鐘立偉， 馮朝輝， 高文理， 陳軍洲， 陸 政

(1. 中國(guó)航發(fā)北京航空材料研究院 鋁合金研究所， 北京 100095；2. 中國(guó)航發(fā)北京航空材料研究院 北京市先進(jìn)鋁合金材料及應(yīng)用工程技術(shù)研究中心， 北京 100095；3. 湖南大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院， 湖南 長(zhǎng)沙 410082)

鋁鋰合金因其顯著的減重效應(yīng)而被廣泛用作航空與航天器結(jié)構(gòu)件[1-2]?；诘诙?、三代鋁鋰合金的研制經(jīng)驗(yàn)，北京航空材料研究院開發(fā)出了新型輕質(zhì)高強(qiáng)Al-Cu-Li合金，其Cu、Li主合金化元素含量按臨近飽和限設(shè)計(jì)，并且與大部分鋁合金一樣具有較高的層錯(cuò)能?；谶@些特點(diǎn)，Al-Cu-Li合金在高溫與低應(yīng)變速率下單軸壓縮至較大應(yīng)變時(shí)也難以發(fā)生再結(jié)晶[3]，并且在均勻化退火后的空冷過程中容易析出粗大第二相粒子，這些粒子容易引起應(yīng)力集中，并成為裂紋源，從而對(duì)合金的力學(xué)性能產(chǎn)生不利影響。

圖1 多軸鍛造工藝示意圖Fig.1 Schematic diagram of multi-axial forging

大量研究[4-5]表明，微觀組織細(xì)化處理是提高合金力學(xué)性能的重要手段，均勻及微細(xì)化的組織結(jié)構(gòu)不僅可以使合金獲得良好的強(qiáng)度、韌性匹配，而且有利于提升合金的耐腐蝕性及疲勞性能。然而，常規(guī)的擠壓與軋制等工藝對(duì)合金的組織細(xì)化作用有限，故諸多學(xué)者提出了多種可以將晶粒細(xì)化至亞微米，甚至納米級(jí)的大塑性變形技術(shù)[6]。與高壓扭轉(zhuǎn)、等徑角擠壓及往復(fù)鐓擠等大塑性變形技術(shù)相比，多軸鍛造工藝具有流程簡(jiǎn)便、無需特殊設(shè)備和模具及執(zhí)行成本低的優(yōu)點(diǎn)，適用于制備大型鍛件及鍛坯[7]。與傳統(tǒng)的單軸壓縮工藝不同，多軸鍛造的加載軸是變化的，這非常有利于細(xì)化晶粒，并且降低材料的各向異性[8]。目前，關(guān)于多軸鍛造鎂合金[9]、鈦合金[10]及常規(guī)鋁合金的報(bào)道較多，而多軸鍛造鋁鋰合金的相關(guān)研究暫未見公開報(bào)道。Zhao等[11]研究了多軸鍛造應(yīng)變速率和溫度參數(shù)對(duì)Al-Zn-Mg-Cu合金晶粒結(jié)構(gòu)的影響，結(jié)果表明，晶粒細(xì)化效果受動(dòng)態(tài)再結(jié)晶機(jī)制控制，當(dāng)連續(xù)動(dòng)態(tài)再結(jié)晶為主要再結(jié)晶機(jī)制時(shí)，應(yīng)變速率的降低或溫度的升高會(huì)促進(jìn)新晶粒的形成。Rao等[12]在液氮溫度下對(duì)6061鋁合金進(jìn)行多軸鍛造，獲得平均尺寸為250 nm的亞晶粒組織，且隨著累積應(yīng)變?cè)黾又?.4，合金的抗拉強(qiáng)度和硬度均得到提升。由于多軸鍛造后Al-Cu-Li合金中亞結(jié)構(gòu)、亞穩(wěn)相等微觀組織不穩(wěn)定，尤其是在較高溫度下容易發(fā)生復(fù)雜變化，并且該合金為可熱處理強(qiáng)化型合金，故可對(duì)鍛造態(tài)合金進(jìn)行后續(xù)熱處理，以達(dá)到提高合金性能與組織穩(wěn)定性的目的。

