均匀化温度对铸轧3003合金组织及性能的影响

赵斌斌，赵茂密，姜小龙，冯恩浪，李 睿

（吉利百矿集团有限公司，百色533000）

0 前言

传统热轧法生产3003合金需经过熔铸、铣面、锯切、均匀化处理、热轧、冷轧和精整等工序，具有耗时长、工序多、总成品率偏低等缺点。而连续铸轧3003合金因生产路线短、经济性佳且性能足够而被广泛地应用于幕墙板、铝天花和建筑等领域，但较热轧3003合金其在折弯及深冲性能等方面存在不足，不适宜生产深冲性或制耳率要求高的产品，如铝圆片、动力电池壳等。为了降低生产成本和能耗，提高成品率和经济效益，在开发新的铸轧工艺生产高性能产品以替代热轧法产品时，需对铸轧3003合金进行高温均匀化处理。而目前有关该过程的研究内容较少[1-3]。因此，本文研究了均匀化温度对不同厚度铸轧3003合金试样的晶粒度、金相组织及力学性能的影响，为生产高性能铸轧合金产品提供参考和借鉴。

1 试验材料及方法

连续铸轧得到的样品成分（质量分数/%）为 ： Mn1.10～1.20； Fe0.50～0.60； Cu0.06～0.08；Si0.20～0.30；Ti0.03～0.05，其余为Al。

使用中频箱式电阻炉对不同厚度试样进行不同温度的均匀化处理，表1为均匀化试验工艺方案。采用力学拉伸试验机，按国标GB/T 228.1要求检测规格为20 mm×100 mm的铸轧态（F）、加工态（H）和均匀化后样品的力学性能。

经过碱液浸泡一定时间并酸洗获得低倍晶粒度试样；经过粗磨、精磨、电解抛光后，用Keller试剂腐蚀约50 s后再进行阳极覆膜获得高倍晶粒度试样。采用蔡司倒置式显微镜对均匀化前、后试样的宏观、微观晶粒度及第二相形貌等进行观测；采用ZEISS扫描电镜及能谱分析仪（EDS）观察均匀化前、后试样中第二相具体成分、种类、分布、大小等情况。

表1 均匀化试验工艺方案

2 结果及分析

2.1 均匀化温度对力学性能的影响

经均匀化处理10 h后不同名义厚度3003合金部分试样的力学性能结果如图1所示。

由图1可知，随着总加工率的增加，试样越薄抗拉强度越大，这是加工硬化使位错密度增大而导致变形抗力增加的缘故。试样厚度相同时，均匀化处理温度越高，则抗拉强度越低。均匀化处理温度相同时，不同厚度下的抗拉强度大小顺序为Rm（8.0）>Rm（4.0）>Rm（6.0）。名义厚度8.0 mm试样随均匀化温度升高其延伸率先升后降，经580℃均匀化后达到最高；6.0 mm试样延伸率随均匀化温度升高而提高，而4.0 mm试样的延伸率随均匀化温度升高而降低。这是因为铸轧冷却强度大，元素来不及析出而形成大量过饱和相，均匀化过程析出的大量相在阻碍再结晶的同时也使变形抗力提高[4]；冷变形加工中的小部分变形能转为形变储存能，并在均匀化过程中释放而促使晶粒长大，导致变形抗力降低即强度降低。随着总加工率增大，表面与中间的变形加大即位错密度增加消减了变形储存能释放导致变形抗力降低的作用，故抗拉强度Rm（4.0）>Rm（6.0）。

2.2 均匀化温度对晶粒度的影响

经600℃均匀化处理10 h后，不同厚度铸轧试样的上、下表面低倍晶粒照片表明，相同均匀化温度处理后，试样厚度越薄，其表面低倍晶粒尺寸越大。原因是变形程度越大，试样表层形变储存能积聚越多，经均匀化处理后释放就越充分，再结晶驱动力也更强，导致晶粒尺寸越粗大。均匀化后试样由厚到薄的铸轧上表面低倍晶粒等级分别为2级、3级、5级，下表面对应分别为5级、4级、5级。其原因是铸轧速度一定时，铸轧下表面因首先接触铸轧辊与轧辊接触时间相对较长，后续铝液持续传热又使晶粒储存能较高，相邻晶粒间取向差变小，最终使得晶粒在均匀化时因晶界迁移速率较大而长大；铸轧上表面最后凝固，冷却强度大，快速凝壳导致位错和亚晶界等缺陷大量生成而阻碍再结晶，使得晶粒细致紧密[4]。厚度4.0mm试样在600℃均匀化处理后的试样边缘低倍晶粒度等级为1级，这是因为铸轧时带坯边缘的冷却强度极大，抵抗变形和阻碍再结晶能力极强，冷变形加工与均匀化处理后仍可保持细致组织。对不同名义厚度及状态下的3003合金试样进行高倍晶粒观察，结果如图2所示。

