5356铝合金半连续铸锭显微组织及力学性能

5356铝合金半连续铸锭显微组织及力学性能
马良超;樊建勋;刘红伟;甄立玲;杨昭;史晓城
【摘要】采用半连续铸造工艺成功制得质量合格的5356铝合金铸锭,并通过金相显微镜、扫描电镜、透射电镜、力学性能测试等手段,对均匀化退火前后铸锭的显微组织及力学性能进行了分析.结果表明,5356铝合金铸态组织主要由α-Al+β-Al3 Mg2+其他杂质相组成;Al3Mg2相除沿晶界呈网状分布外,还会以颗粒状在晶内析出;大块相呈不规则多边形,数量较少,主要化学成分为Al、Mg、Ti、Cr;小块相呈鱼骨状,数量相对较多,主要成分为Al、Mg、Fe、Mn;5356铝合金铸锭经均匀化退火后抗拉强度达到315.9 N/mm2,断后伸长率达到30.7％,比均匀化前分别提高了10.4％和27.4％.
【期刊名称】《轻合金加工技术》
【年(卷),期】2014(042)010
【总页数】6页(P20-25)
【关键词】5356铝合金;半连续铸造;显微组织;力学性能
【作者】马良超;樊建勋;刘红伟;甄立玲;杨昭;史晓城
【作者单位】中国兵器科学研究院宁波分院,浙江宁波315103;中国兵器科学研究院宁波分院,浙江宁波315103;中国兵器科学研究院宁波分院,浙江宁波315103;中国兵器科学研究院宁波分院,浙江宁波315103;中南大学材料科学与工程学院,湖南长沙410083;中南大学材料科学与工程学院,湖南长沙410083
【正文语种】中文
【中图分类】TG146.21;TG113
ER5356铝合金焊丝是重要的焊接材料，在航空航天、造船、液体运输车辆上用途广泛［1-7］。

铝合金焊丝的质量是决定焊缝质量的关键因素之一，对铝合金焊接结构的广泛应用具有重要的影响。

铝合金焊丝的质量很大程度上取决于铝合金熔体的质量，但目前我国在5356铝合金的熔炼净化方面还存在一些问题，主要是氧化夹杂含量高，晶粒粗大，存在明显的成分偏析，组织不均匀，导致合金的力学性能低，后续加工困难。

本试验采用合理的半连续铸造工艺成功制得质量合格的焊丝用5356铝合金锭坯，并对铸锭均匀化退火前后的显微组织和力学性能进行了对比分析，对于进一步提高5356铝合金焊材的品质具有参考意义。

1 试验
1.1 配料
熔炼用原料:A00纯铝;2#工业镁;Mn、Cr、Ti分别以Al-10Mn、Al-5Cr、Al-10Ti 中间合金加入。

由于Mg易烧损，而Mn、Cr、Ti在成分范围内对合金性能有益，Mg、Mn、Cr、Ti的配料量按5356 铝合金焊材标准成分范围上限进行配制，其
化学成分设计如表1所示。

表1 5356焊材化学成分(质量分数/%)Tab.1 Chemical compositions of welding materials of 5356 aluminum alloy(wt/%)成分 Mg Mn Cr Ti Cu Zn Fe Si 其他单个合计Al标准 4.5～5.5 0.05～0.20 0.05～0.20 0.06～0.20 0.10 0.10
0.40 0.25 0.05 0.15 余量设计 5.5 0.20 0.20 0.20余量
1.2 熔炼、铸造
合金熔炼在50 kg电热反射炉中进行，纯铝锭熔化后，加入中间合金，待合金完
全熔化后，在熔体温度750℃时加入纯镁锭，搅拌均匀，加入熔体覆盖剂(50%氯
化钾+50%氯化镁)以减少烧损和再次吸气，对熔体进行5 min二次氩气精炼(高纯
氩气中混入粉末状的六氯乙烷，以提高精炼效果)后静置、扒渣，达到预定温度与
保温时间后，在半连续铸造机上进行铸造，铸造工艺参数见表2。

表2 5356铝合金半连续铸造工艺参数Tab.2 Parameters of semi-continuous casting 5356 aluminum alloy铸造温度/℃ 铸造速度/(mm·min-1) 冷却水压
/MPa 700～730 80～100 0.20
试验得到的铸锭表面光滑，无拉裂和偏析瘤现象，其外观如图1所示。

采用ICP-AES法，在LEEMAN SPEC-E型电感耦合等离子体发射光谱仪上测得试验合金的
实际成分，所测成分均在5356铝合金焊材标准成分范围内，其化学成分如表3所示。

表3 5356铝合金铸锭实测化学成分(质量分数/%)Tab.3 Measured compositions of 5356 aluminum alloy ingots(wt/%)Mg Mn Cr Ti Cu Zn Fe
Si Al 5.05 0.18 0.18 0.19 0.003 0.01 0.18 0.039余量
1.3 均匀化退火工艺
均匀化退火工艺:450℃保温28 h。

