不同轧制温度对铝锂合金厚板组织和性能的影响

冉红卫，李国爱，杨海虹

（1.西南铝业（集团）有限责任公司，重庆401326；2.中国航发北京航空材料研究院，北京100095）

0 前言

在铝合金中加入1%的Li可使合金密度减重3%并使弹性模量增加6%[1]。因而，与传统高强铝合金相比，铝锂合金具有比强度和比刚度高等性能特点，使其在具有强烈减重需求的航空、航天领域获得广泛关注[2-3]。在具有众多优良性能的同时，铝锂合金中由于Al3Li析出相的存在也导致其具有较高各向异性、断裂韧度偏低等系列问题[4]。为了弥补这些不足，众多研究者从合金成分以及制备工艺着手，先后开发出了四代铝锂合金[5]。其中在Al-Cu-Li-X成分体系为主的第三代、第四代铝锂合金中，通过开发与合金成分相配套的轧制工艺、热处理工艺，这两代铝锂合金已经基本消除了第一代、第二代铝锂合金的不足，获得具有较传统合金更为优良的综合性能[6]。

通过再结晶的方式来改善铝合金中的各向异性是现阶段的一种常用措施。在第三代、第四代铝锂合金中，由于成分复杂，有时需要较为复杂的工艺过程才能在铝锂合金厚板中实现再结晶[6]。针对这一问题，本文以国内自主开发的2A97铝锂合金为对象，系统研究了轧制温度对铝锂合金组织和性能的影响，初步明确了不同轧制温度下合金的组织演变规律及其对固溶处理后组织的影响，为铝锂合金厚板再结晶的实现提供了有力支撑。

1 实验材料与方法

实验采用西南铝工业化条件下制备的340 mm×1 320 mm的2A97铝锂合金铸锭，铸锭化学成分为（质 量 分 数，%）：Cu3.68，Li1.41，Mg0.42，Zn0.50，Mn0.41，Zr0.12，Ti≤0.01，Fe0.08，Si 0.04，Al余量。将均匀化处理后的铸锭分别在500℃、450℃、400℃下加热10 h，然后采用轧机轧制成80 mm厚板。为了观察加热温度对均匀化后组织的影响，铸锭与试样随炉加热，保温完毕后进行水冷，保留加热后的原始组织形貌。热轧后的板材空冷至室温，然后在525℃下进行固溶，保温时间6 h，辊底炉淬火后进行5.0%的预拉伸处理，通过120℃/20 h+145℃/12 h的人工时效处理至T84状态。

从铸锭、随炉水冷试块、热轧板材以及固溶时效处理后的板材的T/2位置切取15 mm×15 mm见方的试样，研磨腐蚀后在Leica DM2500M型多功能金相显微镜下观察高倍组织形貌。腐蚀液为Keller试剂，基本配比为：1.0%HF+1.5%HCl+2.5%HNO3+95%H2O。

处理至T84状态后，从板材上取试样进行拉伸性能测试，纵向（L）及纵横向（LT）试样从T/4厚度切取，高向（ST）试样取全厚度截面。室温拉伸在INSTRON拉伸机上进行，每个方向获取3个有效数据后计算其平均值。拉伸后取ST向试样断口在JEM-7001F场发射扫描电镜下对断口进行观察，加速度电压20 kV。

2 试验结果及分析

2.1 拉伸性能

表1 至表3示出了不同轧制温度下所获得的热轧板材、处理至T34状态板材、T84状态板材的拉伸性能。可以发现，轧制温度对于热轧后板材的强度以及延伸率均有显著影响，热轧板材的强度随轧制温度的升高而迅速提高，但延伸率急剧降低。500℃温度下轧制板材的高向延伸率低于1%；400℃温度下轧制板材处理至T34状态后具有最高的强度和塑性；500℃温度以及450℃温度轧制板材强度相差不大，但后者的塑性更高；对于T84状态，可以发现轧制温度对轧制后板材的强度影响不大，但对合金的延伸率有一定影响，轧制温度为400℃、450℃时L、LT方向延伸率相差不大，且均高于500℃时的；对于ST向试样来说，随着轧制温度升高，延伸率呈线性降低，如图1所示。

