冉紅衛(wèi)，李國愛，楊海虹

（1.西南鋁業(yè)（集團）有限責(zé)任公司，重慶401326；2.中國航發(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)高強鋁合金相比，鋁鋰合金具有比強度和比剛度高等性能特點，使其在具有強烈減重需求的航空、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，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，有時需要較為復(fù)雜的工藝過程才能在鋁鋰合金厚板中實現(xiàn)再結(jié)晶[6]。針對這一問題，本文以國內(nèi)自主開發(fā)的2A97鋁鋰合金為對象，系統(tǒng)研究了軋制溫度對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)律及其對固溶處理后組織的影響，為鋁鋰合金厚板再結(jié)晶的實現(xiàn)提供了有力支撐。

1 實驗材料與方法

實驗采用西南鋁工業(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，然后采用軋機軋制成80 mm厚板。為了觀察加熱溫度對均勻化后組織的影響，鑄錠與試樣隨爐加熱，保溫完畢后進行水冷，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℃下進行固溶，保溫時間6 h，輥底爐淬火后進行5.0%的預(yù)拉伸處理，通過120℃/20 h+145℃/12 h的人工時效處理至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，從板材上取試樣進行拉伸性能測試，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拉伸機上進行，每個方向獲取3個有效數(shù)據(jù)后計算其平均值。拉伸后取ST向試樣斷口在JEM-7001F場發(fā)射掃描電鏡下對斷口進行觀察，加速度電壓20 kV。

2 試驗結(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。可以發(fā)現(xiàn)，軋制溫度對于熱軋后板材的強度以及延伸率均有顯著影響，熱軋板材的強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)后具有最高的強度和塑性；500℃溫度以及450℃溫度軋制板材強度相差不大，但后者的塑性更高；對于T84狀態(tài)，可以發(fā)現(xiàn)軋制溫度對軋制后板材的強度影響不大，但對合金的延伸率有一定影響，軋制溫度為400℃、450℃時L、LT方向延伸率相差不大，且均高于500℃時的；對于ST向試樣來說，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，平均長度在25 μm左右。根據(jù)文獻[8]的報道，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，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；溫度進一步升高至500℃，此時晶內(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，殘余的T1相也發(fā)生了破碎，但大部分仍可看出原有長條形貌，破碎T1相的數(shù)量較400℃顯著減少，同時在破碎的T1相之間出現(xiàn)了很多細小的顆粒狀二次析出相；軋制溫度提高到500℃時，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滑移平面重合，因此T1相的尺寸及分布對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相的演變貫穿整個過程。根據(jù)Al-Cu-Li三元相圖[9]，不同軋制溫度加熱時，本文所用合金處于相圖不同區(qū)域，在500℃及以上溫度時處于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，隨軋制溫度的降低，基體的變形抗力隨之增加，基體與熱變形時的主要“障礙”——大尺寸T1相之間的強度差異變小。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。當軋制溫度為500℃時，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相會阻礙位錯的運動，從而形成較大的變形儲能。同時，軋制溫度的降低也會提高變形抗力，降低動態(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，板材中的變形儲能逐漸增加，固溶處理時再結(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30%以上[11]，故固溶時率先發(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，熱軋板材的T1相也會逐漸發(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]。當達到飽和時，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。對于部分再結(jié)晶的組織，沿ST向會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，裂紋在晶界擴展時，也會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；對于無再結(jié)晶的平直晶界，拉伸時應(yīng)力集中會導(dǎo)致沿晶界迅速開裂。同時，晶界上分布的大尺寸T1相也會在拉伸過程中形成應(yīng)力集中及開裂的裂紋源，促使裂紋進一步沿晶界擴展，降低了合金的塑性變形能力。此時合金的斷口為平齊的沿晶斷口，晶界上的殘余T1相會形成一定尺寸的條帶形貌。

3 結(jié)論

（1）軋制溫度對熱軋狀態(tài)板材的強度和塑性有顯著影響，軋制溫度升高，熱軋態(tài)板材的強度增加但伸長率急劇降低；軋制溫度對T34、T84狀態(tài)板材的強度影響不大，但對延伸率，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相直接影響拉伸時的伸長率。再結(jié)晶形成的折曲晶界抑制了晶界裂紋的擴展，提高了高向的塑性，而晶界、亞晶界上殘留的大尺寸T1相作為裂紋源促進了裂紋的擴展，降低了合金的塑性。