DOI:10.19476/j.ysxb.1004.0609.2002.05.023

微量Mn对Al-Mg-Si合金微观组织与拉伸性能的影响

潘青林 李绍禄 邹景霞 尹志民

  中南大学材料科学与工程学院  

  湖南大学材料科学与工程学院  

  中南大学材料科学与工程学院 长沙410083  

  长沙410082  

摘 要：

研究了微量Mn对Al Mg Si合金的微观组织与拉伸性能的影响。结果表明 :微量Mn在Al Mg Si合金中主要以粒状α Al15 (FeMn) 3 Si2 弥散相的形式存在 , 尺寸为 12～ 2 10nm , 均匀、弥散分布在基体中 , 有效地钉扎位错和亚晶界 , 抑制合金热挤压变形过程中的再结晶 ;均匀化处理过程中微量Mn可促进长针状 β Al9FeSi相向粒状α Al15 (FeMn) 3 Si2 相转变 , 这种含Mn的α相弥散颗粒可作为合金时效强化相 β′ (Mg2 Si) 的非均匀成核位置 , 促进 β′相的析出 , 从而强化合金 , 使合金获得较好的强塑性配合

关键词：

Al-Mg-Si合金;微观组织;拉伸性能;弥散相;

中图分类号： TG146.21

收稿日期：2001-11-05

基金：国家计委“九五”攻关资助项目 (计高技 [1998] 2 445 );

Effects of minor manganese addition on microstructures and tensile properties of Al-Mg-Si alloys

Abstract：

The effects of minor addition of manganese on microstructure and tensile properties of Al-Mg-Si alloys are studied. The results show that minor Mn mainly exists in the form of spherical α-Al 15 (FeMn) 3Si 2 dispersoids which can effectively pin dislocations and subgrain boundaries, inhibit the recrystallization of Mn-containing Al-Mg-Si alloys during hot extrusion as well as improve β′strengthening phase to precipitate in the process of ageing . The transformation of platelike β-Al 9FeSi to spherical α-Al 15 (FeMn) 3Si 2 phase during homogenization is markedly accelerated by the addition of minor Mn in the Al-Mg-Si alloys. The addition of manganese significantly increases the strength of Al-Mg-Si alloys and make the alloy get a superior combination of strength and ductility.

Keyword：

Al-Mg-Si alloy; microstructures; tensile properties;dispersoids;

Received： 2001-11-05

Al-Mg-Si系合金因具有中等强度、 优良的挤压加工性、 耐蚀性和可焊性, 已广泛应用于现代建筑、 交通运输和兵器等领域。 随着运载工具和车辆朝高速化和轻量化方向发展, 对Al-Mg-Si系合金的性能提出了更高的要求。 研究表明 ^{[1,2,3,4,5,6]} : 采用Mn, Cr, Zr等过渡族元素进行微合金化有利于改善该系合金的性能, 但对这些微合金化元素尤其是Mn在Al-Mg-Si合金中的存在形式与作用机理的研究却不多见。 为此, 本文作者采用透射电镜 (TEM) 、 扫描电镜 (SEM) 和光学显微镜详细研究了微量Mn在Al-Mg-Si合金中不同处理态 (铸态、 均匀化态、 挤压态、 时效态) 下的存在形态、 分布特点及其对合金性能的影响, 探讨了微量Mn在Al-Mg-Si合金中的作用机制。

1 实验

以工业纯Al、 纯Mg和Al-Si、 Al-Mn中间合金为原料, 采用铸锭冶金法制备出实验用两种合金, 其化学成分见表1。

表1 实验用合金的化学成分

Table 1 Chemical compositions of test alloys (mass fraction, %)

Alloy	Si	Mg	Mn	Fe	Al
A	0.66	0.63	0.29	0.17	Bal.
B	0.65	0.60	-	0.15	Bal.

合金在电阻炉内进行熔炼, 熔炼温度控制在730～750 ℃, 采用半连续铸造铸成d 192 mm的圆棒。 铸锭经580 ℃, 4 h均匀化退火处理后, 在25 MN挤压机上热挤压成80 mm×60 mm×4 mm的空心型材。 挤压后型材采用在线强制风冷淬火至室温, 然后在175 ℃, 8 h下进行时效处理 (T5态) 。 时效后试样在CS2210型万能材料试验机上进行拉伸试验。 金相样品经机械抛光后, 用氟硼酸水溶液电解抛光并阳极复膜, 在POLYVAR—MET金相显微镜下观察。 透射电镜样品采用双喷电解减薄制取, 电解液为30% (体积分数) 硝酸甲醇混合液, 电镜观察在日立H-800透射电镜上进行。 在AMARY KYKY-2800扫描电镜上利用背散射电子像进行能谱分析 (EDAX) 。

