1235鋁合金冷加工過程中組織演變

余黨會，王生寧，劉建興

(酒鋼集團甘肅東興鋁業有限公司鋁業研究院，甘肅 嘉峪關 735100)

1 前 言

鋁箔具有質輕、密閉、包覆性好、無毒和防潮等一系列優點，因而在國民經濟及人們日常生活中得到廣泛的應用[1]，近些年來我國鋁箔加工業在裝機水平、生產能力、產品質量等方面都有大幅度提升[2]，鋁箔加工企業規模擴大，生產成本降低，使鋁箔的應用領域不斷擴展。

在鋁箔加工過程中，第二相粒子的數量、尺寸和分布對產品的組織和性能有重要的影響，細小彌散的第二相粒子可釘扎位錯和晶界，抑制再結晶的發生，提高材料的強度和韌性[3]；在軋制過程中，當成品的厚度小于或接近其中第二相粒子尺寸時，便易在粗大第二相粒子處產生針孔，甚至導致斷帶[4]。目前國內生產雙零鋁箔坯料主要以1235和8079鋁合金為原料，普遍采用鑄軋工藝生產，1235合金中Fe和Si是其主要的雜質元素，也是形成第二相化合物的主要元素，對后續鋁箔質量也有很大的影響。因此研究Fe，Si等雜質元素形成的第二相粒子在1235鑄軋板及后續加工過程中的第二相分布及成分組成對改善和提高鋁箔的組織性能具有十分重要的意義。

2 實驗材料與方法

實驗選取某企業利用電解原鋁液直接鑄軋生產的7.0 mm×1400 mm規格的1235鋁合金雙零箔坯料，成分如表1所示。試樣分別取自鑄軋樣板、經冷軋一道次加工至3.8 mm的鋁箔、3.8 mm鋁箔均勻化退火后及分別加工至1.8，0.9，0.5 mm的鋁箔，試樣尺寸15 mm×15 mm。采用LEICA DMI3000倒置金相顯微鏡對組織中的析出相進行觀察，利用ImageJ金相處理軟件對組織中的析出相尺寸進行統計分析。并結合XRD圖譜對第二相化合物的組分進行分析觀察。

表1 實驗用1235鋁合金坯料化學成分

3 結果分析與討論

3.1 鑄軋坯料在加工過程中第二相變化情況

圖1為鑄軋坯料經過一道次軋制(加工率45.7%)后3.8 mm厚、未退火的鋁箔坯料縱截面的金相顯微組織照片。研究表明[5]，鑄軋坯料組織中主要存在的是Al-Fe-Si三元化合物，在6～7 mm厚的鑄軋板中的第二相粒子是形貌較為規則的塊狀結構，隨著軋制過程的進行，板坯的厚度減小，第二相會向條狀結構轉變，并在其周圍聚集很多尺寸相當細小(20～30 μm)的顆粒。由圖1可看出，3.8 mm厚鋁箔組織的第二相粒子密度顯然高于7.0 mm厚鑄軋態樣品的，中層絮狀或者骨骼狀的第二相受到冷加工過程擠壓破碎后呈連續或斷開的流線形。冷軋過程中，第二相受到剪切應力的作用而被逐漸拉長，形成長條狀的粒子。

圖1 鑄軋坯料(上)及經冷軋加工率45.7%冷軋后鋁箔(下)的縱截面金相組織照片：(a1，a2) 上表層，(b1，b2)中心層，(c1，c2)下表層Fig.1 Metallographs of longitudinal section of as-casted 1235 aluminum alloy billet (upper) and after cold rolling with 45.7% deformation amount (lower)：(a1，a2) surface layer，(b1，b2) centre layer，(c1，c2) bottom layer

利用ImageJ處理軟件對鑄軋坯料及經45.7%加工率冷加工后的試樣的第二相尺寸進行了統計，結果如圖2所示。結合圖2看出，7.0 mm厚鑄軋坯料表層組織中析出相尺寸主要集中在0～1 μm和1～2 μm這2個區間，中心層組織中析出相尺寸主要集中在1～2 μm和>5 μm這2個區間，這與鑄軋生產過程中非平衡凝固特點相吻合。經45.7%加工率冷加工至3.8 mm后，坯料表層組織中析出相尺寸主要集中在1～2 μm和2～3 μm這2個區間，中心層組織中析出相尺寸主要集中在>5 μm區間。鑄軋坯料經直接冷軋處理后第二相有一定程度的長大和聚集，說明冷軋過程對非平衡析出相破碎效果不明顯，而析出相聚集效果相對明顯。

