廖明順，張 昕

（中鋁瑞閩股份有限公司，福州 350015）

0 前言

1100 鋁因具有良好的加工成型性能和耐蝕性而被廣泛應(yīng)用于電容器等深沖產(chǎn)品中。1100 鋁作為鋁電容器外殼用時(shí)為了保持優(yōu)良性能的同時(shí)具有一定的強(qiáng)度，往往采用H14 狀態(tài)。在深沖過程中，材料的各向異性使得深沖杯口有明顯的波峰和波谷稱為制耳，織構(gòu)組分決定了材料的各向異性，目前已有不少關(guān)于1100 鋁織構(gòu)控制方面的研究，但主要集中在鑄軋料的研究中[1-3]。本文從生產(chǎn)實(shí)際出發(fā)，對(duì)熱軋1100 鋁生產(chǎn)過程中影響制耳率的因素進(jìn)行研究分析。

1 試驗(yàn)材料和方法

1.1 試驗(yàn)材料

試驗(yàn)材料為1100鋁合金帶材，化學(xué)成分見表1。

表1 1100合金化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%）

1.2 生產(chǎn)工藝流程

半連續(xù)鑄造鑄錠→鋸切銑面→鑄錠熱處理→熱軋→冷軋→（均勻化退火→冷軋）→中間退火→成品冷軋→成品切邊，括號(hào)部分工藝僅在個(gè)別試驗(yàn)方案中實(shí)施。

1.3 試驗(yàn)方案

為充分研究生產(chǎn)過程中鑄錠熱處理工藝、熱軋終軋溫度、熱軋厚度、冷軋中間均勻化退火、冷軋成品道次加工率對(duì)熱軋料1100-H14 鋁帶材制耳率的影響，本文擬定了7個(gè)方案進(jìn)行試驗(yàn)：

方案1：鑄錠熱處理工藝為600 ℃×6 h，熱軋厚度為6.5 mm，熱軋終軋溫度為280 ℃，冷軋到0.56 mm厚進(jìn)行中間退火，然后軋制到成品厚度；

方案2：鑄錠熱處理工藝600 ℃×6 h，熱軋厚度為6.5 mm，熱軋終軋溫度為280 ℃，冷軋到0.52 mm厚進(jìn)行中間退火，然后軋制到成品厚度；

方案3：鑄錠熱處理工藝600 ℃×6 h，熱軋厚度為4.0 mm，熱軋終軋溫度為280 ℃，冷軋到0.52 mm厚進(jìn)行中間退火，然后軋制到成品厚度；

方案4：鑄錠熱處理工藝600 ℃×6 h，熱軋厚度為5.1 mm，熱軋終軋溫度為340 ℃，冷軋到0.52 mm厚進(jìn)行中間退火，然后軋制到成品厚度；

方案5：鑄錠熱處理工藝600 ℃×6 h，熱軋厚度為4.0 mm，熱軋終軋溫度為340 ℃，冷軋到0.52 mm厚進(jìn)行中間退火，然后軋制到成品厚度；

方案6：鑄錠熱處理工藝480 ℃×2 h，熱軋厚度為6.5 mm，熱軋終軋溫度為280 ℃，冷軋到3.0 mm厚進(jìn)行均勻化（580 ℃×2 h），再軋到0.56 mm 厚進(jìn)行中間退火，然后軋制到成品厚度；

方案7：鑄錠熱處理工藝480 ℃×2 h，熱軋厚度為6.5 mm，熱軋終軋溫度280 為℃，冷軋到0.56 mm厚進(jìn)行中間退火，然后軋制到成品厚度。

2 試驗(yàn)結(jié)果與分析

鋁板中的{001}<100>立方織構(gòu)會(huì)造成0°/90°制耳；而{123}<634>S 型織構(gòu)或{124}<211>R 型織構(gòu)、{111}<211>B/R 織構(gòu)則會(huì)造成45°制耳[4]。通常造成0°/90°制耳的立方織構(gòu)是在再結(jié)晶過程中產(chǎn)生，而形成45°制耳的變形織構(gòu)是在軋制變形過程中產(chǎn)生。因此通過調(diào)整生產(chǎn)工藝控制織構(gòu)組分，使立方織構(gòu)與變形織構(gòu)比例均衡，是降低成品帶材制耳率的有效方法[5]。為了對(duì)制耳方向有更直觀的對(duì)比，本文將0°/90°方向制耳率定義為正值，將45°方向制耳率定義為負(fù)值。表2示出了7種方案的試驗(yàn)結(jié)果。

表2 不同試驗(yàn)方案成品的力學(xué)性能和制耳率

2.1 鑄錠熱處理工藝對(duì)制耳率的影響

對(duì)比方案1 和方案7，在其他工藝條件相同的情況下，480 ℃×2 h熱處理工藝下制耳率為10.5%，600 ℃×6 h熱處理工藝下制耳方向由0°/90°轉(zhuǎn)變?yōu)?5°，制耳率下降到-4.2%。

