宝   磊，武保林 

( 沈阳航空工业学院材料工程系，辽宁 沈阳 110034) 

　　摘要：将 Al—1.8Cu—0.4Mg—0.4Mn 合金进行 50 ％、 60 ％、 70 ％、 80 ％不同压下量的一次冷轧，随后分别将一次冷轧压下率为 50 ％和 70 ％的样品进行等温中间退火并进行 80 ％压下率的二次冷轧，对其织构演变过程进行研究。研究结果表明，当压下量大于 60 ％时，一次冷轧的样品呈现 “ 铜式 ” 织构特征，即在 α 、 β 取向线上分布 G 、 B 、 C 及 S 组分， C 、 B 和 S 组分强度随变形量的增加而增大， G 组分则先增大后减小，在 70 ％变形量时达最大。中间退火再结晶织构较弥散，但中间退火对二次冷轧织构有较大影响。初次冷轧变形量 50 ％的样品形成弱的 {001}<110> 旋转立方织构，初次冷轧变形量 70 ％的样品形成 “ 铜式 ” 织构。 

　　关键词： Al—1.8Cu—0.4Mg—0.4Mn 合金；织构；冷轧 

　　A1-Cu-Mg-Mn 合金属于硬铝系合金，除具有铝合金的普遍优点外，还具有良好的焊接性、高断裂韧性和抗疲劳性能，所以在车身部件，飞机骨架的制造中得到大量应用 [1] ，铝合金板材在加工过程中通常伴随着织构的生成和发展，给后续工艺和最终板材的性能带来影响，如制耳率等。同时，晶界特征分布 (Grain Boundary Character Distribution ，简称 GBCD) 被认为界定材料的织构类型与锐度，而 GBCD 对材料宏观性能具有重要影响。通常认为 [2] ，形变织构的形成除了与材料的成分有关外，还与变形时的应变状态、变形量及热处理工艺等因素有关，并且织构具有一定的遗传性。目前，对一次冷轧织构的研究较多，而针对中间退火后的二次冷轧后的织构研究较少，所以有必要对铝合金板材从最初的轧制织构到中间退火后的二次冷轧织构作深入的研究。本文以自行制备的 Al － 1.8Cu － 0.4Mg—0.4Mn 合金为试验材料，对比一次冷轧及二次冷轧的织构类型及组分强度，以期为进一步控制织构的形成、改善该合金的性能提供帮助。 

1 试验方法 

1 试验方法 

　　1.1 试样制备 

　　试验用Al—Cu－Mg—Mn合金以纯度w（Al）＝99.990％的高纯铝、Al－20.2％Cu、A l－l 0.0％Mg、Al—10.0％Mn（质量分数，下同）中间合金为原料，在实验室条件下制备。合金成分为：w（Cu）1.8％；w（Mg）0.4％；w（Mn）0.4％，其余为Al。合金在电阻炉石墨坩埚中熔炼，熔炼前用涂料均匀涂抹坩埚内壁。熔铸时以C2Cl6作为精炼剂，熔炼温度为650℃～700℃，浇注温度670℃，采用400℃热铁模浇注。铸态样品经过450℃ 48h均匀化退火后，用线切割加工成4mm厚的板状样品。 

　　将上述样品进行不同变形量的冷轧，冷轧变形量分别为50％、60％、70％、80％，冷轧后分别取样测算织构。将冷轧压下率为50％和70％的冷轧样品分别进行等温加热退火（475℃ 25min），退火后取样测算织构。将中间退火后的样品再进行80％压下量的冷轧并取样测算织构。 

　　1.2 织构测试 

　　织构测试在丹东方圆仪器有限公司生产的DX2000型X射线衍射仪上进行。按Schulz背反射法扫测｛111｝、｛200｝和｛220｝三张不完整极图（χf＝70°）。采用二步法[3]计算ODF（Orientation Distribution Function，l max ＝16），结果用一组恒ψ截面图（Roe符号系统）表示。Ⅹ射线测试采用CuKa靶材，管电压为40kV，管电流为30mA，按同心圆步进方式扫测，α为20°～90°，β为0°～360°，测量步长为5°。

2 试验结果 

　　2.1 合金的一次冷轧织构 

　　图l为Al－1.8Cu—0.4Mg—0.4Mn合金在50％、60％、70％和80％冷轧压下量下板材的ODF恒ψ截面图。从中发现，50％压下量的冷轧样品的织构漫散，60％、70％和80％冷轧压下率下的样品织构均表现为典型的“铜式”织构特征，在α取向线上有G｛011｝＜100＞（ψ＝0°、θ＝90°、￠＝45°，6级）和B｛110｝＜112＞（ψ＝55°、θ＝45°、￠＝0°，6级）组分；在β取线上有C{112}＜111＞（ψ＝0°、θ＝35°、￠＝45°，7级）、S{123}＜634＞（ψ＝30°、θ＝37°、￠＝27°、6级）组分。 除G组分外，其他织构组分都随冷轧压下率的增加而增大。当冷轧压下率达到80％时，取向密度达到最大（C组分I max ＝7.655），并稳定在C、B和S组分上。而G组分在60％～70％冷轧压下率时取向密度迅速增大，70％冷轧压下率时达到峰值（I max ＝6.504），接下来快速下降，在80％冷轧压下率时仅为3级。图2为各组分取向密度与冷轧压下率的关系图。图3为80％压下量冷轧样品的金相显微组织，轧制态纤维状组织明显。在形变基体上有大量被压的第二相粒子，并沿着被拉长的晶界分布。 

