均勻化溫度對鑄軋3003合金組織及性能的影響

趙斌斌，趙茂密，姜小龍，馮恩浪，李 睿

（吉利百礦集團有限公司，百色533000）

0 前言

傳統熱軋法生產3003合金需經過熔鑄、銑面、鋸切、均勻化處理、熱軋、冷軋和精整等工序，具有耗時長、工序多、總成品率偏低等缺點。而連續鑄軋3003合金因生產路線短、經濟性佳且性能足夠而被廣泛地應用于幕墻板、鋁天花和建筑等領域，但較熱軋3003合金其在折彎及深沖性能等方面存在不足，不適宜生產深沖性或制耳率要求高的產品，如鋁圓片、動力電池殼等。為了降低生產成本和能耗，提高成品率和經濟效益，在開發新的鑄軋工藝生產高性能產品以替代熱軋法產品時，需對鑄軋3003合金進行高溫均勻化處理。而目前有關該過程的研究內容較少[1-3]。因此，本文研究了均勻化溫度對不同厚度鑄軋3003合金試樣的晶粒度、金相組織及力學性能的影響，為生產高性能鑄軋合金產品提供參考和借鑒。

1 試驗材料及方法

連續鑄軋得到的樣品成分（質量分數/%）為 ： Mn1.10～1.20； Fe0.50～0.60； Cu0.06～0.08；Si0.20～0.30；Ti0.03～0.05，其余為Al。

使用中頻箱式電阻爐對不同厚度試樣進行不同溫度的均勻化處理，表1為均勻化試驗工藝方案。采用力學拉伸試驗機，按國標GB/T 228.1要求檢測規格為20 mm×100 mm的鑄軋態（F）、加工態（H）和均勻化后樣品的力學性能。

經過堿液浸泡一定時間并酸洗獲得低倍晶粒度試樣；經過粗磨、精磨、電解拋光后，用Keller試劑腐蝕約50 s后再進行陽極覆膜獲得高倍晶粒度試樣。采用蔡司倒置式顯微鏡對均勻化前、后試樣的宏觀、微觀晶粒度及第二相形貌等進行觀測；采用ZEISS掃描電鏡及能譜分析儀（EDS）觀察均勻化前、后試樣中第二相具體成分、種類、分布、大小等情況。

表1 均勻化試驗工藝方案

2 結果及分析

2.1 均勻化溫度對力學性能的影響

經均勻化處理10 h后不同名義厚度3003合金部分試樣的力學性能結果如圖1所示。

由圖1可知，隨著總加工率的增加，試樣越薄抗拉強度越大，這是加工硬化使位錯密度增大而導致變形抗力增加的緣故。試樣厚度相同時，均勻化處理溫度越高，則抗拉強度越低。均勻化處理溫度相同時，不同厚度下的抗拉強度大小順序為Rm（8.0）>Rm（4.0）>Rm（6.0）。名義厚度8.0 mm試樣隨均勻化溫度升高其延伸率先升后降，經580℃均勻化后達到最高；6.0 mm試樣延伸率隨均勻化溫度升高而提高，而4.0 mm試樣的延伸率隨均勻化溫度升高而降低。這是因為鑄軋冷卻強度大，元素來不及析出而形成大量過飽和相，均勻化過程析出的大量相在阻礙再結晶的同時也使變形抗力提高[4]；冷變形加工中的小部分變形能轉為形變儲存能，并在均勻化過程中釋放而促使晶粒長大，導致變形抗力降低即強度降低。隨著總加工率增大，表面與中間的變形加大即位錯密度增加消減了變形儲存能釋放導致變形抗力降低的作用，故抗拉強度Rm（4.0）>Rm（6.0）。

2.2 均勻化溫度對晶粒度的影響

經600℃均勻化處理10 h后，不同厚度鑄軋試樣的上、下表面低倍晶粒照片表明，相同均勻化溫度處理后，試樣厚度越薄，其表面低倍晶粒尺寸越大。原因是變形程度越大，試樣表層形變儲存能積聚越多，經均勻化處理后釋放就越充分，再結晶驅動力也更強，導致晶粒尺寸越粗大。均勻化后試樣由厚到薄的鑄軋上表面低倍晶粒等級分別為2級、3級、5級，下表面對應分別為5級、4級、5級。其原因是鑄軋速度一定時，鑄軋下表面因首先接觸鑄軋輥與軋輥接觸時間相對較長，后續鋁液持續傳熱又使晶粒儲存能較高，相鄰晶粒間取向差變小，最終使得晶粒在均勻化時因晶界遷移速率較大而長大；鑄軋上表面最后凝固，冷卻強度大，快速凝殼導致位錯和亞晶界等缺陷大量生成而阻礙再結晶，使得晶粒細致緊密[4]。厚度4.0mm試樣在600℃均勻化處理后的試樣邊緣低倍晶粒度等級為1級，這是因為鑄軋時帶坯邊緣的冷卻強度極大，抵抗變形和阻礙再結晶能力極強，冷變形加工與均勻化處理后仍可保持細致組織。對不同名義厚度及狀態下的3003合金試樣進行高倍晶粒觀察，結果如圖2所示。

