蔡文鑫 李勁風(fēng) 陸丁丁 劉丹陽 寧 紅

（中南大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，長沙 410083）

0 引言

鋁鋰合金現(xiàn)已經(jīng)歷三代的發(fā)展，第三代鋁鋰合金因其具有比強度高、熱穩(wěn)定性高和耐疲勞性能優(yōu)良等優(yōu)點，是未來最理想的航空航天結(jié)構(gòu)材料之一［1-2］。2050鋁鋰合金作為第三代鋁鋰合金的典型代表，具有良好的韌性、較低的疲勞裂紋擴展速率及優(yōu)良的工藝性和成型性等特點，可制備厚板用于取代7050合金作為飛機壁板整體結(jié)構(gòu)件［3］。此外，2050鋁鋰合金還兼具優(yōu)良的耐損傷性能和較高的強度，可用于飛行器的翼梁和翼助，并在實際應(yīng)用中能獲得良好的減重效果［4-7］。

鋁鋰合金力學(xué)性能取決于微觀組織特征。在國內(nèi)外眾多工作者研究中發(fā)現(xiàn)相同牌號鋁鋰合金熱軋厚板與冷軋薄板力學(xué)性能差異較大，如李勁風(fēng)等［5］研究報道了相同T8熱處理后的一種超高強鋁鋰合金中，10 mm厚度板材抗拉強度及屈服強度比2 mm厚度薄板高約40～50 MPa；2195鋁鋰合金中也發(fā)現(xiàn)類似現(xiàn)象，ZHANG［8］等研究中報道的2195鋁鋰合金薄板（2.5 mm厚度）抗拉強度和屈服強度也低于KIM等［9］研究中報道的7.5 mm板材20～40 MPa。而且兩種合金中均發(fā)現(xiàn)固溶處理后薄板晶粒為呈等軸狀再結(jié)晶晶粒，厚板晶粒形貌呈長條狀。

鋁鋰合金厚板和薄板最終成形方式不同，其中厚板采用熱軋成形，而薄板采用冷軋成形，因而熱軋板材儲能比與冷軋薄板儲能低，從而導(dǎo)致固溶時冷軋薄板容易發(fā)生再結(jié)晶而形成等軸狀晶粒。基于這一些分析，可嘗試?yán)滠埍“逶诠倘芮巴嘶鹛幚斫档推鋬δ?，使其在固溶處理后能形成與厚板相近的長條狀晶粒。因此，本文進(jìn)行了固溶前退火處理對2050鋁鋰合金冷軋薄板T8時效態(tài)力學(xué)性能和組織影響的研究，為通過熱處理工藝控制提高2050鋁鋰合金薄板性能提供理論依據(jù)。

1 實驗

1.1 材料

實驗所用材料為2 mm厚度2050鋁鋰合金冷軋薄板，其化學(xué)成分如表1所示。冷軋薄板分別進(jìn)行如表2所示的三種熱處理。

表1 2050鋁鋰合金化學(xué)成分Tab.1 Chem ical composition of 2050 Al-Li alloy w t／%

表2 2050鋁鋰合金薄板熱處理工藝Tab.2 Heat treatment process of 2050 Al-Lialloy sheet

1.2 測試

合金板材拉伸性能測試采用MTS810材料試驗機進(jìn)行，沿軋向取樣，應(yīng)變速率為0.01／s，試樣尺寸如圖1所示。采用Sirion 200場發(fā)射掃描電鏡（加速電壓為20 kV）進(jìn)行拉伸斷口形貌觀察和EBSD分析。EBSD分析取試樣軋向縱截面觀察，采用OIM軟件，沿扎制方向（RD）方向旋轉(zhuǎn)90°后進(jìn)行合金晶粒取向、晶界角度及織構(gòu)組成分析。合金時效析出相采用TecnaiG220型透射電鏡（加速電壓為200 kV）進(jìn)行觀察。采用Image Pro Plus6.0軟件對TEM照片中析出相尺寸和EBSD照片中晶粒長厚比進(jìn)行統(tǒng)計。

