陳 冠 ，唐建國 ，張新明 ，曾麗君，夏 懿

(1.中南大學 材料科學與工程學院，長沙 410083；2.中南大學 有色金屬材料科學與工程教育部重點實驗室，長沙 410083)

3×××鋁合金是以Mn為主要合金元素且熱處理不可強化的鋁合金。錳在鋁基體中的溶解度會隨著溫度的變化而有較大的改變，加之連續(xù)鑄軋法冷卻速度快(100～1 000 K/s)，易形成過飽和固溶體，并會導致鑄軋板的再結(jié)晶溫度明顯提高。由于Mn元素擴散系數(shù)小及其晶界吸附現(xiàn)象，Al-Mn系合金在鑄造過程中產(chǎn)生嚴重偏析。經(jīng)冷軋變形處理，合金在隨后的中間退火過程中易出現(xiàn)晶粒粗大不均的現(xiàn)象，嚴重影響板帶材的表面質(zhì)量并使材料的力學性能降低[1-3]。

針對AA3003鑄軋鋁合金板材在冷軋中間退火過程中出現(xiàn)的晶粒粗大問題，有研究表明[4]，在冷軋之前先將鑄軋板進行高溫均勻化處理，形成尺寸較大的Al6Mn粒子，冷軋后在退火過程中通過這些粒子誘發(fā)形核達到細化晶粒的目的。過飽和固溶體在形變后的退火過程中，析出的彌散相對合金的再結(jié)晶、織構(gòu)、晶粒大小及其力學性能都有強烈的影響，并且析出與再結(jié)晶會發(fā)生相互作用，對此已進行了大量的研究[5-12]。鑒于工業(yè)生產(chǎn)需縮短生產(chǎn)流程和降低能耗的要求，本實驗不進行均勻化處理而是直接通過中間退火過程精確調(diào)控AA3003過飽和固溶體中彌散相的析出。本文作者研究了4種不同冷軋變形量的AA3003鑄軋鋁合金在不同等溫退火工藝制度下的析出行為及其對微觀組織的影響規(guī)律，以期達到調(diào)控再結(jié)晶晶粒尺寸的目的。

1 實驗

本實驗采用的合金為AA3003鑄軋板，合金的化學成分如表1所列。將鑄軋板分別冷軋至40%、71%及 85%等變形量，并將冷軋后的板材線切割為1.8 mm×2.0 mm的小方塊，然后采用鹽浴爐進行等溫退火，并分別在350～500 ℃(間隔 50 ℃)依次保溫1～100 min。

采用 7501型號的渦流電導儀對試樣進行電導率測試，為保證樣品表面與電導儀的良好接觸，將樣品表面用砂紙磨到 1500#，機械拋光后再進行多次測試并取其平均值。試樣經(jīng)電解拋光、陽極覆膜后在XJP-6A型金相顯微鏡上采用偏光片進行顯微組織觀察。制樣后采用JEM-2100F透射電鏡對等溫退火后試樣的微觀組織進行進一步觀察。采用 Model HV-10B型硬度計測試硬度，載荷為 3 kg，加載持續(xù)時間為15 s，每個試樣測試8次并取其平均值。

表1 AA3003鋁合金的化學成分Table1 Chemical composition of AA3003 aluminium alloy(mass fraction, %)