由圖2知，試樣厚度越薄，晶界破碎的程度越顯著，晶粒更加密集且隨著均勻化溫度的升高，高倍晶粒尺寸逐漸增大，晶粒數量減少。這是因為在相同溫度均勻化退火時，試樣厚度越厚，坯料的再結晶溫度越高，再結晶所需要的能量越大，越不容易粗晶化；厚度越薄，冷變形加工率越大，坯料的再結晶溫度越低，晶粒容易粗大化。相同厚度試樣經均勻化處理后，名義厚度8.0 mm試樣的晶粒尺寸特別粗大，6.0 mm試樣的晶粒比8.0 mm略小，晶粒分布相對更加均勻；均勻化前后晶粒的大小、分布與均勻性不一致性顯著，大小晶粒晶界相連并互相嵌入。對于相同厚度試樣，均勻化退火溫度越高，其晶粒越粗大。這是因為能量越高則晶界擴散驅動力更大，元素運動擴散更快且固溶度增加，原過飽和相析出后又溶解，對位錯和亞晶界釘扎作用減弱致使晶粒易長大。

表2 均勻化前后第二相成分（原子百分數/%）

2.3 均勻化溫度對金相組織的影響

通過掃描電鏡觀察分析鑄軋態與580℃均勻化后名義厚度8.0 mm試樣的背散射組織形貌（見圖3）。表2是EDS分析均勻化前、后第二相成分的結果。

由圖3（a）可知，鑄軋態基體中第二相顆粒分布不均勻、體積較大但數量少，不同區域第二相的大小存在較大差異，晶界不清晰。這是由于激冷使大部分Mn元素固溶在Al基體中，部分相來不及凝固而聚集成團塊狀相。由表2分析可知，鑄軋態合金中的第二相有游離的Al6Mn相，還有由Al、Mn和少量的Fe、Ti等元素形成的AlMnFe、AlMnTi復合相。由圖3（b）可知，經580℃均勻化后第二相分布相對較均勻，尺寸相對鑄軋態明顯減小，數量增多，這是因為均勻化過程使過飽和固溶體大量析出細小第二相。同時，晶界聚集物擴散后仍然存在塊狀聚集相，表明均勻化程度不夠完全。第二相主要呈現為點狀、條狀和不規則橢球狀，其中點狀顆粒相為AlMnFe、AlMnFeSi等復合相，大塊狀相主要是AlMnFe等相，條狀與不規則橢球狀相主要是AlMnFeSi等相。

圖4是4.0 mm試樣在不同均勻化溫度下保溫10 h后的橫截面第二相形貌及尺寸。由圖4（a）可知，經550℃均勻化后第二相顆粒尺寸在0.8～1.7μm之間，部分晶界第二相呈連續網狀分布，這些相在變形過程中有阻礙位錯運動的作用，使合金的韌性與塑性均一性變差。由圖4（b）可知，經580℃均勻化后第二相顆粒尺寸在1.1～2.1μm之間，第二相數量相對550℃均勻化后有所增多，其微觀組織特征印證了圖1中的力學性能變化。由圖5（c）知，經600℃均勻化后第二相顆粒尺寸約為1.0～2.0μm，第二相數量與密度相對580℃均勻化明顯減少，晶界復熔、粗化并且變得平直，這是因為高溫使得Mn元素在基體中的固溶度增大而導致低熔點第二相大量回熔和聚集。

3 結論

通過對鑄軋3003合金試樣不同均勻化溫度處理前、后的晶粒度、金相組織及力學性能的對比與分析，得到如下結論：

（1）對于相同厚度試樣，均勻化溫度越高，其內部晶粒組織越粗大，第二相尺寸也增大，反之則越小；相同均勻化處理時，厚度越薄，機械加工率越大，內部晶粒組織越粗大，反之則越小。

（2）均勻化前鑄軋態合金的晶粒細小，晶界物質體積粗大，各類元素在晶界集中較明顯，晶粒度等級較小，組織中存在Al6Mn、AlMnFe、AlMnTi等第二相。均勻化后晶粒長大且大小不均勻，大顆粒相部分分解或完全溶解，第二相顆粒析出數量相對明顯增多，并且出現AlMnFeSi等相，其形貌多為不連續的條狀與點狀形。

（3）均勻化處理溫度越高，相同厚度試樣的抗拉強度則越低，在580℃均勻化后，不同名義厚度試樣的抗拉強度大小為：Rm（8.0）>Rm（4.0）>Rm（6.0）。