李智鳳，潘清林，嚴(yán) 杰，彭卓瑋,，李 波，楊新遠(yuǎn)

(1 中南大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，長(zhǎng)沙 410083；2 長(zhǎng)沙眾興新材料科技有限公司，長(zhǎng)沙 410083)

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退火制度對(duì)釬焊用熱軋復(fù)合鋁板組織與性能的影響

李智鳳1，潘清林1，嚴(yán) 杰1，彭卓瑋1,2，李 波1，楊新遠(yuǎn)2

(1 中南大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，長(zhǎng)沙 410083；2 長(zhǎng)沙眾興新材料科技有限公司，長(zhǎng)沙 410083)

采用金相顯微鏡、掃描電鏡、透射電鏡、X射線衍射儀、拉伸試驗(yàn)機(jī)、硬度計(jì)等研究了4343/3003/4343鋁合金軋制復(fù)合板在100～500℃退火15min～10h后的微觀組織和力學(xué)性能。結(jié)果表明：芯層合金300℃退火1h后開(kāi)始再結(jié)晶，370℃以上退火1h后已完全再結(jié)晶且伴隨有彌散相析出，彌散相析出后通過(guò)釘扎晶界阻礙再結(jié)晶晶粒長(zhǎng)大；1h退火時(shí)，隨退火溫度升高，芯層合金晶粒先增大后減小，復(fù)合板的拉伸強(qiáng)度與硬度先降低后升高；370℃退火時(shí)，隨退火時(shí)間延長(zhǎng)，芯層合金再結(jié)晶程度增加，晶粒緩慢長(zhǎng)大，復(fù)合板的拉伸強(qiáng)度與硬度下降；復(fù)合板最佳退火工藝為370℃/1h。

軋制復(fù)合；3003合金；退火；再結(jié)晶；彌散相

釬焊用復(fù)合鋁板是一種以鋁錳合金為支撐芯材，以鋁硅合金為包覆皮材的三層復(fù)合板材，是生產(chǎn)汽車(chē)熱交換器的關(guān)鍵材料，目前主要通過(guò)軋制復(fù)合技術(shù)生產(chǎn)[1,2]。生產(chǎn)中常采用退火工藝穩(wěn)定產(chǎn)品的組織和性能[3]，控制芯層合金晶粒尺寸[4,5]，減少晶界數(shù)目與Si在后續(xù)釬焊過(guò)程中從皮層向芯層擴(kuò)散的通道，降低芯層熔蝕[6,7]，提高復(fù)合板釬焊后的強(qiáng)度和耐腐蝕性能。

Humphreys[8,9]和Liu等[10]研究指出，鋁錳合金退火時(shí)發(fā)生再結(jié)晶并伴隨有第二相的析出，析出相的大小、分布、數(shù)量等對(duì)合金的再結(jié)晶過(guò)程有重要影響。1μm以上的析出相顆粒，作為基底(特別是聚合成群分布時(shí)[11,12])對(duì)再結(jié)晶的形核有部分促進(jìn)效應(yīng)[13-15]，即顆粒促進(jìn)形核效應(yīng)(Particle-Stimulated Nucleation, PSN)；1μm以下的彌散粒子，當(dāng)先于再結(jié)晶析出時(shí)通過(guò)應(yīng)變誘發(fā)晶界遷移機(jī)制促進(jìn)形核，當(dāng)后于再結(jié)晶析出時(shí)則通過(guò)Smith-Zerner釘扎機(jī)制阻礙再結(jié)晶晶粒長(zhǎng)大。Tangen等[16]、Wang等[3]、張新明等[17]進(jìn)一步研究發(fā)現(xiàn)，再結(jié)晶與析出行為的這種交互作用主要受退火工藝參數(shù)影響。某臨界溫度以下退火時(shí)析出優(yōu)先，形變儲(chǔ)能隨析出的發(fā)生降低，導(dǎo)致再結(jié)晶被抑制；該臨界溫度以上退火時(shí)，再結(jié)晶優(yōu)先，析出被抑制或延遲，若退火時(shí)間充分則第二相能析出且析出后阻礙再結(jié)晶晶粒的長(zhǎng)大。因此可通過(guò)調(diào)整退火溫度和時(shí)間，控制芯層合金的再結(jié)晶和第二相析出，兼顧復(fù)合界面的結(jié)合質(zhì)量，使釬焊用復(fù)合鋁板獲得理想的組織和性能。

