預處理工藝對雙輥鑄軋3003鋁合金再結晶行為的影響

黃 利，黃光杰，吳曉東，曹玲飛，李 佳

(1重慶大學 材料科學與工程學院，重慶 400044；2重慶長安汽車股份有限公司 商用車事業部，重慶 400023)

3×××鋁合金板材生產方式包括熱軋法和鑄軋法。與傳統的熱軋法相比，鑄軋法具有投資小、效率高和成本低等優勢。鑄軋凝固過程中冷卻速率非常快，可達102～103℃/s，易形成過飽和固溶體，導致鑄軋板再結晶溫度較高。并且，鑄軋3×××鋁合金經冷軋、退火后的晶粒尺寸異常粗大，甚至達到毫米級，嚴重影響了板帶材的表面質量，降低材料的力學性能[1-4]。

目前，國內外關于熱軋Al-Mn合金板材退火時的再結晶行為已做了大量的工作[4-8]。研究一致認為，Al-Mn合金中第二相的大小、分布及數量等對再結晶動力學、晶粒尺寸均有顯著的影響。Sun等[4]和李智鳳等[5]指出，粗大的第二相粒子能通過粒子誘發形核(particles stimulated nucleation,PSN)促進再結晶形核，有助于細化晶粒；而細小彌散相均能夠阻礙亞晶界遷移，抑制再結晶形核，容易造成晶粒粗大[5-6]。Huang等[7-8]進一步研究發現，第二相對Al-Mn合金再結晶織構的影響也非常顯著。退火過程中析出含量越少時主要呈現較弱的立方{001}〈100〉織構，反之則形成較強的P{011}〈566〉織構。因此，粗化第二相和減少退火過程中的析出是調控晶粒尺寸、織構的兩個關鍵因素。相關研究表明[4,9-11]，均勻化方式可以調整Al-Mn合金鑄錠內部Mn原子的固溶度及第二相分布，從而改善熱軋板材的晶粒與織構。然而，采用預處理方式調控鑄軋Al-Mn板材的微觀組織與織構的研究報道較少。

因此，本工作對雙輥鑄軋(twin roll cast,TRC)3003鋁合金板材進行3種預處理退火，退火工藝分別為460℃/12h,610℃/12h,610℃/12h + 460℃/12h，旨在降低Al基體中Mn原子固溶度和粗化第二相尺寸。在充分認識預處理后的微觀組織基礎上，研究了不同預處理工藝對鑄軋3003合金板材再結晶組織與織構的影響，論證了預處理工藝調控鑄軋3003合金板材的退火組織的可行性，并獲得最優化預處理工藝方案。

1 實驗

1.1 實驗材料及方法

本實驗所用材料由西南鋁業(集團)有限責任公司提供的鑄軋3003鋁合金板材，初始厚度為6.7mm，該合金的化學成分(質量分數/%)為：Mn 1.13,Fe 0.45,Si 0.1，余量Al。實驗工藝流程為：(1)從鑄軋板材上切取60mm×60mm×6.7mm的方塊試樣，放入Nabertherm高溫箱式爐進行3種不同方式的預處理退火，采用到溫入爐的加熱方式，預處理Ⅰ：460℃/12h,Ⅱ：610℃/12h,Ⅲ：610℃/12h+460℃/12h，其中預處理Ⅲ高溫至低溫階段的降溫速率為60℃/h，所有樣品預處理完成后空冷至室溫；(2)將未經預處理和3種預處理后的樣品進行6道次冷軋變形，道次間變形量分別為25%,28%,30%,31%,35%和38%，冷軋后板材厚度為0.67mm，總變形量約為90%；(3)從冷軋后的板材切取15mm×15mm×0.67mm的小方塊放入高溫箱式爐中退火，退火條件：分別在380,440℃和500℃下保溫3,5,10,20,30,40,50min,1,2,3,4h后取樣，并立即水淬。

