溫慶紅，王 劍

（西南鋁業(yè)（集團）有限責任公司技術中心，重慶 九龍坡 401326）

0 前言

AA3104鋁合金屬Al-Mn-Mg系合金，其主要成分包括Mn，Mg，Fe，Si，Cu等，由于其強度高、耐蝕性好，具有良好的深沖和變薄拉深性能,是制作飲料罐體的理想材料。

合金主要含有兩種粗大的金屬間化合物，分別為鑄造狀態(tài)下形成的β相-Al6(Fe,Mn)及在均勻化處理過程中通過β相轉化而來的α- Al12(Fe,Mn)3Si相[1、2]。α相在深沖時對罐體和模具起潤滑作用，減少罐體和模具間的摩擦，從而有效提高罐體表面光潔度；β相是Fe與MnAl6形成的硬而脆的粗大化合物，呈大片分布在組織中，降低了合金的強度與塑形[3]。深沖過程AA3104罐料板所含的粗大化合物一方面能夠防止減薄深沖面與工具表面的熱黏著，其存在是必要的；但另一方面，粗大的β相-Al6(Fe,Mn)在減薄深沖過程中容易成為破裂的起點，形成針孔等缺陷，因此，必須要控制第二相粒子的組成，盡可能將β相轉化為α相。另外，由于第二相粒子容易在化合物周圍造成局部應力集中，在罐料厚度的不斷減薄過程中導致斷罐和漏罐[4]，破壞產品性能，因此控制第二相形狀和分布也是非常重要的，應使長針狀、骨骼狀、片狀的第二相粒子棱角鈍化、球化、圓整化，并彌散分布。而目前對于第二相組成及形態(tài)（大小、分布）的控制主要通過熔鑄后的均勻化處理過程進行。

作為多晶體材料，經大變形軋制及再結晶處理，AA3104罐料板成品組織中會存在不同的織構，而織構是AA3104罐料板制耳率控制的關鍵因素，也是AA3104罐料板組織控制的重要參數之一。其包含兩類織構，首先是軋制過程中形成的Brass、S、Coper形變織構，及退火再結晶過程形成的立方織構（Cube）、再結晶R織構等[5]。立方織構會造成0°和90°制耳；而形變織構，再結晶R織構會造成45°制耳。這兩類制耳會有相互補償作用，通過兩類織構在軋板內的合理配比，可以大幅降低制耳率[6]。受鋁合金冷變形織構變化規(guī)律限制，立方織構在冷加工態(tài)鋁板中不易獲取，并且在熱軋中獲得的立方織構會隨冷加工變形向β線織構轉變[7～8]，因此為達到立方織構與軋制織構的合理配比，需要在自退火過程對立方織構含量進行控制。目前對于AA3104罐料板織構的控制主要通過控制軋制工藝參數（溫度、壓下量）及中間退火工藝完成。

目前對于通過均勻化退火控制第二相粒子組成、形態(tài)，通過軋制形變及再結晶控制織構兩方面，眾多科研工作者已經先后開展了系統深入的研究[9～10]，但是對于熱軋形變后α相含量，形態(tài)（大小、尺寸、分布）對材料微觀組織及再結晶行為的研究工作還未見大量公開報道。而實際上，受軋制過程基體擠壓的作用，第二相粒子會發(fā)生破碎，尤其是在熱軋形變之后，破碎的第二相粒子在后續(xù)再結晶退火過程中會起到粒子促進形核的作用[11]，對材料再結晶行為（織構的控制）有重要影響，因此，第二相粒子的組成（α相含量），熱軋后第二相粒子的形態(tài)（大小，尺寸分布）與再結晶行為（再結晶溫度，織構含量）間有著密切的聯系。而揭示此聯系對于深刻理解不同α相含量AA3104鋁合金熱軋組織特點，及其再結晶行為對AA3104鋁合金加工企業(yè)微觀組織的控制及工藝參數的選擇具有重要工程意義。

針對以上問題，為盡可能對比分析不同α相含量AA3104板材熱軋后第二相粒子形態(tài)差異及其對再結晶溫度和立方織構含量的影響，本文通過控制均勻化參數（溫度，時間）獲得α相含量分別為18%與68%的AA3104鋁合金板材，對其進行熱軋變形，對第二相粒子含量、大小、尺寸分布進行定量表征，通過再結晶退火，開展了α相含量對AA3104熱軋組織及退火行為影響的研究。

1 材料與實驗方法

本實驗所用的AA3104合金化學成分如表1所示。對其在550℃下分別進行0.5h以及3.5h均勻化處理。采用能譜分析（EDS）對兩組樣品中α相的含量進行測定，每組樣品至少隨機選取200個化合物進行統計，結果表明該兩組樣品中α相含量分別為18%與68%。隨后對兩組樣品在相同條件下進行熱軋。初軋溫度為480℃，終軋溫度為420℃，形變量為95%。

