Al-Zn-Mg-Cu系鋁合金厚板冷軋過程中的織構(gòu)演變

陳軍洲,黃 敏,戴圣龍

(北京航空材料研究院,北京100095)

Al-Zn-Mg-Cu系鋁合金厚板冷軋過程中的織構(gòu)演變

陳軍洲,黃 敏,戴圣龍

(北京航空材料研究院,北京100095)

利用電子背散射衍射技術(shù)研究了Al-Zn-Mg-Cu系鋁合金厚板冷軋過程中不同厚度處的織構(gòu)演變。結(jié)果表明:厚板近表面處的剪切型織構(gòu){001}〈110〉,隨著冷軋變形量的增加逐漸向軋制型織構(gòu)Bs,S,Cu組分轉(zhuǎn)變;厚板1/4厚度和中心厚度處的軋制型織構(gòu)Bs,S,Cu組分,隨著冷軋變形量的增加逐漸流向剪切型織構(gòu){001}〈110〉。剪切應(yīng)變是引起軋制型織構(gòu)向剪切型織構(gòu)轉(zhuǎn)變的主要原因。在剪切應(yīng)變作用下Cu取向沿著φ1=90°流向{001}〈110〉,Bs取向沿著φ1=35°逐漸向兩側(cè)分離 ,流向{001}〈110〉。

鋁合金;冷軋;織構(gòu);電子背散射衍射

織構(gòu)是影響鋁合金板材性能均勻性的一個重要因素。鋁合金板材在軋制過程中內(nèi)部織構(gòu)的演變規(guī)律一直是人們研究的熱點(diǎn)[1-10]。Liu[4]等人研究了具有隨機(jī)取向的AA 5182合金板材在冷軋過程中的織構(gòu)變化,發(fā)現(xiàn)隨著冷軋變形量的增加,隨機(jī)取向流向軋制型織構(gòu)組分Bs,S和Cu,且三個組分的強(qiáng)度相近。Liu[5]又指出,當(dāng)板材原始取向?yàn)?2.5°ND旋轉(zhuǎn)立方時,隨著冷軋變形量的增加,22.5°ND旋轉(zhuǎn)立方取向向Cu,S組分轉(zhuǎn)變得更多,而Bs組分的強(qiáng)度較弱。Chowdhury[6]的研究結(jié)果表明,具有立方織構(gòu){001}〈100〉取向的板材,在低冷軋變形量時,{001}〈100〉取向可均勻地流向軋制型織構(gòu)的三個組分。這些結(jié)果主要針對具有均勻、單一原始織構(gòu)的板材在軋制變形中的織構(gòu)演變,對于內(nèi)部織構(gòu)不均勻的板材研究較少。而鋁合金厚板沿厚度方向的織構(gòu)分布往往是不均勻的[11-14]。Zhen[15]等人分析了具有不均勻織構(gòu)的AA 7055鋁合金厚板在冷軋過程中的微觀組織和織構(gòu)變化,但是分析的僅僅是板材中心厚度處軋制型織構(gòu)的演變。本工作利用電子背散射衍射技術(shù),系統(tǒng)研究AA 7055鋁合金厚板整個厚度方向不同位置處的既存織構(gòu)在冷軋過程中的變化規(guī)律。

1 實(shí)驗(yàn)材料及方法

實(shí)驗(yàn)所用的材料為進(jìn)口7055-T7751鋁合金厚板,原始厚度為19mm,其化學(xué)成分見表1。由于 T7751態(tài)板材的強(qiáng)度較高,因此,在冷軋前對原始板材進(jìn)行了固溶處理,其工藝為477℃/1h,水淬。固溶處理后立即對板材進(jìn)行10%,30%,43%等不同變形量的室溫軋制變形。

表1 合金的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)Table 1 Chemical compositions of as-received alloy(mass fraction/%)