本文通過對(duì)國(guó)產(chǎn)Al-Cu-Li合金進(jìn)行不同道次多軸鍛造與熱處理試驗(yàn)，研究合金的顯微組織和力學(xué)性能變化規(guī)律，分析強(qiáng)韌化機(jī)制，為鋁鋰合金的國(guó)產(chǎn)化及應(yīng)用提供理論與試驗(yàn)參考。

1 試驗(yàn)材料與方法

本文所采用的試驗(yàn)材料為均勻化退火態(tài)Al-Cu-Li合金鑄錠，其化學(xué)成分見表1。從直徑為φ450 mm且長(zhǎng)度為3000 mm的鑄錠中切取多個(gè)直徑為φ60 mm且長(zhǎng)度為180 mm的柱形試樣。采用Y032型12.5 MN的液壓機(jī)對(duì)試樣進(jìn)行多軸鍛造試驗(yàn)，其中變形溫度與模具溫度分別為440 ℃和350 ℃，高溫潤(rùn)滑劑為一種石墨基混合物，變形速率為8 mm/s。多軸鍛造工藝簡(jiǎn)圖如圖1 所示，先將試樣鐓粗至初始高度的1/3，然后將其翻轉(zhuǎn)90°并換向拔長(zhǎng)至初始尺寸。通過2道次、4道次和6道次變形，試樣中分別引入1.7、3.4和5.1的累積真應(yīng)變。道次真應(yīng)變由ε=ln(h0/h)計(jì)算，其中h0和h分別為試樣初始高度與最終高度。然后將6道次鍛造試樣進(jìn)行T852熱處理(520 ℃×2 h+5%冷壓縮+140 ℃×24 h)。

表1 試驗(yàn)合金的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)

統(tǒng)一從鍛件的相同心部位置取樣用于組織分析及性能檢測(cè)。光學(xué)顯微鏡(OM)型號(hào)為L(zhǎng)eica DM4000 M，腐蝕試劑為Keller’s溶液(2 mL HF+3 mL HCl+5 mL HNO3+90 mL H2O)；配備電子背散射衍射(EBSD)及能譜(EDS)附件的掃描電鏡(SEM)型號(hào)為JEOL JSM-7900F，電解拋光腐蝕液為10%(體積分?jǐn)?shù)，下同)HClO4+90%C2H5OH；透射電鏡(TEM)型號(hào)為TECNAI G2 F20，雙噴電解腐蝕液為30%HNO3+70% CH3OH。室溫拉伸試驗(yàn)使用INSTRON 4507電子萬能材料試驗(yàn)機(jī)，依據(jù)GB/T 228.1—2010《金屬材料 拉伸試驗(yàn) 第1部分：室溫試驗(yàn)方法》進(jìn)行。拉伸試樣是直徑為φ5 mm，原始標(biāo)距為25 mm的標(biāo)準(zhǔn)樣，計(jì)算3次有效數(shù)據(jù)的平均值及標(biāo)準(zhǔn)偏差。

2 試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 均勻化退火態(tài)組織

Al-Cu-Li合金經(jīng)過均勻化退火后的微觀組織見圖2。均勻化處理后合金中枝晶偏析基本消除，未出現(xiàn)過燒現(xiàn)象，晶界清晰，晶粒呈等軸狀且均勻分布，由劃線法統(tǒng)計(jì)的平均晶粒尺寸約450 μm，如圖2(a)所示。由SEM照片可觀察到，亮白色粗大第二相沿晶界呈鏈狀分布，并且X射線能譜分析(EDS)結(jié)果表明，其由Cu及Al元素組成，如圖2(b)所示。相關(guān)研究[13]表明，這是合金在凝固或空冷過程中由于基體中的溶質(zhì)原子容易在能量較高的晶界處偏聚而形成的Al2Cu相。另外，在晶粒內(nèi)部可觀察到許多長(zhǎng)6～15 μm的板條狀第二相。為了進(jìn)一步確定板條狀第二相的結(jié)構(gòu)，采用TEM進(jìn)行觀察，從明場(chǎng)像(見圖2(c))可知該相寬度約48 nm，并且由沿[112]Al晶帶軸的選區(qū)電子衍射(SAED)花樣可知，該相為T1(Al2CuLi)相(見圖2(d))。這些T1相是在均勻化保溫后的空冷過程中從過飽和固溶體中析出的，較慢的冷卻速率導(dǎo)致T1相在析出過程中發(fā)生粗化，并長(zhǎng)大至較大尺寸。該結(jié)果與Wang等[14]和Yu等[15]對(duì)Al-Cu-Li合金的觀察結(jié)果吻合。

