陳瑞曉 薛晨曦 楊 戈 胡景蕙

河南建筑材料研究設計院有限責任公司（450002）

0 前言

3003鋁合金屬于Al-Mn系熱處理不可強化合金，其抗蝕性好，力學性能優(yōu)良，廣泛應用于各種需要加工成形和耐蝕性能比純鋁高的場所。由于Al-Mn合金自身的特點，采用鑄軋與冷軋法進行批量生產仍存在許多技術難題，其中，用3003合金鑄軋板冷軋生產的板帶材，中間退火后晶粒粗大就是一個很顯著的問題。

晶粒組織粗大的鋁板帶在精加工后，沿軋制方向會產生許多粗晶條紋，對板帶材表面質量產生極大影響，同時也會使材料的力學性能下降，用戶使用會發(fā)生彎折開裂、沖制破孔等嚴重質量問題。因此，在冷軋工序生產3003合金板帶過程當中，如何優(yōu)化生產工藝，避免晶粒粗大具有極其重要的意義。

1 試驗材料與方法

1.1 試驗材料

選用同一批次3003合金板坯作為實驗材料，鑄軋卷規(guī)格為7.0 mm×L mm，原始晶粒度等級均為1級，合金成分（質量分數(shù)）見表1。

表1 鑄軋3003化學成分（Wt%）

1.2 試驗方法

1.2.1 軟化曲線

為確定新的鑄軋3003中間退火工藝，取樣在實驗室做不同溫度的小樣退火，檢驗其抗拉強度、屈服強度及延伸率，結果如圖1所示。

從圖1可以看出：3003的再結晶開始溫度為360℃左右。在該溫度，退火、力學性能發(fā)生顯著的變化；完全再結晶溫度為460℃左右，退火溫度達到或超過該溫度時，材料的力學性能基本穩(wěn)定。擬對同種產品中退后總加工率相同情況下，結合生產實際情況，在實驗室進行小樣退火的基礎上，制訂3種不同退火工藝的生產試驗，以便最終確定新的生產退火工藝。

圖1 不同溫度的退火工藝生產試驗

1.2.2 生產試驗

冷軋在2050六輥不可逆冷軋機上進行，退火在箱式退火爐中進行。為了更好地掌握3003中間退火工藝制度，針對同種產品中退后總加工率相同情況下，先后小批量試驗了3種不同退火工藝，其工藝流程如下：

方案1：7.0 mm→0.49 mm中間退火（480℃/10 h+420℃/2 h）→冷軋至成品0.32。

方案2：7.0 mm→0.65 mm中間退火（480℃/8 h+420℃/2 h）→冷軋至成品0.42。

方案3：7.0 mm→0.43 mm中間退火（550℃/6 h+420℃/2 h）→冷軋至成品0.28。

2 試驗結果

2.1 退火工藝的影響

3003鋁合金再結晶組織普遍為晶粒粗大而且不均勻，其晶粒度與經過鑄錠均勻化的熱軋卷相比，差距很大。因此試驗了3種退火工藝，從3種工藝流程生產的鋁卷上切取試樣，用硝酸+氫氟酸+鹽酸按一定比例組成的混合液中侵蝕10～15 s，用肉眼即可明顯觀察到各試樣的晶粒組織，如圖2所示。另作力學性能檢測，見表2。

表2 退火工藝下對力學性能和晶粒度的影響

圖2 3種退火工藝的晶粒組織照片

從圖2可以看出，采用方案1生產的鋁卷樣片在經過混合酸侵蝕后晶粒較為粗大（如圖2a所示），采用方案2生產的鋁卷樣片晶粒雖然得到了很大程度的細化，但再結晶仍不完全（如圖2b所示），采用方案3生產的鋁卷樣片已發(fā)生完全再結晶，其晶粒組織已相當均勻細小（如圖2c所示）。因此方案3工藝最優(yōu)，確定為生產中的中間退火工藝。

