董則防，陳 辰，潘秋紅，劉 浩，孫振智，韓振揚(yáng)

(1.江蘇鼎勝新能源材料股份有限公司，江蘇 鎮(zhèn)江 212000；2.江蘇大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，江蘇 鎮(zhèn)江 212013)

近年來(lái)空調(diào)小型化、輕量化和高性能化方向發(fā)展的趨勢(shì)要求空調(diào)散熱器翅片厚度呈減薄趨勢(shì)，由0.09mm～0.12mm向0.08mm左右發(fā)展[1]?；诮档统杀镜男枨蠖捎描T軋供坯再冷軋箔材，同時(shí)翅片沖壓設(shè)備的改進(jìn)要求空調(diào)箔具有高的強(qiáng)度和成型性[2]，給空調(diào)箔的生產(chǎn)提出了更高、更嚴(yán)的要求。Al-Mn系合金因具有質(zhì)輕、導(dǎo)熱性高、成形性高、良好的耐腐蝕等特點(diǎn)[3]，因而廣泛應(yīng)用于國(guó)內(nèi)外空調(diào)翅片的生產(chǎn)，如3003、3102等合金。目前，采用鑄軋法生產(chǎn)的3102空調(diào)箔素鋁箔，延伸率、杯突值不穩(wěn)定，不能很好的滿(mǎn)足空調(diào)箔的要求[4，5]。其主要原因是現(xiàn)有3102鋁合金鑄軋工藝不穩(wěn)定導(dǎo)致3102鋁合金組織不均勻及化合物相差異較大導(dǎo)致翅片成型時(shí)出現(xiàn)斷裂；退火工藝不適當(dāng)出現(xiàn)力學(xué)性能不穩(wěn)定不適應(yīng)現(xiàn)有翅片成型設(shè)備對(duì)力學(xué)性能的要求[6-8]。針對(duì)現(xiàn)有技術(shù)的弱點(diǎn)，本文研究了不同制備工藝對(duì)其力學(xué)性能的影響，以及微觀組織與力學(xué)性能、成形性的關(guān)系，以適應(yīng)不同的翅片成型設(shè)備及成型方式，對(duì)提高空調(diào)箔質(zhì)量和降低企業(yè)生產(chǎn)成本具有實(shí)際意義。

1 實(shí)驗(yàn)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(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)為，F(xiàn)e0.10～0.15，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(jīng)多道次冷軋直接軋至成品厚度0.095mm。對(duì)不同溫度下的成品退火鋁箔分別取樣，對(duì)試樣表面采用SEM及EDS進(jìn)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(duì)不同退火溫度的鋁箔取樣分別制標(biāo)準(zhǔn)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(wàn)能實(shí)驗(yàn)機(jī)和GBS-60杯突試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行拉伸以及杯突試驗(yàn)。

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果

2.1 成品退火制度對(duì)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(jīng)過(guò)多道次大壓下量軋制，粗大的第二相已被破碎，經(jīng)成品退火后破碎的第二相發(fā)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(shí)部分第二相發(fā)生球化，說(shuō)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(shí)，再結(jié)晶晶粒長(zhǎng)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(xiàn)部分大尺度的第二相，尺度在0.5μm左右。退火溫度在300℃時(shí)，第二相又彌散析出，尺寸在0.2μm以?xún)?nèi)，說(shuō)明第二相在高溫下基本溶于基體，待冷卻后再?gòu)浬⑽龀?。?jīng)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(duì)空調(diào)箔成型性能影響

對(duì)不同退火態(tài)成品進(jìn)行抗拉強(qiáng)度和延伸率測(cè)試，分別測(cè)出與軋制方向成0°、45°、90°試樣的力學(xué)性能，拉伸后各個(gè)溫度下不同取向樣品的抗拉強(qiáng)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(qiáng)度和延伸率

