冉紅衛(wèi)，李國(guó)愛，楊海虹

（1.西南鋁業(yè)（集團(tuán)）有限責(zé)任公司，重慶401326；2.中國(guó)航發(fā)北京航空材料研究院，北京100095）

0 前言

在鋁合金中加入1%的Li可使合金密度減重3%并使彈性模量增加6%[1]。因而，與傳統(tǒng)高強(qiáng)鋁合金相比，鋁鋰合金具有比強(qiáng)度和比剛度高等性能特點(diǎn)，使其在具有強(qiáng)烈減重需求的航空、航天領(lǐng)域獲得廣泛關(guān)注[2-3]。在具有眾多優(yōu)良性能的同時(shí)，鋁鋰合金中由于Al3Li析出相的存在也導(dǎo)致其具有較高各向異性、斷裂韌度偏低等系列問題[4]。為了彌補(bǔ)這些不足，眾多研究者從合金成分以及制備工藝著手，先后開發(fā)出了四代鋁鋰合金[5]。其中在Al-Cu-Li-X成分體系為主的第三代、第四代鋁鋰合金中，通過開發(fā)與合金成分相配套的軋制工藝、熱處理工藝，這兩代鋁鋰合金已經(jīng)基本消除了第一代、第二代鋁鋰合金的不足，獲得具有較傳統(tǒng)合金更為優(yōu)良的綜合性能[6]。

通過再結(jié)晶的方式來(lái)改善鋁合金中的各向異性是現(xiàn)階段的一種常用措施。在第三代、第四代鋁鋰合金中，由于成分復(fù)雜，有時(shí)需要較為復(fù)雜的工藝過程才能在鋁鋰合金厚板中實(shí)現(xiàn)再結(jié)晶[6]。針對(duì)這一問題，本文以國(guó)內(nèi)自主開發(fā)的2A97鋁鋰合金為對(duì)象，系統(tǒng)研究了軋制溫度對(duì)鋁鋰合金組織和性能的影響，初步明確了不同軋制溫度下合金的組織演變規(guī)律及其對(duì)固溶處理后組織的影響，為鋁鋰合金厚板再結(jié)晶的實(shí)現(xiàn)提供了有力支撐。

1 實(shí)驗(yàn)材料與方法

實(shí)驗(yàn)采用西南鋁工業(yè)化條件下制備的340 mm×1 320 mm的2A97鋁鋰合金鑄錠，鑄錠化學(xué)成分為（質(zhì) 量 分 數(shù)，%）：Cu3.68，Li1.41，Mg0.42，Zn0.50，Mn0.41，Zr0.12，Ti≤0.01，F(xiàn)e0.08，Si 0.04，Al余量。將均勻化處理后的鑄錠分別在500℃、450℃、400℃下加熱10 h，然后采用軋機(jī)軋制成80 mm厚板。為了觀察加熱溫度對(duì)均勻化后組織的影響，鑄錠與試樣隨爐加熱，保溫完畢后進(jìn)行水冷，保留加熱后的原始組織形貌。熱軋后的板材空冷至室溫，然后在525℃下進(jìn)行固溶，保溫時(shí)間6 h，輥底爐淬火后進(jìn)行5.0%的預(yù)拉伸處理，通過120℃/20 h+145℃/12 h的人工時(shí)效處理至T84狀態(tài)。

從鑄錠、隨爐水冷試塊、熱軋板材以及固溶時(shí)效處理后的板材的T/2位置切取15 mm×15 mm見方的試樣，研磨腐蝕后在Leica DM2500M型多功能金相顯微鏡下觀察高倍組織形貌。腐蝕液為Keller試劑，基本配比為：1.0%HF+1.5%HCl+2.5%HNO3+95%H2O。

處理至T84狀態(tài)后，從板材上取試樣進(jìn)行拉伸性能測(cè)試，縱向（L）及縱橫向（LT）試樣從T/4厚度切取，高向（ST）試樣取全厚度截面。室溫拉伸在INSTRON拉伸機(jī)上進(jìn)行，每個(gè)方向獲取3個(gè)有效數(shù)據(jù)后計(jì)算其平均值。拉伸后取ST向試樣斷口在JEM-7001F場(chǎng)發(fā)射掃描電鏡下對(duì)斷口進(jìn)行觀察，加速度電壓20 kV。

