多軸鍛造與T852熱處理對Al-Cu-Li合金組織及力學性能的影響

鐘立偉， 馮朝輝， 高文理， 陳軍洲， 陸 政

(1. 中國航發北京航空材料研究院 鋁合金研究所， 北京 100095；2. 中國航發北京航空材料研究院 北京市先進鋁合金材料及應用工程技術研究中心， 北京 100095；3. 湖南大學 材料科學與工程學院， 湖南 長沙 410082)

鋁鋰合金因其顯著的減重效應而被廣泛用作航空與航天器結構件[1-2]?；诘诙?、三代鋁鋰合金的研制經驗，北京航空材料研究院開發出了新型輕質高強Al-Cu-Li合金，其Cu、Li主合金化元素含量按臨近飽和限設計，并且與大部分鋁合金一樣具有較高的層錯能?；谶@些特點，Al-Cu-Li合金在高溫與低應變速率下單軸壓縮至較大應變時也難以發生再結晶[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力集中，并成為裂紋源，從而對合金的力學性能產生不利影響。

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，微觀組織細化處理是提高合金力學性能的重要手段，均勻及微細化的組織結構不僅可以使合金獲得良好的強度、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，常規的擠壓與軋制等工藝對合金的組織細化作用有限，故諸多學者提出了多種可以將晶粒細化至亞微米，甚至納米級的大塑性變形技術[6]。與高壓扭轉、等徑角擠壓及往復鐓擠等大塑性變形技術相比，多軸鍛造工藝具有流程簡便、無需特殊設備和模具及執行成本低的優點，適用于制備大型鍛件及鍛坯[7]。與傳統的單軸壓縮工藝不同，多軸鍛造的加載軸是變化的，這非常有利于細化晶粒，并且降低材料的各向異性[8]。目前，關于多軸鍛造鎂合金[9]、鈦合金[10]及常規鋁合金的報道較多，而多軸鍛造鋁鋰合金的相關研究暫未見公開報道。Zhao等[11]研究了多軸鍛造應變速率和溫度參數對Al-Zn-Mg-Cu合金晶粒結構的影響，結果表明，晶粒細化效果受動態再結晶機制控制，當連續動態再結晶為主要再結晶機制時，應變速率的降低或溫度的升高會促進新晶粒的形成。Rao等[12]在液氮溫度下對6061鋁合金進行多軸鍛造，獲得平均尺寸為250 nm的亞晶粒組織，且隨著累積應變增加至5.4，合金的抗拉強度和硬度均得到提升。由于多軸鍛造后Al-Cu-Li合金中亞結構、亞穩相等微觀組織不穩定，尤其是在較高溫度下容易發生復雜變化，并且該合金為可熱處理強化型合金，故可對鍛造態合金進行后續熱處理，以達到提高合金性能與組織穩定性的目的。

本文通過對國產Al-Cu-Li合金進行不同道次多軸鍛造與熱處理試驗，研究合金的顯微組織和力學性能變化規律，分析強韌化機制，為鋁鋰合金的國產化及應用提供理論與試驗參考。

1 試驗材料與方法

本文所采用的試驗材料為均勻化退火態Al-Cu-Li合金鑄錠，其化學成分見表1。從直徑為φ450 mm且長度為3000 mm的鑄錠中切取多個直徑為φ60 mm且長度為180 mm的柱形試樣。采用Y032型12.5 MN的液壓機對試樣進行多軸鍛造試驗，其中變形溫度與模具溫度分別為440 ℃和350 ℃，高溫潤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90°并換向拔長至初始尺寸。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的累積真應變。道次真應變由ε=ln(h0/h)計算，其中h0和h分別為試樣初始高度與最終高度。然后將6道次鍛造試樣進行T852熱處理(520 ℃×2 h+5%冷壓縮+140 ℃×24 h)。

表1 試驗合金的化學成分(質量分數，%)