圖2 均勻化退火態(tài)Al-Cu-Li合金的微觀組織(a)OM照片；(b)SEM照片和EDS結(jié)果；(c)T1相沿[112]Al晶帶軸的TEM明場(chǎng)像；(d)T1相沿[112]Al晶帶軸的SAED花樣Fig.2 Microstructure of the as-homogenized Al-Cu-Li alloy(a) OM image; (b) SEM image and EDS result; (c) bright field image of T1 phase along [112]Al zone axis; (d) SAED pattern of T1 phase along [112]Al zone axis

2.2 多軸鍛造后組織

圖3為Al-Cu-Li合金經(jīng)不同道次多軸鍛造后取向成像圖與晶界圖的疊加圖，圖中的顏色表示取向信息，粗黑線為大角度晶界(>15°)，細(xì)白線為小角度晶界(2°～15°)，AD為軸向，RD為徑向。當(dāng)合金經(jīng)過2道次鍛造后(見圖3(a))，粗大原始晶粒沿RD方向被壓扁，并沿AD方向被拉長(zhǎng)，微觀組織主要由大量拉長(zhǎng)的原始晶粒及少量細(xì)小等軸狀動(dòng)態(tài)再結(jié)晶晶粒組成。晶界因不均勻應(yīng)變作用而發(fā)生較明顯起伏，有少量細(xì)小動(dòng)態(tài)再結(jié)晶晶粒在原始晶界處生成，如圖3(a)中黑色箭頭所指。另外，晶內(nèi)形成大量小角度晶界，有一些動(dòng)態(tài)再結(jié)晶晶粒在原始晶粒內(nèi)部形成，如圖3(a)中白色箭頭所指。當(dāng)合金經(jīng)過4道次鍛造后(見圖3(b))，動(dòng)態(tài)再結(jié)晶晶粒的數(shù)量相比2道次時(shí)明顯增多，并且組織中仍然存在拉長(zhǎng)的原始晶粒。在變形的原始晶粒內(nèi)部可觀察到不少大角度晶界，如圖3(b)中箭頭所指。當(dāng)鍛造道次進(jìn)一步增加至6道次(見圖3(c))，動(dòng)態(tài)再結(jié)晶晶粒數(shù)量繼續(xù)增加，晶界起伏程度明顯減輕，晶粒尺寸及分布更均勻，視野中由細(xì)白線標(biāo)示的小角度晶界的含量顯著減少，微觀組織結(jié)構(gòu)向大量動(dòng)態(tài)再結(jié)晶晶粒及少量殘余的原始晶粒轉(zhuǎn)變。

圖3 不同道次鍛造Al-Cu-Li合金的取向成像圖與晶界圖的疊加圖(a)2道次；(b)4道次；(c)6道次Fig.3 Overlayed maps of orientation image and grain boundary diagram of the Al-Cu-Li alloy with different forging passes(a) 2 passes; (b) 4 passes; (c) 6 passes

圖4 不同道次鍛造Al-Cu-Li合金的晶粒尺寸分布(a～c)及平均晶粒尺寸(d)(a)2道次；(b)4道次；(c)6道次Fig.4 Grain size distribution(a-c) and average grain size(d) of the Al-Cu-Li alloy with different forging passes(a) 2 passes; (b) 4 passes; (c) 6 passes

圖5 不同道次鍛造Al-Cu-Li合金的晶粒取向差分布(a)2道次；(b)4道次；(c)6道次Fig.5 Misorientation distribution of the Al-Cu-Li alloy with different forging passes(a) 2 passes; (b) 4 passes; (c) 6 passes