本工作采用軋制復(fù)合技術(shù)制備了1.5mm厚的4343/3003/4343復(fù)合鋁板，并對(duì)其進(jìn)行了100～500℃/15min～10h的退火處理，研究了退火溫度和時(shí)間對(duì)復(fù)合板微觀組織與力學(xué)性能的影響，獲得了最佳退火工藝。

1 實(shí)驗(yàn)

實(shí)驗(yàn)用復(fù)合板芯層合金和皮層合金的化學(xué)成分見(jiàn)表1。芯層合金鑄錠經(jīng)去除油污、塵土等表面處理后在600℃均勻化退火6h，之后經(jīng)雙面銑面再與皮層合金鑄錠疊合熱軋至8mm，繼而冷軋至1.5mm，得到退火用試樣，皮層合金鑄錠包覆率為10%。退火處理制度如下：100，150，200，250，280，300，340，370，420，460，500℃分別退火1h；280℃和370℃分別退火15，30min，1，1.5，2，4，6，8，10h。

偏光金相觀察在退火試樣經(jīng)電解拋光、陽(yáng)極覆膜后采用Leica DM ILM金相顯微鏡進(jìn)行，電解液為10mL HClO4+90mL C2H5OH，覆膜液為30mL HBF4+ 200mL H2O。室溫拉伸實(shí)驗(yàn)在MTS-810型電液伺服材料試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行，拉伸速率為2mm/min。芯層合金硬度測(cè)試在Micromet Ⅱ數(shù)字顯微硬度計(jì)下進(jìn)行，實(shí)驗(yàn)載荷為1.96N。復(fù)合板結(jié)合界面和拉伸斷口形貌觀察采用FEI Quanta-200掃描電鏡。X射線衍射分析在D/Max 2500型18kW轉(zhuǎn)靶X射線衍射儀上進(jìn)行，掃描速率為8(°)/min，2θ范圍為10～80°。芯層合金透射電鏡組織觀察采用Tecnai G220S-TWIN分析電鏡，透射電鏡樣品經(jīng)機(jī)械減薄后雙噴穿孔而成，雙噴液為100mL HNO3+300mL CH3OH。

表 1 實(shí)驗(yàn)合金的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)

2 結(jié)果與討論

2.1 復(fù)合板金相顯微組織

圖1為復(fù)合板經(jīng)不同溫度退火1h后的偏光金相組織，上層為皮層4343合金，下層為芯層3003合金。由圖1(a)可見(jiàn)，復(fù)合板經(jīng)軋制變形后，芯層合金晶粒被拉長(zhǎng)、壓扁，呈現(xiàn)粗大、不均勻的纖維狀組織。經(jīng)280℃退火后芯層合金纖維狀組織細(xì)化，皮層合金發(fā)生部分再結(jié)晶(圖1(b))。300℃退火后芯層合金纖維組織之間出現(xiàn)細(xì)小的等軸晶，再結(jié)晶明顯(圖1(c))。370℃退火后芯層合金和皮層合金均完全再結(jié)晶，結(jié)合界面處的再結(jié)晶晶粒通過(guò)擴(kuò)散式生長(zhǎng)使兩層合金連接更為牢固。隨著退火溫度升高(圖1(d)～(f))，芯層合金再結(jié)晶晶粒細(xì)化，皮層合金組織穩(wěn)定性漸差；500℃退火后芯層合金晶粒尤其細(xì)小、規(guī)則，同時(shí)皮層合金產(chǎn)生明顯的熔蝕溝壑，并開(kāi)始侵蝕芯層。

