1. 引言
5083铝合金属Al-Mg系不可热处理强化型变形铝合金，具有质量轻、中等强度、良好的成型性能、耐蚀性能、焊接性能等特点，因此广泛应用于车辆、船舶、航空航天等交通运输制造业及罐料制造业等领域[1] -[3] 。5083铝合金板材经冷轧变形后，强度提高，而塑性降低，给后续深冲等冷变形加工带来困难，因此在进行成型工艺之前常需要对板材进行退火处理，以改善板材的成型性能[4] -[5] 。本文将对冷变形量为80%的5083板材在不同温度下进行退火处理，对板材组织性能进行检测，分析退火制度对5083铝合金板材组织性能的影响。
2. 实验材料和实验方法
本文实验用材料为5.0 mm厚5083-O态热轧板，其化学成分如表1所示。
将热轧板冷轧至1 mm，冷变形量为80%，从冷轧板上截取样品分别进行如下处理：不退火、270℃/1 h退火、300℃/1 h退火、330℃/1 h退火、360℃/1 h退火、390℃/1 h退火，并将样品分别记为1#、2#、3#、4#、5#、6#。对6组样品进行金观察与纵向室温拉伸检测，分析不同退火制度对金相组织与力学性能的影响；对1#、4#、5#、6#等4组样品进行冲杯实验，分析退火制度对深冲性能的影响；采用Brucker D8 Discovery测量1#、5#样品的{111}、{200}、{220}、{113} 4 个不完全极图，运用球谐函数级数展开法求出l = 34时的取向分布函数(ODF)，采用PSO织构组分法计算真ODF，并应用Texture Calc软件导出取向线，分析退火工艺对织构组态的影响[6] -[8] 。
Table 1. Chemical composition table (wt%)
表1. 化学成分表(wt%)
3. 实验结果与分析
3.1. 金相组织
图1为6种不同热处理制度下样品的纵截面金相组织图。未经退火处理的1#样品金相组织沿轧向呈纤维状分布，这也是典型的冷轧金相组织；样品2#的金相照片中的个别区域出现了孤立的小晶粒，这说明冷轧板经270℃/1 h退火后开始发生再结晶；经300℃退火后的3#样品发生了明显的再结晶现象，细小晶粒明显增多，且逐步取代周围的纤维组织；随着退火温度的升高，再结晶程度进一步提高，当退火温度升高到360℃时，细小晶粒已经完全取代冷轧态的纤维组织，板材已经实现完全再结晶；当退火温度进一步提高到390℃时，晶粒开始长大。6组样品的金相组织说明退火温度对板材金相组织影响较为明显，温度越高，再结晶越程度越高，当温度超过了板材的完全再结晶温度时，晶粒开始长大。
3.2. 力学性能
图2为6种样品的力学性能检测结果。从检测结果可知冷轧板具有较高的抗拉强度与屈服强度，抗
Figure 1. Metallographic structure (×50)
图1. 金相组织 (×50)
Figure 2. Mechanical properties
图2. 力学性能
拉强度达412 Mpa，屈服强度达390 MPa，而延伸率只有8%。板材经270℃/1 h与300℃/1 h退火后力学性能变化较大抗拉强度与屈服强度都明显下降，而延伸率明显升高。在300℃以上对板材进行退火时，抗拉强度与屈服强度依旧有所下降，延伸率有所提高，但是变化不明显，抗拉强度σb保持在300~310 Mpa左右，屈服强度σ0.2在140~150 Mpa左右，延伸率δ在23%~25%左右。
3.3. 深冲性能
图3为板材的深冲样品图。未经退火的1#样品冲杯时底部出现断裂，而退火后的样品表现出良好的深冲性能，不但未出现裂边，而且制耳率都较低。
采用公式(1)对4#、5#、6#板材深冲后杯子的制耳率进行计算，计算结果如表2所示。从表2可知5083铝合金冷轧板经360℃/1 h退火后板材的深冲性能最好，其制耳率只有2.44%。
(1)
式中e为制耳率；hmax为杯子所有制耳波峰的平均高度；hmin为杯子所有制耳波谷的平均高度。
3.4. 织构
1#与5#样品在不同取向线上织构组态的分布如图4所示。从图4(a)中的α取向线及图4(b)中的β取向线织构强度f(g)值可知，未退火的1#与经过360℃/1 h退火的5#样相比，1#样的Cu织构({112}<111>)、S织构({123}<634>)、黄铜织构({011}<211>)明显强于5#样，其强度是5#样的3倍左右，Cu织构({112}<111>)、S织构({123}<634>)、黄铜织构({011}<211>)是铝合金在轧制过程中产生的典型轧制织构，这说明1#样品具有很强的轧制织构。从图4(c)中Cube-ND取向线可以看出5083铝合金板经360℃/1 h退火后立方织构({001}<100>)与旋转立方织构({001}<110>)明显增强，其强度接近于1#样的2倍，立方织构({001}<100>)又叫再结晶织构，是铝合金退火后发生再结晶时产生的织构，从Cube-ND取向线可以看出5#样品产生了较强的再结晶织构。两组样品的织构组态表明冷轧板经360℃/1 h退火后轧制织构强度