Al-Cu-Li合金經(jīng)不同道次鍛造后的晶粒尺寸與取向差分布均由EBSD定量分析，結(jié)果分別如圖4和圖5所示。從圖4可以看出，隨著鍛造道次的增加，最大晶粒尺寸從約48 μm降低至約18 μm，且小尺寸晶粒比例增加；平均晶粒尺寸首先從均勻化退火態(tài)的約450 μm大幅減小至2道次的約20 μm，然后再逐漸緩慢減小至6道次的約5 μm。由圖5可知，隨著鍛造道次數(shù)由2道次增加至6道次，平均取向差由19.52°逐漸增加至28.0°，而小角度晶界比例由62.73%逐漸減小至36.70%。

圖6 多軸鍛造6道次及T852熱處理后Al-Cu-Li合金沿[110]Al晶帶軸的TEM照片(a)晶界明場(chǎng)像；(b)晶內(nèi)明場(chǎng)像；(c)SAED花樣；(d)HRTEM照片F(xiàn)ig.6 TEM images along [110]Al zone axis of the Al-Cu-Li alloy after 6 passes multi-axial forging and T852 heat treatment(a) bright field image of grain boundary; (b) bright field image of grain interior; (c) SAED pattern; (d) HRTEM image

結(jié)合試驗(yàn)結(jié)果可知，Al-Cu-Li合金在多軸鍛造過程中發(fā)生了連續(xù)動(dòng)態(tài)再結(jié)晶及不連續(xù)動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，并且以連續(xù)動(dòng)態(tài)再結(jié)晶為主。經(jīng)2道次鍛造后(見圖3(a))，被拉長(zhǎng)的原始大晶粒內(nèi)生成一些細(xì)小新晶粒及大角度晶界，呈現(xiàn)出明顯的連續(xù)動(dòng)態(tài)再結(jié)晶特征。其中，新生成的晶內(nèi)大角度晶界與變形帶的發(fā)展相關(guān)聯(lián)，這些晶界可以為動(dòng)態(tài)再結(jié)晶晶粒提供形核點(diǎn)[16]。另外，該條件下晶界起伏較明顯，有少量細(xì)小新晶粒在原始大角度晶界處形核并長(zhǎng)大，呈不連續(xù)動(dòng)態(tài)再結(jié)晶特征。當(dāng)鍛造道次增加至4道次時(shí)(見圖3(b))，累積應(yīng)變量和加載軸變換次數(shù)的增加促進(jìn)了晶粒的破碎及變形帶的形成，部分原始大晶粒中能觀察到細(xì)小新晶粒呈條帶狀分布，晶粒尺寸進(jìn)一步減小(見圖4)。Al-Cu-Li合金在加載軸變換的多軸鍛造過程中存在不均勻變形，引發(fā)晶界的不協(xié)調(diào)滑移，產(chǎn)生局部應(yīng)變梯度，促進(jìn)變形帶的形成，為連續(xù)動(dòng)態(tài)再結(jié)晶晶粒形核提供了有利位置。Sitdikov等[17]在450 ℃對(duì)Al-Mg合金進(jìn)行多軸鍛造后也發(fā)現(xiàn)變形帶的形成，及其促進(jìn)連續(xù)動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的行為。當(dāng)鍛造道次繼續(xù)增加至6道次時(shí)，在加載軸向變化的應(yīng)變作用下，變形帶間的交割作用加劇，交割區(qū)域位錯(cuò)間相互作用加強(qiáng)，位錯(cuò)晶界不斷吸收周圍的位錯(cuò)，促使小角度晶界更多地向大角度晶界轉(zhuǎn)變，大角度晶界的比例及平均取向差逐漸增加(見圖5)，進(jìn)而使更多粗大原始晶粒被分割成許多細(xì)小新晶粒，再結(jié)晶比例及晶粒尺寸均勻性顯著提高。