1.2 表征手段

采用Zeiss型偏光顯微鏡(POM)和JEOL JSF 7800F場發射電鏡的背散射電子(BSE)觀察預處理前、后樣品的晶粒形貌與第二相粒子尺寸及分布情況。采用HX-1000TM/LCD維氏顯微硬度儀在樣品的1/2厚度處進行硬度測試，加載載荷4.9N，加載時間15s。采用D60K型渦流電導率測試儀測定板材的電導率，測量前樣品表面須磨平，以保證探頭與試樣表面良好接觸，減小測量誤差。硬度與電導率的變化能夠分別反映出冷軋板材在退火過程中的軟化行為和析出行為，從而推斷出再結晶與析出的交互作用。利用背散射電子衍射(EBSD)技術表征最終退火后樣品的微觀組織及織構。為了保證織構測試結果的準確性，掃描區域需要包含盡量多的晶粒數量，因此在同一樣品的不同區域的縱截面(即RD-ND面)上掃描多個0.85mm×0.85mm區域，然后采用HKL中的附屬軟件MapStitcher對所掃描的區域進行拼合，數據經Channel 5.0處理后得到取向分布函數圖(ODF)。

2 結果與分析

2.1 預處理后鑄軋板材的微觀組織

圖1給出了未預處理及經過3種預處理后的鑄軋3003板材的偏光組織。可以看出，鑄軋板在凝固后經過軋制變形，呈現出沿軋向拉長的纖維組織(圖1(a))；預處理Ⅰ工藝條件下(圖1(b))，晶粒形貌與鑄軋態相比幾乎沒有產生變化，說明在460℃時鑄軋板材只發生了回復過程，并未發生再結晶；而經過預處理Ⅱ和Ⅲ后，鑄軋板材在610℃時已經完成再結晶，晶粒組織異常粗大，晶粒尺寸可達1～2mm。

眾所周知，金屬材料的電導率與內部組織、材料的成分有一定的關系，位錯、空位、亞晶界等缺陷在退火時的消失和合金中的第二相粒子的析出決定了電導率的變化。相關研究證實[12-13]，在Al-Mn合金中，溶質原子從基體中析出所引起的電導率變化遠超過點陣缺陷引起的電導率變化。Nagahama等[12]和陳冠[13]發現90%冷軋變形后電導率變化幅度僅為0.03MS/m左右，并指出Al-Mn合金中的電導率與溶質原子的固溶度之間存在以下定量關系：

(1)

式中：ρ為電導率，MS/m；CMn，CFe，CSi和CCu分別為Mn,Fe,Si及Cu元素在Al基體固溶體中的質量分數。通過式(1)可以看出，Mn和Fe原子在Al基體中的固溶度對Al-Mn合金中電導率影響最大(系數最高)，而Fe在Al基體中固溶度極低(最大值為0.05%)，大部分Fe原子在凝固時以初生相形式存在。因此，Al-Mn合金中電導率主要受到Mn元素固溶度的影響，式(1)可以近似為：

(2)

從式(2)可以看出，通過測量電導率值的變化，可直觀地反映出Mn元素在Al基體中的固溶度和析出情況，電導率越高，Mn原子的固溶度越低，相應的析出量越多。根據電導率數據可估算出Mn原子在Al基體中的固溶度，如表1所示。由于鑄軋過程中冷卻速率較快，絕大部分Mn原子固溶在Al基體中。預處理工藝有助于Mn元素從固溶體中析出，其析出量由預處理Ⅰ,Ⅲ,Ⅱ依次減少。可以看出，Mn原子的固溶度與最終預處理溫度密切相關，說明Mn在Al基體中的平衡固溶度是與溫度(T)有關的函數。460℃時Mn的平衡固溶度最低，析出含量較高。然而，預處理Ⅰ的析出含量稍高于預處理Ⅲ，這主要是由于經預處理Ⅰ后未發生再結晶(圖1(b))，板材內部存在大量的位錯、亞晶界等缺陷為析出提供了形核位置，促進第二相的析出[9]。

圖1 雙輥鑄軋3003鋁合金板材經過不同預處理后的晶粒形貌(a)未預處理；(b)460℃/12h；(c)610℃/12h；(d)610℃/12h+460℃/12hFig.1 Grain morphologies of TRC 3003 Al alloy sheets after different pre-treatments(a)without pre-treatment;(b)460℃/12h;(c)610℃/12h;(d)610℃/12h+460℃/12h

