黃元春，許天成，肖政兵，任賢魏，賈廣澤

(1 中南大學 輕合金研究院，長沙 410083；2 中南大學 機電工程學院，長沙 410083)

3003鋁合金是鋁錳系鋁合金，不能通過熱處理產(chǎn)生固溶強化[1]。錳元素含量一般在1.0%～1.5%(質(zhì)量分數(shù))左右，由于3003鋁合金具有較高的強度、良好的耐腐蝕和成形性能等特點，目前已被廣泛應用于包裝、汽車、手機等行業(yè)領域。相對于熱軋加冷軋法生產(chǎn)的3003鋁合金板帶箔產(chǎn)品，采用鑄軋加冷軋法具有工藝流程簡單、設備投資少、能耗低及產(chǎn)品成本低廉等優(yōu)點。但由于鑄軋本質(zhì)上是熔鑄和軋制相結(jié)合，錳元素在3003鋁合金中的擴散速率較慢，在高強度快速冷卻條件下來不及沉淀，其常以過飽和固溶體的形式存在于基體中，且由于錳元素具有小的溶質(zhì)分配系數(shù)，致使在凝固過程中存在嚴重的晶內(nèi)偏析，錳富集的地區(qū)再結(jié)晶溫度高，低錳區(qū)再結(jié)晶溫度低，容易形成粗大的晶粒且晶粒尺寸不均勻。退火過程中形成的細小彌散相是再結(jié)晶晶粒粗大與晶粒尺寸不均勻的主要原因[2]。

板材的深沖性能與其晶粒度級別、組織均勻性有密切關(guān)系，即組織越均勻，晶粒越細小，板材的深沖性能越好，制耳率越低。為了制備出高質(zhì)量3003板帶箔材料，必須解決晶粒粗大與晶粒尺寸不均勻的問題。據(jù)相關(guān)研究表明，在對3003鋁合金進行退火處理時，主要有兩種類型的彌散相析出。第一種是在均勻化退火過程中形成的預析出彌散相，第二種是沿著晶界、亞晶界與再結(jié)晶同時發(fā)生的析出彌散相[3-5]。國內(nèi)外學者對3003鋁合金中彌散相的研究主要集中在均勻化退火后析出的彌散相[2,6-9]，劉建文等研究了AA3003合金鑄軋板預析出相對再結(jié)晶溫度、組織的影響[2]，Birol研究了均勻化退火對Al-Mn合金再結(jié)晶的影響[8]，Liu等研究了過飽和Al-Mn合金的再結(jié)晶行為[9]，但關(guān)于中間退火后的析出彌散相的研究卻鮮見報道。本工作通過光學顯微鏡、掃描電鏡、能譜分析(EDS)、X射線衍射(XRD)、透射電鏡(TEM)等檢測手段研究在均勻化退火和冷軋中間退火過程中析出的彌散相對3003鋁合金板材再結(jié)晶晶粒尺寸的影響，以期為高品質(zhì)3003鋁合金板材制備提供理論與實際指導。

1 實驗材料與方法

1.1 實驗材料

實驗材料為3003鋁合金鑄軋板，厚度為6.8cm。其化學成分如表1所示。

表1 3003鋁合金的化學成分(質(zhì)量分數(shù)/%)Table 1 Chemical compositions of 3003 aluminum alloy(mass fraction/%)

1.2 實驗方法

3003鋁合金對退火溫度的敏感性很強，快速加熱能夠縮小再結(jié)晶溫度區(qū)間，在高錳和低錳處同時形核，通過快速加熱可以獲得細晶粒[10]。采用KSY智能箱式保溫爐(精度為1℃)，首先以10℃/min 升溫速率將爐內(nèi)溫度升高到目標溫度，然后將試樣放入保溫爐中保溫5h后進行爐冷，具體均勻化退火工藝方案如表2所示。

表2 均勻化退火工藝方案Table 2 Process plan of homogenization annealing

板材均勻化后，分別取樣進行金相觀察與掃描電鏡觀察，觀察面為軋制面。樣品經(jīng)過機械研磨、拋光，然后陽極覆膜(覆膜電壓為25V，時間為3min，覆膜液為400mL H2O+10mL HBF4)，在Olympus光學顯微鏡下觀察樣品的顯微組織。將金相觀察后的試樣進行機械研磨、拋光，然后在掃描電鏡(SEM)下觀察不同均勻化處理條件下預析出彌散相的尺寸和分布情況，采用能譜分析(EDS)及X射線衍射(XRD)確定彌散相的成分和類型。

