鋁合金板材織構(gòu)分布及拉伸性能

鋁合金板材織構(gòu)分布及拉伸性能

現(xiàn)代飛機(jī)逐漸發(fā)展為大型、高速、多載、長壽命和安全保障，這就要求結(jié)構(gòu)材料具有更高的強(qiáng)度和更良好的抗彎性。如果能夠在不降低合金強(qiáng)度的基礎(chǔ)上提高合金的斷裂韌性,就可充分發(fā)揮合金的應(yīng)用潛力。7050鋁合金的淬火敏感性低,適用于大規(guī)格厚板及鍛件的生產(chǎn),特別是7050-T7451預(yù)拉伸厚板已廣泛用于美國的第四代戰(zhàn)斗機(jī)F22和F35的主體構(gòu)件中,并大量應(yīng)用于Boeing777客機(jī)中,主要用作飛機(jī)的機(jī)身框架、翼梁和尾翼等部件。目前人們對7050鋁合金板材的微觀組織、熱處理過程、變形過程及性能之間的關(guān)系做了大量研究,但對厚度方向不均勻性的研究較少。鑄錠組織不均勻、軋制過程中變形不均勻、固溶中再結(jié)晶不均勻和淬火敏感性等因素導(dǎo)致板材的組織、織構(gòu)及性能沿厚度方向不均勻分布并呈現(xiàn)明顯的各向異性,嚴(yán)重地阻礙了其在航空、航天領(lǐng)域的應(yīng)用。因此,本文作者對120mm厚的7050-T7451軋制板的顯微組織、拉伸性能、織構(gòu)、斷裂韌性進(jìn)行研究,探討影響厚板不均勻性和各向異性的因素,以期能為改善厚板的不均勻性并提高材料的強(qiáng)度、斷裂韌性提供依據(jù)。1織構(gòu)的制備和拉伸實(shí)驗(yàn)選用的材料為120mm厚的7050-T7451鋁合金軋制板材。合金實(shí)際分析成分為(質(zhì)量分?jǐn)?shù),%):Zn5.89,Mg2.16,Cu1.99,Zr0.11,Fe0.08,Si0.03,余量為Al。沿板材厚度方向從表面到中心間隔均勻取5個(gè)厚度為2.5mm的板材,按國家標(biāo)準(zhǔn)GB/6497—14規(guī)定加工軋向(LT)和長橫向(TL)的拉伸試樣,垂直板材厚度方向取2.5mm厚的板材,加工短橫向(SL)的拉伸試樣,在CSS44100電子萬能實(shí)驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行拉伸力學(xué)性能測試。織構(gòu)樣品也在2.5mm厚的板材上切取,試樣尺寸為24mm×14mm×2.5mm,試樣表面采用氫氧化鈉溶液腐蝕以減少試樣表面的殘余應(yīng)變和應(yīng)力的影響。織構(gòu)測定在BrukerD8Discover型X射線衍射儀上進(jìn)行,管電壓為40kV,管電流為40mA,采用CuKα輻射,用Schulz背反射法測量{111}、{200}、{220}和{311}4張不完整極圖,測得的極圖經(jīng)修正后,采用Bunge級數(shù)展開法計(jì)算取向分布函數(shù),結(jié)果用恒φ2(Δφ2=5?)截面圖表示。采用TANG等提出的方法進(jìn)行織構(gòu)的定量計(jì)算,角度偏差在15.5?以內(nèi)視為同一種織構(gòu)。按照國家標(biāo)準(zhǔn)GB—4161規(guī)定:當(dāng)板材厚度大于二倍試樣厚度時(shí),應(yīng)在材料1/4厚度處取樣。故在本實(shí)驗(yàn)中在板材1/4厚度處切取24mm厚的板材,制備T-L、L-T、S-L3個(gè)取向的標(biāo)準(zhǔn)緊湊拉伸試樣,測量其斷裂韌性。樣品經(jīng)過粗磨、拋光后用鉻酸試劑腐蝕,在XJP-26A型金相顯微鏡上進(jìn)行組織觀察。在KYKY-2800掃描電鏡下觀察不同厚度層的組織結(jié)構(gòu),對比觀察粗大第二相、再結(jié)晶晶粒的大小與分布,并對粗大第二相粒子合金元素的能譜進(jìn)行分析。采用掃描電鏡觀察試樣的斷口形貌,加速電壓為20kV。