馬志鋒， 趙唯一， 陸 政

(1.北京航空材料研究院， 北京 100095；2.北京市先進鋁合金材料及應用工程技術(shù)研究中心， 北京 100095)

織構(gòu)及組織結(jié)構(gòu)對超高強鋁合金平面力學性能的影響

馬志鋒1,2， 趙唯一1,2， 陸 政1,2

(1.北京航空材料研究院， 北京 100095；2.北京市先進鋁合金材料及應用工程技術(shù)研究中心， 北京 100095)

以自行制備的高合金含量的Al-Zn-Mg-Cu合金為試驗材料，測試觀察擠壓帶板及其制備的等溫模鍛件的織構(gòu)類型及組分強度、組織結(jié)構(gòu)、平面拉伸力學性能及各向異性指數(shù)，通過計算{111}<112>滑移系的施密特因子，采用單晶近似法分析平面拉伸力學性能各向異性與織構(gòu)的關(guān)系，使用霍爾-佩奇定律分析了組織結(jié)構(gòu)與平面拉伸力學性能各向異性的關(guān)系，結(jié)果表明：合金經(jīng)劇烈變形后，以變形織構(gòu)為主，變形織構(gòu)會引起各向異性，導致合金45°方向強度偏低；擠壓形成的纖維組織是引起擠壓帶板L向及LT向各向異性的主要原因。{110}<112>Brass織構(gòu)強度增加，可以抵消纖維組織引起的L向及LT向的各向異性；LT向伸長率低及伸長率各向異性主要是由第二相粒子延晶界的鏈狀分布引起，同時也與織構(gòu)引起的晶粒強度變化有很大關(guān)系。

超高強鋁合金；各向異性；織構(gòu)；施密特因子

Al-Zn-Mg-Cu系(7xxx)超高強鋁合金因具有比強度高、硬度高、經(jīng)濟耐用、加工容易、較好的耐腐蝕性能及良好的韌性等優(yōu)點[1～3]，在航空、航天、軍事工業(yè)、交通運輸業(yè)以及核工業(yè)等領(lǐng)域作為主要承力結(jié)構(gòu)材料被廣泛應用。近年來，隨著上述領(lǐng)域的發(fā)展，對高強鋁合金的綜合性能尤其是強度提出了更高的要求。

從20世紀90年代起，工業(yè)發(fā)達國家利用先進的噴射成型技術(shù)開發(fā)出了抗拉強度達760～810MPa，伸長率達8%～13%的超高強鋁合金。國內(nèi)也有研究單位采用噴射沉積技術(shù)制備坯料，開發(fā)出抗拉強度達800～830MPa，伸長率達8%～10%的超高強鋁合金[4～6]，將鋁合金強度性能指標推向了極高水平。但是在開發(fā)過程中，研究者不但要注重在實驗室條件下獲得性能優(yōu)良的材料，更應考慮材料的工程化應用。由于受設備水平的限制，快速凝固/粉未冶金工藝(RSIPM)難以滿足大批量生產(chǎn)的需求。從目前高強鋁合金發(fā)展狀況來看，傳統(tǒng)鑄造法生產(chǎn)高合金含量的坯料，輔以大變形量剪切變形是獲得高強度材料并滿足工程化應用的有效途徑。利用擠壓產(chǎn)生的效果，Milman等人[7,8]采取大擠壓比制備的高合金含量的合金性能達到了1000MPa。鋁合金制品在經(jīng)過擠壓變形或單方向的大變形量處理后，合金的抗拉強度、屈服強度、伸長率、硬度等力學性能指標隨取樣方向的不同而表現(xiàn)出一定的差異，產(chǎn)生平面力學各向異性[9,10]，對于要求性能均勻的產(chǎn)品來說各向異性是一個不利的因素。研究證明材料各向異性與合金制備過程中形成的織構(gòu)密切相關(guān)，織構(gòu)是影響鋁合金材料均勻性的一個重要原因，也一直是人們的研究熱點。但是，目前的研究主要集中在鋁合金的軋制板材方面[11]，合金也主要是以3xxx系[12]和汽車用的6xxx系[13]等中等強度的鋁合金為主，還未見有關(guān)織構(gòu)對700MPa級超高強鋁合金鍛件平面力學性能的影響的報道。