利用裝配在J EOL 733電子探針上的電子背散射衍射(Electron Back Scattered Diffraction,EBSD)系統(tǒng),來表征冷軋前后板材從表面到中心(沿板材厚度方向)的織構(gòu)變化。EBSD試樣取自板材縱截面,其工作面尺寸為2mm×10mm(法線方向 ×軋制方向),試樣先經(jīng) 400#,600#,800#金相砂紙研磨,再進(jìn)行機(jī)械拋光。經(jīng)機(jī)械研磨、拋光后,試樣表面會殘留一定量的應(yīng)力,這些應(yīng)力會降低 EBSD測量精度。因此,必須對試樣進(jìn)行電解拋光,電解液成分為10%(體積分?jǐn)?shù),下同)HClO4+90%C2H5OH,電解溫度為-30℃,電壓控制在30V,時間1～3min。為了使結(jié)果更有統(tǒng)計(jì)性,每個試樣測量3個區(qū)域,掃描步長為2μm,每個區(qū)域的面積為0.12mm2,最后將3個區(qū)域的取向信息合并來表達(dá)該試樣的織構(gòu)特征。本實(shí)驗(yàn)所有的晶粒取向信息均由 EBSD系統(tǒng)自帶的HKL Channel 5軟件分析獲得。

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果

2.1 板材的原始織構(gòu)

圖1為原始板材沿厚度方向不同位置處的織構(gòu)分布情況。從圖1可以看出,板材厚度中心為典型的軋制織構(gòu) ,包括黃銅型 Bs{011}〈211〉取向 ,S{123}〈634〉取向以及銅型Cu{112}〈111〉取向。板材近表面為典型的剪切型織構(gòu),包括旋轉(zhuǎn)立方{001}〈110〉取向和{112}〈110〉取向 ,其中以{001}〈110〉取向?yàn)橹鳌０宀?/4厚度處主要也為軋制織構(gòu),但是其強(qiáng)度要弱于板材厚度中心。圖2為板材不同位置處典型織構(gòu)的強(qiáng)度。由圖1和圖2結(jié)果可以認(rèn)為,原板材沿厚度方向織構(gòu)分布是不均勻的。

圖1 原板材沿厚度方向不同位置處的取向分布函數(shù)圖 (a)近表面;(b)1/4處;(c)中心Fig.1 Orientation distribution function(ODF)maps from different positions in thickness of the initial plate (a)near surface;(b)quarter;(c)center

圖2 原板材沿厚度方向不同位置處典型織構(gòu)的強(qiáng)度Fig.2 Typical texture intensity of different positions in thickness of the initial plate

2.2 冷軋過程中板材的織構(gòu)演變

圖3～圖5為經(jīng)不同變形量冷軋變形后板材沿厚度方向不同位置處的織構(gòu)變化?？梢钥闯?10%冷軋變形后板材織構(gòu)分布與軋制前板材相似,近表面仍主要為{001}〈110〉織構(gòu),1/4厚度處與中心也以典型的軋制織構(gòu)為主。30%冷軋變形后板材近表面繼續(xù)保留{001}〈110〉剪切織構(gòu) ,但是{001}〈110〉表現(xiàn)出偏離理想位置的趨勢,且其流向朝著軋制織構(gòu)。1/4厚度處的織構(gòu)變化較大,典型的軋制織構(gòu)減弱。且明顯看出Bs取向沿著 φ1=35°對稱地向兩邊移動,形成新取向,其與{001}〈110〉的理想位置偏差 16°左右。雖然板材中心厚度處主要的軋制織構(gòu)組分仍然是Bs,S和Cu,但是它們也開始偏離理想位置,尤其是Bs取向。

當(dāng)冷軋43%后,板材近表面的織構(gòu)類型發(fā)生了較大的變化,軋制織構(gòu)代替了原有的{001}〈110〉取向,但是軋制織構(gòu)的強(qiáng)度較弱。在1/4厚度處,{001}〈110〉取向已經(jīng)形成,但同時還保留了較弱的取向。在板材中心厚度處,軋制織構(gòu)中各組分偏離理想位置更嚴(yán)重,且形成新取向,其與{001}〈110〉的理想位置偏離30°左右。