2結(jié)果2.1形貌及粒子能譜分析7050鋁合金縱向面的金相組織如圖1所示。由圖1可知:試樣發(fā)生部分再結(jié)晶,由大量細(xì)小的亞晶和異常粗大的再結(jié)晶晶粒組成;腐蝕后再結(jié)晶區(qū)域呈白色,未再結(jié)晶區(qū)域含大量亞晶,腐蝕后呈黑色;橫斷面上的再結(jié)晶晶粒呈類等軸狀,縱向面和軋制面上的再結(jié)晶晶粒沿軋向拉長,整個(gè)再結(jié)晶晶粒呈扁平狀;表層主要是大量的亞晶和少量的再結(jié)晶,再結(jié)晶晶粒的尺寸較小;板材1/4厚度處,再結(jié)晶晶粒所占比例明顯增大,再結(jié)晶晶粒尺寸也變大;板材中心處再結(jié)晶晶粒的尺寸進(jìn)一步增大。在不同厚度處7050鋁合金的SEM像如圖2所示。由圖2可見,粗大第二相以鏈狀形式沿軋制方向分布,從板材表層到中心,第二相尺寸明顯增大;粗大第二相多分布在再結(jié)晶晶粒內(nèi)部,表明再結(jié)晶是通過粗大第二相誘發(fā)形核的。對第二相粒子進(jìn)行能譜分析,發(fā)現(xiàn)一些第二相主要含Al,Cu和Mg元素,摩爾比約為2?1?1,形貌為規(guī)則橢球狀,應(yīng)為S相(Al2CuMg);有些第二相主要含Al,Cu和Fe元素,形狀不規(guī)則,化學(xué)成分接近Al7Cu2Fe相;還有一部分第二相含大量Mg和Si元素,化學(xué)成分接近(Al)Mg2Si。由文獻(xiàn)的研究結(jié)果可知,這些是在鑄造或均勻化過程中形成的不溶化合物。2.2織構(gòu)結(jié)構(gòu)分析圖3所示為7050鋁合金厚板不同厚度層的織構(gòu)。由圖3可知,板材中主要有3種類型的織構(gòu):剪切織構(gòu)(旋轉(zhuǎn)立方織構(gòu)r-cube{001}〈110〉,{111}〈110〉織構(gòu))、再結(jié)晶織構(gòu)(立方織構(gòu)Cube{001}〈100〉,CubeND織構(gòu)(繞法向旋轉(zhuǎn)20?~25?的立方織構(gòu)))和變形織構(gòu)(黃銅織構(gòu)Brass{011}〈211〉(B),S織構(gòu){123}〈634〉和銅織構(gòu)Copper{112}〈111〉)。板材表層和1/8層處主要是剪切織構(gòu)(旋轉(zhuǎn)立方織構(gòu)r-cube{001}〈110〉,{111}〈110〉織構(gòu))和立方織構(gòu)Cube{001}〈100〉;中心層和3/8層處主要是B取向軋制織構(gòu)和少量的CubeND織構(gòu);1/4層處為過渡層,織構(gòu)為混合織構(gòu),既存在剪切織構(gòu)也存在再結(jié)晶織構(gòu)和變形織構(gòu)。為了定量描述各層織構(gòu)的變化,圖4所示為各層中織構(gòu)的體積分?jǐn)?shù)的變化。表層中立方織構(gòu)cube{001}〈100〉的含量最大,1/8層剪切織構(gòu)含量最大,3/8層出現(xiàn)CubeND織構(gòu),變形織構(gòu)在中心處最大。由板材表層到中心,再結(jié)晶織構(gòu)先減小后增大,剪切織構(gòu)逐漸減小,變形織構(gòu)先減小后增大。2.3拉伸方向沿短橫向?qū)Σ牧侠煨阅艿挠绊懓宀牡膹?qiáng)度及伸長率沿厚度方向的分布如圖5所示。圖中d表示測量位置距表層的距離。由圖5可知,拉伸方向沿軋向時(shí),由表層向中心,強(qiáng)度先減小后增大又減小,中心強(qiáng)度小于表層,伸長率先增加后減小。拉伸方向沿長橫向時(shí),由表層向中心層,強(qiáng)度和伸長率均逐漸降低。拉伸方向沿短橫向時(shí),材料的抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度及伸長率分別為448MPa、388MPa和4.5%。