2 試驗(yàn)結(jié)果及分析

2.1 拉伸性能

表1 至表3示出了不同軋制溫度下所獲得的熱軋板材、處理至T34狀態(tài)板材、T84狀態(tài)板材的拉伸性能?？梢园l(fā)現(xiàn)，軋制溫度對(duì)于熱軋后板材的強(qiáng)度以及延伸率均有顯著影響，熱軋板材的強(qiáng)度隨軋制溫度的升高而迅速提高，但延伸率急劇降低。500℃溫度下軋制板材的高向延伸率低于1%；400℃溫度下軋制板材處理至T34狀態(tài)后具有最高的強(qiáng)度和塑性；500℃溫度以及450℃溫度軋制板材強(qiáng)度相差不大，但后者的塑性更高；對(duì)于T84狀態(tài)，可以發(fā)現(xiàn)軋制溫度對(duì)軋制后板材的強(qiáng)度影響不大，但對(duì)合金的延伸率有一定影響，軋制溫度為400℃、450℃時(shí)L、LT方向延伸率相差不大，且均高于500℃時(shí)的；對(duì)于ST向試樣來(lái)說，隨著軋制溫度升高，延伸率呈線性降低，如圖1所示。

圖1 T84狀態(tài)合金試樣拉伸性能隨軋制溫度的變化曲線

表1 不同軋制工藝下熱軋板材的拉伸性能

表2 不同軋制工藝下T34狀態(tài)板材的拉伸性能

表3 不同軋制工藝下T84狀態(tài)板材的拉伸性能

2.2 不同處理過程后的組織特征

2.2.1 均勻化處理后鑄錠組織形貌

圖2 示出了均勻化處理后鑄錠的顯微組織形貌?？梢园l(fā)現(xiàn)腐蝕后均勻化處理的鑄態(tài)組織在晶界區(qū)域出現(xiàn)了白亮色的無(wú)析出帶，寬度在2~5 μm左右，晶粒內(nèi)部均勻析出了大量的片針狀析出相，平均長(zhǎng)度在25 μm左右。根據(jù)文獻(xiàn)[8]的報(bào)道，該析出相主要是由Al2CuLi構(gòu)成的T1相。

圖2 均勻化處理后的鋁鋰合金組織形貌

2.2.2 不同軋制溫度加熱后的鑄錠組織形貌

圖3 示出了鑄錠在400℃、450℃、500℃溫度下加熱10 h然后于室溫下水冷后的顯微組織形貌?？梢园l(fā)現(xiàn)，均勻化處理后所形成的T1析出相在加熱過程中發(fā)生回溶。溫度越高，晶內(nèi)殘留的T1相的數(shù)量越少。400℃溫度下，T1相的尺寸變小，密度略有降低，殘留的T1相最大尺寸在25 μm左右；溫度升高至450℃時(shí)，晶內(nèi)T1相數(shù)量顯著降低，尺寸也逐漸縮小，但最大尺寸的T1相仍在25 μm左右；溫度進(jìn)一步升高至500℃，此時(shí)晶內(nèi)T1相基本全部溶解，僅有較少的殘余，如圖3（e）、（f）所示。

圖3 不同軋制溫度下加熱并水冷后鑄錠的組織形貌

2.2.3 熱軋后板材組織形貌

圖4 示出了不同溫度軋制后板材縱截面的高倍組織形貌。從圖中可以發(fā)現(xiàn)，在400℃下軋制的板材中，鑄錠在加熱時(shí)所殘留的T1相在軋制過程中發(fā)生了充分破碎，基本觀察不到原有的形貌，軋制后的組織中存在少量顆粒狀二次析出相；軋制溫度在450℃時(shí)，殘余的T1相也發(fā)生了破碎，但大部分仍可看出原有長(zhǎng)條形貌，破碎T1相的數(shù)量較400℃顯著減少，同時(shí)在破碎的T1相之間出現(xiàn)了很多細(xì)小的顆粒狀二次析出相；軋制溫度提高到500℃時(shí)，熱軋后的板材中析出了大量片針狀析出相，平均尺寸在20 μm左右，大量片針狀析出相之間存在部分顆粒狀二次析出相。