2 结果与讨论

2.1 合金的微观组织

图1所示为合金A在铸态下的TEM显微组织。 由图1可以看出, 铸态下合金A中出现了较多的第二相粒子, 分布不均匀, 形貌大多数呈长针状、 短棒状和多边形块状 (图1 (a) ) 。 为了确定这些第二相颗粒的组成, 对铸态下的合金进行了扫描电镜背散射电子像能谱分析, 分析结果表明, 长针状相为β- Al₉FeSi, 短棒状相为含Mn的Al (FeMn) Si, 块状相为未溶解的Mg₂Si。

由于合金中Mg与Si含量之比小于形成Mg₂Si 化合物的Mg与Si质量比1.73, 所以还可观察到少量过剩Si相和三元共晶相 (Al+ Mg₂Si+Si) 的存在 (图1 (b) ) 。 而未加Mn的合金B铸态下除无短棒状的含Mn的Al (FeMn) Si相外, 其它的第二相均类似于合金A, 但结晶时晶粒与合金A相比较为粗大。

两种合金铸锭经均匀化处理后的TEM组织见图2。 由图2可见, 合金A中粗大第二相粒子的形态、 尺寸和分布经均匀化处理后发生了明显的变化, 块状Mg₂Si相和低熔点的共晶组织均被溶解到基体中, 长针状β-Al₉FeSi相和短棒状Al (FeMn) Si相发生了转变, 形成了细小的粒状颗粒 (图2 (a) ) , 尺寸为12～210 nm , 均匀、 弥散分布在α (Al) 基体上, 经能谱分析确定, 这些颗粒为含Mn的弥散质点, 即α-Al₁₅ (FeMn) ₃Si₂相 (图2 (b) ) , 这与Zajac 和Mulazimoglu等 ^[7,8,9] 的研究结果相符。 而合金B中长针状β-Al₉FeSi相经均匀化处理后基本上变成了短棒状AlFeSi (图2 (c) , (d) ) , 粒状颗粒很少。 由此可见, 在均匀化退火过程中, Mn促进了Al-Mg-Si合金中长针状β相向粒状含Mn的α相的转变。 已有研究表明 ^[9,10] : β相为单斜晶系, 对Al-Mg-Si合金的力学性能、 挤压加工性能和加工材的表面质量会产生不利影响, 而α相为立方结构, 有利于改善合金的性能。

图1 铸态合金A的TEM显微组织

Fig.1 TEM micrographs of as-cast alloy A

图2 合金铸锭经均匀化处理后的TEM组织

Fig.2 TEM micrographs of as-homogenized alloys

(a) —Alloy A; (b) —EDAX spectrum ofα-Al₁₅ (FeMn) ₃Si₂dispersoids; (c) —Alloy B; (d) —EDAX spectrum ofβ-Al₉FeSi phase

均匀化处理后的合金铸锭经热挤压变形后的晶粒组织如图3所示。 从图3可见, 合金A经热挤压后晶粒沿挤压方向被拉长, 呈纤维状的未再结晶组织 (图3 (a) ) , 而合金B经热挤压后发生了部分再结晶 (图3 (b) ) , 表明含Mn的Al-Mg-Si合金在热挤压变形过程中再结晶被抑制。 采用透射电镜进一步观察发现, 含Mn的Al-Mg-Si合金挤压后形成了大量的亚晶组织 (图3 (c) ) , 弥散细小的含Mn的粒状α-Al₁₅ (FeMn) ₃Si₂相分布在基体中, 强烈地钉扎合金中的亚晶界 (图3 (c) ) 和位错 (图3 (d) ) , 从而有效地阻止了合金亚晶界的迁移与合并, 稳定亚晶粒结构, 抑制了合金的再结晶。

图4所示为两种实验合金挤压型材经在线风淬时效处理后 (T5态) 的TEM组织。 由图4可以看出, 合金A基体中析出了大量细小时效沉淀相β′ (Mg₂Si) , 并且析出密度较大, 而未加Mn的合金B时效沉淀相β′析出很少, 这主要是由于合金A中含Mn的α相弥散质点可作为β′相时效过程中的非均匀成核位置而诱发其成核, 从而加速了β′相的析出 ^[4,5] 。 β′相是Al-Mg-Si系合金的主要强化相 ^[11] , 密排六方结构, 点阵常数a=7.05 ?, c=4.05 ?, 与α (Al) 基体保持半共格关系, 其位向关系为: (001) _β′// (110) _Al, [110]_β′// [ 1] _Al 。

2.2 合金的拉伸性能

两种实验合金挤压型材经在线风淬, 接着于175 ℃时效8 h (T5态) 后的室温拉伸力学性能见表2。

由表2可知, 在Al-Mg-Si 合金中添加微量的Mn可显著提高合金的强度, 合金A的抗拉强度σ_b和屈服强度σ_0.2提高幅度分别达56 MPa和73 MPa。 可见, 添加微量Mn能使Al-Mg-Si合金获得较好的强度和塑性配合。

表2 实验合金T5态下的拉伸性能

Table 2 Tensile properties of alloy A and alloy B

Alloy	σb/MPa	σ0.2/MPa	δ/%
A	260	235	10.8
B	204	162	13.7

图3 实验合金挤压态下的显微组织

Fig.3 Microstructures of as-extruded alloys

(a) —Alloy A; (b) —Alloy B; (c) —α dispersoids pinning subgrain boundary; (d) —α dispersoids pinning dislocations

