铸轧3003冷轧工序组织和性能控制

陈瑞晓 薛晨曦 杨 戈 胡景蕙

河南建筑材料研究设计院有限责任公司（450002）

0 前言

3003铝合金属于Al-Mn系热处理不可强化合金，其抗蚀性好，力学性能优良，广泛应用于各种需要加工成形和耐蚀性能比纯铝高的场所。由于Al-Mn合金自身的特点，采用铸轧与冷轧法进行批量生产仍存在许多技术难题，其中，用3003合金铸轧板冷轧生产的板带材，中间退火后晶粒粗大就是一个很显著的问题。

晶粒组织粗大的铝板带在精加工后，沿轧制方向会产生许多粗晶条纹，对板带材表面质量产生极大影响，同时也会使材料的力学性能下降，用户使用会发生弯折开裂、冲制破孔等严重质量问题。因此，在冷轧工序生产3003合金板带过程当中，如何优化生产工艺，避免晶粒粗大具有极其重要的意义。

1 试验材料与方法

1.1 试验材料

选用同一批次3003合金板坯作为实验材料，铸轧卷规格为7.0 mm×L mm，原始晶粒度等级均为1级，合金成分（质量分数）见表1。

表1 铸轧3003化学成分（Wt%）

1.2 试验方法

1.2.1 软化曲线

为确定新的铸轧3003中间退火工艺，取样在实验室做不同温度的小样退火，检验其抗拉强度、屈服强度及延伸率，结果如图1所示。

从图1可以看出：3003的再结晶开始温度为360℃左右。在该温度，退火、力学性能发生显著的变化；完全再结晶温度为460℃左右，退火温度达到或超过该温度时，材料的力学性能基本稳定。拟对同种产品中退后总加工率相同情况下，结合生产实际情况，在实验室进行小样退火的基础上，制订3种不同退火工艺的生产试验，以便最终确定新的生产退火工艺。

图1 不同温度的退火工艺生产试验

1.2.2 生产试验

冷轧在2050六辊不可逆冷轧机上进行，退火在箱式退火炉中进行。为了更好地掌握3003中间退火工艺制度，针对同种产品中退后总加工率相同情况下，先后小批量试验了3种不同退火工艺，其工艺流程如下：

方案1：7.0 mm→0.49 mm中间退火（480℃/10 h+420℃/2 h）→冷轧至成品0.32。

方案2：7.0 mm→0.65 mm中间退火（480℃/8 h+420℃/2 h）→冷轧至成品0.42。

方案3：7.0 mm→0.43 mm中间退火（550℃/6 h+420℃/2 h）→冷轧至成品0.28。

2 试验结果

2.1 退火工艺的影响

3003铝合金再结晶组织普遍为晶粒粗大而且不均匀，其晶粒度与经过铸锭均匀化的热轧卷相比，差距很大。因此试验了3种退火工艺，从3种工艺流程生产的铝卷上切取试样，用硝酸+氢氟酸+盐酸按一定比例组成的混合液中侵蚀10～15 s，用肉眼即可明显观察到各试样的晶粒组织，如图2所示。另作力学性能检测，见表2。

表2 退火工艺下对力学性能和晶粒度的影响

图2 3种退火工艺的晶粒组织照片

从图2可以看出，采用方案1生产的铝卷样片在经过混合酸侵蚀后晶粒较为粗大（如图2a所示），采用方案2生产的铝卷样片晶粒虽然得到了很大程度的细化，但再结晶仍不完全（如图2b所示），采用方案3生产的铝卷样片已发生完全再结晶，其晶粒组织已相当均匀细小（如图2c所示）。因此方案3工艺最优，确定为生产中的中间退火工艺。

由于铸轧实际上是铸和轧的结合，带坯内铸造、变形、再结晶3种组织共存，且致密度较差，晶界间较宽。3003合金中锰元素在铝中的扩散速度比较慢，在快速冷却（铸轧生产的冷却强度可达300℃/s）条件下来不及沉淀，以过饱和状态保留在固溶体中，产生晶内偏析，导致晶界附近区域含锰量较晶粒内部高。这种存在着明显晶内偏析的板带材在进行中间退火时，由于锰可提高铝合金的再结晶温度，如图3所示[1]，因此，含锰量高的区域再结晶温度较含锰量低的区域高。在进行中间退火时，含锰量低的区域就会先生成核再结晶晶粒，还可能因降低储能水平使再结晶温度更高，继续升温至高锰区能发生再结晶时，低锰区晶粒早已长大，高锰区可能自身形核，也可能以低锰区再结晶晶核为核心而长大，最后形成粗大的晶粒组织，如方案1。

图3 再结晶开始温度及终止温度与锰含量的关系

在方案1的基础上，缩短退火时间，试验了方案2，使晶粒组织得到了有效的控制，但相同的成品加工率力学性能普遍偏高，折弯不能得到很好的保证。为此制订了方案3，采用高温快速退火，用其代替铸锭均匀化退火。退火后MnAl6相或（FeMn）Al6相均匀析出，铸锭均匀化处理是在高温下，锰原子扩散，从而消除锰在晶内的偏析。冷轧带材进行高温中间退火。由于冷变形激活能提高，更利于原子扩散，使MnAl6充分均匀析出，消除锰在晶内的偏析。检测表明，退火达到0态的上限，且表面大晶粒的现象已经完全被克服，晶粒度达到了1级，力学性能和折弯也基本上达到了标准及客户的要求。

从上述的试验结果看出，冷轧卷经高温中间退火，可以像铸锭均匀化处理那样，起到均匀化的作用，消除锰在晶内偏析，使之再结晶退火时不发生粗大晶粒。

2.2 变形量的影响

研究表明，铝合金随着变形量的变化，再结晶处理后的再结晶织构也会有所不同。通过织构组分分析可以得出，铝合金板低变形量时 （冷轧30%，50%）冷轧织构基本上没有发生变化。因此轧制板内主要发生了回复或原位再结晶。只有冷轧织构中的反戈斯织构组分消失了。中变形量时（冷轧70%，90%）出现了立方织构和黄铜R型织构，Ifu R织构组织分却不很强。冷轧70%时经再结晶退火的铝板，黄铜R织构组分的出现表明不连续的初次再结晶在退火后仍然被保留下来，说明铝板内仍有一部分晶粒只发生了回复或原位再结晶。高变形量时(冷轧95%，98%)，R织构组分在退火后变成了主要的再结晶织构，同时立方及黄铜R织构均未能出现。变形量不同会影响到冷轧铝板内晶粒再结晶的方式，进而造成不同的再结晶织构[2]。随着变形程度增加，金属储能增大，形核率与核心长大速度的比值不断增加，再结晶晶粒不断变细[3]。

由表2可以看出，本试验的变形量为94%～96%，为高变形量范围，但对其力学性能影响不大。

3 结语

3003铸轧卷冷轧优化中退工艺：550℃/6 h+420℃/2 h，可以有效避免大晶粒产生。

冷轧变形程度94%～96%，变形程度对力学性能影响不大。

提高加热速度，可以有效细化晶粒，但也可通过合理控制合金成分，改善铸轧板组织，增加冷变形程度，高温短时退火等途径来改善其组织性能。