根據(jù)上述結(jié)果,可以認(rèn)為,隨著冷軋變形量的增加,板材近表面的剪切織構(gòu){001}〈110〉逐漸流向軋制類型取向,在冷軋43%后形成典型的軋制織構(gòu)組分。而1/4厚度處,原先的軋制型織構(gòu)組分Bs,S和Cu逐漸減弱,且隨軋制變形量的增加有流向剪切型織構(gòu)的趨勢,并在43%冷軋后形成{001}〈110〉取向。與1/4厚度處相似,板材中心厚度的織構(gòu)隨著冷軋變形量的增加,原始較強(qiáng)的軋制型織構(gòu)逐漸減弱,并且也有流向{001}〈110〉取向的趨勢,但變化程度較慢。

3 分析與討論

3.1 EBSD測量宏觀織構(gòu)的可靠性

X射線衍射法是用來測量板材織構(gòu)的一種傳統(tǒng)方法。與X射線相比,在測量厚板織構(gòu)時 EBSD具有明顯的優(yōu)勢。它不用對板材進(jìn)行剝層測量,只需對板材縱截面(或橫向面)進(jìn)行逐層掃描,就可以獲得厚板不同深度的織構(gòu)信息。它比X射線的效率高。但是,EBSD掃描樣品的區(qū)域要遠(yuǎn)小于X射線所探測的區(qū)域,它體現(xiàn)板材的微觀織構(gòu),宏觀統(tǒng)計(jì)性較差。因此,有必要先對本工作所得EBSD數(shù)據(jù)的可靠性進(jìn)行討論。

圖6為兩種測試手段測得的板材中心厚度處的{111}極圖。EBSD測量織構(gòu)時對板材縱截面進(jìn)行掃描,選擇步長2μm,步數(shù)200×200。在板材中心厚度處隨機(jī)取3個區(qū)域進(jìn)行測試。然后把3個區(qū)域獲得的取向信息合并,處理得到板材中心厚度處的{111}極圖,如圖6(a)所示。X射線測量在軋制面上進(jìn)行,試樣尺寸為25mm×15mm×5mm,獲得的板材中心厚度處的{111}極圖見圖6(b)。由于X射線測得的是不完整極圖,因此可以與圖6(a)虛線內(nèi)的密度線分布進(jìn)行對比。可以看出,兩種手段測得的{111}極圖十分相近,從而表明本工作獲得的結(jié)果是可靠的。

3.2 摩擦力和輥縫幾何對板材冷軋過程中織構(gòu)演變的影響

板材在冷軋過程中,軋輥和板材之間產(chǎn)生的摩擦力以及輥縫幾何是影響板材厚度方向上織構(gòu)分布的兩個重要因素[11,12,16-19]。軋輥和板材之間的摩擦力主要影響板材表面附近的織構(gòu)類型。Choi[20]等人利用計(jì)算機(jī)模擬研究了摩擦系數(shù)對板材織構(gòu)分布的影響。結(jié)果表明在小的摩擦系數(shù)下板材內(nèi)部為均勻的軋制織構(gòu)。隨著摩擦系數(shù)的增大近表面開始出現(xiàn)剪切織構(gòu),并且剪切織構(gòu)逐漸向更深層發(fā)展。但是不管摩擦系數(shù)如何大,板材中心厚度仍為軋制織構(gòu)。因此,7055原板近表面的剪切織構(gòu)(見圖1(a))可能是由之前板材軋制生產(chǎn)過程中的摩擦力引起。在本工作中,厚板進(jìn)行不同變形量冷軋后發(fā)現(xiàn),近表面的剪切織構(gòu)隨著變形量的增加逐漸向軋制織構(gòu)轉(zhuǎn)變(見圖3～圖5),表明冷軋過程中軋輥和板材之間的摩擦力較小,進(jìn)而產(chǎn)生的剪切應(yīng)變也較小。由于變形量較小(只有43%),板材近表面的冷軋織構(gòu)強(qiáng)度較弱。

