织构及组织结构对超高强铝合金平面力学性能的影响

马志锋， 赵唯一， 陆 政

(1.北京航空材料研究院， 北京 100095；2.北京市先进铝合金材料及应用工程技术研究中心， 北京 100095)

织构及组织结构对超高强铝合金平面力学性能的影响

马志锋1,2， 赵唯一1,2， 陆 政1,2

(1.北京航空材料研究院， 北京 100095；2.北京市先进铝合金材料及应用工程技术研究中心， 北京 100095)

以自行制备的高合金含量的Al-Zn-Mg-Cu合金为试验材料，测试观察挤压带板及其制备的等温模锻件的织构类型及组分强度、组织结构、平面拉伸力学性能及各向异性指数，通过计算{111}<112>滑移系的施密特因子，采用单晶近似法分析平面拉伸力学性能各向异性与织构的关系，使用霍尔-佩奇定律分析了组织结构与平面拉伸力学性能各向异性的关系，结果表明：合金经剧烈变形后，以变形织构为主，变形织构会引起各向异性，导致合金45°方向强度偏低；挤压形成的纤维组织是引起挤压带板L向及LT向各向异性的主要原因。{110}<112>Brass织构强度增加，可以抵消纤维组织引起的L向及LT向的各向异性；LT向伸长率低及伸长率各向异性主要是由第二相粒子延晶界的链状分布引起，同时也与织构引起的晶粒强度变化有很大关系。

超高强铝合金；各向异性；织构；施密特因子

Al-Zn-Mg-Cu系(7xxx)超高强铝合金因具有比强度高、硬度高、经济耐用、加工容易、较好的耐腐蚀性能及良好的韧性等优点[1～3]，在航空、航天、军事工业、交通运输业以及核工业等领域作为主要承力结构材料被广泛应用。近年来，随着上述领域的发展，对高强铝合金的综合性能尤其是强度提出了更高的要求。

从20世纪90年代起，工业发达国家利用先进的喷射成型技术开发出了抗拉强度达760～810MPa，伸长率达8%～13%的超高强铝合金。国内也有研究单位采用喷射沉积技术制备坯料，开发出抗拉强度达800～830MPa，伸长率达8%～10%的超高强铝合金[4～6]，将铝合金强度性能指标推向了极高水平。但是在开发过程中，研究者不但要注重在实验室条件下获得性能优良的材料，更应考虑材料的工程化应用。由于受设备水平的限制，快速凝固/粉未冶金工艺(RSIPM)难以满足大批量生产的需求。从目前高强铝合金发展状况来看，传统铸造法生产高合金含量的坯料，辅以大变形量剪切变形是获得高强度材料并满足工程化应用的有效途径。利用挤压产生的效果，Milman等人[7,8]采取大挤压比制备的高合金含量的合金性能达到了1000MPa。铝合金制品在经过挤压变形或单方向的大变形量处理后，合金的抗拉强度、屈服强度、伸长率、硬度等力学性能指标随取样方向的不同而表现出一定的差异，产生平面力学各向异性[9,10]，对于要求性能均匀的产品来说各向异性是一个不利的因素。研究证明材料各向异性与合金制备过程中形成的织构密切相关，织构是影响铝合金材料均匀性的一个重要原因，也一直是人们的研究热点。但是，目前的研究主要集中在铝合金的轧制板材方面[11]，合金也主要是以3xxx系[12]和汽车用的6xxx系[13]等中等强度的铝合金为主，还未见有关织构对700MPa级超高强铝合金锻件平面力学性能的影响的报道。

本研究以自行制备的高合金含量Al-Zn-Mg-Cu合金为试验材料，对比挤压带板及其制备的等温模锻件的织构类型及组分强度、组织结构、不同取向的抗拉强度及断裂伸长率，分析平面力学性能与织构及微观组织结构的关系， 以期为进一步控制织构及微观组织结构、改善该合金的性能，获得平面力学性能均匀的铝合金锻件提供帮助，为合金的批量化应用及性能提升做技术储备。

1 试验材料及试验方法

试验采用半连续铸造的方法获得圆型铸坯，经均火、挤压获得截面尺为40mm×100mm的挤压带板(如图1所示)，挤压比为12.5。将获得的挤压带板加工成φ100mm×40mm的圆型锻坯进行等温模锻，变形量80%。将获得的挤压带板及等温模锻件进行固溶淬火及时效后，进行相应测试及观察。