由圖3可知，退火溫度為180℃～300℃時(shí)，隨著退火溫度的升高，3102鋁箔的抗拉強(qiáng)度呈下降趨勢(shì)，而延伸率隨溫度的升高而上升。當(dāng)溫度升高至260℃時(shí)都出現(xiàn)了數(shù)值上的轉(zhuǎn)折，其中抗拉強(qiáng)度值急劇下降，延伸率迅速上升。說(shuō)明3102鋁合金在260℃達(dá)到了再結(jié)晶溫度。不同取樣方向的試樣在同樣的退火條件下，抗拉強(qiáng)度、延伸率的變化趨勢(shì)相同，但45°方向的抗拉強(qiáng)度在260℃退火后，隨著溫度的升高下降速率較其他兩個(gè)方向略大，同時(shí)延伸率的升高速率低于其他兩個(gè)方向。在260℃以上時(shí)， 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(kāi)始低于另外兩個(gè)取樣方向的試樣，溫度越高越明顯，說(shuō)明再結(jié)晶后出現(xiàn)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(gòu)等諸因素的交互作用。經(jīng)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(xiàn)的是大量的軋制織構(gòu)，即使經(jīng)再結(jié)晶(未達(dá)到完全再結(jié)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(zhǎng)優(yōu)勢(shì)，各向異性依然存在，同時(shí)沿45°方向的鋁箔晶粒內(nèi)最大切應(yīng)力的方向應(yīng)與晶界的方向一致，使3102鋁箔具有較其他兩個(gè)方向低的屈服強(qiáng)度。但沿45°方向的延伸率卻出現(xiàn)提升延緩的現(xiàn)象，并隨退火溫度的提高延緩加大，與此相關(guān)的是成型性也出現(xiàn)了下降。

不同退火溫度下測(cè)試的杯突值結(jié)果如圖4所示?？梢钥闯霎?dāng)退火溫度由180℃到300℃時(shí)，試樣的杯突值(IE)逐漸增大，在280℃左右達(dá)到最大值5.7mm，當(dāng)退火溫度繼續(xù)升高時(shí)，杯突值又逐漸降低。

圖4 鋁箔成品退火后的杯突值

結(jié)合退火后微觀組織的變化，在260℃及之前，退火過(guò)程中只產(chǎn)生了回復(fù)和少部分再結(jié)晶，第二相并未發(fā)生較大轉(zhuǎn)變，由于回復(fù)和部分再結(jié)晶過(guò)程減少了鋁箔的殘余應(yīng)力以及缺陷濃度，使成型性能提高，但塑性提升較小。在280℃時(shí)，3102鋁箔發(fā)生了完全再結(jié)晶，第二相析出在晶界，提高了晶界強(qiáng)度，使塑性提升較快，成型性能繼續(xù)升高。此時(shí)雖然不同取向的的延伸率出現(xiàn)差別，但45°方向的延伸率并未低于另外兩個(gè)方向太多，鋁箔的各相異性較小。而在300℃時(shí)，再結(jié)晶溫度升高使第二相基本溶于基體再?gòu)浬⑽龀?，雖延伸率提高卻使再結(jié)晶織構(gòu)強(qiáng)于軋制織構(gòu)，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(shí)，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(duì)基體產(chǎn)生強(qiáng)化作用的同時(shí)也提高了材料的應(yīng)變硬化指數(shù)，使其在深沖時(shí)容易拉裂，杯突值降低從而導(dǎo)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(duì)較大，在深沖過(guò)程中對(duì)位錯(cuò)的釘扎作用較低，不至于產(chǎn)生太強(qiáng)的應(yīng)變硬化。

3 結(jié)論

(1)3102鋁箔在成品退火過(guò)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(kāi)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(shí)其析出相的彌散度加大。

(2)鋁箔經(jīng)過(guò)成品退火后，抗拉強(qiáng)度和延伸率隨溫度的變化表明260℃是開(kāi)始再結(jié)晶的溫度，并出現(xiàn)了各向異性，鋁箔的杯突值(IE)在280℃達(dá)到了最大5.7。

(3)退火溫度在280℃時(shí)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。