即7050厚板拉伸性能沿厚度方向不均勻,并在同一厚度層上具有各向異性,合金在軋向及長橫向的力學(xué)性能遠(yuǎn)高于其在短橫向的力學(xué)性能。2.4斷口掃描照片7050合金的斷裂韌性同樣具有明顯的各向異性(見表1)。由表1可知,L-T取向的斷裂韌性最大,T-L取向的次之,S-L取向的最小,斷裂韌性最大相差58%。圖6所示為不同取向斷裂韌性樣品的斷口掃描照片。由圖6可知,L-T取向的斷裂方式主要是粗大第二相引發(fā)的韌窩開裂,這些韌窩的排列沒有方向性,韌窩大且深,大韌窩之中還有若干個(gè)小韌窩,韌窩中可觀察到第二相粒子,能譜分析顯示粒子主要是未溶的Al2CuMg相及含F(xiàn)e和Si的脆性相。T-L取向的樣品是混合型斷裂,斷口上韌窩沿軋制方向成串平行排列,韌窩中含有大量第二相粒子。S-L取向樣品也是混合型斷裂,沿晶斷裂面明顯,晶粒內(nèi)部是韌窩型斷裂,與前兩個(gè)取向相比,S-L取向沿晶斷裂的比例顯著增大。3psn機(jī)制控制了對合金組織及尺寸的影響再結(jié)晶織構(gòu)沿厚度方向不均勻分布與軋制過程有關(guān)。軋制過程中板材不同厚度層應(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,軋制后表層一般出現(xiàn)剪切織構(gòu),經(jīng)過S取向{123}〈634〉到Cu取向{011}〈211〉。軋制過程中形成的微觀組織與織構(gòu)對后續(xù)熱處理過程中的微觀結(jié)構(gòu)及織構(gòu)轉(zhuǎn)變產(chǎn)生重要影響。板材經(jīng)固溶處理,發(fā)生再結(jié)晶,通常,無第二相粒子的再結(jié)晶織構(gòu)主要由立方織構(gòu)構(gòu)成,但對于含大量第二相粒子的鋁合金,由于第二相粒子促進(jìn)了再結(jié)晶晶核的形成(即PSN機(jī)制),再結(jié)晶形核機(jī)制有所改變,故再結(jié)晶織構(gòu)的組分也發(fā)生了改變。在對7050-T7451厚板縱向面的掃描中,發(fā)現(xiàn)了較多的第二相粒子(見圖2),所產(chǎn)生的PSN效應(yīng)必定會(huì)對再結(jié)晶織構(gòu)造成明顯的影響。關(guān)于由PSN機(jī)制控制的再結(jié)晶織構(gòu),人們有不同的看法,HUMPHREYS認(rèn)為PSN機(jī)制導(dǎo)致隨機(jī)織構(gòu),而ENGLER等認(rèn)為PSN機(jī)制導(dǎo)致取向密度較高且繞法向旋轉(zhuǎn)一定角度(20?~25?)的CubeND立方織構(gòu)。在本實(shí)驗(yàn)的再結(jié)晶織構(gòu)中3/8層主要是β取向軋制織構(gòu)和少量的CubeND織構(gòu),中心層主要是β取向軋制織構(gòu),還有少量的Cube織構(gòu)和CubeND織構(gòu)。CubeND織構(gòu)的出現(xiàn)表明這兩層中再結(jié)晶的形核過程主要由PSN機(jī)制控制,這與本實(shí)驗(yàn)掃描中發(fā)現(xiàn)的大量第二相粒子一致。中心層織構(gòu)中有大量β取向軋制織構(gòu)則說明發(fā)生的是不完全再結(jié)晶,厚板中心儲(chǔ)能較小,并且Zr元素富集,有效地抑制了再結(jié)晶的發(fā)生。外層第二相粒子較少,PSN機(jī)制影響較小,但軋制過程中儲(chǔ)存了大量的能量,形核機(jī)制主要為立方帶形核,再結(jié)晶晶粒為立方取向。強(qiáng)度沿厚度方向不均勻與鑄錠組織不均勻及淬火敏感性有關(guān)。鑄錠組織包括晶粒大小、形狀、取向及合金元素分布等,鑄錠組織不均勻會(huì)影響最終制品的機(jī)械性能。