率更為優異的原因之一。

圖6 深冷軋制Al-Cu-Mg(a)及Al-Cu-Mg-Zr(b)合金的(111)、(200)和(220)極圖Fig.6 Polar diagrams of (111), (200) and (220) crystal planes of the deep cryogenic rolled Al-Cu-Mg(a) and Al-Cu-Mg-Zr(b) alloys

圖7是深冷軋制Al-Cu-Mg及Al-Cu-Mg-Zr合金的取向分布函數(Orientation distribution function, ODF)圖。從圖7中可見,微量Zr元素的添加并未使深冷軋制Al-Cu-Mg合金的織構類型發生轉變,織構類型均為α-fiber[26]。

2.4 斷口形貌

深冷軋制后Al-Cu-Mg及Al-Cu-Mg-Zr合金的拉伸斷口形貌如圖8所示。從Al-Cu-Mg合金斷口(見圖8(a))可以看出,斷口局部區域存在大量細密的韌窩以及伴隨著少量的撕裂棱,表明未含Zr的Al-Cu-Mg合金經深冷軋制后的斷裂模式為混合斷裂模式。圖8(b)展示了Al-Cu-Mg-Zr合金的微觀斷裂形貌,斷裂界面有著明顯的韌性斷裂特征,分布著大小及深淺不一的韌窩,且在韌窩底部存在第二相粒子,并且局部伴有撕裂棱存在。可以判斷,深冷軋制態Al-Cu-Mg-Zr合金的斷裂方式為韌性斷裂為主的韌脆混合斷裂。Zr元素的添加使Al-Cu-Mg合金韌窩變多變深,反映在力學性能上為含Zr的Al-Cu-Mg合金伸長率的提高。

圖8 深冷軋制Al-Cu-Mg(a)及Al-Cu-Mg-Zr(b)合金的拉伸斷口形貌Fig.8 Tensile fracture morphologies of the deep cryogenic rolled Al-Cu-Mg(a) and Al-Cu-Mg-Zr(b) alloys

3 結論

1) 微量Zr元素的添加使深冷軋制后的Al-Cu-Mg合金晶粒細化明顯,第二相粒子分布更加均勻且尺寸變小,主要為θ-Al2Cu相。

2) 深冷軋制后Al-Cu-Mg-Zr合金比Al-Cu-Mg合金有著更為優異的力學性能,抗拉強度、伸長率及布氏硬度分別為610 MPa、10.3%和176 HBW。相對Al-Cu-Mg分別增加了67 MPa、2.5%及22 HBW,性能提升的原因主要在于晶粒細化及位錯強化。

3) 微量Zr元素使Al-Cu-Mg合金在(111)、(200)和(220)晶面織構極密度均增強,但是未改變合金的織構類型,均為α-fiber。