軋制工藝對7150高強鋁合金板材織構演變的影響

齊建波 龔志華 康 康 金自力

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

目前，我國對航空用7×××系鋁合金板材的質量要求迅速提高，特別是四代機的研制成功和大型運輸機、大型客機項目的啟動，航空工業(yè)對超高強7×××系鋁合金板材的需求大幅度增加[1-3]。但同發(fā)達國家相比，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，嚴重影響了材料性能的穩(wěn)定性[6-8]。近年來，隨著檢測技術的進步及設備的更新，尤其是電子背散射衍射(EBSD)技術的推廣應用，織構定量分析技術為通過調(diào)整軋制工藝來控制產(chǎn)品的力學性能提供了可能[9-11]。本文以國內(nèi)某企業(yè)生產(chǎn)的7150高強鋁合金熱軋板材為研究對象，研究了軋制工藝對板材的組織均勻性、織構演變及力學性能的影響，以期找到控制板材組織及織構的有效方法，提高產(chǎn)品成品率，穩(wěn)定產(chǎn)品質量。

1 試驗材料及方法

試驗材料選用7150高強鋁合金板材，其化學成分為(質量分數(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，然后進行三級時效(120 ℃×24 h+180 ℃×1.5 h+120 ℃×24 h)，空冷。

對熱處理后的板材進行EBSD和力學性能測試。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)機械拋光后，對表面變形層進行電解拋光，電解液化學成分(體積分數(shù))為：1.5%H2SO4+2.5%HNO3+1.0%HF+無水乙醇。最后采用FEI QUANTA 400型掃描電鏡進行EBSD分析。斷裂韌度的測試根據(jù)GB/T 4161—1984進行。

2 試驗結果與分析

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)過程中晶粒會發(fā)生轉動。理論與實際均表明，多晶體各晶粒的轉動會使晶粒取向聚集到某一或某些取向附近，從而形成織構。金屬熱塑性變形加工時，其內(nèi)部主要發(fā)生兩種微觀過程：一是以位錯運動為主的塑性變形，導致金屬內(nèi)生成變形織構；二是以回復、形核與晶粒長大為主的動態(tài)再結晶，動態(tài)再結晶過程會造成再結晶織構。形變與動態(tài)再結晶過程在不同程度上相互影響，從而影響熱變形織構的強度和類型[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。可以看出，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，在鋁合金再結晶區(qū)軋制時，軋制道次多，軋制流程長，軋制時間增加，再結晶較充分，工藝A相比工藝B的再結晶等軸晶數(shù)量明顯增多。

2.2 不同工藝軋制的板材的織構特點

鋁合金中軋制織構是最常見的一種變形織構，主要由以下變形織構組成[13]：黃銅織構Brass{011}<211>，銅型織構Copper{112}<111>，S織構{123}<634>。7150鋁合金板材在軋制過程中受力不均勻，導致板材不同厚度層的應變狀態(tài)不一樣：表層與軋機接觸，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，經(jīng)過S取向{123}<634>到Copper(Cu)取向{011}<211>[14-15]。對不同工藝軋制的板材不同厚度層面的織構進行了檢測，將EBSD采集的菊池花樣，通過Hough變換[16]，自動確定菊池帶的位置、寬度、強度、帶間夾角，與對應的晶體學庫中的理論值比較，標出工藝A與工藝B軋材表面至中心的織構[12]，其取向分布函數(shù)(ODF)分別如圖3和圖4所示?？梢钥闯?，采用工藝A軋制的鋁合金板材表面最強織構為{012}<221>(φ2=45°)，1/4厚度處最強織構為{130}<130>(φ2=0°)，中心最強織構為{112}<110>(φ2=45°)；采用工藝B軋制的鋁合金板材表面最強織構為R{124}<211>和Q{013}<231>(φ2=0°)，1/4厚度處最強織構為{315}<112>(φ2=90°)，中心最強織構為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

為了進一步研究軋制工藝對織構類型及織構組成的影響，對織構組分的體積分數(shù)進行了計算，容許取向偏差10°，結果如表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種類較多，立方織構、S、P、Q織構較強，最強織構是黑色區(qū)域的{012}<221>織構。板材1/4厚度處的旋轉立方織構增強，P、Q織構減弱，S、R織構消失，{130}<130>織構最強。板材中心的Brass織構增強，{112}<110>織構最強。這主要是因為在軋制過程中，表面摩擦力大，獲得了較大的變形，位錯密度增加，形變儲能大，有利于向Taylor因子大、取向密度高的S、Q取向轉變。

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類型及其強度

從表2可以看出，采用工藝B軋制的板材表面旋轉立方織構較多，還出現(xiàn)了Copper織構，R、Q織構最強。板材1/4厚度處的旋轉立方織構、Copper織構、S、R、Q織構減弱，P織構增強，{315}<112織構最強。板材中心的Brass織構、Copper織構增強，S織構最強。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，同時有少量Cube-織構。

表2 采用工藝B軋制的板材不同部位的織構類型及其強度

在軋制過程中，Taylor因子小、形變儲能低的織構的取向密度變化不明顯，Taylor因子大、形變儲能高的織構的取向密度明顯增強[17]。采用工藝A軋制時，軋制道次多，軋制過程的加熱次數(shù)及時間比工藝B更多、更長，形變儲能較低，具有較高形變儲能的S、R織構含量較少；采用工藝B軋制時，壓下量減小及軋制道次減少，形變儲能較高，Taylor因子大的織構增強，因而板材中心的S、R織構含量較多。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織構的強弱有關。

2.3 不同工藝軋制的板材的再結晶

表3 板材的斷裂韌度

軋制過程中的組織形態(tài)和織構類型對后續(xù)熱處理過程中的微觀組織及織構轉變有較大影響。由于477 ℃固溶處理溫度處于不完全再結晶溫度范圍，因而固溶后組織中仍存在未再結晶區(qū)，板材表面和中心的變形量不同，因而產(chǎn)生不同的再結晶儲能。圖7為采用兩種工藝軋制的板材從表面到中心的再結晶晶粒分布，其中藍色表示再結晶晶粒(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晶比例?？梢?，采用工藝A軋制的板材表面和1/4厚度處的再結晶比例相近，中心的再結晶比例較多。采用工藝B軋制的板材從表面到中心的再結晶比例下降。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，其主要再結晶機制為連續(xù)再結晶。

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晶晶粒分布

3 結論

(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、S、P、Q織構較強，{012}<221>織構最強；1/4厚度處的旋轉立方織構增強，P、Q織構減弱，S、R織構消失，{130}<130>織構最強；中心的Brass織構增強，最強織構為{112}<110>。采用工藝B軋制的板材表面的旋轉立方織構較多，還出現(xiàn)了Copper織構，R、Q織構最強；1/4厚度處的旋轉立方織構、Copper織構、S、R、Q織構減弱，P織構增強，最強為{315}<112織構；中心的Brass織構、Copper織構增強，最強為S織構。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織構的強弱有關。

圖8 兩種軋制工藝下板材不同部位的再結晶比例

(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，再結晶晶粒越多；采用工藝B軋制的板材從表面到中心的再結晶比例下降。