杜 康，田宇興，曹海龍，高 崇，姚 勇，游 文，劉 成

（1.中鋁材料應(yīng)用研究院有限公司，北京 102209；2.西南鋁業(yè)（集團(tuán)）有限責(zé)任公司，重慶 401326）

0 前言

目前，航空航天用鋁鋰合金材料已經(jīng)發(fā)展到第三代，與傳統(tǒng)7×××系高強(qiáng)高韌鋁合金相比，2×××系鋁鋰合金可以實(shí)現(xiàn)密度由2.8 g/cm3降低至2.7 g/cm3，同時(shí)強(qiáng)度達(dá)到500～600 MPa。每添加1%的Li元素可使得合金密度降低3%，剛度提高6%[1-2]。對(duì)于航天運(yùn)載發(fā)射裝備，每減重1 kg可節(jié)省其發(fā)射費(fèi)用約2萬美元，因此鋁鋰合金已經(jīng)成為航空航天領(lǐng)域不可或缺的明星材料。目前鋁鋰合金的發(fā)展已經(jīng)歷經(jīng)了以下三代：第一代只追求低密度，第二代追求低的各向異性、可焊接性等綜合性能，第三代通過微合金化提高合金綜合性能[3-4]。

針對(duì)鋁鋰合金熱變形研究，前期主要集中在2195、2198、2X97等合金牌號(hào)，對(duì)于中厚板用第三代鋁鋰合金2050研究較少，針對(duì)鋁鋰合金熱變形行為的研究也大多集中在本構(gòu)方程和失穩(wěn)圖方面[5～8]。本文詳細(xì)研究了2050合金在Gleeble熱壓縮變形過程中溫度、應(yīng)變速率對(duì)材料組織和性能的影響規(guī)律，同時(shí)更進(jìn)一步研究了熱壓縮樣品經(jīng)固溶淬火后的組織變化規(guī)律。通過分析表面微裂紋、再結(jié)晶分?jǐn)?shù)、導(dǎo)電性等參數(shù)確定了合金在熱變形過程中的組織性能變化，為其工業(yè)化生產(chǎn)工藝優(yōu)化提供了理論基礎(chǔ)。

1 試驗(yàn)材料

試驗(yàn)采用2050鋁鋰合金的均熱態(tài)鑄錠，其合金成分見表1。

表1 本研究用2050合金化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%）

Gleeble壓縮樣品取自均熱態(tài)扁錠1/4厚度處，樣品直徑為10 mm，高度15 mm（見圖1）。采用的熱壓縮溫度為300～540℃，試驗(yàn)間隔為20℃。變形速率取0.01/s、0.1/s、1/s、10/s，名義壓下量為0.7。實(shí)驗(yàn)過程中壓頭與樣品間添加石墨片以及充足的潤(rùn)滑介質(zhì)，樣品淺表面焊接熱電偶控溫，升溫速率5℃/s，保溫3 min后壓縮，獲得厚度約4.5 mm圓餅樣品，然后立即淬火。樣品組織觀測(cè)方向垂直于壓縮方向，金相組織采用三酸腐蝕液腐蝕10 s。EBSD觀察采用高氯酸酒精1∶9溶液進(jìn)行電解拋光，電壓20 V，掃描位置在厚度最中心處，放大倍數(shù)為100倍，觀察區(qū)域約1.2 mm×1.0 mm。