圖2為復(fù)合板在280，370℃下經(jīng)不同時(shí)間退火后的偏光金相組織。由圖2(a), (b)可以看出，280℃下退火15min后芯層合金和皮層合金仍保持冷變形纖維組織，未發(fā)生再結(jié)晶，10h后芯層合金變形纖維組織間出現(xiàn)少量較大的再結(jié)晶晶粒，而皮層合金幾乎完全再結(jié)晶。370℃下退火15min后芯層合金和皮層合金均發(fā)生部分再結(jié)晶，芯層合金保留有大量粗大的變形晶粒，皮層合金殘留有部分光亮的枝晶組織，退火10h后兩層合金均充分再結(jié)晶。

2.2 復(fù)合板力學(xué)性能

圖3是不同狀態(tài)復(fù)合板的室溫拉伸力學(xué)性能曲線。由圖3(a)可以看出，復(fù)合板的抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度隨退火溫度的升高而降低，伸長(zhǎng)率隨退火溫度的升高而升高。這種趨勢(shì)低于200℃時(shí)較為平緩，高于200℃后變得劇烈，表現(xiàn)為復(fù)合板的抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度隨溫度的升高迅速降低，伸長(zhǎng)率顯著增大。高于300℃后隨溫度的升高，復(fù)合板的抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度與伸長(zhǎng)率趨于穩(wěn)定，370℃以上抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度略有升高，伸長(zhǎng)率稍有降低。圖3(b)是復(fù)合板經(jīng)370℃不同時(shí)間退火后的拉伸力學(xué)性能曲線。退火0.5～2h后復(fù)合板的抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度變化不大，伸長(zhǎng)率隨著時(shí)間的延長(zhǎng)略有增大；退火6h后復(fù)合板抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度顯著降低，降幅約40%；繼續(xù)延長(zhǎng)退火時(shí)間，復(fù)合板強(qiáng)度和塑韌性變化不大。

圖1 不同溫度退火1h后復(fù)合板顯微組織 (a)未退火;(b)280℃;(c)300℃;(d)370℃;(e)420℃;(f)500℃Fig.1 Microstructures for the composite sheet at various annealing temperatures for 1h (a)unannealed;(b)280℃;(c)300℃;(d)370℃;(e)420℃;(f)500℃

圖2 不同時(shí)間退火后復(fù)合板顯微組織 (a)280℃/15min;(b)280℃/10h;(c)370℃/15min;(d)370℃/10hFig.2 Microstructures for the composite sheet at various annealing time (a)280℃/15min;(b)280℃/10h;(c)370℃/15min;(d)370℃/10h

圖4是不同狀態(tài)復(fù)合板芯層3003合金的維氏硬度測(cè)試曲線。復(fù)合板皮層包覆率只有10%，其力學(xué)性能主要由芯層合金決定。芯層合金的維氏硬度在200℃以下退火時(shí)隨著溫度的升高大幅度降低，200～370℃退火時(shí)趨于穩(wěn)定，370℃后又略有增大；在370℃退火不同時(shí)間時(shí)，3003合金的硬度曲線隨退火時(shí)間延長(zhǎng)呈緩慢下降趨勢(shì)。

圖3 復(fù)合板拉伸力學(xué)性能曲線 (a)不同溫度退火1h;(b)370℃退火不同時(shí)間Fig.3 Tensile testing curves for the composite sheet after annealing (a)at various temperatures for 1h;(b)for various time at 370℃

圖4 芯層合金硬度曲線 (a)不同溫度退火1h;(b)370℃退火不同時(shí)間Fig.4 The hardness curves for the core alloy after annealing (a)at various temperatures for 1h;(b)for various time at 370℃