图1 T84状态合金试样拉伸性能随轧制温度的变化曲线

表1 不同轧制工艺下热轧板材的拉伸性能

表2 不同轧制工艺下T34状态板材的拉伸性能

表3 不同轧制工艺下T84状态板材的拉伸性能

2.2 不同处理过程后的组织特征

2.2.1 均匀化处理后铸锭组织形貌

图2 示出了均匀化处理后铸锭的显微组织形貌。可以发现腐蚀后均匀化处理的铸态组织在晶界区域出现了白亮色的无析出带，宽度在2~5 μm左右，晶粒内部均匀析出了大量的片针状析出相，平均长度在25 μm左右。根据文献[8]的报道，该析出相主要是由Al2CuLi构成的T1相。

图2 均匀化处理后的铝锂合金组织形貌

2.2.2 不同轧制温度加热后的铸锭组织形貌

图3 示出了铸锭在400℃、450℃、500℃温度下加热10 h然后于室温下水冷后的显微组织形貌。可以发现，均匀化处理后所形成的T1析出相在加热过程中发生回溶。温度越高，晶内残留的T1相的数量越少。400℃温度下，T1相的尺寸变小，密度略有降低，残留的T1相最大尺寸在25 μm左右；温度升高至450℃时，晶内T1相数量显著降低，尺寸也逐渐缩小，但最大尺寸的T1相仍在25 μm左右；温度进一步升高至500℃，此时晶内T1相基本全部溶解，仅有较少的残余，如图3（e）、（f）所示。

图3 不同轧制温度下加热并水冷后铸锭的组织形貌

2.2.3 热轧后板材组织形貌

图4 示出了不同温度轧制后板材纵截面的高倍组织形貌。从图中可以发现，在400℃下轧制的板材中，铸锭在加热时所残留的T1相在轧制过程中发生了充分破碎，基本观察不到原有的形貌，轧制后的组织中存在少量颗粒状二次析出相；轧制温度在450℃时，残余的T1相也发生了破碎，但大部分仍可看出原有长条形貌，破碎T1相的数量较400℃显著减少，同时在破碎的T1相之间出现了很多细小的颗粒状二次析出相；轧制温度提高到500℃时，热轧后的板材中析出了大量片针状析出相，平均尺寸在20 μm左右，大量片针状析出相之间存在部分颗粒状二次析出相。

图4 不同轧制温度下热轧板材的组织形貌

2.2.4 处理至T84状态板材的组织形貌

图5 示出了不同温度轧制板材处理至T84状态后纵截面的高倍组织。从图中可以发现，板材的组织与轧制温度密切相关：400℃温度下轧制的板材在固溶处理后仍存在较多的大尺寸残余第二相，且以大尺寸残余第二相为核心形成了部分再结晶组织，轧制过程中形成的碎化T1碎块均发生了回溶，仅剩余部分颗粒相残余，如图5（a）、（b）所示；450℃温度下轧制的板材固溶处理后呈现出条带状形貌，为典型的变形组织特征，未观察到再结晶出现。较多的大尺寸残余第二相呈链状分布在晶界区域，晶粒内部存在较多细小颗粒状残余相，局部区域仍有少量大尺寸T1相残留，尺寸为5~10 μm，如图5（c）、（d）所示；500℃温度下轧制板材在固溶时效处理后，同样呈现出典型的变形条带形貌，大尺寸残余第二相的数量显著降低，但在晶内及晶界位置出现了大量的残余T1相。这些残余相的尺寸在5~10 μm左右，且彼此直接呈现出一定角度，与500℃热轧板材中析出相之间的夹角相同。这表明5~10 μm的片针状残余相为热轧板材中二次析出的T1相未能完全溶解的部分。

图5 不同温度轧制板材处理至T84状态后的组织形貌

2.3 分析及讨论

2.3.1 T1相的“遗传”效应

在Al-Cu-Li-X系铝锂合金中，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}惯习面析出，呈现六边片状结构。该相的析出面与铝合金的位错滑移平面重合，因此T1相的尺寸及分布对于铝锂合金的变形及断裂过程有着非常重要的影响。

在铝锂合金厚板制备过程中，大尺寸T1相的演变贯穿整个过程。根据Al-Cu-Li三元相图[9]，不同轧制温度加热时，本文所用合金处于相图不同区域，在500℃及以上温度时处于α（Al）+共晶组织区域；低于此温度，则处于α（Al）+共晶组织+T1混合相区，且随加热温度降低，T1相所占比例增加，如图3所示。在轧制过程中，温度低于500℃时，随轧制温度的降低，基体的变形抗力随之增加，基体与热变形时的主要“障碍”——大尺寸T1相之间的强度差异变小。尽管T1相的数量随轧制温度降低而增多，但在相同变形量下，T1相碎化程度增加，如图4（a）~（d）所示。当轧制温度为500℃时，初始组织为α（Al）+共晶组织，热轧完成后，含有大量溶质元素的固溶体在缓冷过程中沿滑移条带位置析出大量的T1相[10]，如图4（e）、（f）所示。

