作者：郑晓蒙
本课题对中间退火工艺进行研究，讨论中间退火工艺对双零铝箔坯料组织、性能的影响。
1 试验材料与方法
1.1试验材料
试验原材料选用1235工业纯铝板带，厚度为0.5 mm~0.6 mm．变形量超过30%。其化学成分见表1。
1.2试验方法
选取同一批料分别在3600C—400CC保温4h、6h、8h进行中间退火。中间退火后的样品经金相砂纸打磨后；电解抛光及阳极覆膜，在偏振光显微镜下进行组织观察；利用AG-100 kN电子万能力学性能试验机分别对RD方向（平行于轧制方向）和TD方向（垂直于轧制方向）样品进行力学性能检测，拉伸速率4 mm/min；用扫描电镜进行断口分析。
2 试验结果分析
2.1金相组织
经不同温度、保温时间中间退火后从样品的金相组织（图1）可知，基体中析出的含Fe、Si第二相逐渐溶解，从而降低第二相对位错的钉扎作用，使第二相强化作用降低，改善其力学性能，提高塑性，使后续轧制容易进行。随退火温度升高晶粒逐渐增大，在380℃退火4h，晶粒有“吞噬”现象，随时间延长发生回复与再结晶，晶界较清晰，含Fe、Si的第二相逐渐变得细小。不同退火工艺对含Fe、Si的第二相溶解、析出时间的影响不同。
2.2力学性能
由图2与图3可知，铝箔坯料纵向的抗拉强度稍高于横向的，前者可达76.4 N/mm2；随着退火温度的升高，铝箔坯料在4000C8 h退火后，其纵、横向抗拉强度均最低，分别为65 N／mm2及62 N/mm2左右，而相应的伸长率最高；3700C退火是纵、横向抗拉强度及伸长率的转折点，在370CC之后随着退火温度升高、时间延长，坯料纵、横向的抗拉强度及伸长率变化不显著；在370℃6h与370CC8 h两种退火工艺制度处理后，坯料抗拉强度及伸长率基本相同。这些情况说明在370℃6h退火坯料已基本完成了再结晶及含Fe、Si的第二相的析出、溶解过程。此试验结果与潘复生等人研究发现：在380C左右退火时，Fe、Si析出比较充分，固溶于基体中的Fe、Si元素达到极小值，达到最佳固溶贫化点现象基本一致。但是，本试验中坯料的再结晶及Fe.Si的析出为370℃6h退火工艺，这是由于本试验中所选取的坯料厚度为0.5 mm~0.6 mm，其加工率达到30%，由于加工率的增大，变形储能增加，导致固溶贫化温度点前移。
坯料经3700C6 h退火后，随着坯料的继续轧制减薄，箔坯的纵、横向力学性能差异将增大，特别是伸长率差异的增大；在成品铝箔轧制时，铝箔内部纵、横向流动差异增大，纵、横向变形程度不一致，导致铝箔局部板形松，不利于铝箔的稳定轧制。因此在变形量不变的前提下，先确定使坯料发生有利于后续轧制相变的温度，然后在保证晶粒尺寸前提下，尽量延长保温时间，促使箔坯基体中的Fe.Si元素充分析出，尽可能降低基体中Fe、Si的含量，并促使基体中的第二相化合物发生有利于轧制的相转变，坯料的内部组织趋向于均匀一致，从而降低箔坯纵、横向力学性能差异，为超薄铝箔生产提供优良坯料。
2.3断口分析
由图4可知，断口光亮，表面有大小、深度不一样的韧窝及蛇形滑移特征，可以判定为韧性断裂。由于铝箔为多晶体，位相不同的晶粒相互约束，滑移必然向多个滑移系进行，滑移系相互交叉，在断口上呈现蛇形滑移特征。韧窝是由于材料塑性变形而形成的显微孔穴，这些显微孔穴随塑性变形的增大而不断扩展和相互连接，直至断裂，这种韧窝在大的塑性变形后形成。在图4中可以看到大小不等、深度度不同的韧窝，同时可以观察到剪切形成的方向相反的拉长韧窝，这说明铝箔纵向拉伸断裂机制为正拉伸与剪切的复合断裂。
3 结论
1)冷轧后的铝箔坯料经中间退火，随退火温度升高、时间延长其晶粒逐渐增大，含Fe、Si的第二相逐渐变得细小。
2)在360C—400℃之间退火，铝箔坯料纵、横向抗拉强度均降低，伸长率升高；在370℃6h退火其纵横向抗拉强度分别为66 N/mm2及64 N/rrim2左右，伸长率均高于30%，各向异性消除，因此最佳中间退火工艺制度为370。C6 h。
3)经370℃6h中间退火的铝箔坯料，其纵向断裂为正拉伸与剪切的复合断裂。
4摘要：
试验研究不同中间退火工艺条件下铸轧铝箔坯料组织、性能的变化，并对断口形貌进行分析。结果表明，随退火温度升高、时间延长其坯料晶粒逐渐长大，在370C保温6h的退火工艺制度最佳，有利于后续轧制工艺进行；断口分析表明在370cc6 h退火条件下纵向断裂为正拉伸与剪切的复合断裂。
