鐘葉清1，林高用1，徐彪，莫敏華，耿麗彥，王加強(qiáng)，顏飛

(1.中南大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，湖南長(zhǎng)沙，410083；2.浙江偉星實(shí)業(yè)發(fā)展股份有限公司，浙江臨海，317000)

5xxx 系A(chǔ)l-Mg 合金的強(qiáng)度與碳素鋼的接近，具有良好的加工性能、抗腐蝕性能以及焊接性能，是備受青睞的汽車輕量化材料，在歐美市場(chǎng)已被廣泛應(yīng)用于制造發(fā)動(dòng)機(jī)罩、行李箱蓋、車門等汽車覆蓋件[1-3]。作為汽車覆蓋件用材，Al-Mg 合金板主要通過冷沖壓成形的方式加工成各種復(fù)雜的形狀[4-5]。因成形性能優(yōu)良，Al-Mg 合金在連續(xù)大批量生產(chǎn)的小型沖壓件方面的應(yīng)用也具有巨大的潛力，如電容器外殼、服裝用金屬鈕扣等[6-8]。Al-5.12Mg合金屬于5xxx系高鎂鋁合金，其成分與5182 鋁合金的接近，是一種制備汽車覆蓋板、易拉罐蓋、金屬鈕扣等產(chǎn)品的鋁合金結(jié)構(gòu)材料。目前，國(guó)內(nèi)外對(duì)此類高鎂鋁合金在均勻化、中間退火、完全退火等熱處理過程中的組織與性能已開展了較多研究，如蒙玲等[9]通過420 ℃×2 h+510 ℃×10 h的雙級(jí)均勻化處理使5083合金獲得了最優(yōu)的顯微組織與綜合性能。王宇等[10-11]研究了均勻化、中間退火對(duì)5182 鋁合金組織和性能的影響，發(fā)現(xiàn)采用高溫短時(shí)(520 ℃/2 h)對(duì)5182 合金鑄錠進(jìn)行均勻化處理，可使其內(nèi)部非平衡Mg2Si相發(fā)生回溶、變薄，利于破碎，均勻化效果優(yōu)于低溫長(zhǎng)時(shí)(460 ℃/24 h)均勻化；與未經(jīng)中間退火處理的5182-O板材相比，中間退火后的板材晶粒過于細(xì)小，在變形時(shí)金屬化合物破碎程度減小，力學(xué)性能和成形性能未能得到有效提高。MALIK 等[12]研究表明5182 合金熱軋加工時(shí)將溫度維持在250 ℃，軋后在340 ℃退火45 min，可以獲得比較好的成形性能，但由于退火過程中發(fā)生了再結(jié)晶，材料強(qiáng)度降低。王博等[13]研究發(fā)現(xiàn)冷軋變形量為75%的5052 合金薄板經(jīng)300 ℃×4 h退火處理后，伸長(zhǎng)率可提高至23%，抗拉強(qiáng)度則下降至212 MPa，沖壓性能良好。史朝陽等[14]研究表明5182 鋁合金冷軋板隨退火溫度的升高，其強(qiáng)度逐漸降低(300～325 ℃快速降低)，而應(yīng)變硬化指數(shù)n卻大幅提高，當(dāng)退火溫度為325 ℃，保溫時(shí)間為30 min時(shí)，n達(dá)到0.40，成形性能得到明顯改善。胡傳彬等[15]模擬研究了在氣墊式退火爐內(nèi)的5182鋁合金板的高溫退火工藝，使5182鋁合金冷軋板能瞬時(shí)完成初次再結(jié)晶，獲得平均尺寸為11～13 μm 的細(xì)小晶粒。但是，已有相關(guān)報(bào)道主要是針對(duì)高鎂鋁合金在汽車鋁板、罐蓋料等產(chǎn)品中的應(yīng)用開展研究，對(duì)其在五金領(lǐng)域的應(yīng)用報(bào)道極少。當(dāng)前，五金零件輕量化替代材料研究正成為行業(yè)熱點(diǎn)，尤其是服裝鈕扣“以鋁代銅”技術(shù)目前在我國(guó)尚處于試制階段，而日本已實(shí)現(xiàn)產(chǎn)業(yè)化。為適應(yīng)以金屬鈕扣為代表的小五金沖壓件的加工要求，本文作者在實(shí)驗(yàn)室條件下研究退火熱處理對(duì)Al-5.12Mg合金組織與性能的影響，以拓展5xxx系鋁合金的應(yīng)用領(lǐng)域。