本研究以自行制備的高合金含量Al-Zn-Mg-Cu合金為試驗材料，對比擠壓帶板及其制備的等溫模鍛件的織構(gòu)類型及組分強度、組織結(jié)構(gòu)、不同取向的抗拉強度及斷裂伸長率，分析平面力學性能與織構(gòu)及微觀組織結(jié)構(gòu)的關(guān)系， 以期為進一步控制織構(gòu)及微觀組織結(jié)構(gòu)、改善該合金的性能，獲得平面力學性能均勻的鋁合金鍛件提供幫助，為合金的批量化應用及性能提升做技術(shù)儲備。

1 試驗材料及試驗方法

試驗采用半連續(xù)鑄造的方法獲得圓型鑄坯，經(jīng)均火、擠壓獲得截面尺為40mm×100mm的擠壓帶板(如圖1所示)，擠壓比為12.5。將獲得的擠壓帶板加工成φ100mm×40mm的圓型鍛坯進行等溫模鍛，變形量80%。將獲得的擠壓帶板及等溫模鍛件進行固溶淬火及時效后，進行相應測試及觀察。

圖1 擠壓帶板尺寸示意圖(單位：mm)Fig.1 The gauge of extruded plate

拉伸試驗在CMT-7304電子萬能材料拉伸試驗機上完成，拉伸速率為2mm/min。每個方向測定值取同一方向3個試樣的平均值，等溫模鍛取樣示意圖見圖2。金相組織觀察在德國產(chǎn)Leica DM 2500M的金相顯微鏡上進行，拉伸試樣斷口形貌觀察在JSA-6360LA掃描電鏡上進行?？棙?gòu)測試在 XRD (X-ray diffraction)衍射儀上完成，測試試樣在擠壓帶板和鍛件厚度中心部位切取，尺寸為20mm×20mm×2.5mm?？棙?gòu)測試采用背反射法，采用Bunge球諧函數(shù)分析與級數(shù)展開法計算相應的取向分布函數(shù)計算ODF(取向分布函數(shù),Orientation distribution function)圖。

圖2 鍛件拉伸試樣取樣方向示意圖Fig.2 Sampling direction of tensile test specimen

2 試驗結(jié)果

2.1 不同取向條件下的力學拉伸性能

時效態(tài)擠壓帶板及時效態(tài)等溫模鍛件(擠壓帶板制備鍛坯)3個方向的拉伸力學性能及平面各向異性指數(shù)(IPA)如表1所示。平面各向異性指數(shù)(IPA)根據(jù)文獻[14]提供的計算方法進行計算，計算公式如下：

IPA(%)=(2Xmax-Xmid-Xmin)/2Xmax

(1)

其中:Xmax為各取向σb和δ5的最大值,Xmid為各取向σb和δ5的中值，Xmin為各取向σb和δ5的最小值。

由表1可以看出，時效態(tài)擠壓帶板平面拉伸力學性能存在明顯的各向異性，抗拉強度L向最高，45°方向最低；伸長率45°方向最高，LT向最低。

時效態(tài)模鍛件平面拉伸力學性能各向異性指數(shù)大幅下降，但各向異性依然存在，與擠壓帶板相比，L向抗拉強度下降，LT向抗拉強度上升，兩個方向抗拉強度基本相當，45°方向抗拉強度上升，但在三個方向中依然最低。45°方向伸長率略有下降，L向伸長率略有上升，兩個方向伸長率水平基本相當，LT向伸長率大幅上升，但在三個方向中依然最低。