圖1 2050鋁鋰合金薄板拉伸試樣尺寸Fig.1 Tensile sample dimension of 2050 Al-Lialloy sheet

2 結(jié)果與討論

2.1 力學(xué)性能

圖2所示為2050鋁鋰合金冷軋薄板不同熱處理狀態(tài)樣品力學(xué)性能?？芍啾扔赥8處理樣品，A2+T8處理樣品抗拉強度升高約60 MPa，屈服強度升高約70 MPa，但伸長率從8.26%下降至6.05%；而A1+T8樣品抗拉強度提高約23 MPa，屈服強度提高約20 MPa，伸長率略有提高（從8.28%增加至8.93%）。固溶前400℃／2 h退火處理大幅度提高了合金T8時效后強度，但明顯降低了其塑性；固溶前300℃／4 h退火處理使合金綜合力學(xué)性能得到了優(yōu)化，不僅提高其強度，而且其塑性還略有提高。

圖2 2050鋁鋰合金不同熱處理樣品拉伸性能Fig.2 Tensile properties of 2050 Al-Lialloy sheet with different heat treatment

圖3所示為2050鋁鋰合金冷軋薄板不同熱處理拉伸試樣斷口形貌?？芍?，T8處理樣品［圖3（a）］拉伸斷口中分布著大量細(xì)小韌窩。而A1+T8樣品［圖3（b）］拉伸斷口同樣分布大量韌窩，并出現(xiàn)部分沿橫向的韌性撕裂楞。A2+T8樣品［圖3（c）］拉伸斷口呈冰糖狀，出現(xiàn)大量光滑斷面，韌窩較少，其斷裂形式以沿晶脆性斷裂為主。

圖3 2050鋁鋰合金薄板不同熱處理樣品拉伸斷口形貌照片F(xiàn)ig.3 Fracturemorphologies of 2050 Al-Lialloy sheet with different heat treatment

2.2 晶粒組織

圖4所示為2050鋁鋰合金冷軋薄板不同熱處理樣品EBSD分析照片。照片中大角度晶界（θ＞10°）用黑線表示，小角度晶界（10°＞θ＞2°）用白線表示?？芍琓8樣品和A1+T8樣品晶粒取向隨機分布，但A2+T8樣品在＜101＞方向存在明顯的晶粒擇優(yōu)取向。采用軟件對圖4中晶粒尺寸統(tǒng)計可知，相比于T8樣品中晶粒長厚比（2.50±1.13），A1+T8樣品晶粒長厚比增大（3.20±1.65），而A2+T8樣品晶粒長厚比顯著增加（22.22±12.37）。說明固溶前進(jìn)行退火處理一方面使固溶態(tài)晶粒尺寸增加，另一方面明顯導(dǎo)致固溶態(tài)晶粒長厚比增加，等軸狀晶粒減少而形成長條狀晶粒。

時效態(tài)2050鋁鋰合金晶粒形態(tài)取決于固溶處理時的再結(jié)晶過程。冷軋薄板儲能較高，固溶處理時再結(jié)晶形核率較高，從而形成大量細(xì)小的等軸狀再結(jié)晶晶粒，如T8樣品中觀察的結(jié)果［圖4（a）］。而固溶前進(jìn)行300℃／4 h，400℃／2 h退火處理使合金發(fā)生回復(fù)，其儲能減小，再結(jié)晶驅(qū)動力降低。這種結(jié)果可能產(chǎn)生了兩個方面的影響：一方面儲能降低導(dǎo)致合金再結(jié)晶形核率降低；另一方面儲能降低也導(dǎo)致合金再結(jié)晶溫度升高。此外，沿軋向呈帶狀分布的Al3Zr和Al20Cu2Mn3粒子可釘扎晶界［10-11］，即晶界沿短橫向方向（ND）遷移受到阻礙，但晶界沿軋制方向（RD）和長橫向方向（TD）遷移阻礙較小。上述原因?qū)е?，A1+T8和A2+T8樣品再結(jié)晶形核率較低且部分晶粒沒有發(fā)生再結(jié)晶，晶粒尺寸較大且長厚比增大，呈長條狀。

圖5所示為2050鋁鋰合金冷軋薄板不同熱處理樣品晶界取向差分布統(tǒng)計?？芍琓8樣品中小角度晶界含量占晶界總量的43.7%［圖5（a）］。相比于T8樣品，A1+T8樣品中小角度晶界占比增加至48.4%［圖5（b）］；而A2+T8樣品小角度晶界占比顯著增加至80.2%［圖5（c）］。由圖5（d）可知，T8、A1+T8及A2+T8樣品中2°～8°范圍內(nèi)晶界取向差呈遞增趨勢。上述結(jié)果說明固溶前退火處理可使2050鋁鋰合金在后續(xù)固溶處理時保留大量小角度晶界，也即保留大量位錯胞、亞晶及亞晶界。