SamplePre-treatmentElectricalconductivity/(MS·m-1)Massfractionof Mn/%As-cast16.11.04Ⅰ460℃/12h28.50.23Ⅱ610℃/12h21.30.58Ⅲ610℃/12h+460℃/12h26.40.31

圖2為未預處理和3種預處理后鑄軋板材表層與中心層的第二相分布情況。未預處理板材的初生相主要呈鏈狀分布在晶界或枝晶界處。與中心層相比，表層初生相的密度較高，但其尺寸稍小。預處理后，由于有大量的Mn原子脫溶析出，第二相的密度、尺寸均呈現不同程度的增加。經預處理Ⅰ后，板材表層與中心層處有大量的顆粒狀或針狀的納米析出相，初生相尺寸稍微增加；而預處理Ⅱ和Ⅲ后，鏈狀的初生相已無法辨別，界面圓潤的球狀或橢球狀第二相在基體中均勻地分布，其尺寸較初生相也明顯增加；與未預處理板材相似，表層比中心層的第二相密度高，尺寸相對較小，說明鑄軋板材預處理時第二相分布具有遺傳效應。圖3對預處理后板材表層和中心層的粗大第二相(>1μm)和細小第二相(<1μm)密度(單位面積內第二相數量)進行了定量統計。結果表明：預處理Ⅰ的板材整個厚度范圍內均存在大量的細小第二相；而經過預處理Ⅱ和Ⅲ后的板材第二相密度顯著降低，并在中心層產生了一定量的尺寸大于1μm的第二相。

2.2 軟化與析出行為

圖4(a-1),(b-1),(c-1)分別為不同預處理的板材經90%冷軋后在380,440℃和500℃退火時硬度變化曲線。可以看出，經預處理Ⅲ的板材再結晶速率最快，預處理Ⅱ,Ⅰ板材次之，未預處理板材最慢。隨著退火溫度的升高，再結晶速率加快，完成再結晶的時間逐漸縮短。即使在500℃下，未預處理和預處理Ⅰ的樣品仍需20～30min才能完成再結晶，而預處理Ⅱ和Ⅲ的樣品僅需2～5min。所有樣品完成再結晶后的硬度值趨于平穩，硬度值約為33.5HV。

圖2 預處理前、后雙輥鑄軋3003合金板材表層(1)與中心層(2)第二相分布情況(a)未預處理；(b)460℃/12h；(c)610℃/12h；(d)610℃/12h+460℃/12hFig.2 Second phase distribution of surface (1) and center (2) in the TRC 3003 alloy sheets before and after different pre-treatments(a)without pre-treatment;(b)460℃/12h;(c)610℃/12h;(d)610℃/12h+460℃/12h

圖3 雙輥鑄軋3003合金板材經預處理后表層與中心層的第二相密度統計 (a)<1μm的細小粒子；(b)>1μm的粗大粒子Fig.3 Second phase number density of surface and center in the TRC 3003 alloy sheets after differentpre-treatments (a)small particles (<1μm)；(b)large particles (>1μm)

如前所述，通過電導率可以估算出Mn溶質原子在Al基體中的溶解度，從而反映出Mn原子的溶解與析出演變過程。電導率數值升高，表明固溶體中Mn溶質原子分數越低，即更多的Mn原子從固溶體中脫溶析出；反之，電導率越低，則表明一些含Mn細小彌散第二相重新溶解進固溶體中。圖4(a-2),(b-2),(c-2)分別給出了預處理后的冷軋板材在380,440℃和500℃下退火時的電導率變化曲線。可以看出，預處理工藝對后續退火過程中的析出行為影響極為顯著。未預處理的樣品電導率隨著退火時間的延長大幅度增加，說明了退火過程中有大量的析出。在440℃退火時電導率數值可高達28.2MS/m，增幅約12.1MS/m。經預處理Ⅰ和Ⅲ的樣品在380℃退火時電導率稍微增加，析出量較少；440℃時電導率變化并不明顯，分別保持在28.5MS/m和26.4MS/m左右；值得注意的是，預處理Ⅲ的樣品在500℃退火時電導率稍微降低，這可能是由于該溫度下Mn元素在Al基體中的溶解度較高，導致部分細小的彌散相重溶。雖然預處理Ⅱ的樣品電導率在退火時也會增加，但其最大增幅僅為3.1MS/m左右，表明退火過程中的析出量遠低于預處理Ⅰ的樣品。