1 實(shí)驗(yàn)材料與方法

實(shí)驗(yàn)材料為自行配制和加工的厚度為0.3 mm的Al-Mg 合金帶材，具體合金成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù))為5.12% Mg， 0.37% Mn， 0.15% Cr， 0.13% Cu，0.20% Si，0.35% Fe，0.23% Zn，0.04% Ti，余量為Al。對(duì)Al-5.12Mg合金冷軋態(tài)帶材先后進(jìn)行2組退火試驗(yàn)：第1 組將帶材分別在250，300，350，400和450 ℃下保溫1 h；第2組將帶材在350 ℃下延長(zhǎng)保溫時(shí)間至2，3，5和7 h。 在美國(guó)Instron3369 力學(xué)實(shí)驗(yàn)機(jī)上對(duì)上述不同退火狀態(tài)的試樣進(jìn)行室溫拉伸性能測(cè)試，拉伸速率為1 mm/min。隨后根據(jù)室溫拉伸結(jié)果，按照GB/T 5028—2008“金屬薄板和薄帶拉伸應(yīng)變硬化指數(shù)(n)試驗(yàn)方法”計(jì)算應(yīng)變硬化指數(shù)n。在TCB涂層杯凸試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行杯突試驗(yàn)，沖頭直徑為20 mm，試樣長(zhǎng)×寬×厚為60 mm×60 mm×0.3 mm。采用MX6RT 正置金相顯微鏡進(jìn)行顯微組織觀察。金相樣品進(jìn)行機(jī)械拋光后采用配比為70 mL磷酸+26.5 mL乙醚+1 mL氫氟酸+2.5 mL蒸餾水的電解液進(jìn)行陽極覆膜。利用ZEISS掃描電鏡的EBSD模式對(duì)不同退火狀態(tài)的帶材試樣進(jìn)行微區(qū)組織與取向分析，設(shè)置電壓為20 kV，傾斜角為70°。EBSD 樣品經(jīng)機(jī)械拋光后，在室溫下采用直流電源對(duì)其進(jìn)行電解拋光，直流電壓為12 V，電解時(shí)間為25～30 s，電解液成分為10%高氯酸+90%無水乙醇(體積分?jǐn)?shù))。

2 結(jié)果與討論

2.1 退火條件對(duì)Al-5.12Mg帶材顯微組織的影響

圖1所示為冷軋態(tài)Al-5.12Mg 合金帶材在不同溫度保溫1 h 后的金相顯微組織。由圖1(a)可知：在250 ℃保溫1 h 后，帶材仍保留著平行于軋制方向的變形組織即纖維組織。當(dāng)溫度升高至300 ℃時(shí)，帶材內(nèi)部仍以冷軋態(tài)的纖維組織為主要組織，僅在部分變形晶粒的某一段出現(xiàn)細(xì)小的晶粒，如圖1(b)所示，說明帶材內(nèi)部的某些區(qū)域已進(jìn)入再結(jié)晶的初始階段。隨著溫度進(jìn)一步升高至350 ℃，帶材發(fā)生再結(jié)晶，舊的被拉長(zhǎng)的變形晶粒幾乎被新的等軸晶取代，如圖1(c)所示。當(dāng)退火溫度繼續(xù)升高至400 ℃，材料內(nèi)部的再結(jié)晶晶粒開始吞并周圍的細(xì)小晶粒，晶粒尺寸增大，甚至出現(xiàn)極個(gè)別粗大晶粒，如圖1(d)所示。

圖2所示為冷軋態(tài)Al-5.12Mg 合金帶材在350℃保溫1，2，3和7 h后的軋面取向成像圖，圖2中RD 表示軋向，TD 表示橫向。由圖2(b)可知：保溫時(shí)間由1 h增加至2 h，再結(jié)晶晶粒尺寸變化不大，平均晶粒尺寸為6.69 μm，但晶粒大小分布不均勻的程度減弱。保溫3 h 后，Al-5.12Mg 合金帶材內(nèi)部的再結(jié)晶晶粒尺寸最小，并且尺寸分布均勻，平均晶粒尺寸為5.88 μm，如圖2(c)所示；保溫時(shí)間延長(zhǎng)至7 h，再結(jié)晶晶粒進(jìn)一步長(zhǎng)大，晶粒尺寸增大，如圖2(d)所示。