表1 3104鋁合金成分（質量分數/%)

為研究不同α相含量熱軋板材再結晶行為及織構組成，在管式爐中對兩組樣品進行不同溫度下退火處理。退火溫度分別為240℃、260℃、280℃、300℃、320℃、340℃、360℃、380℃以及400℃，保溫時間為30 min，出爐后空冷。采用恒一精密儀器有限公司的MH-3型顯微硬度儀上進行型維氏顯微硬度計對退火過程顯微硬度進行測量，載荷為500g，加載時間15s。

通過機械研磨、電解拋光后制成可供掃描電鏡分析的試樣。電解液成分為10%高氯酸，90%無水乙醇，拋光電壓20 V，電流0.8 A，拋光時間40s。采用FEI Nova 400型場發(fā)射(FEG)掃描電鏡與TESCAN VEGA鎢燈絲掃描電鏡對第二相尺寸及其分布進行研究。為研究α相含量分別為18%和68%試樣熱軋及再結晶退火后織構特點, 在Rigaku D/MAX2500 PC型衍射儀上按照Schulz反射法測量獲得其織構信息。

2 結果及討論

2.1 形變量為95%不同α相含量第二相粒子形態(tài)

圖1為熱軋前不同熱處理時間后兩種板材微觀組織，從圖1中可看出，熱軋前兩種板材第二相呈網絡狀分布于晶界，為定量統計第二相面積分布百分比，兩組試樣分別統計20個視場，每個視場面積為198 μm×198 μm。經統計粒子面積含量均約為2.3%，其含量無明顯差異。β-Al6(Fe,Mn)相與α- Al12(Fe,Mn)3Si相的第二相粒子區(qū)分主要是通過元素差異進行，由于α相富含Si元素，因此從能譜可以定性區(qū)分兩相。

圖1 不同α相含量樣品經95%熱軋后微觀組織

熱軋過程中，受軋制擠壓引起的破碎作用影響，形變量為95%的板材第二相粒子平均尺寸較多分布于5～10 μm之間，不同α相含量熱軋板材在形變量為95%時第二相粒子含量、平均尺寸及尺寸分布如圖2所示。由圖2可知，與α相含量為18%的試樣相比，α相含量為68%的第二相粒子平均尺寸較小，粒子尺寸接近5μm的粒子數量較多，且大尺寸第二相（接近10μm）數量要少。

圖2 不同α相含量熱軋后第二相平均尺寸及分布統計

2.2 α相含量對再結晶溫度的影響

圖3所示不同α相含量、形變量為96%的試樣在不同退火溫度處理后顯微硬度變化曲線。由圖3可知，隨著退火溫度的升高，試樣硬度值呈現下降趨勢。α相含量為68%的試樣硬度值在340℃以后趨于平穩(wěn)，表明再結晶基本完成，而α相含量為18%的試樣在380℃后才開始完成再結晶。硬度曲線的結果表明α相含量為68%的試樣再結晶溫度較18%的低。α相含量為18%的板材400℃退火后及α相含量為68%的板材340℃退火后的微觀組織及取向差分布圖如圖4所示，從圖4中可以看出，α相含量為18%的板材即使經過400℃退火仍然含有部分形變組織（見圖4a），其小角度晶界含量較高（圖4b），而α相含量為68%的板材340℃退火后已完全觀察不到形變組織(圖4c)，且小角度晶界含量很低（圖4d）。

圖3 不同α相含量的試樣在不同退火溫度處理后顯微硬度曲線

圖4 不同α相含量試樣再結晶處理后晶界及取向差分布圖

2.3 α相含量對再結晶退火前后織構的影響

表2為形變量為96%，α相含量分別為18%和68%的試樣，分別經過380℃，30min、340℃，30min再結晶處理前后織構組分統計，從表2可以看出，α相為18%的試樣組織中立方織構含量占形變織構總含量（Brass,S,Copper織構之和）的約2.6%，而α相為68%的試樣組織中立方織構含量占形變織構總含量的8.2%，經再結晶處理后分別提高到14.9%和28.9%。再結晶處理后α相為68%的試樣立方織構含量較α相為18%的試樣要高，再結晶退火處理后立方織構比例增加效果更加明顯。

表2 不同α相含量試樣再結晶處理前后織構組分

圖5 不同α相含量試樣熱軋后極圖

圖5為α相含量分別為18%和68%試樣完全再結晶退火處理后(111)極圖，從圖中可以看出α相為68%的試樣立方織構含量明顯較α相含量為18%的高，也說明再結晶退火后α相含量為68%的試樣立方織構更加明顯。