鑄錠凝固過程中冷卻速率不同,表層冷卻速率大,中心冷卻速率小,從表層到中心,晶粒的結(jié)構(gòu)呈細(xì)等軸晶-柱狀晶-粗等軸晶變化,主要合金元素在不同層分布不均勻,后續(xù)的熱處理及加工過程可以在一定程度上減小但不能完全消除晶粒及成分的不均勻分布,故時(shí)效后各層強(qiáng)度是不均勻的。厚板存在淬火敏感性,它的中心往往難以獲得較大的淬火速率,合金冷卻速度慢時(shí),粗大的平衡相往往易在含Zr元素的粒子上析出,降低固溶體飽和度,削弱時(shí)效強(qiáng)化能力,也可造成厚度方向性能不均勻。在凝固過程中,含有包晶金屬間化合物的枝晶被液態(tài)金屬流沖向板材中心,形成第二相和彌散相,這些相的存在使得機(jī)體中其他元素(Zn,Cu和Mg)較少,減少了時(shí)效后強(qiáng)化相的析出,故中心處的強(qiáng)度較低。同一厚度層上合金的各向異性與第二相粒子的各向異性有關(guān)。7050鋁合金厚板中含有大量粗大第二相,主要是未溶的Al2CuMg相及Fe、Si形成的脆性相,以鏈狀形式沿軋制方向分布(見圖2)。這些相的存在,造成合金局部塑性變形能力降低,使得裂紋更容易擴(kuò)展,從而減低了板材的強(qiáng)度和斷裂韌性,同時(shí)造成了強(qiáng)度和斷裂韌性的各向異性。當(dāng)裂紋擴(kuò)展方向與第二相粒子排列方向一致時(shí)(TL方向、SL方向、T-L取向、S-L取向),裂紋擴(kuò)展的阻力小,容易形成“斷裂通路”,導(dǎo)致該方向的強(qiáng)度和斷裂韌性較低;當(dāng)裂紋擴(kuò)展方向垂直第二相粒子排列方向時(shí)(LT方向、L-T取向),裂紋擴(kuò)展遇到的阻力較大,容易向阻力小的軋向偏斜,強(qiáng)度和斷裂韌性提高,所以第二相粒子的存在及鏈狀形式沿軋制方向分布是引起7050鋁合金板材強(qiáng)度和斷裂韌性各向異性的原因之一。要提高板材的強(qiáng)度及斷裂韌性必須使Fe、Si元素盡量均勻分布,并優(yōu)化均勻化與固溶工藝,減少粗大Al2CuMg相的析出。再結(jié)晶晶粒的存在對合金斷裂也產(chǎn)生很大的影響,7050鋁合金板材的金相上觀察到大量體積異常粗大的再結(jié)晶晶粒(見圖1),這些再結(jié)晶晶粒被沿軋制方向拉長,故沿軋制方向的晶界較長,這些晶界大部分都分布在軋制面內(nèi),合金軋制時(shí)被軋碎的粗大粒子也分布在這些面內(nèi),且在晶界附近較多。當(dāng)樣品受到沿短橫向的拉應(yīng)力時(shí),微孔首先在晶界處形核、聚集并長大,裂紋也在晶界處形成,并沿晶擴(kuò)展,形成沿晶斷裂(見圖6(c))。晶內(nèi)分布在軋面上的粒子,也可形成微孔,產(chǎn)生韌窩型穿晶斷裂。短橫向的拉伸試樣及S-L取向的斷裂韌性試樣,裂紋擴(kuò)展平面是軋制面,試樣的斷口是沿晶斷裂和韌窩穿晶斷裂的混合型斷裂,并且沿晶斷裂的比例較大。軋向的拉伸試樣及L-T取向的斷裂韌性試樣,裂紋擴(kuò)展平面是橫斷面,這個(gè)面內(nèi)的晶界面積相對最小,晶界不在一個(gè)平面內(nèi),晶界面間距較大(晶粒沿軋向拉長),粗大粒子主要分布在晶粒內(nèi)部,受拉應(yīng)力時(shí),微孔首先在晶內(nèi)出現(xiàn),形成穿晶斷裂。微裂紋在晶界處也可形核,但繼續(xù)擴(kuò)展就會(huì)遇到相鄰晶粒的晶內(nèi)組織,形成穿晶斷裂,故圖6(a)中試樣的斷口以韌窩型的穿晶斷裂為主。T-L取向的斷裂韌性試樣(及長橫向的拉伸試樣),裂紋擴(kuò)展平面均是縱斷面,晶界面積處于其他兩個(gè)取向試樣之間,其斷口是混合型斷裂,但是穿晶斷裂比例比L-T取向(軋向)試樣少,沿晶斷裂比例比S-L取向(短橫向)試樣少,板材的斷裂韌性(強(qiáng)度)處于其他兩個(gè)取向(方向)樣品之間。故要提高合金的強(qiáng)度及斷裂韌性,減少各向異性,需要采取必要措施,抑制再結(jié)晶。4種織構(gòu)的影響1)軋制過程中表層受摩擦力作用處于剪切應(yīng)變狀態(tài),中心層處于平