表1 不同取向條件下的拉伸力學性能及IPA

2.2 顯微組織觀察

擠壓帶板及鍛件三維金相圖片如圖3所示。強烈的大剪切量擠壓變形，將鑄態(tài)的等軸晶沿擠壓方向拉長，使擠壓帶板晶粒呈沿L向拉長的條狀，經(jīng)淬火時效處理后，晶界殘留相較多。等溫模鍛的垂向變形使ST向尺寸進一步減小，LT向尺寸變大，使晶粒呈L向及LT向尺寸遠大于ST向的煎餅狀。等溫模鍛使固溶度進一步增加，淬火時效后晶界殘留相較少。

2.3 拉伸試樣斷口形貌觀察

圖4為拉伸試樣斷口SEM電子顯微照片。時效態(tài)擠壓帶板L向拉伸試樣斷口形貌以平面穿晶斷口為主，條帶形貌并不明顯。擠壓帶板LT向拉伸試樣斷口形貌以層狀延晶斷口為主，在晶界上發(fā)現(xiàn)大量第二相粒子及第二相粒子脫落形成的孔洞。

圖3 三維金相圖片 (a)擠壓帶板;(b)鍛件Fig.3 Three-dimensional optical micrograph (a)extruded plate；(b)Forging piece

圖4 拉伸試樣斷口形貌Fig.4 SEM images of tensile fracture

與時效態(tài)擠壓帶板相比，時效態(tài)鍛件L向拉伸試樣斷口平面穿晶比例下降，條帶形貌明顯，層狀延晶比例上升。時效態(tài)鍛件LT向斷口還是以層狀延晶為主，但條帶厚度減小，平面穿晶斷口比例增加。這可能是LT向伸長率上升的原因之一。

2.4 晶體學織構(gòu)觀察

圖5為時效態(tài)擠壓帶板及時效態(tài)鍛件的織構(gòu)ODF圖，織構(gòu)類型、體積分數(shù)及取向密度見表2(LaboTex軟件統(tǒng)計計算)。

時效態(tài)擠壓帶板為混合型織構(gòu)，都為β線取向的變形織構(gòu)，其中{110}<112>取向的黃銅型織構(gòu)在α線及β線交點處，屬熱變形織構(gòu)。{132}<643>取向的S織構(gòu)和{112}<111>取向的銅型織構(gòu)屬冷變形織構(gòu)。{110}<112>Brass織構(gòu)與{132}<643>S織構(gòu)強度相當。

時效態(tài)鍛件為{110}<112>Brass單一組分織構(gòu)，平均取向密度90.4，取向集中，體積分數(shù)占到45.05%，織構(gòu)強度很高。

3 分析及討論

3.1 織構(gòu)對合金平面力學各向異性的影響

一般認為，多晶體存在織構(gòu)時會造成屈服強度的各向異性[15]，以下將基于施密特因子法對其進行定量的分析處理，并對影響機制做初步探討。根據(jù)施密特定律，單晶體材料的拉伸屈服強度可表述為：

(2)

圖5 織構(gòu)取向分布圖(ODF) (a)擠壓帶板；(b)鍛件Fig.5 Orientation distribution function of texture (a)extruded plate；(b)forging piece

表2 時效態(tài)擠壓帶板及時效態(tài)鍛件織構(gòu)的類型及強度

式中：τc為晶體臨界分切應力，對于給定的材料為定值。φ為拉伸軸向與滑移面法線的夾角，λ為拉伸軸與滑移面方向的夾角，(cosφcosλ)稱為取向因子或施密特因子，(cosφcosλ)max為最先開動的滑移系的施密特因子，對于面心立方晶體而言，為{111}<110>滑移系在某固定取向條件下的施密特因子最大值。為簡化問題，我們使用單晶近似法(將材料視為單晶體)逐一分析各組分織構(gòu)對合金力學性能的影響，表3列出了當織構(gòu)類型不同時，{111}<110>滑移系在不同取向條件下的施密特因子最大值。

