A1—1.8Cu—0.4Mg—0.4Mn 合金一次冷軋織構與二次冷軋織構的研究
作者：中國鋁板帶箔信息中心 日期： 2007-6-28
寶 磊，武保林
( 沈陽航空工業(yè)學院材料工程系，遼寧 沈陽 110034)
摘要：將 Al—1.8Cu—0.4Mg—0.4Mn 合金進行 50 ％、 60 ％、 70 ％、 80 ％不同壓下量的一次冷軋，隨后分別將一次冷軋壓下率為 50 ％和 70 ％的樣品進行等溫中間退火并進行 80 ％壓下率的二次冷軋，對其織構演變過程進行研究。研究結果表明，當壓下量大于 60 ％時，一次冷軋的樣品呈現 “ 銅式 ” 織構特征，即在 α 、 β 取向線上分布 G 、 B 、 C 及 S 組分， C 、 B 和 S 組分強度隨變形量的增加而增大， G 組分則先增大后減小，在 70 ％變形量時達最大。中間退火再結晶織構較彌散，但中間退火對二次冷軋織構有較大影響。初次冷軋變形量 50 ％的樣品形成弱的 {001}<110> 旋轉立方織構，初次冷軋變形量 70 ％的樣品形成 “ 銅式 ” 織構。
關鍵詞： Al—1.8Cu—0.4Mg—0.4Mn 合金；織構；冷軋
A1-Cu-Mg-Mn 合金屬于硬鋁系合金，除具有鋁合金的普遍優(yōu)點外，還具有良好的焊接性、高斷裂韌性和抗疲勞性能，所以在車身部件，飛機骨架的制造中得到大量應用 [1] ，鋁合金板材在加工過程中通常伴隨著織構的生成和發(fā)展，給后續(xù)工藝和最終板材的性能帶來影響，如制耳率等。同時，晶界特征分布 (Grain Boundary Character Distribution ，簡稱 GBCD) 被認為界定材料的織構類型與銳度，而 GBCD 對材料宏觀性能具有重要影響。通常認為 [2] ，形變織構的形成除了與材料的成分有關外，還與變形時的應變狀態(tài)、變形量及熱處理工藝等因素有關，并且織構具有一定的遺傳性。目前，對一次冷軋織構的研究較多，而針對中間退火后的二次冷軋后的織構研究較少，所以有必要對鋁合金板材從最初的軋制織構到中間退火后的二次冷軋織構作深入的研究。本文以自行制備的 Al － 1.8Cu － 0.4Mg—0.4Mn 合金為試驗材料，對比一次冷軋及二次冷軋的織構類型及組分強度，以期為進一步控制織構的形成、改善該合金的性能提供幫助。
1 試驗方法
1.1 試樣制備
試驗用Al—Cu－Mg—Mn合金以純度w（Al）＝99.990％的高純鋁、Al－20.2％Cu、A l－l 0.0％Mg、Al—10.0％Mn（質量分數，下同）中間合金為原料，在實驗室條件下制備。合金成分為：w（Cu）1.8％；w（Mg）0.4％；w（Mn）0.4％，其余為Al。合金在電阻爐石墨坩堝中熔煉，熔煉前用涂料均勻涂抹坩堝內壁。熔鑄時以C2Cl6作為精煉劑，熔煉溫度為650℃～700℃，澆注溫度670℃，采用400℃熱鐵模澆注。鑄態(tài)樣品經過450℃ 48h均勻化退火后，用線切割加工成4mm厚的板狀樣品。
將上述樣品進行不同變形量的冷軋，冷軋變形量分別為50％、60％、70％、80％，冷軋后分別取樣測算織構。將冷軋壓下率為50％和70％的冷軋樣品分別進行等溫加熱退火（475℃ 25min），退火后取樣測算織構。將中間退火后的樣品再進行80％壓下量的冷軋并取樣測算織構。
1.2 織構測試
織構測試在丹東方圓儀器有限公司生產的DX2000型X射線衍射儀上進行。按Schulz背反射法掃測｛111｝、｛200｝和｛220｝三張不完整極圖（χf＝70°）。采用二步法[3]計算ODF（Orientation Distribution Function，l max ＝16），結果用一組恒ψ截面圖（Roe符號系統(tǒng)）表示。Ⅹ射線測試采用CuKa靶材，管電壓為40kV，管電流為30mA，按同心圓步進方式掃測，α為20°～90°，β為0°～360°，測量步長為5°。
2 試驗結果
2.1 合金的一次冷軋織構