圖1 熱壓縮樣品取樣位置及樣品形貌

2 結(jié)果分析

2.1 熱壓縮態(tài)樣品分析

熱壓縮試驗(yàn)完成后首先對(duì)高應(yīng)變速率（10/s）的樣品進(jìn)行表面宏觀微裂紋觀察（見圖2）。發(fā)現(xiàn)在300～480℃溫度區(qū)間變形的樣品表面質(zhì)量完好，表面有輕微凹凸感，未出現(xiàn)微裂紋；500℃變形樣品表面出現(xiàn)了一個(gè)點(diǎn)狀裂口；520℃開始出現(xiàn)狹長(zhǎng)微裂紋；540℃樣品表面出現(xiàn)了粉碎脫落的情況。其它應(yīng)變速率（0.01/s～1/s）條件下樣品表面質(zhì)量的變化規(guī)律與10/s的樣品一致，在溫度超過500℃后出現(xiàn)針眼破口，繼續(xù)升高溫度逐步出現(xiàn)裂紋和粉碎脫離。由此說明，2050合金在500℃以下具有優(yōu)異的熱成型性，表面不出現(xiàn)微裂紋；同時(shí)，應(yīng)變速率對(duì)熱壓縮樣品表面質(zhì)量影響不明顯。

圖2 10/s和1/s應(yīng)變速率下熱壓縮樣品表面質(zhì)量對(duì)比

圖3為2050合金在不同變形溫度和應(yīng)變速率下的流變應(yīng)力特征曲線。從曲線可以看出：（1）隨著變形溫度的升高流變應(yīng)力逐步減少，這主要是由于隨著金屬溫度升高，位錯(cuò)遷移能力增強(qiáng)、變形阻力減小引起的[9]；（2）在300～500℃的應(yīng)力曲線中，相同溫度間隔（20℃）引起的應(yīng)力差值逐步縮小，由18 MPa減少至4 MPa；（3）在500～540℃區(qū)間，上述應(yīng)力差值又由4 MPa快速升至14 MPa，這主要是由于溫度超過500℃后材料表面出現(xiàn)微裂紋和粉碎導(dǎo)致材料抗壓強(qiáng)度迅速下降造成的；（4）在相同壓縮溫度下，應(yīng)變速率越快則流變應(yīng)力越高，這主要是由于高應(yīng)變速率下位錯(cuò)沒有足夠時(shí)間遷移導(dǎo)致局部位錯(cuò)密度迅速升高，即表現(xiàn)為材料變形抗力升高；（5）在相同壓縮溫度下，0.01～1/s區(qū)間的流變應(yīng)力會(huì)迅速達(dá)到穩(wěn)態(tài)區(qū)，加工硬化和熱軟化達(dá)到平衡；而當(dāng)應(yīng)變速率達(dá)到10/s時(shí)，由于變形發(fā)熱釋放較慢而集中在壓縮后期集中釋放，導(dǎo)致材料后期變形階段抗力明顯下降。

圖3 不同熱壓縮溫度和不同應(yīng)變速率下的合金應(yīng)力應(yīng)變曲線

此外，針對(duì)變形速率為10/s、熱壓縮溫度為300～520℃的樣品剖面進(jìn)行了金相組織觀察，結(jié)果見圖4。由金相組織可以看出，隨著熱壓縮溫度的提高，腐蝕后灰黑色區(qū)域占比逐步降低；460℃以上時(shí)晶粒內(nèi)部逐步白亮清晰，拉長(zhǎng)的晶粒（三維下為圓盤狀晶粒）邊界逐步清晰。通過SEM背散射圖像（見圖5）確定了這些灰黑色主要是第二相引起的，其變黑的原因是OM制樣過程中腐蝕液的腐蝕作用造成的。熱壓縮溫度越低，第二相越多，則在OM下其表現(xiàn)越黑，反之則越亮。這與合金中第二相回溶有關(guān)，均熱緩冷過程中以及低溫?zé)釅嚎s過程中合金內(nèi)部均會(huì)析出部分AlCu相，而在高溫?zé)釅嚎s過程中合金元素會(huì)快速回溶到鋁基體中，直至晶內(nèi)幾乎不存在第二相。此外，通過電導(dǎo)率測(cè)試同樣驗(yàn)證了合金元素固溶效果得到提升（圖6），即隨著熱壓縮溫度的提高，材料電導(dǎo)率由24.0%IACS下降至21.5%IACS。這是由于隨溫度逐步提高，元素固溶度提高，導(dǎo)致基體晶格畸變?cè)鰪?qiáng)，從而阻礙電子遷移造成的[10]。