相比于T8樣品，A2+T8樣品中保留大量亞晶及亞晶界（圖5）?？赡苁枪倘芮案邷鼗貜?fù)退火（400℃／2 h）后，合金中位錯運動及重新組合，多邊化形成亞晶及變形胞狀亞組織轉(zhuǎn)變?yōu)閬喚Я?，并消耗部分儲能。此外，合金再結(jié)晶前通常發(fā)生回復(fù)，使合金中亞晶及亞晶界密度進(jìn)一步提高。因而儲能的提前釋放導(dǎo)致亞晶合并形成大角度晶界，進(jìn)而成為再結(jié)晶晶粒過程的驅(qū)動力不足，再結(jié)晶形核率下降，也即大量亞晶及亞晶界保留下來。

圖6所示為2050鋁鋰合金冷軋薄板不同熱處理樣品90°＞φ2＞0°范圍內(nèi)取向分布函數(shù)圖?？芍琓8樣品主要織構(gòu)組成為Goss織構(gòu)｛011｝＜100＞、Brass織構(gòu)｛011｝＜211＞和｛111｝面織構(gòu)［圖6（a）］；A1+T8樣品主要含Goss織構(gòu)｛011｝＜100＞和Cube｛001｝＜100＞織構(gòu)［圖6（b）］；A2+T8樣品中變形織構(gòu)明顯增強，主要含有Goss織構(gòu)｛011｝＜100＞［圖6（c）］。固溶前進(jìn)行退火處理可使Brass織構(gòu)｛011｝＜211＞和｛111｝等取向的再結(jié)晶織構(gòu)減弱，而Goss織構(gòu)｛011｝＜100＞增強，且Goss織構(gòu)強度與退火溫度成正相關(guān)。

相比于T8樣品，A2+T8樣品中Goss織構(gòu)密度明顯增大?？棙?gòu)一方面可能源于冷軋薄板成形過程中大變形量的軋制，在晶內(nèi)形成剪切帶使形變不均勻，JATA［12］等研究認(rèn)為這種剪切帶導(dǎo)致了Goss織構(gòu)和Brass變形織構(gòu)的增加；另一方面，在合金熱處理過程中，300～400℃退火處理有利于合金形成Al3Zr彌散相［13］，對晶界的釘扎作用明顯，抑制了再結(jié)晶織構(gòu)的形成，從而導(dǎo)致合金退火處理后Goss織構(gòu)密度增大［圖7（b）（c）］。

圖6 2050鋁鋰合金不同熱處理樣品晶粒取向分布函數(shù)（90°＞φ2＞0°）Fig.6 Grain orientation distribution function of 2050 Al-Lialloy sheetwith different heat treatment

2.3 析出相

圖7所示為2050鋁鋰合金冷軋薄板不同熱處理樣品［112］Al與［100］Al選區(qū)衍射譜（SAED）及TEM暗場（DF）像照片?？芍?，在T8、A1+T8和A2+T8樣品中，主要強化相均為T1相和θ′相。T8樣品［圖7（a），（b）］中T1相彌散均勻，尺寸為35.9～161.4 nm，θ＇相尺寸為39.9～197.2 nm。相比于T8樣品，A1+T8樣品［圖7（c）（d）］中，T1相尺寸增大（47.6～236.0 nm）且彌散析出，θ＇相密度減少而尺寸增大（57.0～212.4 nm）；A2+T8樣品中，晶內(nèi)T1相［圖7（e）］析出密度減少，但晶界或亞晶界T1相明顯增加［圖7（g）］，同時晶內(nèi)T1相尺寸較T8樣品增加（40.9～191.1 nm），θ′相［圖7（f）］析出密度降低，同時尺寸減?。?2.1～156.3 nm）。