3003合金是不可熱處理強(qiáng)化合金，其力學(xué)性能變化主要反映退火時(shí)的再結(jié)晶軟化過(guò)程。如圖1～4所示，芯層3003合金發(fā)生再結(jié)晶軟化時(shí)，復(fù)合板拉伸強(qiáng)度、硬度迅速降低；370℃以下退火，合金晶粒隨溫度升高而增大，復(fù)合板拉伸強(qiáng)度、硬度升高；370℃以上退火，合金晶粒隨溫度升高而細(xì)化，復(fù)合板拉伸強(qiáng)度、硬度稍有上升，可見(jiàn)復(fù)合板力學(xué)性能的變化與微觀組織的演變是一致的。

2.3 復(fù)合板SEM組織和XRD圖譜

圖5為各狀態(tài)4343/3003/4343復(fù)合板沿軋向的掃描電鏡組織，圖中上層為4343合金，下層為3003合金。由圖5可以看出，3003合金析出相長(zhǎng)徑比差別較大，有球狀、棒(塊)狀和針狀三種形貌。由EDS分析可知，球狀相含Al，Mn，F(xiàn)e元素，棒(塊)狀相和針狀相含Al，Mn，F(xiàn)e，Si元素。結(jié)合圖6的XRD圖譜，參考相關(guān)文獻(xiàn)[18-20]得到：球狀相為Al6(Mn,Fe)，該相由Al6Mn相置換固溶少量Fe元素形成；棒(塊)狀相為α-Al(Mn,Fe)Si相(Si: 6%～12%, 質(zhì)量分?jǐn)?shù)，下同)，針狀相為β-Al(Mn, Fe)Si相(Si: 12%～15%)，兩者結(jié)構(gòu)相似，衍射峰重疊。相對(duì)β-Al(Mn,Fe)Si相，α-Al(Mn,Fe)Si相邊角圓潤(rùn)，硬度較低，對(duì)基體割裂較輕，有利于壓力加工。

圖5 不同退火態(tài)復(fù)合板SEM組織 (a)未退火;(b)370℃/1h;(c)500℃/1hFig.5 SEM micrographs for the composite sheet after annealing (a)unannealed;(b)370℃/1h;(c)500℃/1h

圖6 芯層合金XRD圖譜 Fig.6 XRD patterns for the core alloy after annealing

退火前芯層合金和皮層合金經(jīng)軋制復(fù)合已實(shí)現(xiàn)良好結(jié)合，芯層合金因經(jīng)均勻化退火和熱軋?zhí)幚硪杨A(yù)析出彌散分布的球狀A(yù)l6(Mn,Fe)相、棒(塊)狀α-Al(Mn, Fe)Si相和少量針狀β -Al(Mn,Fe)Si相(圖5(a))。370℃退火后，析出被再結(jié)晶抑制，第二相體積分?jǐn)?shù)變化不大，Al6(Mn,Fe)相尺寸減小，有回溶趨勢(shì)，α-Al(Mn, Fe)Si相則長(zhǎng)大粗化，特別是在界面附近粗化嚴(yán)重(圖5(b)，圖6)；500℃退火后，Al6(Mn,Fe)相析出數(shù)量增多，分布更為彌散細(xì)小，α-Al(Mn,Fe)Si相和β- Al(Mn,Fe)Si相數(shù)量增多，尺寸增大(圖5(c)，圖6)。

Alexander等[18]，Dehmas等[19, 20]研究指出，退火過(guò)程中鋁錳合金存在3Al6(Mn,Fe)+Si→α-Al(Mn,Fe)Si +6Al轉(zhuǎn)變，因此退火時(shí)發(fā)生Al6(Mn,Fe)相回溶，α-Al(Mn,Fe)Si相粗化。同時(shí)這種第二相析出轉(zhuǎn)變與再結(jié)晶過(guò)程交互影響，370℃退火時(shí)3003合金優(yōu)先發(fā)生完全再結(jié)晶，析出被抑制，析出相體積分?jǐn)?shù)無(wú)明顯變化；500℃退火1h時(shí)再結(jié)晶形核、長(zhǎng)大更快，第二相在再結(jié)晶之后或同步析出，析出后釘扎晶界使晶界難以移動(dòng)，阻礙再結(jié)晶晶粒長(zhǎng)大。