對均勻化后的3003鋁合金鑄軋板材在實驗室冷軋機上進行冷軋實驗，總壓下率為82.3%，真應變?yōu)?.7。冷軋的工藝參數(shù)為6.8→4.9→3.4→2.7→1.8→1.2cm。冷軋后，分別截取兩批樣品進行500℃不同保溫時間的高溫中間退火。采用KSY智能箱式保溫爐(精度為1℃)，首先以10℃/min 升溫速率將爐內(nèi)溫度升高到500℃，一批樣品保溫200s，另一批樣品保溫2h，之后從保溫爐中取出樣品在空氣中冷卻。將兩批樣品進行研磨、拋光、陽極覆膜，然后在Olympus 光學顯微鏡下觀察樣品的顯微組織。采用透射電鏡(TEM)觀察中間退火后析出彌散相的尺寸、分布、形狀及類型。

2 實驗結(jié)果

2.1 均勻化態(tài)組織

3003 鋁合金鑄軋板未均勻化和480,510,540,570℃和600℃均勻化處理后的金相微觀組織如圖1所示。從圖1(a)中可以看出未進行均勻化的試樣由于鑄軋過程中發(fā)生了塑性變形，其組織沿著軋制方向呈拉長的纖維狀；由圖1(b)，(c)看出480℃和510℃均勻化處理的試樣基本保留了軋態(tài)的纖維組織；由圖1(d)可以看出540℃均勻化處理的試樣晶粒尺寸相對于鑄軋態(tài)有所增大，發(fā)生了不完全再結(jié)晶，但是仍保留有部分纖維組織；從圖1(e)，(f)看出570℃和600℃處理后的試樣均發(fā)生了完全再結(jié)晶，且再結(jié)晶晶粒粗大。這說明該厚度規(guī)格(6.8cm)的3003鋁合金鑄軋板的開始再結(jié)晶溫度約為540℃，不易發(fā)生再結(jié)晶。鑄軋的這種“鑄”和“軋”相結(jié)合方式，使得軋后晶粒內(nèi)部的儲能很小，再結(jié)晶是一個熱激活的過程，必須提供足夠的能量，再結(jié)晶才會發(fā)生，均勻化溫度低于540℃，能量不夠，不會發(fā)生再結(jié)晶[11]。

圖1 3003鋁合金不同溫度均勻化后樣品的顯微組織 (a)未均勻化；(b)480℃；(c)510℃；(d)540℃；(e)570℃；(f)600℃Fig.1 Microstructures of 3003 aluminum alloy samples after homogenization at different temperatures(a)unhomogenized;(b)480℃;(c)510℃;(d)540℃;(e)570℃;(f)600℃

圖2為樣品均勻化后掃描圖片，從圖2(a)中可以看出合金在鑄軋狀態(tài)下，基體內(nèi)部含有很多細小彌散的析出相，且存在嚴重的晶內(nèi)偏析。從圖2(b)～(f)中可以看出在480℃和510℃時基體中仍存在大量細小的彌散相，540，570℃和600℃時基體中含有大量粗大球形彌散相，基本不存在細小的彌散相，且隨著退火溫度從480℃升高到570℃過程中細小的彌散相逐漸轉(zhuǎn)化為粗大的彌散相，在600℃時，溫度相對較高，一些彌散相又重新溶入基體中，基體內(nèi)粗大的彌散相相對于540℃和570℃時有所減少。由于鑄軋過程中高的冷卻速率造成不同區(qū)域錳含量差別較大，形成錳元素的偏析。高溫均勻化退火加速了錳元素的擴散速率，使得過飽和固溶體中的錳元素能夠以彌散相的形式析出，偏析得到緩解甚至消除。3003鋁合金鑄錠中的第二相主要有Al6Mn，Al6(Fe,Mn)和αc-Al12(Fe,Mn)Si。據(jù)相關(guān)研究表明，隨著均勻化溫度的升高，預析出的彌散相會發(fā)生球化現(xiàn)象，在低溫均勻化時易形成長條狀的Al6(Fe,Mn)相；高溫均勻化時易形成球形的αc-Al12(Fe,Mn)Si相[12-14]，Al6(Fe,Mn)相轉(zhuǎn)化成αc-Al12(Fe,Mn)Si相,發(fā)生的共析反應為3Al6(MnFe)+Si→α-Al12(Mn,Fe)3Si+6Al[15]，從細小彌散的長條狀轉(zhuǎn)化為粗大的球狀。

圖2 3003鋁合金鑄軋板均勻化處理后基體內(nèi)彌散相的SEM圖片 (a)未均勻化；(b)480℃；(c)510℃；(d)540℃；(e)570℃；(f)600℃Fig.2 SEM images showing the dispersed phase on matrix of 3003 aluminum alloy cast rolling plate after homogenization(a)unhomogenized;(b)480℃;(c)510℃;(d)540℃;(e)570℃;(f)600℃

