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用于電容器等深沖產(chǎn)品中。1100 鋁作為鋁電容器外殼用時為了保持優(yōu)良性能的同時具有一定的強度，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)實際出發(fā)，對熱軋1100 鋁生產(chǎn)過程中影響制耳率的因素進行研究分析。

1 試驗材料和方法

1.1 試驗材料

試驗材料為1100鋁合金帶材，化學成分見表1。

表1 1100合金化學成分（質(zhì)量分數(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，括號部分工藝僅在個別試驗方案中實施。

1.3 試驗方案

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熱軋料1100-H14 鋁帶材制耳率的影響，本文擬定了7個方案進行試驗：

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厚進行均勻化（580 ℃×2 h），再軋到0.56 mm 厚進行中間退火，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厚進行中間退火，然后軋制到成品厚度。

2 試驗結(jié)果與分析

鋁板中的{001}<100>立方織構(gòu)會造成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]。為了對制耳方向有更直觀的對比，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值。表2示出了7種方案的試驗結(jié)果。

表2 不同試驗方案成品的力學性能和制耳率

2.1 鑄錠熱處理工藝對制耳率的影響

對比方案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，當共晶溫度為655 ℃時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以FeAl6的形式析出，再結(jié)晶時有利于促使立方取向核心的形核與長大；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大，再結(jié)晶退火時立方織構(gòu)比例低[7]。

2.2 熱軋終軋溫度對制耳率的影響

熱軋軋制過程中出現(xiàn)動態(tài)回復和再結(jié)晶，變形儲能會隨著動態(tài)回復和再結(jié)晶而降低，從而影響軋制到熱軋成品厚度時促進再結(jié)晶的驅(qū)動力。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，制耳率達到了-3.4%。方案5 中當終軋溫度提高到340 ℃時，在充足的再結(jié)晶驅(qū)動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，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大，再結(jié)晶退火時立方織構(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度和屈服強度過低，無法滿足最終產(chǎn)品的強度要求。

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%。