图1 挤压带板尺寸示意图(单位：mm)Fig.1 The gauge of extruded plate

拉伸试验在CMT-7304电子万能材料拉伸试验机上完成，拉伸速率为2mm/min。每个方向测定值取同一方向3个试样的平均值，等温模锻取样示意图见图2。金相组织观察在德国产Leica DM 2500M的金相显微镜上进行，拉伸试样断口形貌观察在JSA-6360LA扫描电镜上进行。织构测试在 XRD (X-ray diffraction)衍射仪上完成，测试试样在挤压带板和锻件厚度中心部位切取，尺寸为20mm×20mm×2.5mm。织构测试采用背反射法，采用Bunge球谐函数分析与级数展开法计算相应的取向分布函数计算ODF(取向分布函数,Orientation distribution function)图。

图2 锻件拉伸试样取样方向示意图Fig.2 Sampling direction of tensile test specimen

2 试验结果

2.1 不同取向条件下的力学拉伸性能

时效态挤压带板及时效态等温模锻件(挤压带板制备锻坯)3个方向的拉伸力学性能及平面各向异性指数(IPA)如表1所示。平面各向异性指数(IPA)根据文献[14]提供的计算方法进行计算，计算公式如下：

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

(1)

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

由表1可以看出，时效态挤压带板平面拉伸力学性能存在明显的各向异性，抗拉强度L向最高，45°方向最低；伸长率45°方向最高，LT向最低。

时效态模锻件平面拉伸力学性能各向异性指数大幅下降，但各向异性依然存在，与挤压带板相比，L向抗拉强度下降，LT向抗拉强度上升，两个方向抗拉强度基本相当，45°方向抗拉强度上升，但在三个方向中依然最低。45°方向伸长率略有下降，L向伸长率略有上升，两个方向伸长率水平基本相当，LT向伸长率大幅上升，但在三个方向中依然最低。

表1 不同取向条件下的拉伸力学性能及IPA

2.2 显微组织观察

挤压带板及锻件三维金相图片如图3所示。强烈的大剪切量挤压变形，将铸态的等轴晶沿挤压方向拉长，使挤压带板晶粒呈沿L向拉长的条状，经淬火时效处理后，晶界残留相较多。等温模锻的垂向变形使ST向尺寸进一步减小，LT向尺寸变大，使晶粒呈L向及LT向尺寸远大于ST向的煎饼状。等温模锻使固溶度进一步增加，淬火时效后晶界残留相较少。

2.3 拉伸试样断口形貌观察

图4为拉伸试样断口SEM电子显微照片。时效态挤压带板L向拉伸试样断口形貌以平面穿晶断口为主，条带形貌并不明显。挤压带板LT向拉伸试样断口形貌以层状延晶断口为主，在晶界上发现大量第二相粒子及第二相粒子脱落形成的孔洞。

图3 三维金相图片 (a)挤压带板;(b)锻件Fig.3 Three-dimensional optical micrograph (a)extruded plate；(b)Forging piece

图4 拉伸试样断口形貌Fig.4 SEM images of tensile fracture

与时效态挤压带板相比，时效态锻件L向拉伸试样断口平面穿晶比例下降，条带形貌明显，层状延晶比例上升。时效态锻件LT向断口还是以层状延晶为主，但条带厚度减小，平面穿晶断口比例增加。这可能是LT向伸长率上升的原因之一。

2.4 晶体学织构观察

图5为时效态挤压带板及时效态锻件的织构ODF图，织构类型、体积分数及取向密度见表2(LaboTex软件统计计算)。

时效态挤压带板为混合型织构，都为β线取向的变形织构，其中{110}<112>取向的黄铜型织构在α线及β线交点处，属热变形织构。{132}<643>取向的S织构和{112}<111>取向的铜型织构属冷变形织构。{110}<112>Brass织构与{132}<643>S织构强度相当。

时效态锻件为{110}<112>Brass单一组分织构，平均取向密度90.4，取向集中，体积分数占到45.05%，织构强度很高。

3 分析及讨论

3.1 织构对合金平面力学各向异性的影响

一般认为，多晶体存在织构时会造成屈服强度的各向异性[15]，以下将基于施密特因子法对其进行定量的分析处理，并对影响机制做初步探讨。根据施密特定律，单晶体材料的拉伸屈服强度可表述为：

(2)

图5 织构取向分布图(ODF) (a)挤压带板；(b)锻件Fig.5 Orientation distribution function of texture (a)extruded plate；(b)forging piece

表2 时效态挤压带板及时效态锻件织构的类型及强度

式中：τc为晶体临界分切应力，对于给定的材料为定值。φ为拉伸轴向与滑移面法线的夹角，λ为拉伸轴与滑移面方向的夹角，(cosφcosλ)称为取向因子或施密特因子，(cosφcosλ)max为最先开动的滑移系的施密特因子，对于面心立方晶体而言，为{111}<110>滑移系在某固定取向条件下的施密特因子最大值。为简化问题，我们使用单晶近似法(将材料视为单晶体)逐一分析各组分织构对合金力学性能的影响，表3列出了当织构类型不同时，{111}<110>滑移系在不同取向条件下的施密特因子最大值。