統一從鍛件的相同心部位置取樣用于組織分析及性能檢測。光學顯微鏡(OM)型號為Leica 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)型號為JEOL JSM-7900F，電解拋光腐蝕液為10%(體積分數，下同)HClO4+90%C2H5OH；透射電鏡(TEM)型號為TECNAI G2 F20，雙噴電解腐蝕液為30%HNO3+70% CH3OH。室溫拉伸試驗使用INSTRON 4507電子萬能材料試驗機，依據GB/T 228.1—2010《金屬材料 拉伸試驗 第1部分：室溫試驗方法》進行。拉伸試樣是直徑為φ5 mm，原始標距為25 mm的標準樣，計算3次有效數據的平均值及標準偏差。

2 試驗結果與討論

2.1 均勻化退火態組織

Al-Cu-Li合金經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，未出現過燒現象，晶界清晰，晶粒呈等軸狀且均勻分布，由劃線法統計的平均晶粒尺寸約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)結果表明，其由Cu及Al元素組成，如圖2(b)所示。相關研究[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，在晶粒內部可觀察到許多長6～15 μm的板條狀第二相。為了進一步確定板條狀第二相的結構，采用TEM進行觀察，從明場像(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，較慢的冷卻速率導致T1相在析出過程中發生粗化，并長大至較大尺寸。該結果與Wang等[14]和Yu等[15]對Al-Cu-Li合金的觀察結果吻合。

圖2 均勻化退火態Al-Cu-Li合金的微觀組織(a)OM照片；(b)SEM照片和EDS結果；(c)T1相沿[112]Al晶帶軸的TEM明場像；(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°)，細白線為小角度晶界(2°～15°)，AD為軸向，RD為徑向。當合金經過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，微觀組織主要由大量拉長的原始晶粒及少量細小等軸狀動態再結晶晶粒組成。晶界因不均勻應變作用而發生較明顯起伏，有少量細小動態再結晶晶粒在原始晶界處生成，如圖3(a)中黑色箭頭所指。另外，晶內形成大量小角度晶界，有一些動態再結晶晶粒在原始晶粒內部形成，如圖3(a)中白色箭頭所指。當合金經過4道次鍛造后(見圖3(b))，動態再結晶晶粒的數量相比2道次時明顯增多，并且組織中仍然存在拉長的原始晶粒。在變形的原始晶粒內部可觀察到不少大角度晶界，如圖3(b)中箭頭所指。當鍛造道次進一步增加至6道次(見圖3(c))，動態再結晶晶粒數量繼續增加，晶界起伏程度明顯減輕，晶粒尺寸及分布更均勻，視野中由細白線標示的小角度晶界的含量顯著減少，微觀組織結構向大量動態再結晶晶粒及少量殘余的原始晶粒轉變。

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)晶界明場像；(b)晶內明場像；(c)SAED花樣；(d)HRTEM照片Fig.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

結合試驗結果可知，Al-Cu-Li合金在多軸鍛造過程中發生了連續動態再結晶及不連續動態再結晶，并且以連續動態再結晶為主。經2道次鍛造后(見圖3(a))，被拉長的原始大晶粒內生成一些細小新晶粒及大角度晶界，呈現出明顯的連續動態再結晶特征。其中，新生成的晶內大角度晶界與變形帶的發展相關聯，這些晶界可以為動態再結晶晶粒提供形核點[16]。另外，該條件下晶界起伏較明顯，有少量細小新晶粒在原始大角度晶界處形核并長大，呈不連續動態再結晶特征。當鍛造道次增加至4道次時(見圖3(b))，累積應變量和加載軸變換次數的增加促進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小新晶粒呈條帶狀分布，晶粒尺寸進一步減小(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，引發晶界的不協調滑移，產生局部應變梯度，促進變形帶的形成，為連續動態再結晶晶粒形核提供了有利位置。Sitdikov等[17]在450 ℃對Al-Mg合金進行多軸鍛造后也發現變形帶的形成，及其促進連續動態再結晶的行為。當鍛造道次繼續增加至6道次時，在加載軸向變化的應變作用下，變形帶間的交割作用加劇，交割區域位錯間相互作用加強，位錯晶界不斷吸收周圍的位錯，促使小角度晶界更多地向大角度晶界轉變，大角度晶界的比例及平均取向差逐漸增加(見圖5)，進而使更多粗大原始晶粒被分割成許多細小新晶粒，再結晶比例及晶粒尺寸均勻性顯著提高。