图 1 不同冷轧压下率样品的 ODF 恒 ψ 截面图（ △ψ=5° ） 

图 2 各织构组分取向密度与冷轧压下率的关系 

图 3 冷轧量 80 ％试样的金相显微组织

　　2.2 合金中间退火的再结晶织构 

　　图4为50％和70％冷轧率试样退火后的ODF恒ψ截面图。从中看到，样品的晶体取向分布均趋于弥散，但若细致分析会发现，70％冷轧率退火样品仍表现出弱的织构，主要为20°和70°旋转立方织构（I max ＝1.796）。 

图 4 样品 475℃ 退火后的再结晶织构 ODF 恒 ψ 截面图（ △ψ ＝ 5° ） 

　　2.3 合金的二次冷轧织构 

　　图 5 为 50 ％和 70 ％一次冷轧试样退火后再次经 80 ％二次冷轧后的 ODF 恒 ψ 截面图。从中发现，中间退火对随后出现的二次冷轧织构的类型有很大的响。初次冷轧率 50 ％的样品形成弱的 {001} ＜ 110 ＞旋转立方织构，初次冷轧率 70 ％的样品形成 ¨ 铜式 ” 织构。 

图 5 二次冷轧 80 ％冷轧率的 ODF 恒 ψ 截面图（ △ψ ＝ 5° ） 

3 分析与讨论 

　　轧制过程的变形机制是金属在轧辊间的变形区内发生45°剪切应变。在这过程中，通过位错滑移、孪晶等方式，晶粒转动到有利于变形的取向上来，对于高层错能的铝合金，通过大量交滑移，稳定在纯铜型织构（C{112}＜111＞）上 [4] 。本试验研究的结果表明，初次冷轧样品的Coss织构随变形量的增加在70％冷轧率时出现峰值，这与形变过程中晶粒的转动分化过程密切相关。在45°剪切带变形中，C和B为稳定取向，随着形变量的增加，不断有晶粒转动到这两种取向上来。这一结果可用Taylor模型和Sachs模型及调和模型较好的模拟再现 [5] 。在变形量小于70％时，晶粒沿＜110＞轴向C取向转动，会停在G取向的亚稳定状态，随着形变量的增大，剪切变形的加剧，G组分会分别继续沿＜110＞轴转动54.7°，到达C组分的稳定取向。所以在高变形量时，G组分强度快速下降，C组分强度迅速增大。｛001｝＜110＞旋转立方取向也是一种亚稳定取向，一般在同步冷轧板中较少发现这一织构组分，这一取向若沿＜110＞轴向转动35.3°，同样会到达C组分的稳定取向。 

　　一般认为 [6-8] ，FCC金属及合金冷轧再结晶退火后会形成较强的立方织构。而本试验在退火样品中没有发现立方织构。其原因可能是合金中存在较多的粒子，再结晶过程将由于粒子促进形核（particle stimulated nucleation，简称PSN）而加速，一般，当PSN是再结晶的主要形核方式时，再结晶织构较弱，近似随机分布，PSN产生的晶粒取向也被认为是随机分布的[9]。细小的弥散粒子在钉扎位错，阻止织构形成方面很有效，最终得到较弥散的织构特征。这对后续的二次冷轧织构会产生重要影响。二次冷轧的织构特征完全不同，这在一定程度上与一次冷轧压下率及中间再结晶退火织构存在的一定差异有关。一次冷轧形成典型“铜式”织构，而二次冷轧织构却表现各异，其详细原因尚需深入进行研究。 

4结论 

　　（1）一次冷轧Al－1.8Cu—0.4Mg—0.4Mn合金的织构均表现为典型的“铜式”织构特征，即由α、β线组成。出G组分外，C、B、S组分都随冷轧压下率的增加而增大，而G组分在70%冷轧压下率时达到峰值，随后快速下降。 

　　（2）Al－1.8Cu—0.4Mg—0.4Mn合金一次冷轧后退火，其织构均比较漫散。 

　　（3）初次冷轧率50%的样品经二次冷轧后形成弱的｛001｝＜110＞旋转立方织构，初次冷轧率70%的样品经二次冷轧后形成“铜式”织构。