齊建波 龔志華 康 康 金自力

(內(nèi)蒙古科技大學(xué)材料與冶金學(xué)院，內(nèi)蒙古 包頭 014010)

目前，我國對(duì)航空用7×××系鋁合金板材的質(zhì)量要求迅速提高，特別是四代機(jī)的研制成功和大型運(yùn)輸機(jī)、大型客機(jī)項(xiàng)目的啟動(dòng)，航空工業(yè)對(duì)超高強(qiáng)7×××系鋁合金板材的需求大幅度增加[1-3]。但同發(fā)達(dá)國家相比，航空用7150、7055等鋁合金在我國的工業(yè)化生產(chǎn)過程中依然存在諸多問題[4-5]，在材料的組織控制方面還缺乏深入的研究，嚴(yán)重影響了材料性能的穩(wěn)定性[6-8]。近年來，隨著檢測技術(shù)的進(jìn)步及設(shè)備的更新，尤其是電子背散射衍射(EBSD)技術(shù)的推廣應(yīng)用，織構(gòu)定量分析技術(shù)為通過調(diào)整軋制工藝來控制產(chǎn)品的力學(xué)性能提供了可能[9-11]。本文以國內(nèi)某企業(yè)生產(chǎn)的7150高強(qiáng)鋁合金熱軋板材為研究對(duì)象，研究了軋制工藝對(duì)板材的組織均勻性、織構(gòu)演變及力學(xué)性能的影響，以期找到控制板材組織及織構(gòu)的有效方法，提高產(chǎn)品成品率，穩(wěn)定產(chǎn)品質(zhì)量。

1 試驗(yàn)材料及方法

試驗(yàn)材料選用7150高強(qiáng)鋁合金板材，其化學(xué)成分為(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)：Zn 6.4，Mg 2.3，Cu 2.2，Zr 0.12。鑄造板坯厚度為400 mm，后經(jīng)過不同軋制工藝軋至約78 mm厚，工藝過程如下：

A工藝：軋機(jī)工作輥直徑700 mm，軋制不少于27道次，單道次壓下5～18 mm。

B工藝：軋機(jī)工作輥直徑1 050 mm，軋制19道次左右，單道次壓下8～35 mm。

軋后熱處理工藝參照美國SAE AMS 4772—1999，固溶溫度為477 ℃，保溫3 h后淬火，然后進(jìn)行三級(jí)時(shí)效(120 ℃×24 h+180 ℃×1.5 h+120 ℃×24 h)，空冷。

對(duì)熱處理后的板材進(jìn)行EBSD和力學(xué)性能測試。在板材表面、1/4厚度處及中心切取EBSD試樣，尺寸為15 mm×15 mm×3 mm。試樣經(jīng)機(jī)械拋光后，對(duì)表面變形層進(jìn)行電解拋光，電解液化學(xué)成分(體積分?jǐn)?shù))為：1.5%H2SO4+2.5%HNO3+1.0%HF+無水乙醇。最后采用FEI QUANTA 400型掃描電鏡進(jìn)行EBSD分析。斷裂韌度的測試根據(jù)GB/T 4161—1984進(jìn)行。

2 試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 不同工藝軋制的板材的組織及晶界取向差

多晶體金屬在塑性變形(如軋制)過程中晶粒會(huì)發(fā)生轉(zhuǎn)動(dòng)。理論與實(shí)際均表明，多晶體各晶粒的轉(zhuǎn)動(dòng)會(huì)使晶粒取向聚集到某一或某些取向附近，從而形成織構(gòu)。金屬熱塑性變形加工時(shí)，其內(nèi)部主要發(fā)生兩種微觀過程：一是以位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)為主的塑性變形，導(dǎo)致金屬內(nèi)生成變形織構(gòu)；二是以回復(fù)、形核與晶粒長大為主的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，動(dòng)態(tài)再結(jié)晶過程會(huì)造成再結(jié)晶織構(gòu)。形變與動(dòng)態(tài)再結(jié)晶過程在不同程度上相互影響，從而影響熱變形織構(gòu)的強(qiáng)度和類型[12]。

圖1是采用工藝A軋制的鋁合金板材的組織及晶界取向差分布，其中黑色晶界為大角度晶界(>10°)，白色晶界為小角度晶界(2°～10°)。

從圖1可以看出，小角度界面主要是變形亞晶，晶粒呈等軸狀。在板材表面，小角度晶界(2°～10°)較多，同時(shí)有一定數(shù)量的大角度晶界；在板材1/4厚度處，取向差大于10°的晶界很少；在板材中心，亞晶數(shù)量減少，取向差大于40°的大角度晶界比例增加。此外，從表層到中心，0°～10°取向的小角度晶界的比例逐漸降低。