表3 織構(gòu)類型不同時，{111}<110>滑移系在不同取向條件的施密特因子最大值

如果不考慮晶粒形狀及尺寸等其他因素的影響，僅考慮織構(gòu)對材料強度的影響，由式2結(jié)合表3可以估算出材料強度最大方向及最小方向。

擠壓帶板織構(gòu)為Brass，S及Copper混合型織構(gòu)，3種變形織構(gòu)強度最弱取向為45°方向，綜合考慮體積分數(shù)及取向密度，材料強度最小方向應為45°方向，材料強度最大方向應為LT向，L向強度略低于LT向強度，而實際測試結(jié)果顯示，LT向強度低于L向強度，分析結(jié)果與實際測試結(jié)果略有出入。

時效態(tài)模鍛制備成鍛件織構(gòu)為Brass單組分織構(gòu)，材料強度最小方向為45°方向，材料強度最大方向應為LT向且應明顯高出L向強度，實測結(jié)果為L向及LT向強度水平相當，分析結(jié)果與實測結(jié)果略有出入。

從變化趨勢來看，將擠壓帶板經(jīng)等溫模鍛制備成鍛件后，{132}<643>，{112}<111>織構(gòu)消除，{110}<112>織構(gòu)強度增加，從表3可以看出，這些變化導致L向強度下降、LT向及45°方向上升，與實測結(jié)果相符合。

以上分析可以看出，晶體學織構(gòu)是影響合金抗拉強度各向異性的重要因素，尤其是在合金經(jīng)歷擠壓、等溫模鍛和固溶時效熱處理等過程制備成最終產(chǎn)品后，晶體學織構(gòu)是導致45°方向強度低，形成各向異性的最主要原因，要消除45°方向的各向異性，需增加Cube及旋轉(zhuǎn)立方等再結(jié)晶織構(gòu)。但是由于采用單晶近似法進行分析，而合金是多晶體材料，晶體間協(xié)調(diào)變形情況復雜，強度除受織構(gòu)影響外，也受到晶粒形狀等因素影響。分析方法的局限性使分析結(jié)果與實測結(jié)果略有出入，晶體學織構(gòu)不能完全解釋合金的各向異性。

3.2 微觀組織結(jié)構(gòu)對合金平面力學各向異性的影響

根據(jù)位錯塞積理論，由于各方向上晶界平均間距不同，同等外加載荷的條件下，非等軸晶粒各個方向上塞積群的位錯數(shù)各不相同，因此不同方向上的應力集中程度也有所不同，因而非等軸晶粒會導致材料強度的各向異性。

Hall-Petch定律[16]指出，晶粒為等軸狀的多晶體材料的屈服強度與晶粒尺寸之間應符合如下關(guān)系式：

σs=σi+kd-1/2

(3)

式中：σi及k為常數(shù)，d為平均晶粒尺寸，對于非等軸晶粒而言，要用平均晶界間距近似取代。

根據(jù)金相及斷口觀察結(jié)果顯示，試驗合金樣品在3個方向上(L，LT及ST向)的晶界平均間距各不相同，為明顯的非等軸晶粒。

合金經(jīng)擠壓制備成擠壓帶板后，晶粒呈沿L向拉長的板條狀，垂直于L向的界面上的晶界間距遠小于垂直于LT向的界面上的晶界間距，根據(jù)式3，L向強度應大于LT向強度；第二相粒子沿擠壓方向呈鏈狀分布，裂紋易在第二相粒子處萌生且擴展容易，這也是擠壓帶板LT向伸長率低、斷口形貌呈層狀延晶的原因。

擠壓帶板經(jīng)等溫模鍛制成鍛件后，引入的垂直變形使ST向晶界間距縮短，LT方向晶界間距拉長，晶粒呈煎餅狀，此時垂直于LT向的界面上的晶界平均間距減小，這也是模鍛后LT向強度上升的原因之一。等溫模鍛引入的位錯形成固溶時的快速擴散通道，加快了第二相粒子的分解，使晶界上第二相粒子數(shù)量及尺寸減小，裂紋在第二相粒子處萌生的幾率降低，同時第二相粒子在部分區(qū)域發(fā)生轉(zhuǎn)動，沿L向的鏈狀分布部分被破環(huán)，裂紋易在這些區(qū)域發(fā)生偏轉(zhuǎn)，這可能是鍛件LT向伸長率上升、拉伸試樣斷口形貌小平面穿晶斷裂比例增加的原因。