圖1 不同退火溫度下保溫1 h后Al-5.12Mg帶材的顯微組織Fig.1 Microstructure of Al-5.12Mg strip after annealed at different temperatures for 1 h

圖2 Al-5.12Mg帶材在350 ℃下退火不同時(shí)間后的EBSD成像圖Fig.2 EBSD Inverse pole figures of Al-5.12Mg strip after annealed at 350 ℃for different time

圖3所示為采用EBSD顯微觀察方法測(cè)定的冷軋態(tài)Al-5.12Mg 合金帶材不同退火狀態(tài)的{100}，{110}和{111}取向極圖，圖3中X0為軋向，Y0為橫向。從圖3(a)可以看出：冷軋態(tài)Al-5.12Mg 帶材經(jīng)過300 ℃×1 h退火處理后，仍保留較強(qiáng)的冷軋變形織構(gòu)，包括{110}〈112〉Brass 織構(gòu)、{112}〈111〉Copper織構(gòu)以及S取向，最大極密度為8.24，這與圖1(b)所示的帶材變形纖維組織相一致。在經(jīng)過350 ℃×1 h 退火處理后，帶材的Brass 織構(gòu)和Copper 織構(gòu)強(qiáng)度明顯減弱，同時(shí)形成較強(qiáng)的{110}〈001〉Goss 織構(gòu)，最大極密度為3.96，以及取向密度較小的{001}〈100〉Cube 織構(gòu)和R 取向，如圖3(b)所示。在350 ℃退火溫度下，將保溫時(shí)間延長(zhǎng)至2 h，帶材發(fā)生完全再結(jié)晶，Cube織構(gòu)取向密度增大至6.84，Goss 織構(gòu)取向密度變化不大，如圖3(c)所示；退火時(shí)間繼續(xù)延長(zhǎng)至3 h，帶材仍保留著Cube 織構(gòu)，但取向密度開始降低，最大極密度為4.92，Goss 織構(gòu)的取向密度明顯減弱，同時(shí)還保留少量的冷軋織構(gòu)，如圖3(d)所示。

從圖2可知：冷軋態(tài)Al-5.12Mg 帶材在350 ℃退火溫度下，延長(zhǎng)保溫時(shí)間至2 h，帶材發(fā)生完全再結(jié)晶，但再結(jié)晶晶粒尺寸變化不大，這與再結(jié)晶織構(gòu)的形成有關(guān)。研究表明，再結(jié)晶完成時(shí)產(chǎn)生的織構(gòu)可使再結(jié)晶的晶粒長(zhǎng)大速率降低，即織構(gòu)制動(dòng)效應(yīng)[16]。從圖3可知：Al-5.12Mg 帶材完全退火態(tài)的再結(jié)晶織構(gòu)主要由Cube織構(gòu)和Goss織構(gòu)組成，同時(shí)還有少量的冷軋織構(gòu)。再結(jié)晶織構(gòu)的形成，對(duì)晶粒長(zhǎng)大具有阻礙作用，使帶材的晶粒尺寸隨退火時(shí)間的延長(zhǎng)無明顯變化。經(jīng)過350 ℃×3 h 退火處理后，帶材的Cube 織構(gòu)的強(qiáng)度減弱到4.92，說明再結(jié)晶晶粒間的位向差不大，晶界的界面能比350 ℃×2 h狀態(tài)下的晶界界面能低，晶粒長(zhǎng)大速率進(jìn)一步降低，導(dǎo)致再結(jié)晶晶粒尺寸繼續(xù)減小。隨著退火時(shí)間延長(zhǎng)至7 h，相比于退火3 h，再結(jié)晶晶粒尺寸明顯增大，說明再結(jié)晶織構(gòu)對(duì)晶粒長(zhǎng)大的制動(dòng)效應(yīng)存在某一極限，但具體的極限值即再結(jié)晶織構(gòu)強(qiáng)度及類型與晶粒尺寸的量化關(guān)系還需要進(jìn)一步研究。