從Al-Fe二元平衡相圖中可以看出，當(dāng)共晶溫度為655 ℃時(shí)Fe在Al中最大溶解度為0.04%，隨著溫度降低Fe在Al中的溶解度迅速下降[6]。這就造成在鑄錠鑄造過程中，在非平衡凝固條件下形成了大量的偏析和過飽和固溶體，以及非平衡βp（AlFeSi）相和FeAl6、FeAlm相。

在鑄錠熱處理過程中，過飽和固溶體中的Fe將以FeAl3、FeAl6等顆粒析出，非平衡βp（AlFe-Si）相和FeAl6、FeAlm相將逐漸溶解并分別向平衡βb（AlFeSi） 相和FeAl3相轉(zhuǎn)變，原有平衡相βb（AlFeSi）相和FeAl3相不斷長(zhǎng)大。 熱處理溫度越高，上述過程就越快、越充分，F(xiàn)e 固溶在Al 基體中的比例越大，析出相的尺寸越大[7]。Ito[8-10]等的研究表明，{001}<100>取向晶粒主要在變形基體中形核，而隨機(jī)取向的晶粒則在析出相顆粒附近的變形區(qū)內(nèi)形核，尺寸大于3 μm的一次含F(xiàn)e析出顆粒會(huì)明顯妨礙立方織構(gòu)的形成。Musizk[11]等的研究表明，大部分Fe 原子在均勻化退火時(shí)以FeAl6的形式析出，再結(jié)晶時(shí)有利于促使立方取向核心的形核與長(zhǎng)大；隨著退火溫度的提高，Al 基體中固溶的Fe含量增加，使得再結(jié)晶退火后立方織構(gòu)減弱。

與480 ℃×2 h 的鑄錠熱處理工藝相比，在600 ℃×6 h 的鑄錠熱處理工藝下，固溶在Al 基體中的Fe 元素明顯增加，而在固溶體內(nèi)的Fe 元素易沿晶界偏析，阻礙晶界遷移，從而影響立方取向的晶核長(zhǎng)大，再結(jié)晶退火時(shí)立方織構(gòu)比例低[7]。

2.2 熱軋終軋溫度對(duì)制耳率的影響

熱軋軋制過程中出現(xiàn)動(dòng)態(tài)回復(fù)和再結(jié)晶，變形儲(chǔ)能會(huì)隨著動(dòng)態(tài)回復(fù)和再結(jié)晶而降低，從而影響軋制到熱軋成品厚度時(shí)促進(jìn)再結(jié)晶的驅(qū)動(dòng)力。圖1為熱軋終軋溫度280 ℃下的縱向晶粒圖。方案3 中280 ℃的終軋溫度下沒有充足的驅(qū)動(dòng)力使材料完全再結(jié)晶，在沿軋制方向上有熱軋軋制過程遺留下來的明顯的纖維狀組織（見圖1），使得熱軋卷具有大量的變形織構(gòu)。立方織構(gòu)比例低，最終導(dǎo)致冷軋成品中的立方織構(gòu)與變形織構(gòu)比例不平衡，表現(xiàn)為45°方向制耳，制耳率達(dá)到了-3.4%。方案5 中當(dāng)終軋溫度提高到340 ℃時(shí)，在充足的再結(jié)晶驅(qū)動(dòng)力下熱軋成品獲得了完全的再結(jié)晶組織（見圖2），具有充足的立方織構(gòu)，到冷軋成品厚度仍表現(xiàn)為立方織構(gòu)強(qiáng)于變形織構(gòu)，表現(xiàn)為0°/90°方向制耳，制耳率降低到2.6%。

圖1 熱軋終軋溫度280 ℃下縱向晶粒

圖2 熱軋終軋溫度340 ℃下縱向晶粒

2.3 熱軋厚度對(duì)制耳率的影響

（1）在鑄錠加熱工藝為600 ℃×6 h、熱軋終軋溫度280 ℃的相同條件下，熱軋厚度6.5 mm 和4.0 mm的帶材都是沒有完全再結(jié)晶狀態(tài)，帶材中有大量的纖維狀組織（見圖1），表現(xiàn)為熱軋卷中立方織構(gòu)比例低。在此條件下隨著熱軋厚度增加，后續(xù)的冷軋加工率越大，冷軋過程中變形織構(gòu)增加，表現(xiàn)為更明顯的45°方向制耳。對(duì)比方案1和方案3，在其他條件相同的情況下，熱軋厚度由4.0 mm增加到6.5 mm后，制耳率由-3.4%增高到了-4.2%。

