铝板冲制开裂的原因分析

通过对样品的综合分析得知，造成板材在冲制过程中开裂的主要原因是由于再结晶晶粒尺寸的不均匀性以及基体中化合物质点形态的特殊性，在产品成形时随变形程度的逐渐增加，晶间结合强度减弱，化合物周围局部发生应力集中而诱发微细裂纹，裂纹进一步扩展造成开裂而导致产品报废。下面以典型的1070合金和3003合金做详细分析。

1 对1070合金深冲开裂原因探讨

1070-O合金深冲制品开裂的主要原因是成品退火后的晶粒组织粗大，其次是有害的针状AlFeSi相。 1.1 杂质元素的影响

1070合金中的主要微量元素是和Fe和 Si。一般来说，为了防止铸锭造时产生开裂及块状初晶硅的出现，工业上都要求铸锭成分中Fe>Si。一方面Fe和Si可以作为合金元素少量地固溶于基体中，起到一定的固溶强化作用；另一方面，在半连续铸造过程中易与α（Al）结合生成α（Al）+AlFeSi共晶组织，存在于枝晶网络间，其中的AlFeSi杂质相呈现出针状的形貌。AlFeSi相是脆性相，在进行压力加工（特别是大轧制力大压下量的热加工）时，该相极易被破碎而沿金属轧制方向呈条状或链状分布，冷加工阶段及成品退火对其形态没有实质性的影响，具有类似纤维定向排列的第二相化合物并不因再结晶的作用而消除，反而使金属材料的力学性能具有了微弱的方向性，即纵向的强度比横向的强度略高。

在制品进行深冲加工的过程中，由于板材发生塑性变形使位错源陆续启动。随着变形程度的加剧，这些错位源将分别增殖出大量的位错环，即发生移动的位错数量越来越多。而存在于退火板材晶界的AlFeSi针状相就成为阻碍位错运动、造成位错塞积的场所，并且在AlFeSi相周围附近区域基本变形不均匀，特别是在针尖部位产生非常大的应力集中。根据甄纳-斯特罗错塞积理论，对于面心立方结构的铝合金材料，在滑移面上的切应力作用下，刃型位错互相靠近。当切应力达到某一临界值时，塞积处的位错群互相挤紧聚合成为一个高为nb、长为r的楔形裂纹（n为塞积位错数量，b为柏氏矢量，r为自位错塞头到裂纹形成点的距离）理论认为，如果塞积头处的最大拉应力能够等于理论断裂强度而形成裂纹。此时，材料的塑性变形就成为裂纹扩展的主要驱动力，加速制品开裂。

1．2 成品退火的影响

成品退火的目的是获得细小、均匀的再结晶晶粒，如金属各向同性好，就能保证制品在加工成型过程中变形的同步性。影响再结晶的因素很多，有退火温度和时间、冷变形量、第二相化合物及可溶性合金元素等，其中以退火温度与冷变形量对再结晶过程的影响最大。着重对结晶退火温度进行了摸索。这也是工业生产上最好控制的一个因素。

随着退火温度的升高，冷轧后的材料经历了一个从回复、再结晶形核及晶粒长大三个阶段。在低温260℃

退火时，仅发生回复，晶体缺陷密度和分布有所改变，但显微组织却发生变化。当温度升到300℃时，出现了再结晶，并且部分晶粒已发生了一定程度的长大，但尺寸还比较小，此时的金属处于不完全再结晶阶段，虽然塑性得到了改善，但期强度仍然偏高。当温度达到320～340℃时发现，合金组织已全部转变为再结晶组织，具有较为均匀的细晶粒。温度升至360℃后，晶粒尺寸已发生了明显的长大。为此退火温度340℃时，能够使合金获得比较好的综合性能。

2 对3003合金深冲开裂原因探讨

3003合金深冲制品产生开裂的主要原因是由于铸锭未进行高温均匀化处理导致基体中Mn元素的分布不均匀，以及MnAL6一次晶的形态不规则，而冷轧板材的成品退火工艺不能消除卷材的这种现象。

3003合金在半连续铸造过程中，由于冷却速度很快，加上Mn原子的扩散系数较小，扩散激活很大，大部分Mn原子的扩散数较小，扩散激活能大，大部分Mn以过饱和固溶体的形式存在于α（AL）在晶界形成连续网状的共晶体，另有少量的MnAL6以粗大硬脆的的初晶存在。共晶体中的MnAL6相，在高温长时均匀化过程中容易发生从非平衡结晶向平衡状态转变，逐步溶入基体。而初生的MnAL6相，其形态为不规则的块状或片状，其尖角部分可以在一定条件下发生溶解球化，这样降低了铸锭热轧开裂的危险性。同时，过饱和固溶体经过高温加热会发生分解，铸造时溶于基体中的Mn，将按照溶解度随温度降低而减小的规律在晶粒内部沉淀析出细小的MnAL6相，并经足够时间的保温能比较均匀地分布基体中。但另一方面，随着加热时间的延长，初生的MnAL6相与析出的MnAL6相也会发生聚集而长大，致使固溶体中的Mn重新分配，使得α（AL）基体再次产生成分上的差异，对后续加工和热处理极为不利。

块状的MnAL6初晶在热加工阶段由于受到很大轧制压力的作用能够被充分破碎，沿变形方向呈条状分布。这种情况与1070合金相类似，只是由于3003合金中第二相的数量明显多于前者，使得材料内部潜在的裂纹源更多，因此制品深冲时更容易产生开裂。

MnAL6相受奶火温度的影响非常大。当低温退火时，MnAL6一次晶化合物的形态基本上不发生变化，仍然保留着铸态时的形貌；而温度提高到550℃时，MnAL6相发生了部分溶解，有尖锐的棱角部分变得圆滑；当升温至580℃时 , MnAL6一次晶体化合物的形状已经球化变小，并且过饱和的α（AL）固溶体发生了分解，从基体中析出大量弥散分布的MnAL6第二相，这对于减少Mn原子的偏析、获得均匀细小的再结晶晶晶粒至关重要。然而当均匀化退火温度超过600℃后，伴随着第二相的复溶以及初晶的聚集长大使基体中Mn元素的分布重新变得不均匀。通过以上分析研究认为，对于有深冲性能要求的3003合金材料，铸锭首先应进行均匀化处理，而最适宜的退火温度为320～340℃。