1.4 组织与性能测试
图1 5356铝合金半连续铸造的铸锭Fig.1 An ingot of 5356 aluminum alloy by semi-continuous casting
采用OLYMPOUS-PMG3型金相显微镜对铸态及退火态显微组织进行观察和分析，采用Nano Measurer工具对试样的金相照片进行晶粒度统计;采用QUANTA FEG 250扫描电镜对合金铸态进行组织形貌观察，并进行EDS分析以确定第二相的形
貌及所包含的元素;采用JEM-3010型透射电镜观察合金均匀化退火前后的微观组
织形貌、第二相尺寸及分布情况，并进行能谱分析;分别对均匀化退火前后的铸锭
取拉伸样，在CSS-44100万能电子测试机上进行力学性能测试，并对退火态拉断试样的位错进行透射电镜观察。

2 试验结果及分析
2.1 金相组织观察
对金相试样进行低倍观察，发现铸锭组织均匀，不存在明显的偏析、缩孔、气孔、裂纹、夹杂物等宏观缺陷。

图2为5356铝合金铸态金相组织，由该图可看出:试
样组织没有出现粗大的枝晶，基本为等轴晶。

表面激冷层较薄，约为200 μm～300 μm，柱状晶区不发达。

心部晶粒比边部晶粒细小。

该现象产生的原因是在铸造过程中铸锭和结晶器直接接触，当合金熔体刚开始凝固时，在熔体和结晶器壁之间形成一凝固薄层，由于凝固期间的线收缩，凝固薄层与结晶器壁之间形成气隙，从而使导热系数迅速降低。

与此同时，凝固薄层以内合金的结晶潜热开始释放，在受到水的二次冷却之前使凝固薄层局部加热，晶粒长大变粗，而当铸机底座继续下降，铸锭离开结晶器，受到水的直接冷却作用，铸锭未凝固的心部冷速变快，晶粒细小。

图2 铸态金相组织Fig.2 Microstructure of the as-cast 5356 aluminum alloy ingot
若铸造速度过慢或冷却水压过小，凝固薄层以内的合金所释放的结晶潜热足以使凝固薄层重新熔化，产生二次重熔缺陷，重熔的枝晶间低熔点合金在熔体静压力和枝晶间隙作用下，就会渗透到铸锭表面形成偏析瘤。

若铸造速度过快，凝固薄层厚度减小，不足以抵抗铸锭与结晶器壁摩擦产生的拉应力，会产生拉裂现象。

冷却水压过大，合金的凝固收缩率大，容易产生拉裂或漏铝。

结合图1观察发现，铸锭表
面光滑，并未产生偏析瘤和拉裂缺陷，说明本试验所采用的铸造工艺参数合理可行。

5356铝合金在快速冷却过程中会生成非平衡共晶组织α-Al+β-Al3Mg2［8-9］。

图3为合金铸锭均匀化退火前后的金相组织对比。

在均匀化退火前，Mg元素除固溶于基体外，还会在晶界发生偏析，晶界上附有网络状的Al3Mg2相，见图3a。

均匀化退火后，晶界上的Al3Mg2相明显回溶且晶界细化，如图3b所示，说明本
试验采用的均匀化退火工艺效果明显。

用Nano Measurer工具根据GBT 6394-2002《金属平均晶粒度测定法》对均匀化退火前后金相照片进行晶粒度统计，铸
态组织平均晶粒直径约为120 μm，均匀化退火后组织平均粒径约为100 μm，平均晶粒直径稍有下降。

图3 铸锭均匀化退火前后金相组织对比Fig.3 Comparison of microstructure before and after homogenization
2.2 扫描电镜观察
图4为扫描电镜下观察得到的5356铝合金铸态组织形貌。

由图4可知:合金铸态
组织中明显存在大块相和小块相，大块相的分布较少，小块相分布相对较多。

由图5a可以看出大块第二相呈不规则多边形，尺寸为一个或几个晶粒尺寸，经图5c能谱分析结果表明，该相的主要化学成分为Al、Mg、Ti、Cr。

由图5b看出小块相
呈鱼骨状，尺寸为10 μm～20 μm，经图5d能谱分析结果表明，该相主要化学
成分为 Al、Mg、Fe、Mn。

大块相富含Ti、Cr，即Ti、Cr元素发生了成分偏析，这是由于成分设计过程中Ti、Cr含量过高造成的。

该大块相呈不规则多边形，尺寸较粗大，经均匀化退火很难
消除，会严重恶化合金材料后续的加工性能。

因此，在成分设计时，Ti、Cr元素
含量应该进行适当控制。

小块相为含Fe相，经均匀化退火后，尺寸变小，数量也有所减少。

文献［10］中提到，经均匀化热处理后，小块相中的Fe可以回溶到基体，而Mn的回溶并不明显。

因此，该小块相对合金的加工性能影响不大。

图4 5356铝合金铸态SEM组织形貌Fig.4 SEM morphology of the as-cast 5356 aluminum alloy ingot
2.3 透射电镜观察
透射电镜分析结果表明:均匀化退火前，晶内存在颗粒状的第二相，尺寸大约为4
μm～5 μm，如图6a所示。

