成品退火對3102鋁箔成型性能的影響

董則防，陳 辰，潘秋紅，劉 浩，孫振智，韓振揚

(1.江蘇鼎勝新能源材料股份有限公司，江蘇 鎮江 212000；2.江蘇大學 材料科學與工程學院，江蘇 鎮江 212013)

近年來空調小型化、輕量化和高性能化方向發展的趨勢要求空調散熱器翅片厚度呈減薄趨勢，由0.09mm～0.12mm向0.08mm左右發展[1]。基于降低成本的需求而采用鑄軋供坯再冷軋箔材，同時翅片沖壓設備的改進要求空調箔具有高的強度和成型性[2]，給空調箔的生產提出了更高、更嚴的要求。Al-Mn系合金因具有質輕、導熱性高、成形性高、良好的耐腐蝕等特點[3]，因而廣泛應用于國內外空調翅片的生產，如3003、3102等合金。目前，采用鑄軋法生產的3102空調箔素鋁箔，延伸率、杯突值不穩定，不能很好的滿足空調箔的要求[4，5]。其主要原因是現有3102鋁合金鑄軋工藝不穩定導致3102鋁合金組織不均勻及化合物相差異較大導致翅片成型時出現斷裂；退火工藝不適當出現力學性能不穩定不適應現有翅片成型設備對力學性能的要求[6-8]。針對現有技術的弱點，本文研究了不同制備工藝對其力學性能的影響，以及微觀組織與力學性能、成形性的關系，以適應不同的翅片成型設備及成型方式，對提高空調箔質量和降低企業生產成本具有實際意義。

1 實驗方法

采用雙輥鑄軋工藝制備厚度為6.2mm×1200mm的3102鋁合金板坯卷，其化學成分(質量分數，%)為，Fe0.10～0.15，Si 0.30～0.45，Cu≤0.05，Mn 0.15～0.20，Ti 0.1，Zn≤0.3，其它0.15，Al余量。經多道次冷軋直接軋至成品厚度0.095mm。對不同溫度下的成品退火鋁箔分別取樣，對試樣表面采用SEM及EDS進行表征，分析鋁箔微觀組織及不同退火溫度下析出彌散相的形貌、尺寸和分布情況。對不同退火溫度的鋁箔取樣分別制標準拉伸試樣和100mm×100mm的杯突試樣樣片，拉伸試樣分別與軋向成0°、45°、90°并在WDW-100型電子萬能實驗機和GBS-60杯突試驗機上進行拉伸以及杯突試驗。

2 實驗結果

2.1 成品退火制度對鋁箔微觀組織的影響

3102鋁箔在不同退火溫度下的SEM顯微組織如圖1所示。從圖中可以看出，經過多道次大壓下量軋制，粗大的第二相已被破碎，經成品退火后破碎的第二相發生溶解與重析出。退火溫度從240℃升到260℃，第二相形貌、分布及尺寸變化不大，尺度為0.5μm～1μm，分布較為均勻。但260℃時部分第二相發生球化，說明第二相已隨溫度的升高部分重熔球化。隨著退火溫度升高到280℃時，再結晶晶粒長大，大部分化合物溶入基體組織，冷卻后重新析出在晶界，但出現部分大尺度的第二相，尺度在0.5μm左右。退火溫度在300℃時，第二相又彌散析出，尺寸在0.2μm以內，說明第二相在高溫下基本溶于基體，待冷卻后再彌散析出。經EDS分析第二相的成分主要有AlFeMnSi相和AlFeSi相(圖2)。

2.2 微觀組織變化對空調箔成型性能影響

對不同退火態成品進行抗拉強度和延伸率測試，分別測出與軋制方向成0°、45°、90°試樣的力學性能，拉伸后各個溫度下不同取向樣品的抗拉強度及延伸率的平均值分布如圖3所示。