2.3 熱處理后組織

經6道次鍛造及預變形量為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時粗化T1相，說明其已回溶至基體中，另外晶界析出相呈斷續分布。Lin等[18]在2099鋁鋰合金的研究中指出，晶界析出相的斷續分布可以緩解晶界處的位錯塞積與應力集中，進而有益于提升合金的伸長率。在晶內(見圖6(b))可以觀察到許多沿不同取向析出的細小板條相，結合試樣沿[110]Al晶帶軸的SAED花樣(見圖6(c))與相關文獻[19]可知，衍射花樣中最小平行四邊形中心亮點代表δ′相(Al3Li，L12型結構)，過中心的短對稱軸代表θ′相(Al2Cu，四方晶)，四條邊和中間對稱的兩個亮點代表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T852熱處理后析出了不同數量的T1相、θ′相及δ′相。此外，在[110]Al方向的明場相及衍射花樣(見圖6(b，c))還可以看出，T1相為主要析出相，沿兩個交叉方向分布，且長度范圍為25～85 nm，其取向分布與均勻化退火態的一樣，但尺寸發生顯著細化；θ′相的含量較少，其長度范圍為25～48 nm。

文獻[20]指出，對于Al-Cu-Li-X系合金，當Cu/Li比為2.5～4.0時，常見的析出序列為SSSS(過飽和固溶體)→GP區→GP區+δ′→θ″+θ′+δ′→δ′+T1→T1。δ′相是鋁鋰合金在時效前期形成的共格強化相，其同鋁基體間的錯配度僅為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動力較大，使其可以快速析出。θ′相是由淬火后或人工時效前期生成的GP區(預脫溶原子偏聚區)演變而來，其是半共格亞穩相，在時效前期呈細小針狀。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，淬火后合金中產生大量空位缺陷。時效前的預壓縮處理讓Al基體中形成很多位錯，緊接著在時效過程中位錯與溶質原子和空位缺陷產生相互作用，并影響析出動力學。一方面，位錯與空位間的相互作用使空位濃度降低，進而削減了δ′相的析出形核位置[21]。另一方面，位錯可給溶質原子提供諸多便利的擴散通道，使Cu、Li等原子向位錯處聚集，從而讓位錯及其附近區域成為溶質的過飽和區，為θ′相與T1相的析出形核提供大量優勢位置[22]。隨著時效時間的逐漸延長，析出相間的競爭關系將促使T1相為了爭奪Li原子而消耗δ′相，并且為了爭奪Cu原子而消耗θ′相，導致時效后期δ′相與θ′相的數量減少，而T1相的數量顯著增加。

2.4 拉伸性能與斷口形貌

圖7 不同狀態Al-Cu-Li合金的典型工程應力-應變曲線Fig.7 Typical engineering stress-strain curves of the Al-Cu-Li alloy in different states

不同狀態Al-Cu-Li合金的典型工程應力-應變曲線及拉伸性能分別如圖7和表2所示。結果表明，多軸鍛造與T852熱處理可以大幅提升均勻化退火態合金的拉伸性能。均勻化退火態合金具有一定的強度，然而其平均伸長率僅為2.1%。經6道次鍛造后，合金強度得到一定程度的提升，平均伸長率增加至11.6%，約為均勻化退火態的5.5倍。鍛造態合金經后續T852熱處理后，力學性能得到了進一步提升，抗拉強度、屈服強度及伸長率分別達544 MPa、462 MPa及8.6%，依次為均勻化退火態的2.0倍、2.4倍及4.1倍。