板材1/4厚度處,隨著變形量的增加軋制織構(gòu)類型逐漸轉(zhuǎn)向了剪切織構(gòu),這主要由輥縫幾何引起的。所謂輥縫幾何是指軋輥和待軋板材之間的一種幾何關(guān)系,通常用l/h表示,其中l(wèi)為軋輥和板材的接觸長度,h為板材厚度。l/h可以用公式(1)表示[11]:

式中:r為軋輥半徑;d0為板材進(jìn)入輥縫時的厚度;d為板材出輥縫時的厚度。

一般認(rèn)為,當(dāng)l/h<0.5時,板材1/4厚度處出現(xiàn)剪切織構(gòu);當(dāng)l/h>5時不出現(xiàn)剪切織構(gòu),而是在表面出現(xiàn)剪切織構(gòu);當(dāng)0.5

很多研究者認(rèn)為[2,22,23]在沒有剪切應(yīng)變的冷軋過程中,剪切織構(gòu){001}〈110〉會流向冷軋織構(gòu)中的 Cu{112}〈111〉組分,其轉(zhuǎn)變途徑可以用 ODF圖中 φ2=45°和 φ1=90°平面上最大強(qiáng)度位置表示,即用Φ表示。圖8為厚板經(jīng)不同變形量冷軋后1/4厚度處Cu{112}〈111〉取向用Φ表示的演變途徑。Φ=35°處為Cu取向中心位置,Φ=0°處為剪切織構(gòu){001}〈110〉的中心位置。從圖8可以看出,隨著變形量的增加 Cu{112}〈111〉取向逐漸偏離中心位置并流向{001}〈110〉取向的中心位置。當(dāng)變形量為43%時,完全轉(zhuǎn)變成{001}〈110〉取向。并且隨著變形量的增加在該處累積的剪切應(yīng)變增加,其轉(zhuǎn)變速率也越來越大。因此,可以認(rèn)為在剪切應(yīng)變作用下Cu{112}〈111〉取向逐漸流向穩(wěn)定取向{001}〈110〉。Kim[24]等人研究不均勻冷軋時也發(fā)現(xiàn)由于剪切應(yīng)變的作用Cu{112}〈111〉流向{001}〈110〉。

圖7 43%冷軋變形后板材1/4厚度附近的金相組織Fig.7 Optical microstructure showing shear band near quarter of the plate after 43%cold rolling

圖8 板材1/4厚度處Cu取向隨冷軋變形量的變化Fig.8 Changes of Cu orientation with the rolling reduction at the quarter of the plate

另外,在板材的1/4厚度處,隨著變形量的增加Bs取向沿著 φ1=35°逐漸向兩側(cè)分離(見圖3～圖5),并且越來越接近{001}〈110〉,表明Bs取向也有轉(zhuǎn)向剪切織構(gòu){001}〈110〉的趨勢。Han[25]等人在研究鋁合金不等通道擠壓過程織構(gòu)的演變中發(fā)現(xiàn),經(jīng)過擠壓變形后原先的冷軋織構(gòu)組分Bs消失了,并且形成了強(qiáng)烈的{001}〈110〉剪切織構(gòu)。不等通道擠壓中板材經(jīng)歷的是純剪切變形,他認(rèn)為正是這種嚴(yán)重的剪切變形導(dǎo)致了{(lán)001}〈110〉織構(gòu)的產(chǎn)生。在本工作中,剪切變形是由輥縫幾何產(chǎn)生,剪切變形的程度要遠(yuǎn)小于不等通道擠壓方式產(chǎn)生的剪切變形,因此剪切織構(gòu)的強(qiáng)度較弱。