表3 织构类型不同时，{111}<110>滑移系在不同取向条件的施密特因子最大值

如果不考虑晶粒形状及尺寸等其他因素的影响，仅考虑织构对材料强度的影响，由式2结合表3可以估算出材料强度最大方向及最小方向。

挤压带板织构为Brass，S及Copper混合型织构，3种变形织构强度最弱取向为45°方向，综合考虑体积分数及取向密度，材料强度最小方向应为45°方向，材料强度最大方向应为LT向，L向强度略低于LT向强度，而实际测试结果显示，LT向强度低于L向强度，分析结果与实际测试结果略有出入。

时效态模锻制备成锻件织构为Brass单组分织构，材料强度最小方向为45°方向，材料强度最大方向应为LT向且应明显高出L向强度，实测结果为L向及LT向强度水平相当，分析结果与实测结果略有出入。

从变化趋势来看，将挤压带板经等温模锻制备成锻件后，{132}<643>，{112}<111>织构消除，{110}<112>织构强度增加，从表3可以看出，这些变化导致L向强度下降、LT向及45°方向上升，与实测结果相符合。

以上分析可以看出，晶体学织构是影响合金抗拉强度各向异性的重要因素，尤其是在合金经历挤压、等温模锻和固溶时效热处理等过程制备成最终产品后，晶体学织构是导致45°方向强度低，形成各向异性的最主要原因，要消除45°方向的各向异性，需增加Cube及旋转立方等再结晶织构。但是由于采用单晶近似法进行分析，而合金是多晶体材料，晶体间协调变形情况复杂，强度除受织构影响外，也受到晶粒形状等因素影响。分析方法的局限性使分析结果与实测结果略有出入，晶体学织构不能完全解释合金的各向异性。

3.2 微观组织结构对合金平面力学各向异性的影响

根据位错塞积理论，由于各方向上晶界平均间距不同，同等外加载荷的条件下，非等轴晶粒各个方向上塞积群的位错数各不相同，因此不同方向上的应力集中程度也有所不同，因而非等轴晶粒会导致材料强度的各向异性。

Hall-Petch定律[16]指出，晶粒为等轴状的多晶体材料的屈服强度与晶粒尺寸之间应符合如下关系式：

σs=σi+kd-1/2

(3)

式中：σi及k为常数，d为平均晶粒尺寸，对于非等轴晶粒而言，要用平均晶界间距近似取代。

根据金相及断口观察结果显示，试验合金样品在3个方向上(L，LT及ST向)的晶界平均间距各不相同，为明显的非等轴晶粒。

合金经挤压制备成挤压带板后，晶粒呈沿L向拉长的板条状，垂直于L向的界面上的晶界间距远小于垂直于LT向的界面上的晶界间距，根据式3，L向强度应大于LT向强度；第二相粒子沿挤压方向呈链状分布，裂纹易在第二相粒子处萌生且扩展容易，这也是挤压带板LT向伸长率低、断口形貌呈层状延晶的原因。

挤压带板经等温模锻制成锻件后，引入的垂直变形使ST向晶界间距缩短，LT方向晶界间距拉长，晶粒呈煎饼状，此时垂直于LT向的界面上的晶界平均间距减小，这也是模锻后LT向强度上升的原因之一。等温模锻引入的位错形成固溶时的快速扩散通道，加快了第二相粒子的分解，使晶界上第二相粒子数量及尺寸减小，裂纹在第二相粒子处萌生的几率降低，同时第二相粒子在部分区域发生转动，沿L向的链状分布部分被破环，裂纹易在这些区域发生偏转，这可能是锻件LT向伸长率上升、拉伸试样断口形貌小平面穿晶断裂比例增加的原因。

4 结论

(1)合金经挤压、锻压变形后，存在明显的平面力学各向异性，45°方向抗拉强度明显低于LT及L向，LT向伸长率明显低于L向及45°方向。

(2)合金经变形及热处理后，织构以变形织构为主，通过施密特因子计算，变形织构会导致合金45°方向强度偏低，引起各向异性。

(3)挤压形成的纤维组织是引起时效态挤压带板L向及LT向各向异性的主要原因。{110}<112>Brass织构强度增加，可以抵消纤维组织引起的L向及LT向的各向异性。

(4)第二相粒子沿晶界的链状分布是使LT向伸长率低、产生伸长率各向异性的主要原因，但是也与织构引起的晶粒强度变化有很大关系。

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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

马志锋(1977—)，男，硕士，主要从事高性能铝合金及其工艺研究，(E-mail)zhifengma@163.com。

10.11868/j.issn.1005-5053.2015.3.001

TG146.2+1

A

1005-5053(2015)03-0001-06