2.4 復(fù)合板拉伸斷口形貌

圖7為不同狀態(tài)4343/3003/4343復(fù)合板拉伸斷口形貌，圖中上層為4343合金，下層為3003合金。退火前復(fù)合板變形充分，兩層金屬“被迫”形成良好結(jié)合，在外應(yīng)力作用下沒(méi)有產(chǎn)生撕裂，但各處變形不協(xié)調(diào)，韌窩大小不一、形狀各異(圖7(a))；370℃退火后，界面無(wú)開(kāi)裂現(xiàn)象，韌窩變大變深，同時(shí)隨著形變強(qiáng)迫機(jī)制逐漸消除，界面兩側(cè)表現(xiàn)不同的韌斷特征，皮層合金為沿45°方向切斷的拋物線形狀韌窩，芯層合金為正斷的等軸韌窩(圖7(b))；500℃退火后，界面兩側(cè)變形協(xié)調(diào)性提高，韌窩特征趨于一致，界面形貌僅能憑高低不同形成的襯度加以辨別，結(jié)合質(zhì)量提高，但芯層合金中部出現(xiàn)明顯的撕裂孔隙(圖7(c))。

圖7 不同退火態(tài)復(fù)合板拉伸斷口形貌 (a)未退火;(b)370℃/1h;(c)500℃/1hFig.7 Tensile fracture morphology for the composite sheet after annealing (a)unannealed;(b)370℃/1h;(c)500℃/1h

2.5 復(fù)合板TEM組織

圖8為不同溫度退火后芯層3003合金的透射電鏡組織。退火前合金中存在沿軋向呈扁平狀的晶粒，邊界粗化模糊，基體內(nèi)位錯(cuò)密度高且位錯(cuò)纏結(jié)形成大量胞狀組織(圖8(a))。200℃退火后，胞狀組織內(nèi)纏結(jié)的位錯(cuò)發(fā)生滑移和攀移，在胞壁等處發(fā)生異號(hào)位錯(cuò)相消，位錯(cuò)密度降低，胞狀組織減少，并出現(xiàn)小尺寸亞晶(圖8(b))。370℃退火后，合金已完成再結(jié)晶，出現(xiàn)平直的三叉晶界(圖8(c))，同時(shí)局部區(qū)域有尺寸小于1μm的彌散Al6(Mn,Fe)相釘扎晶界使晶界難于移動(dòng)而發(fā)生彎曲，通過(guò)Smith-Zerner釘扎機(jī)制阻礙再結(jié)晶晶粒長(zhǎng)大(圖8(d))。500℃下退火后(圖8(e),(f))，彌散相增多，晶界、位錯(cuò)被強(qiáng)烈釘扎，難以移動(dòng)，再結(jié)晶晶粒長(zhǎng)大受阻從而使晶粒細(xì)化，同時(shí)合金中殘留有位錯(cuò)亞結(jié)構(gòu)。

圖8 芯層合金TEM組織 (a)未退火;(b)200℃/1h;(c),(d)370℃/1h;(e),(f)500℃/1hFig.8 TEM images for the core alloy after annealing (a)unannealed;(b)200℃/1h;(c),(d)370℃/1h;(e),(f)500℃/1h

2.6 分析與討論

2.6.1 退火制度對(duì)復(fù)合板組織和性能的影響

復(fù)合板性能主要由芯層3003合金決定。3003合金退火時(shí)發(fā)生回復(fù)、再結(jié)晶，并伴隨有第二相的析出，兩者共同作用影響3003合金及復(fù)合板的組織和性能。