一般認(rèn)為板材中心厚度處在冷軋過程中受理想的平面壓縮應(yīng)變作用,隨著變形量的增加軋制織構(gòu)會越來越強(qiáng)烈。但是,本工作中板材中心厚度處軋制織構(gòu)的強(qiáng)度隨著變形量的增加是逐漸減弱的,如圖9所示,且Cu取向和Bs取向的變化與1/4厚度處相似(見圖3～圖5),只是Cu取向和Bs取向的變化速率要小于1/4厚度處,冷軋43%后,中心厚度處Cu取向還沒有轉(zhuǎn)到剪切織構(gòu)位置,如圖10所示。中心厚度處的這種織構(gòu)演變特征,表明該處也受到了由輥縫幾何產(chǎn)生的剪切變形的影響,但是其影響程度要小于1/4厚度處。

4 結(jié)論

(1)7055原板材沿厚度方向織構(gòu)分布不均勻,厚板近表面處的剪切型織構(gòu){001}〈110〉,隨著冷軋變形量的增加逐漸向軋制型織構(gòu)Bs,S,Cu組分轉(zhuǎn)變;厚板1/4厚度和中心厚度處的軋制型織構(gòu)Bs,S,Cu組分,隨著冷軋變形量的增加逐漸流向剪切型織構(gòu){001}〈110〉。

(2)剪切應(yīng)變是引起軋制型織構(gòu)向剪切型織構(gòu)轉(zhuǎn)變的主要原因。在剪切應(yīng)變作用下Cu取向沿著φ1=90°流向{001}〈110〉,Bs取向沿著 φ1=35°逐漸向兩側(cè)分離 ,流向{001}〈110〉。

[1] BAUER R E,MECKING H,LüCKE K.Textures of copper single crystals after rolling at room temperature[J].Materials Science and Engineering A,1977,27(2):163-180.

[2] BUTLER J F,HU H.Channel die compression of aluminum single crystals[J].Materials Science and Engineering A,1989,114(15):L29-L33.

[3] LIU W C,MORRIS J G.Texture evolution of polycrystalline AA 5182 aluminum alloy with an initial{001}〈110〉texture during rolling[J].Scripta Materialia,2002,47(7):487-492.

[4] LIU W C,MORRIS J G.Comparison of the texture evolution in cold rolled DC and SC AA 5182 aluminum alloys[J].Materials Science and Engineering A,2003,339(1-2):183-193.

[5] LIU W C,MORRISJ G.Lattice rotation and stability of 22.5°ND rotated cube orientation in cold rolled polycrystalline AA 5182 aluminum alloy[J].Materials Science and Engineering A,2004,380(1-2):147-154.

[6] CHOWDHURY S G.Development of texture during cold rolling in AA5182 alloy[J].Scripta Materialia,2005,52(9):99-105.

[7] 劉慶,姚宗勇,GODFREY A,等.中低應(yīng)變量冷軋AA1050鋁合金中晶粒取向與形變位錯界面的演變[J].金屬學(xué)報(bào),2009,45(6):641-646.

[8] 姚宗勇,劉慶,GODFREY A,等.大變形量冷軋AA1050鋁合金微觀組織與織構(gòu)的演變[J].金屬學(xué)報(bào),2009,45(6):647-651.

[9] HIDAL GO P,CEPEDA-JIMéNEZ C M,RUANO O A,et al.Influence of the processing temperature on the microstructure,texture,and hardness of the 7075 aluminum alloy fabricated by accumulative roll bonding[J].Metallurgical and Materials Transactions A,2010,41(3):758-767.

[10] SIDOR J J,PETROV R H,KESTEN L A I.Microstructural and texture changes in severely deformed aluminum alloys[J].Materials Characterization,2011,62(2):228-236.

[11] MINSHIN O V,BAY B,J ENSEN D J.Through-thickness texture gradients in cold-rolled aluminum[J].Metallurgical and Materials Transactions A,2000,31(6):1653-1662.