圖3 不同成品退火溫度下鋁箔的抗拉強度和延伸率

由圖3可知，退火溫度為180℃～300℃時，隨著退火溫度的升高，3102鋁箔的抗拉強度呈下降趨勢，而延伸率隨溫度的升高而上升。當溫度升高至260℃時都出現了數值上的轉折，其中抗拉強度值急劇下降，延伸率迅速上升。說明3102鋁合金在260℃達到了再結晶溫度。不同取樣方向的試樣在同樣的退火條件下，抗拉強度、延伸率的變化趨勢相同，但45°方向的抗拉強度在260℃退火后，隨著溫度的升高下降速率較其他兩個方向略大，同時延伸率的升高速率低于其他兩個方向。在260℃以上時， RD與TD取向試樣的延伸率相差不大，但45°方向的的延伸率開始低于另外兩個取樣方向的試樣，溫度越高越明顯，說明再結晶后出現了各向異性。大量研究表明[9]，材料的各向異性主要源于晶粒形狀、第二相以及織構等諸因素的交互作用。經大壓下量(98.5%)軋制的鋁箔晶粒組織呈沿軋制方向延展的纖維組織，呈現的是大量的軋制織構，即使經再結晶(未達到完全再結晶)后，晶粒因沿軋制方向的小取向差而具有沿軋制方向的生長優勢，各向異性依然存在，同時沿45°方向的鋁箔晶粒內最大切應力的方向應與晶界的方向一致，使3102鋁箔具有較其他兩個方向低的屈服強度。但沿45°方向的延伸率卻出現提升延緩的現象，并隨退火溫度的提高延緩加大，與此相關的是成型性也出現了下降。

不同退火溫度下測試的杯突值結果如圖4所示。可以看出當退火溫度由180℃到300℃時，試樣的杯突值(IE)逐漸增大，在280℃左右達到最大值5.7mm，當退火溫度繼續升高時，杯突值又逐漸降低。

圖4 鋁箔成品退火后的杯突值

結合退火后微觀組織的變化，在260℃及之前，退火過程中只產生了回復和少部分再結晶，第二相并未發生較大轉變，由于回復和部分再結晶過程減少了鋁箔的殘余應力以及缺陷濃度，使成型性能提高，但塑性提升較小。在280℃時，3102鋁箔發生了完全再結晶，第二相析出在晶界，提高了晶界強度，使塑性提升較快，成型性能繼續升高。此時雖然不同取向的的延伸率出現差別，但45°方向的延伸率并未低于另外兩個方向太多，鋁箔的各相異性較小。而在300℃時，再結晶溫度升高使第二相基本溶于基體再彌散析出，雖延伸率提高卻使再結晶織構強于軋制織構，加大了3102鋁箔的各向異性。有研究表明[10]，3102鋁合金在300℃及以上溫度退火時，各向異性增加，由圖2可知，隨溫度由280℃提高至300℃，第二相析出的尺度變小彌散度增加，第二相以更小尺度的彌散相析出，對基體產生強化作用的同時也提高了材料的應變硬化指數，使其在深沖時容易拉裂，杯突值降低從而導致成型性能變差。反觀在280℃下退火的試樣中的化合物，其尺寸相對較大，在深沖過程中對位錯的釘扎作用較低，不至于產生太強的應變硬化。

3 結論

(1)3102鋁箔在成品退火過程中，隨著退火溫度的升高，冷軋后破碎的第二相在260℃左右開始溶于基體和重新析出，伴隨溫度的變化析出相的形貌、尺度和分布也隨之變化，在300℃時其析出相的彌散度加大。

(2)鋁箔經過成品退火后，抗拉強度和延伸率隨溫度的變化表明260℃是開始再結晶的溫度，并出現了各向異性，鋁箔的杯突值(IE)在280℃達到了最大5.7。

(3)退火溫度在280℃時良好的成型性能表明第二相析出的位置、尺度提供了有利的影響。