復(fù)合板經(jīng)軋制變形后，芯層3003合金晶粒被拉長(zhǎng)、壓扁成纖維狀，基體內(nèi)大量位錯(cuò)相互纏結(jié)形成胞狀組織，產(chǎn)生強(qiáng)烈的加工硬化。低于300℃退火時(shí)，3003合金發(fā)生以靜態(tài)回復(fù)為主的位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)，異號(hào)位錯(cuò)通過(guò)滑移和攀移移動(dòng)到胞壁等處相消，使位錯(cuò)密度降低，胞狀組織減少，或同號(hào)位錯(cuò)垂直排列成位錯(cuò)墻，形成小角度晶界分割晶粒成亞晶。雖然合金宏觀上仍表現(xiàn)為纖維狀組織，但晶內(nèi)殘余應(yīng)力明顯降低，加工硬化有所消除，復(fù)合板強(qiáng)度、硬度降低，塑性提高；300℃以上退火時(shí)合金優(yōu)先發(fā)生再結(jié)晶，第二相析出被抑制或延遲。370℃退火時(shí)析出完全被抑制，預(yù)析出相主要通過(guò)應(yīng)變引發(fā)晶界遷移機(jī)制促進(jìn)再結(jié)晶形核，使再結(jié)晶充分，晶粒相對(duì)粗大，復(fù)合板的強(qiáng)度、硬度降至最低值，塑性達(dá)到最大。500℃退火后α-Al(Mn,Fe)Si相增多增粗，促進(jìn)形核作用有限[12]，而彌散細(xì)小的Al6(Mn,Fe)相釘扎晶界、位錯(cuò)作用強(qiáng)烈，再結(jié)晶長(zhǎng)大過(guò)程被抑制而難于進(jìn)行，晶粒尺寸反常細(xì)化，并殘留有位錯(cuò)亞結(jié)構(gòu)，與此對(duì)應(yīng)的是復(fù)合板抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度、硬度稍有上升，伸長(zhǎng)率略有降低。

退火時(shí)間對(duì)復(fù)合板的組織與性能演變也有重要影響。280℃和370℃下退火，隨著退火時(shí)間的延長(zhǎng)，芯層合金和皮層合金再結(jié)晶程度增加，晶粒長(zhǎng)大，加工硬化逐漸消除，復(fù)合板拉伸強(qiáng)度與硬度降低，塑韌性提高。尤其是370℃時(shí)芯層合金再結(jié)晶速率快，0.5h內(nèi)即完成再結(jié)晶，而后晶粒長(zhǎng)大緩慢，復(fù)合板組織、性能變化不明顯，超過(guò)6h后，再結(jié)晶晶粒停止長(zhǎng)大，復(fù)合板的拉伸強(qiáng)度、硬度和伸長(zhǎng)率無(wú)明顯變化。

2.6.2 退火制度對(duì)復(fù)合板結(jié)合界面的影響

退火制度的選取必須兼顧復(fù)合板界面的結(jié)合質(zhì)量。退火前復(fù)合板承受大變形，芯層合金和皮層合金“被迫”形成良好結(jié)合。300℃以下退火時(shí)皮層合金發(fā)生再結(jié)晶，芯層合金仍為纖維狀變形組織，冷變形下變形速率強(qiáng)迫協(xié)調(diào)機(jī)制也消除，皮層合金和芯層合金變形難以協(xié)同，形成的結(jié)合界面平直、清晰；300℃以上退火時(shí)兩層合金都充分完成再結(jié)晶，隨著退火溫度的升高，兩層合金匹配度增大，變形速率趨于一致，形成的結(jié)合界面平直度減小，質(zhì)量提高。但溫度過(guò)高時(shí)(如500℃)，皮層合金元素開(kāi)始向芯部熔蝕，芯層合金強(qiáng)度明顯降低。

根據(jù)固相擴(kuò)散結(jié)合機(jī)理[21,22]，軋制復(fù)合工藝實(shí)現(xiàn)4343/3003的冶金結(jié)合包括三個(gè)階段：(1)軋制變形時(shí)金屬間物理接觸形成階段；(2)界面熱加工或退火時(shí)在擴(kuò)散、再結(jié)晶等作用下實(shí)現(xiàn)大面積結(jié)合階段：(3)互擴(kuò)散階段。前述3003合金370℃退火時(shí)結(jié)合界面附近α-Al(Mn,Fe)Si相析出增多且相對(duì)芯層合金中部出現(xiàn)同類(lèi)相粗大很多的現(xiàn)象，正是互擴(kuò)散——皮層Si源補(bǔ)充芯層，促進(jìn)Al6(Mn,Fe)相向α-Al(Mn,Fe)Si相轉(zhuǎn)變的結(jié)果。