热轧过程中基体内的大尺寸T1相会阻碍位错的运动，从而形成较大的变形储能。同时，轧制温度的降低也会提高变形抗力，降低动态回复程度。因此，随着轧制温度降低，在T1相以及温度作用下，板材中的变形储能逐渐增加，固溶处理时再结晶倾向加大，所以400℃温度下热轧板材在固溶处理后形成了部分再结晶。固溶过程中，热轧板材中破碎的粗大第二相以及T1相发生回溶。第二相中Cu元素的含量可达30%以上[11]，故固溶时率先发生回溶，且由尖锐的条块状转变为近似球形[12]，如图4（a）和图5（c）所示。与此同时，热轧板材的T1相也会逐渐发生回溶。尺寸越小的析出相比表面积越大，越容易发生回溶[13]。当达到饱和时，回溶停止，这就导致大尺寸的T1相不能充分溶解，残留在亚晶界、晶界等部位，如图5（a）~（f）所示。

2.3.2 “遗传效应”对高向延伸率的影响

图6 示出了不同轧制温度下T84板材ST向拉伸的断口形貌。从图中可以发现，400℃轧制板材的断口形貌呈现出显著的凹凸起伏状，断口是由部分穿晶+大量沿晶断口构成，沿晶断裂区域也存在较为显著的滑移变形，如图6（a）~（c）所示；随着温度增加，断口越来越平齐，断口中穿晶滑移所占的比例逐渐降低，沿晶断口占比迅速增加。500℃温度下，断口基本全部是沿晶断口。在沿晶断裂平面上可以观察到大量条带状的脱落形貌，条带状脱落的形貌、角度与残余T1相基本吻合，如图6（i）所示。

图6 不同轧制温度下T84板材ST向拉伸断口形貌

在厚板高向拉伸过程中，由于轧制板材条片状的组织结构，变形过程中位错非常容易在晶界处塞积[14]，因此，晶界的界面形状与结构特性直接影响拉伸性能。对于部分再结晶的组织，沿ST向会形成相互嵌套的折曲晶界（如图5（a）所示）。拉伸过程中，晶界上由位错塞积所形成的集中应力可以通过折曲晶界分散到相邻晶粒内部，裂纹在晶界扩展时，也会因晶界形状的原因消耗更多能量，最终形成凹凸起伏较大的沿晶+穿晶混合断口；对于无再结晶的平直晶界，拉伸时应力集中会导致沿晶界迅速开裂。同时，晶界上分布的大尺寸T1相也会在拉伸过程中形成应力集中及开裂的裂纹源，促使裂纹进一步沿晶界扩展，降低了合金的塑性变形能力。此时合金的断口为平齐的沿晶断口，晶界上的残余T1相会形成一定尺寸的条带形貌。

3 结论

（1）轧制温度对热轧状态板材的强度和塑性有显著影响，轧制温度升高，热轧态板材的强度增加但伸长率急剧降低；轧制温度对T34、T84状态板材的强度影响不大，但对延伸率，特别是高向延伸率影响显著，随着轧制温度升高，延伸率逐渐降低。

（2）轧制温度的不同直接影响了轧制以及固溶处理后板材的特征组织。随着轧制温度的提高，轧前初始组织中的T1相数量逐渐减少直至消失，直接导致轧制后板材的组织形貌由破碎的T1相为主+少量颗粒状二次析出相转变为大尺寸的二次析出相为主+少量的颗粒状二次析出相；固溶处理后，随轧制温度的升高，再结晶程度降低，晶界、亚晶界残留的T1相也由细小的颗粒状转变为5~10 μm的片状T1相。

（3）再结晶程度以及残留的大尺寸T1相直接影响拉伸时的伸长率。再结晶形成的折曲晶界抑制了晶界裂纹的扩展，提高了高向的塑性，而晶界、亚晶界上残留的大尺寸T1相作为裂纹源促进了裂纹的扩展，降低了合金的塑性。