為了明確析出相的這種轉(zhuǎn)變，進行均勻化后高分辨率掃描電鏡分析，掃描結(jié)果如圖3所示。從圖3(a)中可以看出，480℃均勻化處理后基體內(nèi)含有大量細小的長棒狀彌散相，且尺寸小于1μm，由圖3(b)可見，570℃均勻化處理后，基體內(nèi)含有大量粗大的球形彌散相，且尺寸大于1μm，有的甚至達到5μm，基本上沒有細小的長棒狀彌散相。

圖3 3003鋁合金鑄軋板均勻化處理后基體內(nèi)彌散相的高分辨率SEM圖片 (a)480℃；(b)570℃Fig.3 High resolution SEM images showing the dispersed phase on matrix of 3003 aluminum alloy cast rolling plate after homogenization(a)480℃;(b)570℃

圖4為不同均勻化溫度下3003鋁合金的X射線衍射定性分析圖譜。從圖4可以看出，經(jīng)過480℃均勻化處理后，基體內(nèi)含有Al6Mn，Al6(Fe,Mn)，AlMnSi相，經(jīng)過570℃均勻化處理后，基體內(nèi)含有Al6Mn，Al12(Fe,Mn)Si，AlMnSi相。

圖4 不同均勻化處理后3003鋁合金的X射線衍射圖譜Fig.4 X-ray diffraction patterns of 3003 aluminum alloy at different homogenization

圖5所示為480℃和570℃均勻化處理后的能譜分析，從圖5(a)，(b)中可以看出，480℃均勻化處理后基體內(nèi)大量細小的長棒狀彌散相為AlMnFe三元相，結(jié)合圖4可知為Al6(Fe,Mn)相；從圖5(c)，(d)中可以看出，570℃均勻化處理后基體內(nèi)大量粗大的球形彌散相為AlFeMnSi四元相，結(jié)合圖4可知為Al12(Fe,Mn)Si相。

2.2 中間退火態(tài)組織

圖6所示為3003鋁合金冷軋后進行500℃中間退火200s的顯微組織。從圖6(a)中可以看出鑄軋態(tài)經(jīng)過中間退火的再結(jié)晶晶粒非常粗大，從圖6(b)～(f)可以看出隨著均勻化溫度的升高，中間退火后晶粒呈等軸狀，說明都發(fā)生了完全再結(jié)晶，且晶粒尺寸逐漸減小，在570℃達到最小值，經(jīng)過晶粒度測量為32μm，在600℃時晶粒尺寸有所增大。由于本批樣品的中間退火時間為200s，時間很短，所以在中間退火過程中彌散相還沒析出時，再結(jié)晶就已經(jīng)完成，再結(jié)晶先于彌散相的析出，基體內(nèi)部只含有均勻化退火時的預析出彌散相。從圖2與圖3的掃描圖片可知，細小的預析出彌散相在500℃中間退火200s后，再結(jié)晶晶粒尺寸粗大，而粗大的預析出彌散相在500℃中間退火200s后，再結(jié)晶晶粒尺寸細小。根據(jù)顆粒形核促進理論，不同尺寸的彌散相對再結(jié)晶會產(chǎn)生不同的作用，細小的彌散相(尺寸小于1μm)對大角度和小角度晶界具有強烈的釘扎作用，延緩再結(jié)晶的形核，從而延緩甚至抑制再結(jié)晶；粗大的彌散相(尺寸大于1μm)能夠提高合金在冷軋過程中的形變儲能，為再結(jié)晶提供動力，從而促進再結(jié)晶[16-18]。結(jié)合圖2～6可知晶粒尺寸從最初的305μm降到32μm，這是一個量級的降低，由此得出均勻化后析出的彌散相對再結(jié)晶晶粒尺寸的影響很大，均勻化后彌散相的尺寸越大，再結(jié)晶晶粒尺寸越小，對再結(jié)晶有促進作用；彌散相的尺寸越小，再結(jié)晶晶粒尺寸越大，對再結(jié)晶有抑制作用。

圖5 均勻化退火過程中彌散相的演變 (a)480℃；(b)480℃均勻化后的能譜分析；(c)570℃；(d)570℃均勻化后的能譜分析Fig.5 Evolution of the dispersed phase during the process of homogenizing annealing(a)480℃;(b)EDS analysis after homogenization at 480℃;(c)570℃;(d)EDS analysis after homogenization at 570℃

圖6 500℃中間退火200s后3003鋁合金的顯微組織 (a)未均勻化；(b)480℃；(c)510℃；(d)540℃；(e)570℃；(f)600℃Fig.6 Microstructures of 3003 aluminum alloy after intermediate annealing at 500℃ for 200s(a)unhomogenized;(b)480℃;(c)510℃;(d)540℃;(e)570℃;(f)600℃