图4 实验合金时效态下的TEM组织

Fig.4 TEM micrographs of aged (T5) alloy A (a) and alloy B (b)

上述微观组织研究结果分析表明, 含Mn的Al-Mg-Si 合金的强化作用主要来源于以下3个方面: 一是含Mn的α弥散相在变形过程中强烈地钉扎位错, 阻碍位错的运动 (图3 (d) ) , 使位错滑移分布均匀 ^[12] , 并且所需的切应力大大提高, 同时阻碍亚晶界的迁移与合并 (图3 (c) ) , 对形变组织中的亚结构具有稳定化作用, 从而对合金产生显著的亚结构强化;二是含Mn的α相颗粒在Al-Mg-Si合金中以弥散细小方式析出 (图2 (a) ) , 其本身对合金也具有一定的弥散强化作用 ^[1,2] ;此外, 含Mn的α相弥散相质点可促进Al-Mg-Si 合金中主要强化相β′在时效过程中的析出 (图4 (a) ) , 这对合金具有显著的时效强化作用。 因此, 含Mn的α弥散相所产生的亚结构强化和弥散析出强化以及主要强化相β′的时效强化是Al-Mg-Si-Mn合金强度高的主要原因。

3 结论

1) 微量Mn在Al-Mg-Si合金中主要以粒状含Mn的α-Al₁₅ (FeMn) ₃Si₂弥散相的形式存在, 这些弥散相质点可阻止合金在热挤压变形过程中的再结晶, 并促进时效强化相β′ (Mg₂Si) 的析出。

2) 含Mn的Al-Mg-Si合金铸锭经均匀化处理后, 可使针状β-Al₉FeSi相完全转变为粒状含Mn的α弥散相, 从而消除了粗大针状结晶相对合金性能的有害影响。

3) 在Al-Mg-Si合金中添加微量Mn, 可大大提高合金的强度, 其强化作用主要来源于含Mn弥散相质点的亚结构强化和弥散析出强化以及β′ (Mg₂Si) 相的时效强化。

参考文献

[1]　KrakowAL , KetyZS .EffectofextrusiontemperatureandmanganesecontentonstructureandpropertiesoftheAlMgSiMnalloy[J].Aluminium, 1984 (8) :606.

[2]　LeeDH , ParkJH , NamSW .Enhancementofme chanicalpropertiesofAlMgSialloysbymeansofman ganesedispersoid[J].MaterSciTechnol, 1999, 15 (4) :450.

[3]　OnurluS , TekinA .EffectofheattreatmentoninsolubleintermetallicphasespresentinanAA6063alloy[J].JMaterSci, 1994, 29:1652.

[4]　LodgaardL , RyumN .Precipitationofchromiumcon tainingdispersoidsinAlMgSialloys[J].MaterSciTechnol, 2000, 16 (7) :599.

[5]　LodgaardL , RyumN .Precipitationofdispersoidscon tainingMnand/orCrinAlMgSialloys[J].MaterSciEng, 2000, A238:144.

[6]　LatkowskiA .CorrelationbetweennaturalandartificialageingintheAlMgSiandAlMgSiMnalloys[J].Alumini um, 1985, 61 (3) :209.

[7]　ZajacS , HutchinsonB , JohanssonA , etal.Microstruc turecontrolandextrudabilityofAlMgSialloysmicroal loyedwithmanganese[J].MaterSciTechnol, 1994, 10 (6) :323.

[8]　MulazimogluMH , ZaluskaA , GruzleskiJE , etal.ElectronmicroscopestudyofAlFeSiintermetallicsin6201aluminumalloy[J].MetallMaterTran, 1996, 27A :929.

[9]　HidetoshiU , Sei ichiH , HideoY .EffectofmanganeseonnvalueofAlMgSialloys[J].SumitomoLightMetTechRep, 1997, 38 (1) :1.

[10]　TanihataH , SugawaraT , MatsudaK , etal.EffectofcastingandhomogenizingtreatmentconditionsontheformationofAlFeSiintermetalliccompoundsin606AlMgSialloys[J].JMaterSci, 1999, 34:1205.

[11]　王志伟, 汪明朴, 王正安, 等.在线挤压淬火对地铁列车用6005A合金力学性能及微观组织的影响[J].中国有色金属学报, 2001, 11 (4) :603.WANGZhi wei, WANGMing pu, WANGZheng an, etal.Effectsofon lineextrusionquenchingtechniqueonmechanicalpropertiesandmicroscopicstructureof6005Aalloysemployedinundergroundrailwaytrains[J].TheChineseJournalofNonferrousMetals, 2001, 11 (4) :603.

[12]　EdwardsL , BusbyAK , MartinJW .EffectofaginganddispersoidcontentsonfatiguecrackgrowthinAlMgSialloys[J].MaterSciTechnol, 1986, 2:823.