4 結(jié)論

(1)合金經(jīng)擠壓、鍛壓變形后，存在明顯的平面力學各向異性，45°方向抗拉強度明顯低于LT及L向，LT向伸長率明顯低于L向及45°方向。

(2)合金經(jīng)變形及熱處理后，織構(gòu)以變形織構(gòu)為主，通過施密特因子計算，變形織構(gòu)會導致合金45°方向強度偏低，引起各向異性。

(3)擠壓形成的纖維組織是引起時效態(tài)擠壓帶板L向及LT向各向異性的主要原因。{110}<112>Brass織構(gòu)強度增加，可以抵消纖維組織引起的L向及LT向的各向異性。

(4)第二相粒子沿晶界的鏈狀分布是使LT向伸長率低、產(chǎn)生伸長率各向異性的主要原因，但是也與織構(gòu)引起的晶粒強度變化有很大關(guān)系。

[1] 馮云祥，劉靜安.超高強鋁合金的發(fā)展與研制開發(fā)方向[J].材料導報, 2004,18(8A):196-202.

(FEGN Y X, LIU J A. Development and study orientation for super aluminum alloy[J]. Materials Review, 2004,18(8A):196-202.)

[2] 佘歡，疏達，儲微，等.Fe和Si雜質(zhì)元素對7xxx系高強航空鋁合金組織和性能的影響[J].材料工程，2013(6):92-98.

(SHE H,SHU D,CHU W,etal. Effects of Fe and Si impurities on the microstructure and properties of 7xxx high strength aircraft aluminum alloys[J].Journal of Materials Engineering，2013(6):92-98.)

[3] 宋豐軒，張新明，劉勝膽，等. 固溶制度對7050鋁合金微觀組織和腐蝕性能的影響 [J].航空材料學報, 2013,33(4):14-21.

(SONG F X, ZHANG X M, LIU S D,etal. Effects of solution heat treatment on microstructure and corrosion properties of 7050 Al alloy[J]. Journal of Aeranutical Materials, 2013,33(4):14-21.)

[4] XIONG B Q，ZHANG Y A，SHI L K，etal. Research on ultra-high strength Al-11Zn-2.9Mg-1.7Cu alloy prepared by spray forming process[J]. Mater Sci Forum， 2005， 475-479: 2785-2788.

[5] WEI Q，XIONG B Q, ZHANG Y A,etal. Production of high strength Al-Zn-Mg-Cu alloys by spray forming process[J].Transaction of Nonferrous Metals Society of China, 2001, 11(2): 258-261.

[6] 黃敏，陳軼，李超，等. 7A12-T7352 鋁合金高溫力學性能及斷裂行為研究[J].航空材料學報, 2014,34(1):82-85.

(HUANG M, CHEN Y, LI C,etal. High temperature mechanical properties and fracture characteristics of 7A12-T7352[J]. Journal of Aeranutical Materials, 2014,34(1):82-85.)

[7] MILMAN Y V，SIRKO A I，LOTSKO D V，etal. Microstructure and mechanical properties of cast and wrought Al-Zn-Mg-Cu alloys modified with Zr and Sc[J]. Mater Sci Forum，2002，396-402: 1127-1132.

[8] SENKOV O N，MIRACLE D B，MILMAN Y V，etal. Low temperature mechanical properties of scandium-modified Al-Zn-Mg-Cu alloys[J]. Mater. Sci Forum, 2002, 396-402: 664-670.

[9] 約翰D費豪文.物理冶金學基礎[M]. 盧光熙,等譯. 上海:上?？茖W技術(shù)出版社.1980.

[10]趙志龍,劉林,陳錚. 鈰對鋁鋰合金板材屈服強度各向異性的作用及其理論預測[J].中國稀土學報,2004(2):130-133.