圖2是采用工藝B軋制的鋁合金板材的組織及晶界取向差分布?？梢钥闯?，晶粒沿軋向變形明顯，大角度晶界的數(shù)量相比工藝A軋制的明顯減少，晶粒較粗大。

因此，在鋁合金再結(jié)晶區(qū)軋制時(shí)，軋制道次多，軋制流程長，軋制時(shí)間增加，再結(jié)晶較充分，工藝A相比工藝B的再結(jié)晶等軸晶數(shù)量明顯增多。

2.2 不同工藝軋制的板材的織構(gòu)特點(diǎn)

鋁合金中軋制織構(gòu)是最常見的一種變形織構(gòu)，主要由以下變形織構(gòu)組成[13]：黃銅織構(gòu)Brass{011}<211>，銅型織構(gòu)Copper{112}<111>，S織構(gòu){123}<634>。7150鋁合金板材在軋制過程中受力不均勻，導(dǎo)致板材不同厚度層的應(yīng)變狀態(tài)不一樣：表層與軋機(jī)接觸，受摩擦力作用，產(chǎn)生剪切變形，軋制后一般出現(xiàn)剪切織構(gòu)，經(jīng)過S取向{123}<634>到Copper(Cu)取向{011}<211>[14-15]。對(duì)不同工藝軋制的板材不同厚度層面的織構(gòu)進(jìn)行了檢測，將EBSD采集的菊池花樣，通過Hough變換[16]，自動(dòng)確定菊池帶的位置、寬度、強(qiáng)度、帶間夾角，與對(duì)應(yīng)的晶體學(xué)庫中的理論值比較，標(biāo)出工藝A與工藝B軋材表面至中心的織構(gòu)[12]，其取向分布函數(shù)(ODF)分別如圖3和圖4所示。可以看出，采用工藝A軋制的鋁合金板材表面最強(qiáng)織構(gòu)為{012}<221>(φ2=45°)，1/4厚度處最強(qiáng)織構(gòu)為{130}<130>(φ2=0°)，中心最強(qiáng)織構(gòu)為{112}<110>(φ2=45°)；采用工藝B軋制的鋁合金板材表面最強(qiáng)織構(gòu)為R{124}<211>和Q{013}<231>(φ2=0°)，1/4厚度處最強(qiáng)織構(gòu)為{315}<112>(φ2=90°)，中心最強(qiáng)織構(gòu)為Copper{112}<111>(φ2=45°)。

圖2 采用工藝B軋制的鋁合金板材的組織及晶界取向差分布

圖3 采用工藝A軋制的鋁合金板材的ODF圖

圖4 采用工藝B軋制的鋁合金板材的ODF圖

圖5和圖6分別是采用工藝A與工藝B軋制的板材從表面到中心的ODF恒φ=45°截面圖。

圖5 采用工藝A軋制的板材從表面到中心的ODF恒φ=45°截面圖

為了進(jìn)一步研究軋制工藝對(duì)織構(gòu)類型及織構(gòu)組成的影響，對(duì)織構(gòu)組分的體積分?jǐn)?shù)進(jìn)行了計(jì)算，容許取向偏差10°，結(jié)果如表1和表2所示。從表1可以看出，采用工藝A軋制的板材表面織構(gòu)種類較多，立方織構(gòu)、S、P、Q織構(gòu)較強(qiáng)，最強(qiáng)織構(gòu)是黑色區(qū)域的{012}<221>織構(gòu)。板材1/4厚度處的旋轉(zhuǎn)立方織構(gòu)增強(qiáng)，P、Q織構(gòu)減弱，S、R織構(gòu)消失，{130}<130>織構(gòu)最強(qiáng)。板材中心的Brass織構(gòu)增強(qiáng)，{112}<110>織構(gòu)最強(qiáng)。這主要是因?yàn)樵谲堉七^程中，表面摩擦力大，獲得了較大的變形，位錯(cuò)密度增加，形變儲(chǔ)能大，有利于向Taylor因子大、取向密度高的S、Q取向轉(zhuǎn)變。

圖6 采用工藝B軋制的板材從表面到中心的ODF恒φ=45°截面圖

表1 采用工藝A軋制的板材不同部位的織構(gòu)類型及其強(qiáng)度

從表2可以看出，采用工藝B軋制的板材表面旋轉(zhuǎn)立方織構(gòu)較多，還出現(xiàn)了Copper織構(gòu)，R、Q織構(gòu)最強(qiáng)。板材1/4厚度處的旋轉(zhuǎn)立方織構(gòu)、Copper織構(gòu)、S、R、Q織構(gòu)減弱，P織構(gòu)增強(qiáng)，{315}<112織構(gòu)最強(qiáng)。板材中心的Brass織構(gòu)、Copper織構(gòu)增強(qiáng)，S織構(gòu)最強(qiáng)。Hurley等[15]研究表明，鋁合金軋制過程中的晶粒取向主要聚集在β-取向線和α-取向線上，同時(shí)有少量Cube-織構(gòu)。