2.3 熱處理后組織

經(jīng)6道次鍛造及預(yù)變形量為5%的T852熱處理后，Al-Cu-Li合金沿[110]Al晶帶軸的TEM照片如圖6所示。由圖6(a)可知，合金中未觀察到均勻化退火態(tài)時(shí)粗化T1相，說明其已回溶至基體中，另外晶界析出相呈斷續(xù)分布。Lin等[18]在2099鋁鋰合金的研究中指出，晶界析出相的斷續(xù)分布可以緩解晶界處的位錯(cuò)塞積與應(yīng)力集中，進(jìn)而有益于提升合金的伸長(zhǎng)率。在晶內(nèi)(見圖6(b))可以觀察到許多沿不同取向析出的細(xì)小板條相，結(jié)合試樣沿[110]Al晶帶軸的SAED花樣(見圖6(c))與相關(guān)文獻(xiàn)[19]可知，衍射花樣中最小平行四邊形中心亮點(diǎn)代表δ′相(Al3Li，L12型結(jié)構(gòu))，過中心的短對(duì)稱軸代表θ′相(Al2Cu，四方晶)，四條邊和中間對(duì)稱的兩個(gè)亮點(diǎn)代表T1相(六方晶)，T1相的高分辨透射電鏡(HRTEM)照片見圖6(d)，故Al-Cu-Li合金經(jīng)T852熱處理后析出了不同數(shù)量的T1相、θ′相及δ′相。此外，在[110]Al方向的明場(chǎng)相及衍射花樣(見圖6(b，c))還可以看出，T1相為主要析出相，沿兩個(gè)交叉方向分布，且長(zhǎng)度范圍為25～85 nm，其取向分布與均勻化退火態(tài)的一樣，但尺寸發(fā)生顯著細(xì)化；θ′相的含量較少，其長(zhǎng)度范圍為25～48 nm。

文獻(xiàn)[20]指出，對(duì)于Al-Cu-Li-X系合金，當(dāng)Cu/Li比為2.5～4.0時(shí)，常見的析出序列為SSSS(過飽和固溶體)→GP區(qū)→GP區(qū)+δ′→θ″+θ′+δ′→δ′+T1→T1。δ′相是鋁鋰合金在時(shí)效前期形成的共格強(qiáng)化相，其同鋁基體間的錯(cuò)配度僅為0.08%，并且界面能低至14 mJ/m2，因而δ′粒子的形核激活能較小且驅(qū)動(dòng)力較大，使其可以快速析出。θ′相是由淬火后或人工時(shí)效前期生成的GP區(qū)(預(yù)脫溶原子偏聚區(qū))演變而來，其是半共格亞穩(wěn)相，在時(shí)效前期呈細(xì)小針狀。T1相的三維形貌為六角柱形體，其與鋁基體部分共格且在基體中產(chǎn)生較大的畸變能，形核功較高，故比δ′相更難形核析出。Al-Cu-Li合金在T852熱處理過程中，高溫固溶階段大部分第二相粒子回溶到Al基體中，以形成過飽和固溶體，淬火后合金中產(chǎn)生大量空位缺陷。時(shí)效前的預(yù)壓縮處理讓Al基體中形成很多位錯(cuò)，緊接著在時(shí)效過程中位錯(cuò)與溶質(zhì)原子和空位缺陷產(chǎn)生相互作用，并影響析出動(dòng)力學(xué)。一方面，位錯(cuò)與空位間的相互作用使空位濃度降低，進(jìn)而削減了δ′相的析出形核位置[21]。另一方面，位錯(cuò)可給溶質(zhì)原子提供諸多便利的擴(kuò)散通道，使Cu、Li等原子向位錯(cuò)處聚集，從而讓位錯(cuò)及其附近區(qū)域成為溶質(zhì)的過飽和區(qū)，為θ′相與T1相的析出形核提供大量?jī)?yōu)勢(shì)位置[22]。隨著時(shí)效時(shí)間的逐漸延長(zhǎng)，析出相間的競(jìng)爭(zhēng)關(guān)系將促使T1相為了爭(zhēng)奪Li原子而消耗δ′相，并且為了爭(zhēng)奪Cu原子而消耗θ′相，導(dǎo)致時(shí)效后期δ′相與θ′相的數(shù)量減少，而T1相的數(shù)量顯著增加。

2.4 拉伸性能與斷口形貌

圖7 不同狀態(tài)Al-Cu-Li合金的典型工程應(yīng)力-應(yīng)變曲線Fig.7 Typical engineering stress-strain curves of the Al-Cu-Li alloy in different states