2050鋁鋰合金薄板T8時效主要析出相為T1相（Al2CuLi）和θ′相（Al2Cu）（圖7）。根據(jù)前面結(jié)果可知，相比于冷軋薄板直接進(jìn)行固溶、淬火及T8時效（T8樣品），400℃／2 h退火處理后再進(jìn)行固溶、淬火及T8時效處理（A2+T8樣品），可觀察到晶內(nèi)T1相析出密度降低。T1相在｛111｝Al面上析出，合金中同時存在4個變體。由于從［112］Al方向進(jìn)行TEM觀察時只能發(fā)現(xiàn)一個變體，因此上述TEM觀察說明A2+T8樣品中特定｛111｝Al晶面上T1相變體減少。T8時效時預(yù)變形通過增加基體的位錯，從而促進(jìn)T1相形核［14-15］。但研究發(fā)現(xiàn)，在2090鋁鋰合金中當(dāng)存在Brass織構(gòu)｛110｝＜112＞時，T8時效時預(yù)拉伸變形有利于增加兩個承受高分切應(yīng)力｛111｝Al晶面上的位錯，從而有利于促進(jìn)T1相在這兩個｛111｝Al晶面上形核析出，導(dǎo)致T1相不同變體析出的各向異性［16-17］。本研究中A2+T8樣品中存在較強的Goss織構(gòu)，該織構(gòu)的存在同樣可能會導(dǎo)致T8時效時T1相不同變體析出的各向異性，即觀察到的T1相變體析出減少，但其他｛111｝Al晶面T1相變體應(yīng)該增加。同時，A2+T8樣品中存在大量亞晶界和位錯胞，導(dǎo)致局部區(qū)域T1相密度增加［18］［圖7（g）］。

時效結(jié)束后，A2+T8樣品抗拉強度和屈服強度最高，可能與織構(gòu)作用下T1相對強度的貢獻(xiàn)有關(guān)。織構(gòu)存在時，在縱向試樣的拉伸過程中，承受高分切應(yīng)力｛111｝Al面上的T1相可最有效地阻礙位錯運動，提高合金強度。根據(jù)前面分析，承受高分切應(yīng)力｛111｝Al面即為T8時效時析出更多T1相變體的｛111｝Al面。因此雖然觀察到TEM 樣品（與軋面平行）中T1相變體減少，但承受高分切應(yīng)力｛111｝Al面上T1相變體增加，因而其強度顯著提高。另外其中位錯胞、亞晶也是其強度提高的原因之一。A1+T8樣品中存在Goss織構(gòu)和部分｛111｝面織構(gòu)（圖6），織構(gòu)與T1相交互作用比A2+T8樣品小，因而合金強度相比于T8時效態(tài)提升幅度不大。同時，A1+T8樣品混晶組織（等軸狀與長條狀晶粒混合分布）導(dǎo)致拉伸斷裂時多為穿晶韌性斷裂［圖3（b）］，保證了合金塑性，從而合金綜合力學(xué)性能得到改善。

圖7 2050鋁鋰合金不同熱處理樣品［112］Al和［100］Al SAED譜及TEM暗場像照片F(xiàn)ig.7 SAED patterns and TEM DF images of 2050 Al-Li alloy sheetwith different heat treatment

綜上所述，鋁鋰合金中強化效果是以沉淀析出強化為主，在保證沉淀析出強化已經(jīng)達(dá)到一定數(shù)量的前提下，通過固溶前退火處理工藝調(diào)整晶粒組織結(jié)構(gòu)特征可以達(dá)到進(jìn)一步強化作用，即使提升20～30 MPa也具有較大的積極意義。同時，該工藝便于在實際應(yīng)用中實現(xiàn)，并可嘗試在其他牌號鋁鋰合金中推廣，以期拓寬合金應(yīng)用范圍。

3 結(jié)論

（1）相比于2050鋁鋰合金冷軋薄板直接固溶、淬火及T8時效處理，經(jīng)退火處理后再進(jìn)行固溶、淬火及T8時效，合金屈服強度及抗拉強度提高。特別是固溶前進(jìn)行約300℃／4 h退火可使屈服強度及抗拉強度提高約20 MPa，伸長率變化不大，即改善了合金綜合力學(xué)性能。

（2）固溶前退火處理可改變2050鋁鋰合金冷軋薄板固溶后晶粒組織，使晶粒長厚比增大，小角度晶界密度增大，同時Goss織構(gòu)｛011｝＜100＞密度增大。

（3）2050鋁鋰合金的主要時效強化相位T1相和θ＇相，但固溶前退火處理可導(dǎo)致后續(xù)T8時效時T1相在不同｛111｝Al面上析的差異，其中部分｛111｝Al面上T1相析出減少，而預(yù)拉伸變形時承受高分切應(yīng)力｛111｝Al面上T1相析出增加。