（2） 在鑄錠加熱工藝為600 ℃×6 h，熱軋終軋溫度340 ℃的相同條件下，熱軋厚度5.1 mm 和4.0 mm的帶材都已完全再結(jié)晶，熱軋卷具有較高的立方織構(gòu)比例，需要在后續(xù)的冷軋加工過程中適當(dāng)增加冷軋加工率，以產(chǎn)生足夠的變形織構(gòu)來平衡熱軋卷的立方織構(gòu)。對(duì)比方案4和方案5，在其他條件相同的情況下，熱軋厚度從4.0 mm增加到5.1 mm后增加了冷軋總加工率，1100-H14 成品的制耳率由2.6%下降到1.4%，都表現(xiàn)為0°/90°方向制耳。圖3 為方案5 的成品鋸材的ODF 圖。從圖3 可見，方案5 的成品鋁材中具有{001}<100>立方織構(gòu)，{112}<111>銅織構(gòu)，{011}<211>黃銅織構(gòu)和{123}<634>S織構(gòu)，織構(gòu)達(dá)到較為均衡的比例，成品鋁材的制耳率較低，其化合物如圖4所示。

圖3 方案5的成品鋁材的ODF圖

2.4 冷軋中間均勻化退火對(duì)制耳率的影響

在鑄錠熱處理工藝480 ℃×2 h 條件下，鑄錠雖然也會(huì)有偏析的消除、相的析出和非平衡相向平衡相的轉(zhuǎn)變，但這些過程都不充分，材料內(nèi)部仍存在大量的鑄造組織。經(jīng)冷軋后再進(jìn)行580 ℃的均勻化處理，偏析的消除、相的析出以及非平衡相的轉(zhuǎn)變將會(huì)繼續(xù)出現(xiàn)，F(xiàn)e 在Al 基體中固溶量增加，原有含F(xiàn)e 相的尺寸增大，從而在后續(xù)的中間退火中抑制立方織構(gòu)的形成。因此，對(duì)比方案6 和方案7，在其他條件不變的情況下，冷軋到3.0 mm后采用580 ℃×2 h 均勻化退火，最終成品制耳率從10.5%下降到了3.3%。采用冷軋中間均勻退火雖然能降低成品制耳率，但冷軋中間均勻化退火工藝的生產(chǎn)道次多，能耗高，生產(chǎn)周期長(zhǎng)，表面質(zhì)量較差，生產(chǎn)成本大為增加。

2.5 冷軋成品道次加工率對(duì)制耳率的影響

在鑄錠熱處理工藝為600 ℃×6 h，熱軋厚度6.5 mm，熱軋終軋溫度280 ℃的相同條件下，熱軋卷未完全再結(jié)晶，立方織構(gòu)比例低；同時(shí)600 ℃×6 h的鑄錠熱處理使固溶在Al基體中的Fe元素明顯增加，而在固溶體內(nèi)的Fe 元素易于沿晶界偏析，阻礙晶界遷移，從而影響立方取向的晶核長(zhǎng)大，再結(jié)晶退火時(shí)立方織構(gòu)比例低[7]。在此情況下，需選用較低的冷軋成品道次加工率以減少變形織構(gòu)比例，使立方織構(gòu)與變形織構(gòu)比例均衡，降低材料的制耳率。從方案1 和方案2 對(duì)比可知，冷軋成品道次加工率由45.5%降低到41.3%后，制耳率由-4.2%下降到-2.7%，但太低的冷軋加工率使材料抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度過低，無法滿足最終產(chǎn)品的強(qiáng)度要求。

3 結(jié)論

（1）鑄錠熱處理工藝600 ℃×6 h 比480 ℃×2 h 更能有效改善鑄造組織，減少冷軋后再結(jié)晶退火時(shí)的立方織構(gòu)比例。

（2）340 ℃的熱軋終軋溫度下熱軋卷已完全再結(jié)晶，熱軋成品具有更多的立方織構(gòu)比例。

（3）熱軋厚度越厚，后續(xù)冷軋的總加工率越大，冷軋過程中的變形織構(gòu)越多。

（4）冷軋中間均勻化退火能改善材料的鑄造組織，減少冷軋后再結(jié)晶退火時(shí)的立方織構(gòu)。

（5）冷軋中間退火后的加工率越大，最終成品的變形織構(gòu)比例越大。

以上生產(chǎn)工藝對(duì)熱軋1100 鋁織構(gòu)的影響各不相同，需綜合考慮這些影響因素的匹配才能在1100-H14 冷軋成品中獲得低的制耳率。從本文的研究結(jié)果看，采用鑄錠熱處理工藝600 ℃×6 h，熱軋厚度5.1 mm 終軋溫度340 ℃，冷軋到0.52 mm厚進(jìn)行中間退火最終軋制到成品厚度，1100-H14冷軋成品織構(gòu)比例均衡，制耳率為1.4%。