表2 采用工藝B軋制的板材不同部位的織構(gòu)類型及其強(qiáng)度

在軋制過程中，Taylor因子小、形變儲(chǔ)能低的織構(gòu)的取向密度變化不明顯，Taylor因子大、形變儲(chǔ)能高的織構(gòu)的取向密度明顯增強(qiáng)[17]。采用工藝A軋制時(shí)，軋制道次多，軋制過程的加熱次數(shù)及時(shí)間比工藝B更多、更長，形變儲(chǔ)能較低，具有較高形變儲(chǔ)能的S、R織構(gòu)含量較少；采用工藝B軋制時(shí)，壓下量減小及軋制道次減少，形變儲(chǔ)能較高，Taylor因子大的織構(gòu)增強(qiáng)，因而板材中心的S、R織構(gòu)含量較多。從表3可以看出，采用工藝B軋制的板材的斷裂韌度(KIC)明顯高于采用工藝A軋制的，這可能與S、R織構(gòu)的強(qiáng)弱有關(guān)。

2.3 不同工藝軋制的板材的再結(jié)晶

表3 板材的斷裂韌度

軋制過程中的組織形態(tài)和織構(gòu)類型對(duì)后續(xù)熱處理過程中的微觀組織及織構(gòu)轉(zhuǎn)變有較大影響。由于477 ℃固溶處理溫度處于不完全再結(jié)晶溫度范圍，因而固溶后組織中仍存在未再結(jié)晶區(qū)，板材表面和中心的變形量不同，因而產(chǎn)生不同的再結(jié)晶儲(chǔ)能。圖7為采用兩種工藝軋制的板材從表面到中心的再結(jié)晶晶粒分布，其中藍(lán)色表示再結(jié)晶晶粒(取向差>10°)，黃色表示亞晶(2°～10°)，紅色表示變形晶粒(<2°)?？梢钥闯?，采用工藝A軋制的板材中心的再結(jié)晶晶粒區(qū)域比工藝B的明顯增多。圖8為兩種工藝軋制的板材不同部位的再結(jié)晶比例。可見，采用工藝A軋制的板材表面和1/4厚度處的再結(jié)晶比例相近，中心的再結(jié)晶比例較多。采用工藝B軋制的板材從表面到中心的再結(jié)晶比例下降。這表明采用工藝A軋制的板材中心的長條狀大角度晶界遷移率較低，而亞晶取向逐漸相同，其主要再結(jié)晶機(jī)制為連續(xù)再結(jié)晶。

圖7 采用工藝A(a～c)、B(b～d)軋制的板材從表面到中心的再結(jié)晶晶粒分布

3 結(jié)論

(1)在軋制過程中，鋁合金板材表層由于受到剪切力的作用，變形較大，細(xì)晶粒較多，中心則出現(xiàn)超大晶粒。晶粒取向分布表明，從板材表面到中心，大角度晶界的比例逐漸增加，0°～10°小角度晶界的比例下降。與工藝A相比，采用軋制道次少的工藝B軋制的板材的大角度界面比例更低，小角度界面比例增加。

(2)采用工藝A軋制的板材表面的立方織構(gòu)、S、P、Q織構(gòu)較強(qiáng)，{012}<221>織構(gòu)最強(qiáng)；1/4厚度處的旋轉(zhuǎn)立方織構(gòu)增強(qiáng)，P、Q織構(gòu)減弱，S、R織構(gòu)消失，{130}<130>織構(gòu)最強(qiáng)；中心的Brass織構(gòu)增強(qiáng)，最強(qiáng)織構(gòu)為{112}<110>。采用工藝B軋制的板材表面的旋轉(zhuǎn)立方織構(gòu)較多，還出現(xiàn)了Copper織構(gòu)，R、Q織構(gòu)最強(qiáng)；1/4厚度處的旋轉(zhuǎn)立方織構(gòu)、Copper織構(gòu)、S、R、Q織構(gòu)減弱，P織構(gòu)增強(qiáng)，最強(qiáng)為{315}<112織構(gòu)；中心的Brass織構(gòu)、Copper織構(gòu)增強(qiáng)，最強(qiáng)為S織構(gòu)。此外，軋制道次少的板材的斷裂韌度明顯較高，這可能與S、R織構(gòu)的強(qiáng)弱有關(guān)。

圖8 兩種軋制工藝下板材不同部位的再結(jié)晶比例

(3)采用工藝A軋制的板材表面和1/4厚度處的再結(jié)晶比例相近，表面有部分變形晶粒，越接近中心，變形晶粒越少，再結(jié)晶晶粒越多；采用工藝B軋制的板材從表面到中心的再結(jié)晶比例下降。