圖l為Al－1.8Cu—0.4Mg—0.4Mn合金在50％、60％、70％和80％冷軋壓下量下板材的ODF恒ψ截面圖。從中發(fā)現，50％壓下量的冷軋樣品的織構漫散，60％、70％和80％冷軋壓下率下的樣品織構均表現為典型的“銅式”織構特征，在α取向線上有G｛011｝＜100＞（ψ＝0°、θ＝90°、￠＝45°，6級）和B｛110｝＜112＞（ψ＝55°、θ＝45°、￠＝0°，6級）組分；在β取線上有C{112}＜111＞（ψ＝0°、θ＝35°、￠＝45°，7級）、S{123}＜634＞（ψ＝30°、θ＝37°、￠＝27°、6級）組分。 除G組分外，其他織構組分都隨冷軋壓下率的增加而增大。當冷軋壓下率達到80％時，取向密度達到最大（C組分I max ＝7.655），并穩(wěn)定在C、B和S組分上。而G組分在60％～70％冷軋壓下率時取向密度迅速增大，70％冷軋壓下率時達到峰值（I max ＝6.504），接下來快速下降，在80％冷軋壓下率時僅為3級。圖2為各組分取向密度與冷軋壓下率的關系圖。圖3為80％壓下量冷軋樣品的金相顯微組織，軋制態(tài)纖維狀組織明顯。在形變基體上有大量被壓的第二相粒子，并沿著被拉長的晶界分布。
圖 1 不同冷軋壓下率樣品的 ODF 恒 ψ 截面圖（ △ψ=5° ）
圖 2 各織構組分取向密度與冷軋壓下率的關系
圖 3 冷軋量 80 ％試樣的金相顯微組織
2.2 合金中間退火的再結晶織構
圖4為50％和70％冷軋率試樣退火后的ODF恒ψ截面圖。從中看到，樣品的晶體取向分布均趨于彌散，但若細致分析會發(fā)現，70％冷軋率退火樣品仍表現出弱的織構，主要為20°和70°旋轉立方織構（I max ＝1.796）。
圖 4 樣品 475℃ 退火后的再結晶織構 ODF 恒 ψ 截面圖（ △ψ ＝ 5° ）
2.3 合金的二次冷軋織構
圖 5 為 50 ％和 70 ％一次冷軋試樣退火后再次經 80 ％二次冷軋后的 ODF 恒 ψ 截面圖。從中發(fā)現，中間退火對隨后出現的二次冷軋織構的類型有很大的響。初次冷軋率 50 ％的樣品形成弱的 {001} ＜ 110 ＞旋轉立方織構，初次冷軋率 70 ％的樣品形成 ¨ 銅式 ” 織構。
圖 5 二次冷軋 80 ％冷軋率的 ODF 恒 ψ 截面圖（ △ψ ＝ 5° ）
3 分析與討論
軋制過程的變形機制是金屬在軋輥間的變形區(qū)內發(fā)生45°剪切應變。在這過程中，通過位錯滑移、孿晶等方式，晶粒轉動到有利于變形的取向上來，對于高層錯能的鋁合金，通過大量交滑移，穩(wěn)定在純銅型織構（C{112}＜111＞）上 [4] 。本試驗研究的結果表明，初次冷軋樣品的Coss織構隨變形量的增加在70％冷軋率時出現峰值，這與形變過程中晶粒的轉動分化過程密切相關。在45°剪切帶變形中，C和B為穩(wěn)定取向，隨著形變量的增加，不斷有晶粒轉動到這兩種取向上來。這一結果可用Taylor模型和Sachs模型及調和模型較好的模擬再現 [5] 。在變形量小于70％時，晶粒沿＜110＞軸向C取向轉動，會停在G取向的亞穩(wěn)定狀態(tài)，隨著形變量的增大，剪切變形的加劇，G組分會分別繼續(xù)沿＜110＞軸轉動54.7°，到達C組分的穩(wěn)定取向。所以在高變形量時，G組分強度快速下降，C組分強度迅速增大。｛001｝＜110＞旋轉立方取向也是一種亞穩(wěn)定取向，一般在同步冷軋板中較少發(fā)現這一織構組分，這一取向若沿＜110＞軸向轉動35.3°，同樣會到達C組分的穩(wěn)定取向。
一般認為 [6-8] ，FCC金屬及合金冷軋再結晶退火后會形成較強的立方織構。而本試驗在退火樣品中沒有發(fā)現立方織構。其原因可能是合金中存在較多的粒子，再結晶過程將由于粒子促進形核（particle stimulated nucleation，簡稱PSN）而加速，一般，當PSN是再結晶的主要形核方式時，再結晶織構較弱，近似隨機分布，PSN產生的晶粒取向也被認為是隨機分布的[9]。細小的彌散粒子在釘扎位錯，阻止織構形成方面很有效，最終得到較彌散的織構特征。這對后續(xù)的二次冷軋織構會產生重要影響。二次冷軋的織構特征完全不同，這在一定程度上與一次冷軋壓下率及中間再結晶退火織構存在的一定差異有關。一次冷軋形成典型“銅式”織構，而二次冷軋織構卻表現各異，其詳細原因尚需深入進行研究。
4 結論
（1）一次冷軋Al－1.8Cu—0.4Mg—0.4Mn合金的織構均表現為典型的“銅式”織構特征，即由α、β線組成。出G組分外，C、B、S組分都隨冷軋壓下率的增加而增大，而G組分在70%冷軋壓下率時達到峰值，隨后快速下降。
?。?）Al－1.8Cu—0.4Mg—0.4Mn合金一次冷軋后退火，其織構均比較漫散。
?。?）初次冷軋率50%的樣品經二次冷軋后形成弱的｛001｝＜110＞旋轉立方織構，初次冷軋率70%的樣品經二次冷軋后形成“銅式”織構。