2.4 分析與討論

AA3104罐料板用鋁合金中含有較多的第二相粒子，其中包括尺寸大于2μm的β相及由β轉變而來的α相，其微觀組織包括基體和彌散分布于基體的第二相粒子。在熱軋程中，由于第二相粒子與鋁基體的熱膨脹系數不同，嵌入基體的第二相會受拉應力作用而發(fā)生一定程度的破碎，并且β相的轉化過程直接導致α相與Al兩相交互生長的過程，轉換過程會導致產生體積比為75%的α相-Al(Fe,Mn)Si和25%的鋁點[12]。在已完全轉換為α相的第二相粒子中的鋁點會隨著均勻化處理時間的延長而匯合在一起而形成蜂窩狀結構。這種結構在軋制形變過程中受基體擠壓很容易破碎[13]。圖6所示為β相的轉化過程中形成的蜂窩狀結構及其在熱軋后形成的破碎粒子聚集團。因此在α相含量為68%的熱軋組織中尺寸約為5μm的第二相粒子數量要較α相含量為18%的試樣中多，大尺寸第二相粒子數目要少。

圖6 均熱處理后及軋制后第二相形態(tài)

在塑形變形過程中，因為粗大的第二相粒子與基體不存在共格關系，Humphreys等人的研究[13～14]發(fā)現當第二相粒子尺寸較大時，應變的不均勻性會導致粒子周圍晶體的轉動從而形成所謂的粒子變形區(qū)，而在較大的形變量下，粒子周圍的變形區(qū)內晶體轉動最大可達30o～40o。這些粗大第二相粒子周圍與基體形成的強烈晶格畸變區(qū)內取向差較大，亞晶內位錯密度較高，因此可以提供較大的晶界遷移驅動力，從而促進再結晶形核。象這樣的變形結構對后續(xù)再結晶影響非常顯著，因為這是再結晶時粒子誘發(fā)形核（Particle Stimulated Nucation, PSN）的理想位置。在95%的形變量下能引起粒子促進再結晶形核的第二相粒子的臨界尺寸在2μm以上，因此熱軋過程中尺寸在2μm的粒子已經具備該條件。

含有第二相粒子的Al合金再結晶過程受多種因素影響，如粒子尺寸、含量、原始晶粒尺寸等，目前對于含粒子Al合金再結晶織構認識并不統一，有研究者認為由于粒子促進形核（PSN）粒子取向隨機，因此再結晶織構多數較弱且近似隨機分布。然而，Nes在研究粒子Al-1%Mn合金再結晶織構形成時觀察到，一些PSN晶粒為形變取向或立方取向，并且立方取向的PSN晶粒尺寸較大[15]。Johnson等發(fā)現，粒子含量高的Al合金再結晶后立方織構的強度可以高于粒子含量低的合金。在再結晶退火過程中，它們可能成為再結晶形核的有利位置[16]。在這些第二相周圍的強烈晶格畸變區(qū)或取向紊亂區(qū)中，變形亞晶在熱激活作用下發(fā)生位錯的相消和重組，產生靜態(tài)回復，形成多邊形化組織和低位錯密度的退火亞結構。這些由小角度傾斜和扭轉界面分隔的亞晶在熱力學和動力學下均可自然轉動，在轉動過程中，小角度界面取向差減小，大角度界面取向差增大，扭轉和非對稱界面取向差減小，傾斜和對稱界面取向差增大；大面積界面取向差減小而小面積界面取向差增大[17]。通過晶格轉動，亞晶發(fā)生合并，兩個或兩個以上的亞晶合并成一個與其它亞晶有較大取向差的大尺寸亞晶粒，這個同時具有尺寸和取向差優(yōu)勢的亞晶可以通過晶體的進一步轉動和界面的遷移繼續(xù)長大而成為再結晶晶核，這些晶核具有嚴格或近似立方取向，完全再結晶后在退火板材中形成立方織構。本研究中α相含量為68%的試樣其立方織構含量要較α相含量為18%的高，而兩者差異在于α相含量為68%試樣中粒子直徑接近5μm第二相粒子數量較多，粒子促進形核作用更加明顯，因此認為含粒子的AA3104鋁合金再結晶退火織構中在殘余形變織構（Brass織構、Copper織構，S織構）含量基本相當的情況下，立方織構含量不僅與第二相粒子含量有關，還與第二相粒子尺寸分布有關。

3 結論

（1）與α相含量為68%的試樣相比，α相含量為18%的試樣經過熱軋形變后，其熱軋組織中第二粒子尺寸接近5μm的數量較少。

（2）α相含量為68%的合金其再結晶溫度為340℃，而α相含量為18%的合金其再結晶溫度為380℃，再結晶處理后立方織構含量較α相含量為18%的合金高。

（3）AA3104合金熱軋板材微觀組織與再結晶行為與α相含量有密切關系。

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