2 結(jié)果與分析

2.1 等溫退火過程中電導率的變化

NAGAHAMA和MIKI[13]的研究結(jié)果表明，在等溫退火過程中，AA3003鋁合金電導率的升高主要與合金中第二相粒子的析出和點陣缺陷的消失相關(guān)。本實驗中冷軋變形(0→85%)所引起的該合金電導率變化小于0.5 MS/m，點陣缺陷消失所引起的電導率變化可以忽略，因此，等溫退火過程中電導率的升高主要歸因于第二相粒子的析出。圖1(a)和(b)顯示，在低溫段(350、400 ℃)等溫退火時，電導率曲線的位置隨著變形量的增大而升高，即增大冷軋變形量可以促進粒子的析出。增大冷軋變形量促進粒子的析出主要歸于以下幾個原因：1) 位錯處的畸變結(jié)構(gòu)，溶質(zhì)原子的偏聚及高儲能為析出形核提供了結(jié)構(gòu)、成分及能量起伏，可明顯地降低形核功并促進形核。CHEN等[14]研究證實，在3003鋁合金的冷軋變形中溶質(zhì)原子Mn在位錯網(wǎng)處的偏聚能夠促進形核。CAHN[15]從理論上研究發(fā)現(xiàn)，位錯處形核比一般條件下的均勻形核快1078倍。2) 位錯密度的提高能夠增加位錯形核點密度。3) 析出過程是原子的擴散過程，原子沿位錯等缺陷的擴散激活能約為體擴散的一半，因此位錯密度的增加能夠提高原子的擴散速率，進而加快析出過程。退火溫度升高，回復過程加快，位錯等缺陷會有部分消失，變形量對析出的促進作用會隨著退火溫度的升高有所減弱。如圖1(b)～(d)所示，4條電導率曲線隨著退火溫度的升高，出現(xiàn)曲線束集現(xiàn)象，即隨著退火溫度的升高，變形量對析出的影響越來越小。

高溫段(450、500 ℃)等溫退火時，電導率曲線隨變形量的增大呈現(xiàn)出較復雜的關(guān)系，如圖1(c)和(d)所示。在450 ℃等溫退火時(圖1(c))，隨變形量的增大，電導率曲線的位置先升高后降低再升高；在500 ℃等溫退火時(圖1(d))，電導率曲線也表現(xiàn)出類似的規(guī)律，但 40%冷軋變形較未變形合金的電導率曲線變化不大，可能是較高的退火溫度削弱了變形對析出的促進作用。根據(jù)HUMPHERYS和HATHERLY[16]關(guān)于合金析出與再結(jié)晶交互作用的研究，隨著變形量的增大，當再結(jié)晶發(fā)生在析出開始之前時，析出粒子相當于在部分或全部消除位錯等缺陷的再結(jié)晶組織上進行，析出形核的位置大量減少，因此，析出過程受到不同程度的推遲且電導率降低，電導率曲線的位置下降。但在本實驗中繼續(xù)增大冷軋變形量，電導率曲線的位置反而又升高。

圖2所示為不同變形量下電導率曲面的等高線分布圖，也就是反映第二相粒子析出的等值線分布圖，類似于 C曲線(Time—temperature—precipitation)。從圖2(a)～(d)可以看出，在等溫退火過程中，隨著保溫時間的延長，電導率逐漸增大。在電導率的等高線分布圖中，析出最快處形成的峰稱為析出峰(如圖2(c)箭頭所示)，析出峰所對應的溫度稱為峰值溫度；圖2(a)～(d)顯示，隨著變形量的增大，峰值溫度明顯的由500 ℃→450 ℃→400 ℃左右，即隨著冷軋變形量的增大，在隨后的等溫退火過程中，析出峰的位置明顯的由高溫向低溫移動。

圖1 AA3003鋁合金電導率隨冷軋變形量的變化Fig.1 Variations of electrical conductivity of AA3003 aluminium alloy with cold rolling reductions: (a) 350 ℃; (b) 400 ℃; (c) 450℃; (d) 500 ℃

圖2 AA3003鋁合金電導率曲面的等高線分布Fig.2 Contour maps of electrical conductivity space surface of AA3003 aluminium alloys at different cold rolling reductions: (a) 0;(b) 40%; (c) 71%; (d) 85%