(ZHAO Z L, LIU L, CHEN Z. Effect of cerium of yield strength anisotropy in alloy Al-Li and its theoretic prediction[J]. Journal of The Chinese Rare Earth Socity, 2004(2):130-133.)

[11]汪波，易丹青，陳宇強. 2E12鋁合金在冷軋和退火過程中織構(gòu)和顯微組織的演變[J]. 中國有色金屬學報，2013,23(11): 3064-3074.

(WANG B, YI D Q, CHEN Y Q. Evolution of texture and microstructure of 2E12 alluminum alloy during cold rolling and annealing[J], The Chinese Journal of Nonferrous Metals, 2013,23(11): 3064-3074.)

[12]張德芬，黃濤，胡卓超. 3104鋁合金再結(jié)晶織構(gòu)的研究[J]. 材料工程，2004(11): 28-31.

(ZHANG D F, HUANG T, HU Z C. Study of recrystallization texture of alluminium alloy 3104[J]. Journal of Materials Engineering, 2004(11): 28-31.

[13]曹零勇，郭明星，崔華.汽車用6111鋁合金板材力學性能和織構(gòu)研究[J] 材料熱處理學報，2013,34(7): 118-123.

(CAO L Y, GUO M X, CUI H. Study on mechanical properties and texture of 6111 alloy sheet in automotive industry[J]. Transactions of Materials and Heat Treatment, 2013,34(7): 118-123.)

[14]劉文靜.7449鋁合金板材各向異性研究[D]. 長沙：中南林業(yè)科技大學, 2012.

(LIU W J. Study on Anisotropy of 7449 Aluminum Alloy Plates[D]. Central South University of Forestry and Technology, 2012.)

[15]MANIATTY A M ,YU J S, KEANE T. Anisotropic yield criterion for polycrystalline metals using texture and crystal symmetries [J]. Int J Solids Struc,1999,36:5331-5355.

[16]毛衛(wèi)民，朱景川，酈劍，等．金屬材料結(jié)構(gòu)與性能[M]．北京：清華大學出版社，2007.

(MAO W M, ZHU J C, LI J,etal. The structure and properties of metalic materials[M]. Beijing: Tsinghua University Press, 2007.)

Impact of Texture and Microstructure on In-plane Anisotropy of Ultra-high Strength Aluminium Alloy

MA Zhi-feng1,2, ZHAO Wei-yi1,2, LU Zheng1,2

(1.Beijing Institute of Aeronautical Materials, Beijing 100095, China; 2.Beijing advanced engineering technology and application research center of aluminum materials, Beijing 100095,China)

In order to master the impact of texture and microstructure on the in-plane anisotropy of tensile mechanical properties of ultra-high strength Al-Zn-Mg-Cu alloy ,the extruded plate and its isothermal forged piece were manufactured. The microstructure, tensile mechanical properties and the intensity of texture were tested and the Schmidt factors were calculated. The relationship of the texture, microstructure and the tensile strength anisotropy were observed by means of single crystal model with Schmidt factor and Hall-Petch law. The results show that the alloy is dominated by deformation texture after intense deformation, and deformation textures leads lower strength of 45° and causes anisotropies. Fibrous tissue formed by extrusion is the main reason of the anisotropy in L andLTdirections. The increased strength caused by {110} <112>Brass texture can counterbalance the anisotropy inLandLTdirections caused by fibrous tissue. The chainlike distribution of the second phase particles in grain boundary is the key factor of lower elongation ofLTand the elongation anisotropy, also it is relevant to the grain strength changes caused by textures.

ultra-high strength aluminum alloy; anisotropy; texture; Schmidt factor

2014-11-19；

2014-12-25

馬志鋒(1977—)，男，碩士，主要從事高性能鋁合金及其工藝研究，(E-mail)zhifengma@163.com。

10.11868/j.issn.1005-5053.2015.3.001

TG146.2+1

A

1005-5053(2015)03-0001-06