圖4 不同軋制溫度下熱軋板材的組織形貌

2.2.4 處理至T84狀態(tài)板材的組織形貌

圖5 示出了不同溫度軋制板材處理至T84狀態(tài)后縱截面的高倍組織。從圖中可以發(fā)現(xiàn)，板材的組織與軋制溫度密切相關(guān)：400℃溫度下軋制的板材在固溶處理后仍存在較多的大尺寸殘余第二相，且以大尺寸殘余第二相為核心形成了部分再結(jié)晶組織，軋制過程中形成的碎化T1碎塊均發(fā)生了回溶，僅剩余部分顆粒相殘余，如圖5（a）、（b）所示；450℃溫度下軋制的板材固溶處理后呈現(xiàn)出條帶狀形貌，為典型的變形組織特征，未觀察到再結(jié)晶出現(xiàn)。較多的大尺寸殘余第二相呈鏈狀分布在晶界區(qū)域，晶粒內(nèi)部存在較多細(xì)小顆粒狀殘余相，局部區(qū)域仍有少量大尺寸T1相殘留，尺寸為5~10 μm，如圖5（c）、（d）所示；500℃溫度下軋制板材在固溶時(shí)效處理后，同樣呈現(xiàn)出典型的變形條帶形貌，大尺寸殘余第二相的數(shù)量顯著降低，但在晶內(nèi)及晶界位置出現(xiàn)了大量的殘余T1相。這些殘余相的尺寸在5~10 μm左右，且彼此直接呈現(xiàn)出一定角度，與500℃熱軋板材中析出相之間的夾角相同。這表明5~10 μm的片針狀殘余相為熱軋板材中二次析出的T1相未能完全溶解的部分。

圖5 不同溫度軋制板材處理至T84狀態(tài)后的組織形貌

2.3 分析及討論

2.3.1 T1相的“遺傳”效應(yīng)

在Al-Cu-Li-X系鋁鋰合金中，Al2CuLi（T1）相是主要的析出相之一。Noble等人[7-8]的研究表明，T1相沿{111}慣習(xí)面析出，呈現(xiàn)六邊片狀結(jié)構(gòu)。該相的析出面與鋁合金的位錯(cuò)滑移平面重合，因此T1相的尺寸及分布對(duì)于鋁鋰合金的變形及斷裂過程有著非常重要的影響。

在鋁鋰合金厚板制備過程中，大尺寸T1相的演變貫穿整個(gè)過程。根據(jù)Al-Cu-Li三元相圖[9]，不同軋制溫度加熱時(shí)，本文所用合金處于相圖不同區(qū)域，在500℃及以上溫度時(shí)處于α（Al）+共晶組織區(qū)域；低于此溫度，則處于α（Al）+共晶組織+T1混合相區(qū)，且隨加熱溫度降低，T1相所占比例增加，如圖3所示。在軋制過程中，溫度低于500℃時(shí)，隨軋制溫度的降低，基體的變形抗力隨之增加，基體與熱變形時(shí)的主要“障礙”——大尺寸T1相之間的強(qiáng)度差異變小。盡管T1相的數(shù)量隨軋制溫度降低而增多，但在相同變形量下，T1相碎化程度增加，如圖4（a）~（d）所示。當(dāng)軋制溫度為500℃時(shí)，初始組織為α（Al）+共晶組織，熱軋完成后，含有大量溶質(zhì)元素的固溶體在緩冷過程中沿滑移條帶位置析出大量的T1相[10]，如圖4（e）、（f）所示。

熱軋過程中基體內(nèi)的大尺寸T1相會(huì)阻礙位錯(cuò)的運(yùn)動(dòng)，從而形成較大的變形儲(chǔ)能。同時(shí)，軋制溫度的降低也會(huì)提高變形抗力，降低動(dòng)態(tài)回復(fù)程度。因此，隨著軋制溫度降低，在T1相以及溫度作用下，板材中的變形儲(chǔ)能逐漸增加，固溶處理時(shí)再結(jié)晶傾向加大，所以400℃溫度下熱軋板材在固溶處理后形成了部分再結(jié)晶。固溶過程中，熱軋板材中破碎的粗大第二相以及T1相發(fā)生回溶。第二相中Cu元素的含量可達(dá)30%以上[11]，故固溶時(shí)率先發(fā)生回溶，且由尖銳的條塊狀轉(zhuǎn)變?yōu)榻魄蛐蝃12]，如圖4（a）和圖5（c）所示。與此同時(shí)，熱軋板材的T1相也會(huì)逐漸發(fā)生回溶。尺寸越小的析出相比表面積越大，越容易發(fā)生回溶[13]。當(dāng)達(dá)到飽和時(shí)，回溶停止，這就導(dǎo)致大尺寸的T1相不能充分溶解，殘留在亞晶界、晶界等部位，如圖5（a）~（f）所示。