圖3所示為Al-xMn-0.43Fe-0.14Si四元合金系平衡相圖的垂直截面。由此相圖可知，當w(Mn)=1.05%時，該合金在350～490 ℃等溫退火時析出Al12Mn，而在490～640 ℃等溫退火時析出Al6Mn相。CHEN等[14]研究表明，在高溫段(t＞500 ℃)退火時，該合金的過飽和固溶體直接析出Al6Mn平衡相；而在低溫段退火時，首先析出G1(Al12Mn)亞穩(wěn)相，然后隨著退火時間的延長，G1亞穩(wěn)相逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)锳l6Mn平衡相。該合金經(jīng)過85%冷軋變形后，在不同溫度下等溫退火時，析出曲線(電導率等高線分布曲線)的峰值溫度為 400℃，而在450 ℃等溫退火時析出曲線出現(xiàn)拐點(如圖2(d)所示)，表明在更高的溫度(t＞500 ℃)退火時還存在另一峰值溫度，即存在兩個析出反應，這也與相關(guān)文獻[17]的報道吻合。

圖3 Al-xMn-0.43Fe-0.14Si合金系平衡相圖垂直截面Fig.3 Normal section of calculated equilibrium phase diagram of Al-xMn-0.43Fe-0.14Si alloys

根據(jù)圖2和3的分析可知，AA3003鋁合金在退火溫度范圍內(nèi)存在兩個析出反應，即兩個析出峰，如圖4中實線(峰A和峰a)所示。由圖4可知，隨著變形量的增大，析出峰有向低溫移動的明顯趨勢(圖4中箭頭所指)，如示意圖4中兩析出峰分別由A→B→C及a→b→c。低溫段(350、400 ℃)等溫退火時，實驗溫度(350、400 ℃)始終位于峰值溫度的左邊，隨著析出峰的左移，電導率逐漸上升，因此析出不斷增多；而在高溫段(450、500 ℃)等溫退火時，由于析出曲線的左移，實驗溫度(450、500 ℃)經(jīng)過第一個析出峰后最終處于谷d和峰c之間，即隨著變形量的增大，在析出峰左移的過程中，電導率出現(xiàn)先增大(過峰C)后降低(過谷d)而后又升高的上下波動現(xiàn)象。

2.2 析出與再結(jié)晶的交互作用

圖4 等溫退火過程中析出峰隨變形量變化的移動示意圖Fig.4 Sketch of shift of precipitation peaks with reductions during isothermal annealing

圖5 不同冷軋量時AA3003鋁合金顯微硬度隨退火時間的變化Fig.5 Microhardness as function of annealing time in AA3003 aluminium alloys at cold rolling reductions of 71% (a)and 85% (b)

圖5所示為不同冷軋量時AA3003鋁合金顯微硬度隨退火時間的變化。由圖5可看出，AA4004合金在完全再結(jié)晶退火的條件下，維氏硬度為42左右，析出強化對維氏硬度幾乎沒有作用，因此，可認為硬度曲線的變化只反映再結(jié)晶過程。AA3003鋁合金鑄軋板由于存在嚴重的Mn偏析，致使合金再結(jié)晶溫度偏高，再結(jié)晶退火困難。除Mn偏析外，析出對再結(jié)晶的阻礙也比較嚴重。例如，71%冷軋變形合金在低溫段等溫退火100 min后，硬度值仍然較高，即合金未發(fā)生再結(jié)晶(如圖5(a)中350、400 ℃的硬度曲線)，繼續(xù)延長退火時間至1000 min，該樣品仍未發(fā)生完全再結(jié)晶。

AA3003鑄軋板由于冷卻速度快，溶解的Mn元素多，易形成過飽和固溶體。經(jīng)冷軋變形后，在中間退火過程中該合金會發(fā)生析出和再結(jié)晶現(xiàn)象。由于析出與再結(jié)晶都是熱激活過程，而且都有一定的孕育期，因此在不同的條件下析出與再結(jié)晶的開始時間會有所不同。

圖6 AA3003鋁合金板材經(jīng)不同溫度退火后的微觀組織Fig.6 Microstructures of AA3003 aluminum alloy sheets after annealed at different temperatures: (a) 85%, 400 ℃, 25 min; (b) 85%, 500 ℃, 1 min