圖4 不同溫度下退火時的硬度(1)與電導率(2)隨時間的變化曲線 (a)380℃;(b)440℃;(c)500℃Fig.4 Variation curves of Vickers hardness (1) and electrical conductivity (2) as a function ofannealing time at different temperatures (a)380℃;(b)440℃;(c)500℃

2.3 退火后的組織與織構

圖5為未預處理和預處理后板材經90%冷軋后在380,440℃和500℃退火4h的EBSD圖片。可以看出，未預處理和預處理Ⅰ的板材再結晶溫度較高，在380℃下均未完成再結晶；在500℃條件下完成再結晶后板材呈現粗大、拉長的餅狀晶粒結構，晶粒在RD方向的尺寸可達到毫米級。預處理Ⅱ的樣品再結晶晶粒尺寸稍微細化，長寬比(RD∶ND)有所降低；與未預處理和預處理Ⅰ,Ⅱ的樣品相比，經預處理Ⅲ的樣品再結晶完成后晶粒更加細小、等軸。預處理Ⅱ和Ⅲ的樣品表層的晶粒尺寸大于中心層的晶粒尺寸，這可能是由于表層細小第二相含量較高。預處理Ⅲ樣品經380,440℃及500℃退火后，中心區域晶粒尺寸分別為58.6,41.8μm和32.8μm，表層晶粒尺寸分別為189.3,134.6μm和94.6μm。

圖6為未預處理和預處理后板材經90%冷軋后在500℃退火4h的再結晶織構。可以看出，未預處理的冷軋板材退火后主要以M{113}〈110〉織構為主，其織構強度值高達25.8，伴有較弱的P{011}〈566〉織構和ND旋轉立方織構{001}〈310〉；預處理Ⅰ的冷軋板材退火后呈較強的ND旋轉立方織構，織構強度值為11.9；預處理Ⅱ和Ⅲ的冷軋板材織構強度明顯減弱，僅為4.0和4.2，預處理Ⅱ工藝條件下主要有ND旋轉立方織構和P織構，而預處理Ⅲ時織構以立方{001}〈100〉和ND旋轉立方織構為主。

2.4 分析與討論

鑄軋3003鋁合金板材中，絕大部分的Mn原子處于固溶體中，后續的退火過程中有大量納米級彌散相在亞晶界處脫溶析出，如圖7所示。預處理Ⅰ時已經析出了大量細小的彌散相(圖2(b))，有效地降低了Mn的固溶度，后續退火時幾乎沒有析出產生。然而，無論退火前已存在的彌散相還是退火過程中析出的細小彌散相，均對位錯和亞晶界有強烈的釘扎作用，阻礙亞晶長大成為有效的再結晶核心，降低再結晶形核率[8,14-15]。因此，未預處理和預處理Ⅰ的板材經冷軋、退火后的晶粒尺寸異常粗大。在610℃高溫下Mn原子的擴散能力增強，能夠進行長距離擴散，該溫度下長時間保溫時Mn原子持續向初生相或最先析出的析出相上聚集，導致第二相長大、粗化，部分第二相尺寸已達到1μm以上。根據PSN形核理論[16-17]，尺寸大于1μm的第二相為再結晶提供了形核位置，提高了再結晶形核率，有利于細化晶粒；因此，經預處理Ⅱ和Ⅲ的板材退火后晶粒相對較細小。圖8為預處理Ⅱ的板材經440℃下保溫5min后的SEM圖。可以看出，經預處理Ⅱ的冷軋板材在500℃下退火5min時，再結晶優先在粗大的第二相附近形核；同時，由于在610℃高溫下Mn原子的固溶度較大，預處理Ⅱ后仍有很大一部分Mn原子固溶在Al基體中，在退火時仍有少量的細小彌散相析出，不利于形核。相比之下，預處理Ⅲ的高溫階段增加了第二相尺寸，低溫階段降低了基體中Mn的固溶度，抑制了退火過程中的析出相。綜合以上因素，經預處理Ⅲ的冷軋板材形核率應高于預處理Ⅱ的板材，因此該條件下的板材退火后晶粒尺寸最小。另外，從圖4中可以看到，退火溫度越高，再結晶速率越快，這意味著再結晶之前析出相含量較少，析出對再結晶的影響也相對較小，正好解釋了退火后的晶粒尺寸隨著退火溫度升高而減小的現象。