圖4 變形速率為10/s時(shí)不同熱壓縮溫度下合金的OM金相組織

圖5 變形速率為10/s時(shí)不同熱壓縮溫度下合金的SEM微米級(jí)第二相

圖6 不同熱壓縮溫度下合金的電導(dǎo)率變化

2.2 固溶淬火態(tài)樣品分析

實(shí)際生產(chǎn)中熱變形后的合金還要經(jīng)過固溶淬火、預(yù)拉伸、時(shí)效等工序，其中高溫固溶對(duì)位錯(cuò)回復(fù)和再結(jié)晶影響顯著。因此，針對(duì)熱壓縮后的餅狀樣品進(jìn)行530℃×90 min固溶淬火處理，隨后進(jìn)行EBSD觀察，觀察其晶粒變化并統(tǒng)計(jì)再結(jié)晶分?jǐn)?shù)。

由圖7中EBSD圖可以看出，熱壓縮溫度對(duì)最終固溶淬火態(tài)的晶粒形貌產(chǎn)生顯著影響：300～400℃低溫段下組織中呈現(xiàn)典型的等軸狀再結(jié)晶組織；隨著溫度升高等軸晶逐步減少，長(zhǎng)條狀變形晶粒（三維下為圓盤狀晶粒）逐步增多，在440～520℃區(qū)間時(shí)幾乎全部為長(zhǎng)軸狀晶粒。進(jìn)一步統(tǒng)計(jì)合金的再結(jié)晶分?jǐn)?shù)（見圖8）可知：在320～400℃溫度區(qū)間時(shí)合金再結(jié)晶程度較高，達(dá)到80%左右，這是由于變形溫度低，回復(fù)程度低，積攢了大量的塑性形變能，在后續(xù)高溫固溶過程迅速再結(jié)晶，產(chǎn)生了大量等軸晶。420℃附近屬于再結(jié)晶分?jǐn)?shù)突變區(qū)，再結(jié)晶分?jǐn)?shù)為50%。而440～520℃高溫段區(qū)間的再結(jié)晶程度低于10%，這是由于高溫下的塑性變形伴隨著動(dòng)態(tài)回復(fù)同時(shí)進(jìn)行，亞晶界在熱壓縮過程中即發(fā)生遷移，從而降低了形變能積累和位錯(cuò)纏結(jié)密度，使得后續(xù)固溶過程中沒有足夠能量促進(jìn)等軸晶形核長(zhǎng)大，保留了長(zhǎng)軸狀的變形晶粒。

圖7 不同熱壓縮樣品經(jīng)530℃×90 min固溶淬火后的EBSD圖

圖8 不同溫度熱壓縮樣品經(jīng)530℃×90 min固溶處理后的再結(jié)晶分?jǐn)?shù)

3 結(jié)論

（1）2050合金具有優(yōu)異的熱成型性能，當(dāng)熱壓縮溫度控制在300～500℃范圍內(nèi)并配合0.01～10/s應(yīng)變速率時(shí)均不發(fā)生表面開裂。

（2）2050合金在熱壓縮過程中固溶強(qiáng)化與動(dòng)態(tài)回復(fù)效應(yīng)同時(shí)存在，隨著熱壓縮溫度的提高，晶內(nèi)第二相迅速回溶、晶界逐步清晰；材料電導(dǎo)率由于原子固溶效應(yīng)由24.0%IACS下降至21.5%IACS。

（3）熱壓縮溫度為320～400℃的固溶態(tài)合金中再結(jié)晶分?jǐn)?shù)維持在80%；熱壓縮溫度為440～520℃時(shí)固溶態(tài)合金再結(jié)晶分?jǐn)?shù)維持在10%以下，這主要是由于高溫塑性變形過程中伴隨著動(dòng)態(tài)回復(fù)降低了形變能積累，使得后續(xù)固溶過程中沒有足夠能量促進(jìn)等軸狀晶形核長(zhǎng)大，保留了長(zhǎng)軸狀的變形晶粒。