圖2 鑄軋坯料(a)及經冷軋加工率45.7%冷軋后鋁箔(b)的第二相尺寸分布Fig.2 Size distribution of the second phase of as-casted 1235 aluminum alloy billet (a) and after cold rolling with 45.7% deformation amount (b)

3.2 均勻化退火后第二相變化情況

圖3為3.8 mm厚鋁箔坯料均勻化退火后縱截面金相顯微組織照片，鋁箔組織經高溫快速升溫均勻化退火后連續或斷開的流線形第二相消失，并出現了針狀的第二相，其尺寸分布變化情況如圖4所示。結合圖3和圖4可以看出，3.8 mm厚鋁箔經高溫均勻化退火后的表層和中心部位組織中析出相尺寸進一步減小，主要集中在0～1 μm和1～2 μm這2個區間，尺寸>5 μm的析出相大幅減小，且部分第二相長大變為針狀。說明3.8 mm厚鋁箔經高溫均勻化退火后，鑄軋坯料“遺傳”的非平衡析出相發生了溶解和均勻化擴散，而受高溫環境的影響部分析出相形貌發生了變化，長大為針狀相。相關研究也表明[6]，大變形量冷軋加工后，冷軋板中的位錯密度更高，均勻化退火時位錯可以為Fe，Si等原子的擴散提供通道，促使原子擴散，有利于形成更細小的第二相。

圖3 以冷軋加工率45.7%冷軋后鋁箔均勻化退火后縱截面金相組織照片：(a) 上表層，(b)中心層，(c)下表層Fig.3 Metallographs of longitudinal section of 1235 aluminum alloy cold rolled foil with 45.7% cold working amount after homogenization annealing：(a) surface layer，(b) centre layer，(c) bottom layer

圖4 以冷軋加工率45.7%冷軋后的鋁箔均勻化退火后的第二相尺寸分布Fig.4 Size distribution of the second phase of 1235 aluminum alloy cold rolled foil with 45.7% cold working amount after homogenization annealing

為進一步研究3.8 mm厚鋁箔坯料組織經高溫均勻化退火后第二相化合物組分的變化，對退火前后試樣進行XRD分析，結果如圖5所示。結果顯示，1235合金坯料冷軋后所獲鋁箔在均勻化退火前后基本為Al基體和微量的Fe4.23Al12.02Si0.75第二相，即θ相(FeAl3)，占比為0.68%。已有相關研究認為[7]，隨著軋制的進行，顆粒狀第二相受擠壓聚集后的宏觀形貌更趨向于纖維狀和絲狀，顆粒狀的θ相和α-AlFeSi 相居多，而棒狀或針狀的θ相則較少；經過均勻化退火處理之后，顆粒狀的θ相發生均勻化擴散，而少部分會發生長大變成針狀。圖5所示的XRD圖譜也說明退火未改變第二相的屬性，只是在一定程度上改變了相的尺寸。

圖5 以冷軋加工率45.7%冷軋后的鋁箔均勻化退火前(a)、后(b)的XRD圖譜Fig.5 XRD patterns of 1235 aluminum alloy cold rolled foil with 45.7% cold working amount before (a) and after (b) homogenization annealing

3.3 均勻化退火后冷加工過程各道次第二相變化情況

將3.8 mm厚鋁箔均勻化退火后經一道次冷軋至1.8 mm厚，其微觀組織和第二相尺寸、分布如圖6所示，可以看出，針狀相發生了明顯的“折斷”，說明較大的針狀相有較大“脆性”。并對比圖4和圖7的第二相尺寸分布柱狀圖可知，均勻化退火后的坯料經冷加工過程表層組織析出相破碎效果明顯，尺寸在0～1 μm區間的第二相增多，而尺寸在1～2 μm區間的第二相減少；但是尺寸>5 μm的析出相并未減少，而是稍微有增長趨勢，說明針狀第二相雖發生了破碎，但破碎后的尺寸仍在>5 μm范圍內(主要集中在5～9 μm范圍內)。中心部位尺寸在1～2 μm區間的第二相增多，而尺寸在0～1 μm區間的第二相減少，應是軋制過程中鋁箔在厚度方向受到擠壓使第二相發生聚集的緣故；尺寸>5 μm的析出相(主要集中在5～9 μm范圍內)數量變化不是很明顯。