表2 不同狀態Al-Cu-Li合金的拉伸性能

不同狀態Al-Cu-Li合金拉伸斷口的SEM照片如圖8所示。顯然，均勻化退火態合金的斷口形貌與鍛造態及T852熱處理態的不同。由圖8(a)可知，均勻化退火態合金為明顯的脆性斷裂，斷口表面由許多小平面及臺階組成，臺階間的夾角與圖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堆積，然后發展成微裂紋，并沿界面擴展，最后微裂紋合并導致斷裂，進而在斷口上形成小平面特征。然而，鍛造態及T852熱處理態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生了明顯的塑性變形。由圖8(c，d)可知，鍛造態合金經T852熱處理后，斷口表面韌窩數量減少，且韌窩尺寸變淺，韌窩中可見不同尺寸的第二相粒子，該結果表明，斷口中的韌窩是由第二相粒子周圍的微孔隙生長與合并而成，這是典型的穿晶韌窩斷裂模式[23]。因此，鍛造態與T852熱處理態合金同均勻化退火態合金在斷裂機理上存在明顯差異。

圖8 不同狀態Al-Cu-Li合金的拉伸斷口形貌(a)均勻化退火態；(b)鍛造態(6道次)；(c,d)T852熱處理態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 組織演變對力學性能的影響

力學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Al-Cu-Li合金的微觀組織發生了重大變化。其中，屈服強度可用公式(1)表示[24]：

σYS=σ0+ΔσPs+ΔσGbs+ΔσDis+ΔσSS

(1)

式中：σYS為屈服強度；σ0為基礎強度；ΔσPs為析出強化增量；ΔσGbs為晶界強化增量；ΔσDis為位錯強化增量；ΔσSS為固溶強化增量。結合本工作的工藝及試驗結果可知，晶界強化與析出相強化是主要強化機制。

合金在外加載荷的作用下，位錯滑移先在有利取向晶粒內發生，因晶界原子排列不規則，且點陣畸變大，所以位錯不能直接穿過晶界，而是需要在更大外力作用下使相鄰晶粒內的位錯開動，讓位錯滑移傳遞到相鄰晶粒內，該過程中晶界對位錯的阻礙作用使合金的強度得到提高。另外，晶粒細化使單位體積內晶界面積及晶粒個數增加，晶粒更容易發生滑移、轉動，等量的應變可以分散到較多個晶粒內，能減少應力集中并提升變形均勻性，使合金的伸長率得到提升。由Hall-Petch公式[24]可知，屈服強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，相應的強化貢獻越大。均勻化退火態Al-Cu-Li合金經多軸鍛造后晶粒尺寸發生顯著細化(見圖3和圖4)，強度得到提升，同時伸長率大幅改善，對應的斷裂模式也由脆性斷裂向穿晶韌窩斷裂轉變。

第二相的數量、形貌、尺寸、分布、性質及其與Al基體界面結合強度對合金的力學性能也有重要影響。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合較弱，越容易引發裂紋，使合金的伸長率明顯降低；第二相尺寸越小、數量越多且越彌散，越能通過切過機制或繞過機制有效地釘扎位錯以提升強度，并且使位錯更均勻分布，以增加變形的均勻性[25]。6道次鍛造Al-Cu-Li合金經預壓縮量為5%的T852熱處理后，合金中的析出強化相主要有T1、θ′及δ′，這些粒子的平均等效半徑及體積分數均不同，每一種析出相產生的強化貢獻不同，這些粒子對Al基體的強化貢獻總和較大，使合金的伸長率略微降低，而屈服強度由鍛造態的207 MPa顯著提升至T852態的462 MPa(見表2)，后者約為前者的2.2倍。

3 結論

1) 多道次鍛造變形使均勻化退火態Al-Cu-Li合金的晶粒發生顯著細化，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，再進一步降低至6道次鍛造后的5 μm。晶粒細化過程伴隨連續動態再結晶機制與不連續動態再結晶機制，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分布，晶內析出大量細小板條狀T1相，沿兩個交叉方向分布，且長度范圍為25～85 nm；而θ′相的含量較少，且長度范圍為25～48 nm。其中，時效態T1相的取向分布與均勻化退火態的粗化T1相一致，但尺寸發生明顯細化。

3) 6道次鍛造變形與T852熱處理使初始Al-Cu-Li 合金的力學性能得到大幅提升，其抗拉強度、屈服強度與伸長率分別達到544 MPa、462 MPa和8.6%，依次為均勻化退火態的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變。