圖5 冷軋板材在380℃(1)，440℃(2)和500℃(3)下退火4h后的微觀組織(a)未預處理；(b)460℃/12h；(c)610℃/12h；(d)610℃/12h+460℃/12hFig.5 Microstructures of the sheets after cold-rolling and annealing at 380℃(1),440℃(2) and 500℃(3) for 4h(a)without pre-treatment;(b)460℃/12h;(c)610℃/12h;(d)610℃/12h+460℃/12h

圖6 冷軋板材在500℃退火4h后的再結晶織構(a)未預處理；(b)460℃/12h；(c)610℃/12h；(d)610℃/12h+460℃/12hFig.6 Recrystallization texture of the sheets after cold-rolling and annealing at 500℃ for 4h(a)without pre-treatment;(b)460℃/12h;(c)610℃/12h;(d)610℃/12h+460℃/12h

圖7 未預處理的冷軋板材在500℃退火保溫20min時的析出相分布Fig.7 Precipitation distribution of the cold-rolled sheetwithout pre-treatment after annealing at 500℃ for 20min

圖8 經預處理Ⅱ的冷軋板材440℃退火保溫5min時粒子誘發形核Fig.8 PSN of the cold-rolled sheet with pre-treatment Ⅱafter annealing at 440℃ for 5min

鋁合金中最為常見的再結晶織構類型為立方{001}〈100〉，而本工作中的Al-Mn合金再結晶織構類型表現為M{113}〈110〉，ND旋轉立方織構{001}〈130〉及少量的P織構{011}〈566〉，這3種織構的形成與退火過程中的析出相密切相關。Liu和Morris[18]在連鑄連軋3003鋁合金退火時首次發現了M織構，并指出退火時析出含量越多，M織構強度越高。未預處理的板材固溶度最高，在退火時有大量的彌散相析出相，因此形成了很強的M織構。而經預處理Ⅰ的板材在退火時幾乎沒有析出相，呈現出較強ND旋轉立方織構，是由于該取向的晶粒與Cu{112}〈111〉形變取向的晶粒呈38°〈111〉取向關系，具有這種取向關系的晶界遷徙速率較快，因此ND旋轉立方取向的晶粒具有長大優勢[8,19]。經預處理Ⅱ和Ⅲ的樣品中有較多的粗大第二相顆粒，為PSN形核創造了有利條件，而當PSN成為主要的再結晶形核方式時，再結晶織構較弱，趨于隨機分布[20]，因此這兩種板材退火后織構強度明顯降低，有利于減小板材的各向異性。大量學者認為[7-8]，P取向晶粒形成必須同時存在兩個條件：(1)基體中存在粗大第二相，(2)退火時有析出相產生。從圖2和圖4中可以看出，僅有經預處理Ⅱ的樣品退火時滿足以上條件，因此表現為較弱的P織構。

3 結論

(1)鑄軋3003板材在610℃高溫預處理有助于增加第二相尺寸，460℃低溫預處理能顯著降低Mn的固溶度，兩者均有利于提高退火時的再結晶形核率，因此最優化預處理工藝為610℃/12h+460℃/12h。

(2)經不同預處理后的板材經90%冷軋、500℃退火的再結晶織構類型和強度不同；未預處理和經預處理Ⅰ的板材分別呈現較強的M和ND旋轉立方織構，而經預處理Ⅱ和Ⅲ的板材退火時形成了很弱的ND旋轉立方織構、立方織構及少量的P織構。

(3)退火溫度越高，再結晶速率就越快，析出相對再結晶形核的影響也相對較小；經預處理Ⅲ的冷軋板材在500℃退火時獲得了晶粒細小、織構弱的再結晶組織。