由于鑄軋實際上是鑄和軋的結合，帶坯內鑄造、變形、再結晶3種組織共存，且致密度較差，晶界間較寬。3003合金中錳元素在鋁中的擴散速度比較慢，在快速冷卻（鑄軋生產的冷卻強度可達300℃/s）條件下來不及沉淀，以過飽和狀態(tài)保留在固溶體中，產生晶內偏析，導致晶界附近區(qū)域含錳量較晶粒內部高。這種存在著明顯晶內偏析的板帶材在進行中間退火時，由于錳可提高鋁合金的再結晶溫度，如圖3所示[1]，因此，含錳量高的區(qū)域再結晶溫度較含錳量低的區(qū)域高。在進行中間退火時，含錳量低的區(qū)域就會先生成核再結晶晶粒，還可能因降低儲能水平使再結晶溫度更高，繼續(xù)升溫至高錳區(qū)能發(fā)生再結晶時，低錳區(qū)晶粒早已長大，高錳區(qū)可能自身形核，也可能以低錳區(qū)再結晶晶核為核心而長大，最后形成粗大的晶粒組織，如方案1。

圖3 再結晶開始溫度及終止溫度與錳含量的關系

在方案1的基礎上，縮短退火時間，試驗了方案2，使晶粒組織得到了有效的控制，但相同的成品加工率力學性能普遍偏高，折彎不能得到很好的保證。為此制訂了方案3，采用高溫快速退火，用其代替鑄錠均勻化退火。退火后MnAl6相或（FeMn）Al6相均勻析出，鑄錠均勻化處理是在高溫下，錳原子擴散，從而消除錳在晶內的偏析。冷軋帶材進行高溫中間退火。由于冷變形激活能提高，更利于原子擴散，使MnAl6充分均勻析出，消除錳在晶內的偏析。檢測表明，退火達到0態(tài)的上限，且表面大晶粒的現(xiàn)象已經完全被克服，晶粒度達到了1級，力學性能和折彎也基本上達到了標準及客戶的要求。

從上述的試驗結果看出，冷軋卷經高溫中間退火，可以像鑄錠均勻化處理那樣，起到均勻化的作用，消除錳在晶內偏析，使之再結晶退火時不發(fā)生粗大晶粒。

2.2 變形量的影響

研究表明，鋁合金隨著變形量的變化，再結晶處理后的再結晶織構也會有所不同。通過織構組分分析可以得出，鋁合金板低變形量時 （冷軋30%，50%）冷軋織構基本上沒有發(fā)生變化。因此軋制板內主要發(fā)生了回復或原位再結晶。只有冷軋織構中的反戈斯織構組分消失了。中變形量時（冷軋70%，90%）出現(xiàn)了立方織構和黃銅R型織構，Ifu R織構組織分卻不很強。冷軋70%時經再結晶退火的鋁板，黃銅R織構組分的出現(xiàn)表明不連續(xù)的初次再結晶在退火后仍然被保留下來，說明鋁板內仍有一部分晶粒只發(fā)生了回復或原位再結晶。高變形量時(冷軋95%，98%)，R織構組分在退火后變成了主要的再結晶織構，同時立方及黃銅R織構均未能出現(xiàn)。變形量不同會影響到冷軋鋁板內晶粒再結晶的方式，進而造成不同的再結晶織構[2]。隨著變形程度增加，金屬儲能增大，形核率與核心長大速度的比值不斷增加，再結晶晶粒不斷變細[3]。

由表2可以看出，本試驗的變形量為94%～96%，為高變形量范圍，但對其力學性能影響不大。

3 結語

3003鑄軋卷冷軋優(yōu)化中退工藝：550℃/6 h+420℃/2 h，可以有效避免大晶粒產生。

冷軋變形程度94%～96%，變形程度對力學性能影響不大。

提高加熱速度，可以有效細化晶粒，但也可通過合理控制合金成分，改善鑄軋板組織，增加冷變形程度，高溫短時退火等途徑來改善其組織性能。