2.2 退火條件對(duì)Al-5.12Mg帶材力學(xué)性能的影響

圖4所示為冷軋態(tài)Al-5.12Mg 合金帶材在不同退火溫度下保溫1 h后，屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度和斷后伸長(zhǎng)率δ的變化曲線。由圖4可知：隨著退火溫度升高，材料的強(qiáng)度變化總體呈下降趨勢(shì)。當(dāng)退火溫度處于300～450 ℃范圍內(nèi)，材料的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度的變化不大，但在350 ℃時(shí)均出現(xiàn)極大值，分別為208.8 MPa 和344.8 MPa。當(dāng)溫度達(dá)到450 ℃時(shí)，材料的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度分別由原冷軋 態(tài) 的439.3 MPa 和474.7 MPa 降到193.8 MPa 和330.5 MPa，相應(yīng)的下降幅度達(dá)到56%和30%。另一方面，伸長(zhǎng)率隨著退火溫度的升高不斷增加，由原冷軋態(tài)的7.6%提高至450℃的21.4%。此外，由圖4可知：從250 ℃至300 ℃，材料伸長(zhǎng)率的增長(zhǎng)幅度最大，之后隨溫度進(jìn)一步升高，伸長(zhǎng)率的增幅不斷減小。

圖3 Al-5.12Mg帶材在不同退火狀態(tài)的{100}、{110}和{111}極圖Fig.3 {100},{110}and{111}pole figures of Al-5.12Mg strip in different annealing states

冷加工態(tài)鋁合金在加熱退火時(shí)會(huì)發(fā)生回復(fù)和再結(jié)晶，當(dāng)退火溫度較低時(shí)通常發(fā)生回復(fù)。此外，由于鋁合金是堆垛層錯(cuò)能較高的金屬，容易發(fā)生多邊化等位錯(cuò)重組過程，在回復(fù)階段其加工硬化效應(yīng)會(huì)大幅度減弱。由上述可知：當(dāng)退火溫度為250 ℃時(shí)，Al-5.12Mg 合金帶材仍保留著被拉長(zhǎng)的變形組織，但其強(qiáng)度性能已明顯低于冷軋態(tài)的強(qiáng)度性能，說明在250 ℃溫度下該合金帶材發(fā)生了靜態(tài)回復(fù)，消除了部分加工硬化，從而使帶材強(qiáng)度降低。當(dāng)溫度達(dá)到300 ℃時(shí)，帶材的強(qiáng)度性能接近在400 ℃條件下帶材發(fā)生再結(jié)晶后的強(qiáng)度，但在圖1(b)中僅能觀察到少數(shù)晶界弓出形核后長(zhǎng)成的等軸晶粒，說明在300 ℃保溫1 h 后，回復(fù)的軟化作用是帶材強(qiáng)度下降的主要原因，并且該軟化效果與在400 ℃保溫1 h發(fā)生再結(jié)晶導(dǎo)致的軟化效果相當(dāng)。當(dāng)溫度繼續(xù)升高至450 ℃時(shí)，材料的屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度稍有下降，這主要是因?yàn)橥嘶饻囟壬?，帶材的再結(jié)晶過程加速，再結(jié)晶的軟化作用進(jìn)一步加強(qiáng)。

在250 ℃保溫1 h 后，帶材的伸長(zhǎng)率無明顯提高，這主要是因?yàn)?50 ℃溫度較低，顯微組織與原始冷軋態(tài)相比變化不大，而且回復(fù)的軟化作用也不夠顯著。當(dāng)溫度達(dá)到300 ℃時(shí)，溫度升高，原子運(yùn)動(dòng)加速，帶材發(fā)生比較徹底的回復(fù)，晶體缺陷得到改善，伸長(zhǎng)率直接增大到原冷軋態(tài)伸長(zhǎng)率的2.17 倍，塑性獲得充分的恢復(fù)。當(dāng)溫度升高至350 ℃時(shí)，帶材發(fā)生再結(jié)晶，因此塑性繼續(xù)增加；隨后溫度繼續(xù)升高，再結(jié)晶的軟化作用變強(qiáng)，塑性進(jìn)一步增大。

圖4 Al-5.12Mg帶材在不同退火溫度下保溫1 h的力學(xué)性能Fig.4 Mechanical properties of Al-5.12Mg strip after annealed at different temperatures for 1 h