對480℃及570℃均勻化處理后且經(jīng)過冷軋、冷軋加500℃中間退火200s、冷軋加500℃中間退火2h的3003鋁合金板材進行了TEM微觀組織觀察，其結(jié)果如圖7所示。從圖7(a)可以發(fā)現(xiàn)經(jīng)過480℃均勻化后冷軋，不進行中間退火的板材基體內(nèi)存在大量的位錯墻結(jié)構(gòu)及少量的彌散相，尺寸約為0.1～0.2μm，從圖7(b)可以看出冷軋后500℃中間退火200s的板材基體內(nèi)基本不含位錯結(jié)構(gòu)，只含有少量的彌散相，且數(shù)量和尺寸與沒有中間退火的圖7(a)相比較基本一致，即沒有其他彌散相析出。從圖6可知經(jīng)過500℃中間退火200s處理后板材已經(jīng)發(fā)生了顯著的再結(jié)晶，可以得出500℃中間退火200s時再結(jié)晶現(xiàn)象是優(yōu)于彌散相析出率先發(fā)生。從圖7(c)中可以看出冷軋后500℃中間退火2h的板材基體內(nèi)也沒有位錯結(jié)構(gòu)，但含有大量細小彌散析出相。對比圖7(a),(c)可以得出經(jīng)過500℃中間退火2h后基體內(nèi)重新析出大量的細小彌散相(尺寸約為0.1～0.2μm)。對圖7(a)～(c)中的細小彌散相進行了能譜分析，其結(jié)果如圖7(d)所示?？梢钥闯黾毿浬⑾嗟某煞侄己蠥l,Si,Mn元素，即這些彌散相為AlMnSi相。

圖7 中間退火前后冷軋板的透射電鏡微觀組織及EDS分析(a)480℃均勻化退火，無中間退火；(b)480℃均勻化退火+500℃中間退火200s；(c)480℃均勻化退火+500℃中間退火2h；(d)彌散相的EDS分析Fig.7 TEM microstructures of cold-rolled plate before and after intermediate annealing and EDS analysis(a)480℃homogenization annealing and without intermediate annealing;(b)480℃homogenization annealing and 500℃ intermediate annealing for 200s;(c)480℃homogenization annealing and 500℃ intermediate annealing for 2h;(d)EDS analysis of dispersed phase

圖8所示為冷軋后進行500℃中間退火2h的顯微組織。不同樣品的再結(jié)晶晶粒尺寸的變化規(guī)律與冷軋后500℃中間退火200s的一致。同樣是在均勻化退火570℃的條件下的再結(jié)晶晶粒最細小，但是再結(jié)晶的晶粒尺寸有所不同。分別對中間退火200s和2h的再結(jié)晶晶粒尺寸進行了測量統(tǒng)計，結(jié)果如圖9所示。

由圖9可以看出中間退火2h的晶粒相對于200s的晶粒有所長大。由于本批樣品熱處理條件是500℃中間退火，保溫2h，在此過程中再結(jié)晶和彌散相的析出同時發(fā)生。此時樣品內(nèi)含有均勻化退火后的預析出彌散相和中間退火時析出的彌散相。與只有均勻化退火后的預析出彌散相作用對比，在兩種彌散相的共同作用下，再結(jié)晶晶粒尺寸有小幅的增加?？梢缘贸觯虚g退火析出的彌散相對再結(jié)晶有輕微的抑制作用。而且兩種中間退火工藝得到的最小再結(jié)晶晶粒的均勻化溫度均為570℃，因此3003鋁合金鑄軋板的最佳均勻化退火溫度為560～580℃。

3 結(jié)論

(1)3003鋁合金鑄軋板的再結(jié)晶開始溫度約為540℃。

圖8 500℃中間退火2h后3003鋁合金的顯微組織 (a)未均勻化；(b)480℃；(c)510℃；(d)540℃；(e)570℃；(f)600℃Fig.8 Microstructures of 3003 aluminum alloy after intermediate annealing at 500℃ for 2h(a)unhomogenized；(b)480℃;(c)510℃;(d)540℃;(e)570℃;(f)600℃

圖9 晶粒度測量統(tǒng)計結(jié)果Fig.9 Results of the grain size measurement

(2)均勻化退火過程中析出的粗大彌散相對再結(jié)晶有促進作用；細小彌散相對再結(jié)晶有抑制作用。

(3)中間退火過程中析出的彌散相對再結(jié)晶有輕微的抑制作用。

(4)500℃中間退火200s再結(jié)晶優(yōu)于彌散相析出率先發(fā)生；500℃中間退火2h后，板材基體內(nèi)會析出很多細小的AlMnSi相。

(5)3003鋁合金鑄軋板的最佳均勻化退火溫度區(qū)間為560～580℃。

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