不同狀態(tài)Al-Cu-Li合金的典型工程應(yīng)力-應(yīng)變曲線及拉伸性能分別如圖7和表2所示。結(jié)果表明，多軸鍛造與T852熱處理可以大幅提升均勻化退火態(tài)合金的拉伸性能。均勻化退火態(tài)合金具有一定的強(qiáng)度，然而其平均伸長(zhǎng)率僅為2.1%。經(jīng)6道次鍛造后，合金強(qiáng)度得到一定程度的提升，平均伸長(zhǎng)率增加至11.6%，約為均勻化退火態(tài)的5.5倍。鍛造態(tài)合金經(jīng)后續(xù)T852熱處理后，力學(xué)性能得到了進(jìn)一步提升，抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度及伸長(zhǎng)率分別達(dá)544 MPa、462 MPa及8.6%，依次為均勻化退火態(tài)的2.0倍、2.4倍及4.1倍。

表2 不同狀態(tài)Al-Cu-Li合金的拉伸性能

不同狀態(tài)Al-Cu-Li合金拉伸斷口的SEM照片如圖8所示。顯然，均勻化退火態(tài)合金的斷口形貌與鍛造態(tài)及T852熱處理態(tài)的不同。由圖8(a)可知，均勻化退火態(tài)合金為明顯的脆性斷裂，斷口表面由許多小平面及臺(tái)階組成，臺(tái)階間的夾角與圖2(b，c)中粗化板條狀T1相間的夾角接近，故可推斷小平面的形成是由晶內(nèi)粗化T1相引起的。在拉伸載荷的作用下，Al基體與粗化T1相的界面上先形成位錯(cuò)堆積，然后發(fā)展成微裂紋，并沿界面擴(kuò)展，最后微裂紋合并導(dǎo)致斷裂，進(jìn)而在斷口上形成小平面特征。然而，鍛造態(tài)及T852熱處理態(tài)合金的斷裂模式主要是以許多相互連接的韌窩為特征的穿晶韌性斷裂。由圖8(b)可知，經(jīng)6道次鍛造后，合金斷口表面主要由大量等軸韌窩組成，有些韌窩的尺寸小，而有些韌窩的尺寸大且深度深，證明合金在斷裂前發(fā)生了明顯的塑性變形。由圖8(c，d)可知，鍛造態(tài)合金經(jīng)T852熱處理后，斷口表面韌窩數(shù)量減少，且韌窩尺寸變淺，韌窩中可見不同尺寸的第二相粒子，該結(jié)果表明，斷口中的韌窩是由第二相粒子周圍的微孔隙生長(zhǎng)與合并而成，這是典型的穿晶韌窩斷裂模式[23]。因此，鍛造態(tài)與T852熱處理態(tài)合金同均勻化退火態(tài)合金在斷裂機(jī)理上存在明顯差異。

圖8 不同狀態(tài)Al-Cu-Li合金的拉伸斷口形貌(a)均勻化退火態(tài)；(b)鍛造態(tài)(6道次)；(c,d)T852熱處理態(tài)Fig.8 Tensile fracture morphologies of the Al-Cu-Li alloy in different states(a) as-homogenized; (b) as-forged (6 passes); (c,d) T852 heat treated

2.5 組織演變對(duì)力學(xué)性能的影響

力學(xué)性能的顯著改善是由于多軸鍛造及T852熱處理，使均勻化退火態(tài)Al-Cu-Li合金的微觀組織發(fā)生了重大變化。其中，屈服強(qiáng)度可用公式(1)表示[24]：

σYS=σ0+ΔσPs+ΔσGbs+ΔσDis+ΔσSS

(1)

式中：σYS為屈服強(qiáng)度；σ0為基礎(chǔ)強(qiáng)度；ΔσPs為析出強(qiáng)化增量；ΔσGbs為晶界強(qiáng)化增量；ΔσDis為位錯(cuò)強(qiáng)化增量；ΔσSS為固溶強(qiáng)化增量。結(jié)合本工作的工藝及試驗(yàn)結(jié)果可知，晶界強(qiáng)化與析出相強(qiáng)化是主要強(qiáng)化機(jī)制。