圖5所示為Al-5.12Mg 冷軋態(tài)帶材在350 ℃保溫不同時(shí)間后的力學(xué)性能變化曲線。從圖5可以看出：當(dāng)退火溫度為350 ℃時(shí)，隨著保溫時(shí)間由1 h延長(zhǎng)至2 h，材料的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度分別降低至152.8 MPa和283.9 MPa，保溫3 h后，帶材屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度為151.4 MPa 和281.6 MPa，保溫時(shí)間繼續(xù)延長(zhǎng)，帶材屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度無明顯變化。在350 ℃溫度下保溫2 h，帶材的強(qiáng)度明顯降低，這主要是因?yàn)閹Р陌l(fā)生了完全再結(jié)晶，之后在3～7 h的保溫時(shí)間內(nèi)，強(qiáng)度無明顯變化，說明再結(jié)晶過程已經(jīng)完成，加工硬化被完全消除。此外，在退火熱處理過程中，隨退火時(shí)間增加，材料的力學(xué)性能通常表現(xiàn)為強(qiáng)度降低，塑性提高，但由圖5可知帶材斷后伸長(zhǎng)率在保溫2 h 后降低，結(jié)合前述可知保溫2 h后帶材的再結(jié)晶晶粒尺寸變化不大，但相比于保溫1 h的狀態(tài)，主要織構(gòu)類型由Goss 織構(gòu)轉(zhuǎn)變?yōu)镃ube 織構(gòu)，最大極密度也由3.96變?yōu)?.84，說明織構(gòu)類型的轉(zhuǎn)變即晶粒取向的變化也會(huì)對(duì)Al-5.12Mg 合金帶材的塑性產(chǎn)生影響，并且在該狀態(tài)下的影響程度大于晶粒尺寸的影響。保溫3 h 后伸長(zhǎng)率升高至最大值為20.0%，這主要與再結(jié)晶晶粒的細(xì)化有關(guān)。保溫時(shí)間繼續(xù)增加，伸長(zhǎng)率又開始降低，保溫時(shí)間為7 h時(shí)伸長(zhǎng)率降低至15.3%，主要原因是帶材再結(jié)晶晶粒尺寸繼續(xù)增大，晶粒尺寸不均勻。

圖5 Al-5.12Mg帶材在350 ℃保溫不同時(shí)間的力學(xué)性能Fig.5 Mechanical properties of Al-5.12Mg strip after annealed at 350 ℃for different time

2.3 退火條件對(duì)Al-5.12Mg帶材成形性能的影響

金屬薄帶的成形性能是指金屬薄帶對(duì)于沖壓成形過程的適應(yīng)能力，狹義上指在成形過程中薄帶抵抗破裂的能力，常用性能指標(biāo)有應(yīng)變硬化指數(shù)(n)、杯突值(IE)等。n是表征材料應(yīng)變硬化行為的性能指標(biāo)，通常材料n越大，應(yīng)變硬化效果越顯著，變形區(qū)抵抗繼續(xù)塑性變形的能力越強(qiáng)，進(jìn)而變形也越容易由變形區(qū)向未變形區(qū)、由大變形區(qū)向小變形區(qū)傳遞，最終使材料的變形更加均勻，極限變形程度增大，材料總體的成形性能提高。IE 則反映金屬薄帶在雙向拉應(yīng)力作用下，抵抗因厚度減薄而引起的局部頸縮或破裂的能力，在一般情況下，薄帶的IE越大，其成形性能越好。

表1所示為Al-5.12Mg 合金冷軋態(tài)帶材在不同退火溫度保溫1 h 后的應(yīng)變硬化指數(shù)(n)和杯突值(IE)。由表1可知：帶材退火溫度為300 ℃時(shí)，n從冷軋態(tài)的0.06提高至0.27，說明帶材在發(fā)生屈服后抵抗繼續(xù)塑性變形的能力顯著提高，成形性能得到極大的改善。n對(duì)材料狀態(tài)變化比較敏感，研究表明n與材料的屈服強(qiáng)度大致成反比關(guān)系[17]。在300 ℃保溫1 h 后，帶材發(fā)生靜態(tài)回復(fù)，屈服強(qiáng)度明顯降低，n相反地大幅度增加。隨后退火溫度繼續(xù)升高，n仍保持在0.27以上，這主要是帶材發(fā)生了再結(jié)晶，細(xì)小均勻的再結(jié)晶晶粒有利于帶材整體的塑性變形。另一方面在350～450 ℃范圍內(nèi)保溫1 h 后，n無明顯變化，說明在該溫度范圍內(nèi)帶材的成形性能比較接近。

表1 不同退火溫度下Al-5.12Mg帶材的應(yīng)變硬化指數(shù)(n)與杯突值(IE)Table1 IE and n of Al-5.12Mg strip after annealed at different temperatures