通過圖5(a)和(b)的分析發(fā)現(xiàn)，圖中4條硬度曲線以虛線t0(400 ℃＜t0＜450 ℃)為界被明顯地分隔開來。取圖5(b)中虛線t0兩側(cè)的400 ℃，25 min和500 ℃，1 min兩個狀態(tài)為例，前者硬度值仍然較高，微觀組織呈纖維狀并未發(fā)生再結(jié)晶(如圖6(a)所示)。另外，圖1(b)中經(jīng) 85%冷軋合金的電導率曲線顯示，等溫退火25 min后電導率已明顯升高，即析出過程先于再結(jié)晶。而后者硬度值達到平衡，冷軋變形組織已發(fā)生完全再結(jié)晶(如圖6(b)所示)，圖1(d)表明，85%冷軋合金的電導率曲線顯示退火1 min時電導率變化并不明顯，可認為再結(jié)晶過程先于析出過程。

圖7所示為該合金在圖6兩不同退火狀態(tài)下的TEM像。圖7(a)顯示，400 ℃退火25 min后，合金中形成了大量的亞晶結(jié)構(gòu)。由于析出先于再結(jié)晶開始，未再結(jié)晶的畸變組織為析出提供了較多的形核點，析出優(yōu)先在位錯處形核(圖7(a)A處)，且析出粒子對亞晶界的釘扎嚴重抑制了隨后再結(jié)晶的發(fā)生(如圖7(a)中B、C、D等處)。而經(jīng)500 ℃退火1 min后，合金中無亞晶結(jié)構(gòu)，只存在少數(shù)較平滑的晶界(如圖7(b)箭頭所示)，與金相顯微組織(圖6(b))一致。由于再結(jié)晶先于析出，析出只能在部分或全部消除位錯等缺陷的再結(jié)晶組織上進行(如圖7(b)中A、B等處)，析出形核的位置減少，形核的難度加大，因此，再結(jié)晶推遲析出過程。

圖7 AA3003鋁合金經(jīng)不同溫度退火后的TEM像Fig.7 TEM images of AA3003 aluminum alloy sheets after annealed at different temperatures: (a) 85%, 400 ℃, 25 min; (b)85%, 500 ℃, 1 min

通過圖6和7的分析可知，圖5中硬度曲線以虛線t0作為分界線將退火溫度分為高溫段和低溫段。高溫段(t＞t0)等溫退火時，再結(jié)晶的孕育期較析出過程的短，再結(jié)晶先于析出過程開始，位錯等缺陷的消失，致使隨后析出的形核點大量減少，最終抑制析出過程；低溫段(t＜t0)等溫退火時，析出過程的孕育期較再結(jié)晶的短，析出先于再結(jié)晶開始，析出粒子在位錯等缺陷處大量形核，并阻礙合金回復時位錯的移動、亞晶界及再結(jié)晶晶界的遷移，析出過程嚴重阻礙再結(jié)晶。

3 結(jié)論

1) AA3003鑄軋板在不同溫度下等溫退火時，隨著變形量的增大，析出峰出現(xiàn)由高溫向低溫的明顯移動，峰值溫度降幅超過100 ℃。

2) AA3003鑄軋板在退火溫度范圍內(nèi)存在兩個析出反應(即析出峰)，該析出峰的存在及其隨冷軋變形量的移動和基體再結(jié)晶的發(fā)生，是導致高溫段等溫退火時電導率曲線的位置隨冷軋變形量的增大而出現(xiàn)上下波動的原委。

3) 經(jīng)過較大冷軋變形量后(如本實驗71%、85%)，AA3003鑄軋板在等溫退火時以t0(400 ℃＜t0＜450 ℃)為界，劃分為兩區(qū)：t＞t0時，再結(jié)晶先于析出發(fā)生并推遲析出；t＜t0時，析出先于再結(jié)晶發(fā)生并嚴重抑制再結(jié)晶，析出粒子多在冷軋變形后的位錯等缺陷處形核。

[1]SUN N.Microstructural evolution in twin roll cast AA3105 during homogenization[J].Materials Science and Engineering A,2006, 416(1/2): 232-239.