在實(shí)驗(yàn)溫度范圍內(nèi)，370℃退火可實(shí)現(xiàn)復(fù)合板變形機(jī)械結(jié)合后的再結(jié)晶連接和互擴(kuò)散結(jié)合，保證復(fù)合界面的質(zhì)量。

3 結(jié)論

(1)300℃退火1h后復(fù)合板芯層3003合金開(kāi)始再結(jié)晶；370℃退火1h后芯層合金完全再結(jié)晶，并發(fā)生預(yù)析出相粗化；370℃以上退火時(shí)有大量1μm以下的Al6(Mn,Fe)彌散相在再結(jié)晶后析出或由預(yù)析出相回溶細(xì)化而來(lái)，強(qiáng)烈釘扎晶界阻礙再結(jié)晶晶粒長(zhǎng)大。

(2)復(fù)合板最佳退火工藝為370℃/1h。該工藝下芯層合金已完全再結(jié)晶，晶粒較粗大，皮層合金組織穩(wěn)定，兩者在界面處實(shí)現(xiàn)再結(jié)晶連接和擴(kuò)散結(jié)合。

(3)再結(jié)晶溫度以上退火1h時(shí)，隨退火溫度升高，芯層合金因第二相的Smith-Zerner釘扎效應(yīng)再結(jié)晶晶粒先增大后減小，拉伸強(qiáng)度與硬度先降低后升高，皮層合金組織穩(wěn)定性漸差；370℃退火15min～10h時(shí)，隨退火時(shí)間延長(zhǎng)，芯層合金再結(jié)晶體積分?jǐn)?shù)增加，1h后達(dá)到100%，隨后再結(jié)晶晶粒逐漸粗化，復(fù)合板拉伸強(qiáng)度與硬度有所下降。

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Influence of Annealing on Microstructure andMechanical Properties for Hot-rolled AluminiumComposite Brazing Sheet

LI Zhi-feng1，PAN Qing-lin1，YAN Jie1，PENG Zhuo-wei1,2，LI Bo1，YANG Xin-yuan2

(1 School of Materials Science and Engineering,Central South University,Changsha 410083,China; 2 Changsha Zhongxing New Materials Co., Ltd.,Changsha 410083,China)

The microstructure and mechanical properties of 4343/3003/4343 hot-rolled aluminium composite sheet after annealing at 100-500℃ and 15min-10h were investigated by optical microscope, scanning electron microscope, transmission electron microscope, X-ray diffractometer, tensile testing machine and hardness tester. The results show that recrystallization of the core alloy occurs at 300℃ for 1h, which is accomplished above 370℃ with amounts of dispersoids precipitation. The dispersoids retard the recrystallized grain growth by pinning grain boundary. With increasing of annealing temperature for 1h, the grain size of the core alloy firstly increases and then decreases, and the tensile strength and hardness of the sheet vary conversely. Meanwhile, with annealing time at 370℃, the volume fraction of recrystallization for the core alloy increases and grain size grows gradually, and the tensile strength and hardness of the sheet decrease. The optimum annealing treatment for the sheet is 370℃/1h.

roll bonding;3003 alloy;annealing;recrystallization;dispersoid

10.11868/j.issn.1001-4381.2015.05.003

TG146.2+1

A

1001-4381(2015)05-0013-08

2013-07-22；

2014-11-19

潘清林(1964-)，男，博士，教授，博士生導(dǎo)師，主要從事高性能鋁合金研究工作，聯(lián)系地址：湖南省長(zhǎng)沙市麓山南路932號(hào)中南大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院(410083)，E-mail:pql@csu.edu.cn