從表1還可以看出：250 ℃退火處理后，帶材的杯突值(IE)無明顯提高，但300 ℃退火處理后，IE由冷軋態(tài)的3.22 mm增加至7.04 mm。這主要是因?yàn)?50 ℃溫度較低，帶材雖然發(fā)生了回復(fù)，但其塑性未得到恢復(fù)，難以發(fā)生大的塑性變形，因而在雙向拉應(yīng)力作用下很快發(fā)生破裂；300 ℃溫度較高，回復(fù)軟化作用顯著，并開始發(fā)生再結(jié)晶，帶材的塑性得到較好的恢復(fù)。退火溫度升高到350 ℃后，帶材發(fā)生再結(jié)晶，IE 為7.10 mm，相比于300 ℃退火處理無明顯變化，說明300 ℃和350 ℃退火處理的軟化機(jī)制雖然不同，但對(duì)帶材成形性能的改善效果幾乎一致。之后溫度進(jìn)一步升高，IE 稍有下降，其原因是帶材的再結(jié)晶進(jìn)行得比較充分，抗拉強(qiáng)度開始降低，在雙向拉應(yīng)力的作用下抵抗破裂的能力有所減弱。通過上述對(duì)力學(xué)性能與成形性能的分析，Al-5.12Mg冷軋態(tài)合金帶材的退火溫度宜選為350 ℃。

表2所示為Al-5.12Mg 合金冷軋態(tài)帶材在350 ℃下退火不同時(shí)間后的應(yīng)變硬化指數(shù)(n)和杯突值(IE)。由表2可知：在350 ℃退火條件下，保溫時(shí)間為2 h 時(shí)，帶材的n提高至0.34。由于退火溫度較高，再結(jié)晶形核與長(zhǎng)大速率加大，完成再結(jié)晶時(shí)間縮短，帶材成形性能達(dá)到穩(wěn)定水平的時(shí)間減少，因此在350℃保溫3 h后，帶材的n已達(dá)到穩(wěn)定值0.35；隨著退火時(shí)間增加，IE 稍有下降，保溫3 h 后帶材IE 為6.95 mm，與保溫1 h 后的IE相比，減小了約2%。這主要是因?yàn)閹Р耐耆俳Y(jié)晶退火后織構(gòu)類型與強(qiáng)度的變化，使n明顯增加，在杯突試驗(yàn)的脹形過程中，帶材加工硬化能力變強(qiáng)，變形更加均勻，不容易產(chǎn)生局部開裂現(xiàn)象。因此在帶材的抗拉強(qiáng)度因完全再結(jié)晶明顯降低，抵抗破裂能力減弱的情況下，帶材仍具有較高的IE。延長(zhǎng)退火時(shí)間至5 h和7 h，帶材的n和IE均變化不大，說明繼續(xù)延長(zhǎng)退火時(shí)間對(duì)提高成形性能無明顯作用。綜上所述，若需制備完全再結(jié)晶的退火軟態(tài)帶材，退火時(shí)間宜選為3 h。

表2 不同退火時(shí)間Al-5.12Mg帶材的應(yīng)變硬化指數(shù)(n)與杯突值(IE)Table2 IE and n of Al-5.12Mg strip after annealed for different time

為檢驗(yàn)本文研制的Al-5.12Mg合金帶材對(duì)小五金沖壓件深沖成形過程的適應(yīng)性，選擇代表性的服裝用金屬鈕扣進(jìn)行沖壓試驗(yàn)。金屬鈕扣雖然是普通產(chǎn)品，但對(duì)材料的深沖成形性能要求極高。一直以來該行業(yè)都是采用塑韌性非常好的黃銅、鋅銅合金或奧氏體不銹鋼沖制鈕扣。但此類產(chǎn)品需求量極大，若能采用輕質(zhì)鋁合金材料替代，則可大幅度降低成本，提高效益，尤其是節(jié)省銅資源，具有重大現(xiàn)實(shí)意義。然而在這項(xiàng)技術(shù)方面，我國(guó)目前仍然為空白，其根本原因是很難找到可以同時(shí)滿足優(yōu)異深沖成形性能、較高強(qiáng)度性能和陽極氧化著色性能的綜合要求的鋁合金帶材。