2.3.2 “遺傳效應(yīng)”對(duì)高向延伸率的影響

圖6 示出了不同軋制溫度下T84板材ST向拉伸的斷口形貌。從圖中可以發(fā)現(xiàn)，400℃軋制板材的斷口形貌呈現(xiàn)出顯著的凹凸起伏狀，斷口是由部分穿晶+大量沿晶斷口構(gòu)成，沿晶斷裂區(qū)域也存在較為顯著的滑移變形，如圖6（a）~（c）所示；隨著溫度增加，斷口越來(lái)越平齊，斷口中穿晶滑移所占的比例逐漸降低，沿晶斷口占比迅速增加。500℃溫度下，斷口基本全部是沿晶斷口。在沿晶斷裂平面上可以觀察到大量條帶狀的脫落形貌，條帶狀脫落的形貌、角度與殘余T1相基本吻合，如圖6（i）所示。

圖6 不同軋制溫度下T84板材ST向拉伸斷口形貌

在厚板高向拉伸過程中，由于軋制板材條片狀的組織結(jié)構(gòu)，變形過程中位錯(cuò)非常容易在晶界處塞積[14]，因此，晶界的界面形狀與結(jié)構(gòu)特性直接影響拉伸性能。對(duì)于部分再結(jié)晶的組織，沿ST向會(huì)形成相互嵌套的折曲晶界（如圖5（a）所示）。拉伸過程中，晶界上由位錯(cuò)塞積所形成的集中應(yīng)力可以通過折曲晶界分散到相鄰晶粒內(nèi)部，裂紋在晶界擴(kuò)展時(shí)，也會(huì)因晶界形狀的原因消耗更多能量，最終形成凹凸起伏較大的沿晶+穿晶混合斷口；對(duì)于無(wú)再結(jié)晶的平直晶界，拉伸時(shí)應(yīng)力集中會(huì)導(dǎo)致沿晶界迅速開裂。同時(shí)，晶界上分布的大尺寸T1相也會(huì)在拉伸過程中形成應(yīng)力集中及開裂的裂紋源，促使裂紋進(jìn)一步沿晶界擴(kuò)展，降低了合金的塑性變形能力。此時(shí)合金的斷口為平齊的沿晶斷口，晶界上的殘余T1相會(huì)形成一定尺寸的條帶形貌。

3 結(jié)論

（1）軋制溫度對(duì)熱軋狀態(tài)板材的強(qiáng)度和塑性有顯著影響，軋制溫度升高，熱軋態(tài)板材的強(qiáng)度增加但伸長(zhǎng)率急劇降低；軋制溫度對(duì)T34、T84狀態(tài)板材的強(qiáng)度影響不大，但對(duì)延伸率，特別是高向延伸率影響顯著，隨著軋制溫度升高，延伸率逐漸降低。

（2）軋制溫度的不同直接影響了軋制以及固溶處理后板材的特征組織。隨著軋制溫度的提高，軋前初始組織中的T1相數(shù)量逐漸減少直至消失，直接導(dǎo)致軋制后板材的組織形貌由破碎的T1相為主+少量顆粒狀二次析出相轉(zhuǎn)變?yōu)榇蟪叽绲亩挝龀鱿酁橹?少量的顆粒狀二次析出相；固溶處理后，隨軋制溫度的升高，再結(jié)晶程度降低，晶界、亞晶界殘留的T1相也由細(xì)小的顆粒狀轉(zhuǎn)變?yōu)?~10 μm的片狀T1相。

（3）再結(jié)晶程度以及殘留的大尺寸T1相直接影響拉伸時(shí)的伸長(zhǎng)率。再結(jié)晶形成的折曲晶界抑制了晶界裂紋的擴(kuò)展，提高了高向的塑性，而晶界、亞晶界上殘留的大尺寸T1相作為裂紋源促進(jìn)了裂紋的擴(kuò)展，降低了合金的塑性。