[2]BIROL Y.Response to annealing treatment of a twin roll cast thin AlFeMnSi strip[J].Journal of Materials Processing Technology, 2009, 209(1): 506-510.

[3]BIROL Y.Response to annealing treatments of twin-roll cast thin Al-Fe-Si strips[J].Journal of Alloys and Compounds, 2008,458(1/2): 265-270.

[4]劉建文, 涂益友, 張敏達, 張建軍, 蔣建清.均勻化處理對AA3003鋁合金鑄軋板再結(jié)晶組織的影響[J].材料熱處理學報, 2010, 31(3): 107-111.LIU Jian-wen, TU Yi-you, ZHANG Min-da, ZHANG Jian-jun ,JIANG Jian-qing.Influence of homogenization on recrystallization microstructure of twin roll cast AA3003 aluminium alloy strips[J].Transactions of Materials and Heat Treatment, 2010, 31(3): 107-111.

[5]HUMPHREYS F J.Nucleation of recrystallization at second phase particles in deformed aluminium[J].Acta Metallurgica,1977, 25(11): 1323-1344.

[6]LI Z, DING S X, MORRIS J G.Influence of precipitate structure on recrystallization and formability behavior of continuous strip cast AA3003 aluminum alloy[C]//Light Metals.Warrendale,Pennsylvania: TMS, 1995: 1149-1154.

[7]LIU W C, RADHAKRISHNAN B.Recrystallization behavior of a supersaturated Al-Mn alloy[J].Materials Letters, 2010, 64(16):1829-1832.

[8]HUANG H W, OU B L.Evolution of precipitation during different homogenization treatments in a 3003 aluminum alloy[J].Materials and Design, 2009, 30(7): 2685-2692.

[9]LI Y J, ARNBERG L.Quantitative study on the precipitation behavior of dispersoids in DC-cast AA3003 alloy during heating and homogenization[J].Acta Materialia, 2003, 51(12):3415-3428.

[10]張新明, 吳文祥, 騫 雄, 周卓平.退火過程中AA3003鋁合金的析出行為[J].中國有色金屬學報, 2005, 15(5): 675-679.ZHANG Xin-ming, WU Wen-xiang, JIAN Xiong, ZHOU Zhuo-ping.Precipitation behavior of AA3003 aluminium alloy during annealing[J].The Chinese Journal of Nonferrous Metals,2005, 15(5): 675-679.

[11]VATNE H E, ENGLER O, NES E.Influence of particles on recrystallization textures and microstructures of aluminium alloy 3103[J].Materials Science and Technology, 1997, 13(2):93-102.

[12]KWAG Y, MORRIS J G.Effect of structure on mechanical behavior and stretch formability of constitution ally dynamic 3000 series aluminum alloys[J].Materials Science and Engineering A, 1986, 77(1/2): 59-74.

[13]NAGAHAMA K, MIKI I.Precipitation during recrystallization in Al-Mn and Al-Cr alloys[J].Trans Jap Inst Met, 1974, 15(3):185-192.

[14]CHEN S P, KUIJPERS N C W, VAN DER ZWAAG S.Effect of microsegregation and dislocations on the nucleation kinetics of precipitation in aluminium alloy AA3003[J].Materials Science and Engineering A, 2003, 341(1/2): 296-306.

[15]CAHN J W.Nucleation on dislocations[J].Acta Metall, 1957,5(3): 169-172.

[16]HUMPHREYS F J, HATHERLY M.Recrystallization and related annealing phenomena[M].Oxford: Elsevier Science Ltd,1995: 235-237.

[17]MONDOLFO L F.Aluminium alloys: Structure and properties[M].London: Butterworths, 1976.