將厚度為0.3 mm 的退火態(tài)Al-5.12Mg 合金帶材送至國(guó)內(nèi)某鈕扣生產(chǎn)企業(yè)的現(xiàn)場(chǎng)，在原有的黃銅鈕扣的生產(chǎn)條件下進(jìn)行沖壓工藝試驗(yàn)，試制金屬組合鈕扣，其中冷軋態(tài)、350 ℃×1 h不完全退火態(tài)帶材用于變形量小的鈕扣沖裁拉深加工，350 ℃×3 h完全退火態(tài)帶材用于變形量大的鈕扣連續(xù)拉深加工，實(shí)驗(yàn)結(jié)果如圖6和圖7所示。從圖6可知：冷軋態(tài)帶材由于加工硬化，強(qiáng)度高、塑性差，在鈕面沖裁拉深的過程中發(fā)生破裂；350 ℃×1 h 退火態(tài)帶材由于發(fā)生不完全再結(jié)晶，消除部分加工硬化，恢復(fù)一定的塑性，制備出變形量較小的鈕扣。由圖7(a)可知：該狀態(tài)的帶材在連續(xù)拉深級(jí)進(jìn)模沖壓過程中沒有發(fā)生破裂，順利制成了變形量較大的鈕扣，這主要是因?yàn)閹Р陌l(fā)生了完全再結(jié)晶，加工硬化效果被完全消除，塑性得到了充分的恢復(fù)。對(duì)制備的鈕面進(jìn)行陽極氧化著色處理，結(jié)果顯示鈕扣制件表面著色均勻，黑、銀、紅、藍(lán)這4種顏色的著色效果都較好，如圖7(b)所示。實(shí)驗(yàn)結(jié)果表明：經(jīng)退火處理的Al-5.12 合金冷軋帶材深沖成形性能優(yōu)良，可沖制多種金屬鈕扣，使用性能達(dá)到行業(yè)標(biāo)準(zhǔn)，且可以通過氧化著色實(shí)現(xiàn)多種彩色裝飾。

圖6 不同狀態(tài)Al-5.12Mg帶材沖制的服裝鈕扣Fig.6 Clothing buttons made of Al-5.12Mg strip in different states

圖7 350 ℃×3 h退火態(tài)Al-5.12Mg帶材連續(xù)拉深加工的服裝鈕扣Fig.7 Continuously deep-drawn clothing buttons made of Al-5.12Mg strip annealed 350 ℃for 3 h

3 結(jié)論

1)Al-5.12Mg合金冷軋態(tài)帶材在300 ℃保溫1 h后發(fā)生回復(fù)，仍保留纖維組織，僅形成部分細(xì)小的再結(jié)晶晶粒，存在由Brass、Copper 織構(gòu)以及S取向組成的冷軋織構(gòu)。在350 ℃保溫1 h 后帶材發(fā)生不完全再結(jié)晶，冷軋織構(gòu)取向密度降低，并形成較強(qiáng)的Goss 織構(gòu)。在350 ℃下延長(zhǎng)保溫時(shí)間，帶材發(fā)生完全再結(jié)晶，形成以Cube 織構(gòu)為主的再結(jié)晶織構(gòu)。再結(jié)晶織構(gòu)對(duì)晶粒長(zhǎng)大有阻礙作用，在350 ℃×3 h 時(shí)再結(jié)晶晶粒平均尺寸最小，為5.88 μm。

2)隨退火溫度升高，Al-5.12Mg合金帶材強(qiáng)度逐漸降低，斷后伸長(zhǎng)率提高，應(yīng)變硬化指數(shù)(n)與杯突值(IE)顯著增大。350 ℃×1 h 狀態(tài)的帶材綜合性能最佳，其抗拉強(qiáng)度為344.8 MPa，斷后伸長(zhǎng)率達(dá)到19.8%，n為0.27，IE為7.10 mm。

3)在退火溫度350 ℃下延長(zhǎng)保溫時(shí)間，Al-5.12Mg合金帶材強(qiáng)度先降低后保持不變，斷后伸長(zhǎng)率總體上先升高后降低，n增大至0.35后保持穩(wěn)定，IE稍有下降；保溫3 h時(shí)，帶材為完全退火的軟態(tài)，抗拉強(qiáng)度為281.6 MPa，斷后伸長(zhǎng)率為20.0%，n為0.35，IE為6.95 mm。

4)經(jīng)退火處理的Al-5.12Mg合金帶材，其深沖成形性能、力學(xué)性能和氧化著色性能，均可滿足金屬鈕扣生產(chǎn)和使用要求。