Figure 3. Samples of deep drawing
图3. 深冲样品
Table 2. Earing ratio (%)
表2. 制耳率(%)
(a) (b) (c)
Figure 4. The analysis results of orientation line, (a) α fiber; (b) β fiber; (c) Cube-ND
图4. 取向线分析图，(a) α取向线；(b) β取向线；(c) Cube-ND取向线
减弱，而再结晶织构强度增强。
4. 分析与讨论
铝合金板材经冷轧过程中晶粒沿着主变行方向拉长，当变形量很大时，各个晶粒已经不能很清楚的辨别开来，晶粒将呈现出纤维状，这也是文中1#样品金相组织呈纤维状分布的原因。在冷轧过程中，位错将相互纠缠在一起形成包状亚结构，随着变形量的增大，位错变得更稠密，产生明显的加工硬化，同时发生了晶内及晶间破坏，晶格产生了畸变，出现了残余应力，因此1#样品的强度较高，塑性降低，同时使其在深冲过程中容易在底部产生裂纹[9] -[10] 。板材在冷轧过程中，各个晶粒滑移伴随着晶粒取向相对于外力有规则的转动，晶粒取向逐渐调整为大体趋于一致的分布状态，因此1#样呈现出较强的Cu织构({112}<111>)、S织构({123}<634>)、黄铜织构({011}<211>)等形变织构特征。而强烈的形变织构对板材的深冲性能是不利的，在深冲过程中容易产生45˚方向制耳[11] -[12] 。
板材经冷轧后空位、位错等结构缺陷密度升高，畸变能升高，处在一个热力学不稳定的高自由能状态。重新加热退火后，晶粒吸收能量，板材的组织性能将发生很大的变化，在温度达到一定程度时，无畸变的等轴新晶粒将逐渐取代变形晶粒，因此文中5083冷轧板经270℃/1 h退火后后在个别区域出现了细小晶粒，即开始发生再结晶现象，经360℃/1 h退火后发生了完成再结晶，当进一步升高温度时，晶粒将开始长大[9] -[10] 。再结晶的发生使得板材位错密度降低，因此5083板材经退火处理后强度降低，塑性提高，同时使其深冲性能得到提高。但是当退火温度高于300℃时，力学性能虽有变化，但是变化不明显，这主要是当退火温度提高到300℃时，纤维组织已经很大程度被细小晶粒取代，板材已经发生了明显的再结晶，位错密度明显减小，加工硬度已很大程度被消除，当温度提高到330℃或360℃时，再结晶程度虽然进一步提高，但是组织变化已经不明显，当温度提高到390℃时晶粒虽然开始长大，但是退火时间只有1 h，晶粒还来不及发生明显的长大，因此当退火温度大于300℃时，力学性能并没有因温度的提高而发生明显的变化。此外，再结晶将使晶粒组织的取向重新分布，因此经360℃/1 h退火的样品形变织构强度减小，而立方织构({001}<100>)与旋转立方织构({001}<110>)增强，立方织构有利于减小形变织构给板材深冲性能带来的不利影响，文中冷轧量为80%的5083铝合金板材经360℃/1 h退火后形变织构与再结晶织构强度配比合理，因此其制耳率只有2.44%[11] -[12] 。
5. 结论
1) 变形量为80%的5083铝合金板材经270℃/1 h退火后开始发生再结晶，随着退火温度的升高，再结晶程度越高，经360℃/1 h退火实现完全再结晶，当温度进一步升高时，晶粒开始变得粗大。
2) 5083板材在270℃~300℃范围内退火时，强度明显下降，而延伸率升高，在300℃~390℃范围内退火板材力学性能变化不明显。
3) 变形量为80%的5083铝合金冷轧板在深冲时容易出现底部断裂，在330℃~390℃范围内对板材进行退火后板材的深冲性能明显改善，板材经360℃/1 h退火后深冲性能最好，制耳率为2.44%。
4) 5083铝合金冷轧板呈现出较强的Cu织构({112}<111>)、S织构({123}<634>)、黄铜织构({011}<211>)等形变织构特征，板材经360℃/1 h退火后形变织构减弱，立方织构({001}<100>)与旋转立方织构({001}<110>)增强，有利于深冲性能的改善。
基金项目
肇庆市科技计划项目(编号：201210903)，国家重点基础研究发展计划(“973”)项目(编号：2012CB619500)。