[12] ENGLER O,HUH M Y,TOME C N.A study of through-thickness texture gradients in rolled sheets[J].Metallurgical and Materials Transactions A,2000,31(9):2299-2315.

[13] LIU W C,MORRIS J G.Through-thickness texture variation in cold-rolled AA 5182 aluminum alloy with an initial{001}〈110〉texture[J].Metallurgical and Materials Transactions A,2005,36(5):1329-1338.

[14] CHEN J Z,ZHEN L,YANG S J,et al.Through-thickness texture gradient in AA 7055 aluminum alloy[J].Materials Letters,2008,62(1):88-90.

[15] ZHEN L,CHEN J Z,YANG S J,et al.Development of microstructures and texture during cold rolling in AA 7055 aluminum alloy[J].Materials Science and Engineering A,2009,504(1-2):55-63.

[16] TRUSZKOWSKI W,KROL J,MAJOR B.Inhomogeneity of rolling texture in FCC metals[J].Metallurgical Transaction A,1980,11(5):749-758.

[17] KNEYNSBERG H P,VERBRANK C A,BOUWHUIJS M J T.The influence of inhomogeneous rolling on the capacity of aluminium anode foil material[J].Materials Science and Engineering,1985,72(2):171-176.

[18] LEE C S,DUGGAN B J.A simple theory for the development of inhomogeneous rolling textures[J].Metallurgical Transaction A,1991,22(11):2637-2643.

[19] MISHIN O V,BAYB,WINTHER G,et al.The effect of roll gap geometry on microstructure in cold-rolled aluminum[J].Acta Material,2004,52(2):5761-5770.

[20] CHOI C H,KWON J W,OH K N,et al.Analysis of deformation texture inhomogeneity and stability condition of shear components in F C C metals[J].Acta Material,1997,45(12):5119-5128.

[21] SCHOENFELD S E,ASARO R J.Through thickness texture gradients in rolled polycrystalline alloys[J].International Journal of Mechanical Sciences,1996,38(6):661-683.

[22] BECKER R,BUTLER J F,HU H,et al.Analysis of an aluminium single crystal with unstable initial orientation(001)[110]in channel die compression[J].Metallurgical Transaction A,1991,22(1):45-58.

[23] HUMPHREYS F J,ARDAKANI M G.The deformation of particle-containing aluminum single crystals[J].Acta Metallurgica et Materialia,1994,42(3):749-761.

[24] KIM K H,LEE D N.Analysis of deformation textures of asymmetrically rolled aluminum sheets[J].Acta Material,2001,49(13):2583-2595.

[25] HAN J H,SUH J Y,OH K H,et al.Effects of the deformation history and the initial textures on the texture evolution in an Al alloy strip during the shear deforming process[J].Acta Materialia,2004,52(16):4907-4918.

Texture Evolution of Al-Zn-Mg-Cu Aluminum Alloy Plate During Cold Rolling

CHEN Jun-zhou,HUANG Min,DAI Sheng-long
(Beijing Institute of Aeronautical Materials,Beijing 100095,China)

The evolution of through-thickness texture in Al-Zn-Mg-Cu aluminum alloy plate during cold rolling was investigated by using electron backscattered diffraction(EBSD)technique.The results show that shear type texture{001}〈110〉near the surface of the plate tends to rotate towards a typical rolling texture consisted of Bs,S and Cu components with the reduction,while,at the quarter and the center of thickness,typical rolling texture rotates towards the{001}〈110〉orientation.Shear strain is the prime reason resulted in the transition from rolling texture to shear type texture.With the shear strain,Cu and Bs orientation rotates towards{001}〈110〉along φ1=90°and φ1=35°,respectively.

aluminum alloy;cold rolling;texture;EBSD

TG113

A

1001-4381(2011)05-0001-06

2010-12-13;

2011-03-13

陳軍洲(1980-),男,工程師,博士,從事航空鋁合金研究,聯(lián)系地址:北京市81信箱2分箱(100095),E-mail:junzhouchen@126.com