由图2知，试样厚度越薄，晶界破碎的程度越显著，晶粒更加密集且随着均匀化温度的升高，高倍晶粒尺寸逐渐增大，晶粒数量减少。这是因为在相同温度均匀化退火时，试样厚度越厚，坯料的再结晶温度越高，再结晶所需要的能量越大，越不容易粗晶化；厚度越薄，冷变形加工率越大，坯料的再结晶温度越低，晶粒容易粗大化。相同厚度试样经均匀化处理后，名义厚度8.0 mm试样的晶粒尺寸特别粗大，6.0 mm试样的晶粒比8.0 mm略小，晶粒分布相对更加均匀；均匀化前后晶粒的大小、分布与均匀性不一致性显著，大小晶粒晶界相连并互相嵌入。对于相同厚度试样，均匀化退火温度越高，其晶粒越粗大。这是因为能量越高则晶界扩散驱动力更大，元素运动扩散更快且固溶度增加，原过饱和相析出后又溶解，对位错和亚晶界钉扎作用减弱致使晶粒易长大。

表2 均匀化前后第二相成分（原子百分数/%）

2.3 均匀化温度对金相组织的影响

通过扫描电镜观察分析铸轧态与580℃均匀化后名义厚度8.0 mm试样的背散射组织形貌（见图3）。表2是EDS分析均匀化前、后第二相成分的结果。

由图3（a）可知，铸轧态基体中第二相颗粒分布不均匀、体积较大但数量少，不同区域第二相的大小存在较大差异，晶界不清晰。这是由于激冷使大部分Mn元素固溶在Al基体中，部分相来不及凝固而聚集成团块状相。由表2分析可知，铸轧态合金中的第二相有游离的Al6Mn相，还有由Al、Mn和少量的Fe、Ti等元素形成的AlMnFe、AlMnTi复合相。由图3（b）可知，经580℃均匀化后第二相分布相对较均匀，尺寸相对铸轧态明显减小，数量增多，这是因为均匀化过程使过饱和固溶体大量析出细小第二相。同时，晶界聚集物扩散后仍然存在块状聚集相，表明均匀化程度不够完全。第二相主要呈现为点状、条状和不规则椭球状，其中点状颗粒相为AlMnFe、AlMnFeSi等复合相，大块状相主要是AlMnFe等相，条状与不规则椭球状相主要是AlMnFeSi等相。

图4是4.0 mm试样在不同均匀化温度下保温10 h后的横截面第二相形貌及尺寸。由图4（a）可知，经550℃均匀化后第二相颗粒尺寸在0.8～1.7μm之间，部分晶界第二相呈连续网状分布，这些相在变形过程中有阻碍位错运动的作用，使合金的韧性与塑性均一性变差。由图4（b）可知，经580℃均匀化后第二相颗粒尺寸在1.1～2.1μm之间，第二相数量相对550℃均匀化后有所增多，其微观组织特征印证了图1中的力学性能变化。由图5（c）知，经600℃均匀化后第二相颗粒尺寸约为1.0～2.0μm，第二相数量与密度相对580℃均匀化明显减少，晶界复熔、粗化并且变得平直，这是因为高温使得Mn元素在基体中的固溶度增大而导致低熔点第二相大量回熔和聚集。

3 结论

通过对铸轧3003合金试样不同均匀化温度处理前、后的晶粒度、金相组织及力学性能的对比与分析，得到如下结论：

（1）对于相同厚度试样，均匀化温度越高，其内部晶粒组织越粗大，第二相尺寸也增大，反之则越小；相同均匀化处理时，厚度越薄，机械加工率越大，内部晶粒组织越粗大，反之则越小。

（2）均匀化前铸轧态合金的晶粒细小，晶界物质体积粗大，各类元素在晶界集中较明显，晶粒度等级较小，组织中存在Al6Mn、AlMnFe、AlMnTi等第二相。均匀化后晶粒长大且大小不均匀，大颗粒相部分分解或完全溶解，第二相颗粒析出数量相对明显增多，并且出现AlMnFeSi等相，其形貌多为不连续的条状与点状形。

（3）均匀化处理温度越高，相同厚度试样的抗拉强度则越低，在580℃均匀化后，不同名义厚度试样的抗拉强度大小为：Rm（8.0）>Rm（4.0）>Rm（6.0）。