圖6 均勻化退火后的3.8 mm厚鋁箔冷軋至1.8 mm的箔材縱截面金相組織照片：(a) 上表層，(b)中心層，(c)下表層Fig.6 Metallographs of longitudinal section of cold rolled foil with 1.8 mm thickness from homogenization annealed foil with 3.8 mm thickness：(a) surface layer，(b) centre layer，(c) bottom layer

圖7 均勻化退火后的3.8 mm厚鋁箔冷軋至1.8 mm的箔材第二相尺寸分布Fig.7 Size distribution of the second phase of cold rolled foil with 1.8 mm thickness from homogenization annealed foil with 3.8 mm thickness

將3.8 mm厚鋁箔均勻化退火后經兩道次冷軋至0.9 mm及三道次冷軋至0.5 mm，分別截取樣品對其縱截面進行組織觀察(圖8)，并統計其第二相尺寸分布(結果如圖9)。

圖8 均勻化退火后的3.8 mm厚鋁箔冷軋至0.9 mm的箔材(上)和冷軋至0.5 mm的箔材(下)的縱截面金相組織照片：(a1，a2) 上表層，(b1，b2)中心層，(c1，c2)下表層Fig.8 Metallographs of longitudinal section of cold rolled foils with 0.9 mm thickness (upper) and 0.5 mm thickness (lower) from homogenization annealed foil with 3.8 mm thickness：(a1，a2) surface layer，(b1，b2) centre layer，(c1，c2) bottom layer

圖9 均勻化退火后的3.8 mm厚鋁箔冷軋至0.9 mm的箔材(a)和0.5 mm的箔材(b)第二相尺寸分布Fig.9 Size distributions of the second phase of cold rolled foils with 0.9 mm thickness (a) and 0.5 mm thickness (b) from homogenization annealed foil with 3.8 mm thickness

由圖8可看出，1.8 mm厚鋁箔坯料經進一步冷加工后，針狀相有一定的破碎減小，但不太明顯，說明針狀第二相雖有“脆性”，但在一定的尺寸范圍內很難再被破碎，其尺寸分布情況如圖9所示。圖9顯示，坯料組織中尺寸處于0～1 μm和1～2 μm區間的第二相增多，且隨著坯料的逐漸減薄，上表層與中心層的第二相尺寸趨于一致；尺寸>5 μm的第二相(主要集中在5～8 μm范圍內)數量幾乎再無明顯變化。說明隨著累積冷加工率的增加，顆粒狀的第二相進一步被破碎，但針狀相被破碎至5～8 μm范圍內以后再很難被進一步破碎，驗證了針狀第二相“硬而脆”的特性。

4 結 論

(1)對鑄軋坯料直接進行冷加工，對非平衡析出相破碎效果不明顯，而在冷加工過程中擠壓作用對第二相的聚集效果相對明顯。

(2)鑄軋坯料經冷加工所獲3.8 mm厚鋁箔坯料經高溫均勻化退火后，鑄軋坯料“遺傳”的非平衡析出相發生了溶解和均勻化擴散，而在高溫下部分θ析出相(FeAl3)形貌發生了變化，長大為針狀相，即均勻化退火未改變第二相的屬性，只是在一定程度上改變了相的尺寸。

(3)將高溫均勻化退火后鋁箔經一道次冷軋軋至1.8 mm厚，其針狀相發生了明顯的“折斷”，但在隨后的冷加工過程中，針狀相被破碎至5～8 μm范圍內后再很難被進一步破碎，驗證了針狀第二相“硬而脆”的特性。進而說明在退火過程中控制尺寸>5 μm的第二相的數量的重要性。