合金在外加載荷的作用下，位錯(cuò)滑移先在有利取向晶粒內(nèi)發(fā)生，因晶界原子排列不規(guī)則，且點(diǎn)陣畸變大，所以位錯(cuò)不能直接穿過晶界，而是需要在更大外力作用下使相鄰晶粒內(nèi)的位錯(cuò)開動(dòng)，讓位錯(cuò)滑移傳遞到相鄰晶粒內(nèi)，該過程中晶界對(duì)位錯(cuò)的阻礙作用使合金的強(qiáng)度得到提高。另外，晶粒細(xì)化使單位體積內(nèi)晶界面積及晶粒個(gè)數(shù)增加，晶粒更容易發(fā)生滑移、轉(zhuǎn)動(dòng)，等量的應(yīng)變可以分散到較多個(gè)晶粒內(nèi)，能減少應(yīng)力集中并提升變形均勻性，使合金的伸長(zhǎng)率得到提升。由Hall-Petch公式[24]可知，屈服強(qiáng)度與平均晶粒等效直徑成反比，故晶粒直徑越小，單位體積的晶界面積越大，相應(yīng)的強(qiáng)化貢獻(xiàn)越大。均勻化退火態(tài)Al-Cu-Li合金經(jīng)多軸鍛造后晶粒尺寸發(fā)生顯著細(xì)化(見圖3和圖4)，強(qiáng)度得到提升，同時(shí)伸長(zhǎng)率大幅改善，對(duì)應(yīng)的斷裂模式也由脆性斷裂向穿晶韌窩斷裂轉(zhuǎn)變。

第二相的數(shù)量、形貌、尺寸、分布、性質(zhì)及其與Al基體界面結(jié)合強(qiáng)度對(duì)合金的力學(xué)性能也有重要影響。一般情況下，塑性較差或尺寸較大的第二相粒子與鋁基體界面結(jié)合較弱，越容易引發(fā)裂紋，使合金的伸長(zhǎng)率明顯降低；第二相尺寸越小、數(shù)量越多且越彌散，越能通過切過機(jī)制或繞過機(jī)制有效地釘扎位錯(cuò)以提升強(qiáng)度，并且使位錯(cuò)更均勻分布，以增加變形的均勻性[25]。6道次鍛造Al-Cu-Li合金經(jīng)預(yù)壓縮量為5%的T852熱處理后，合金中的析出強(qiáng)化相主要有T1、θ′及δ′，這些粒子的平均等效半徑及體積分?jǐn)?shù)均不同，每一種析出相產(chǎn)生的強(qiáng)化貢獻(xiàn)不同，這些粒子對(duì)Al基體的強(qiáng)化貢獻(xiàn)總和較大，使合金的伸長(zhǎng)率略微降低，而屈服強(qiáng)度由鍛造態(tài)的207 MPa顯著提升至T852態(tài)的462 MPa(見表2)，后者約為前者的2.2倍。

3 結(jié)論

1) 多道次鍛造變形使均勻化退火態(tài)Al-Cu-Li合金的晶粒發(fā)生顯著細(xì)化，其平均晶粒尺寸由初始的450 μm降低至2道次鍛造后的20 μm，再進(jìn)一步降低至6道次鍛造后的5 μm。晶粒細(xì)化過程伴隨連續(xù)動(dòng)態(tài)再結(jié)晶機(jī)制與不連續(xù)動(dòng)態(tài)再結(jié)晶機(jī)制，且以前者為主。

2) T852熱處理使6道次鍛造Al-Cu-Li合金晶界析出相呈斷續(xù)分布，晶內(nèi)析出大量細(xì)小板條狀T1相，沿兩個(gè)交叉方向分布，且長(zhǎng)度范圍為25～85 nm；而θ′相的含量較少，且長(zhǎng)度范圍為25～48 nm。其中，時(shí)效態(tài)T1相的取向分布與均勻化退火態(tài)的粗化T1相一致，但尺寸發(fā)生明顯細(xì)化。

3) 6道次鍛造變形與T852熱處理使初始Al-Cu-Li 合金的力學(xué)性能得到大幅提升，其抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度與伸長(zhǎng)率分別達(dá)到544 MPa、462 MPa和8.6%，依次為均勻化退火態(tài)的2.0、2.4及4.1倍，并且合金的拉伸斷裂模式由脆性斷裂向韌性斷裂轉(zhuǎn)變。