由图6c能谱分析结果知该相主要成分为Al、Mg，
认为该相为 Al3Mg2相，也就是说，铸态组织中的Al3Mg2相除沿晶界呈网状分布外，还有一部分以颗粒状存在于晶内，该部分颗粒状的Al3Mg2相是固溶于α-Al基体中呈过饱和状态的Mg在冷却过程中析出产生的;由图6b知，均匀化退火
后颗粒状的Al3Mg2相溶解消失，均匀地固溶到基体中，未完全回溶的颗粒尺寸
减小，形成弥散分布的微小第二相，说明均匀化退火过程中晶内过饱和的
Al3Mg2相分解，Mg更加均匀地固溶到基体中，消除了合金的内应力，改善了合金的变形能力［11］。

图5 铸态第二相形貌及能谱分析Fig.5 The second phase morphology and EDS analysis
图6 均匀化退火前后晶内第二相粒子的TEM形貌Fig.6 TEM morphology of the second phase particles before and after homogenization
2.4 力学性能分析
表4为铸态和退火态试样拉伸试验结果。

从表中可知:5356铝合金铸锭的抗拉强度为286.2 N/mm2，断后伸长率为24.1%。

经均匀化退火后，强度和塑性均有提高，抗拉强度达到315.9 N/mm2，提高了10.4%，断后伸长率达到30.7%，提高了24.7%。

图7为均匀化退火后拉伸试样断裂后塑性变形区域的TEM像，在图7a中没有看
到质点对位错的钉扎机制(主要是切过、绕过)，位错缠结和质点分布是分散的，没有关联性，说明第二相粒子没有对位错起到钉扎作用。

因此，5356铝合金不是以第二相强化为主;拉伸后位错缠结明显，形成位错包，分布在晶内，是主要的强化
机制，见图7b。

表4 5356铝合金拉伸试验结果Tab.4 Tensile test results of 5356 aluminum alloy样品状态Rm/(N·mm-2) A/%铸态 286.2 24.1均匀化退火态315.9 30.7
图7 均匀化退火态拉伸试样断裂后塑性变形区域TEM像Fig.7 TEM morphology
of plastic deformation of annealed tensile specimens after fracture
在5356铝合金中，Mg主要以固溶于α-Al基体和析出相β-Al3Mg2两种形式存在，铸态组织中相当数量的Mg主要以析出相β存在，均匀化退火后析出相β溶
入基体，基体固溶度增加。

通过比较均匀化退火前后5356铝合金的力学性能可知，退火后合金抗拉强度提高，因此可以认为固溶强化机制提高了合金的力学性能，析出强化效果不明显。

虽然在组织观察中没有发现Ti、Cr元素的形成相，但它们具
有细化晶粒的作用［12-14］，再结合对位错的观察，未发现位错被第二相颗粒钉扎，位错主要是以位错包形式存在。

因此，可进一步认为5356铝合金中主要强化机制为固溶强化和细晶强化。

另外，合金经均匀化退火除了起到消除偏析、均匀组织的作用外，还细化了晶粒，使可回溶相回溶，内应力得到很大程度的消除。

在受到外力作用时，细小晶粒变形更加均匀，因应力集中引起开裂的机会也减少，在断裂之前可以承受较大的变形量，断后伸长率增加。

因此，5356铝合金经均匀化退火后塑性也明显提高。

3 结论
1)在5356铝合金铸态组织中，Mg主要以固溶于α-Al基体和析出相β-Al3Mg2
两种形式存在，Al3Mg2相除沿晶界呈网状分布外，还会以颗粒状在晶内析出;经
均匀化退火后，Al3Mg2相发生明显回溶，晶界得到细化，晶内的Al3Mg2相转
变为弥散分布的微小粒子。

2)在成分设计时，Ti、Cr含量过高会导致少量大块相产生，该相呈不规则多边形，尺寸较大，会严重恶化合金后续的加工性能;小块相呈鱼骨状，分布相对较多，主
要化学成分为 Al、Mg、Fe、Mn，该相经均匀化退火后，可部分回溶。

3)本研究所得的5356铝合金铸锭抗拉强度可达286.2 N/mm2，断后伸长率为24.1%。

经均匀化退火后，抗拉强度达到315.9 N/mm2，断后伸长率达到30.7%，分别提高了10.4%和27.4%。

4)均匀化退火可以有效地均化组织，细化晶粒，消除内应力，改善合金的加工性能。

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