固溶前退火處理對2050鋁鋰合金冷軋薄板力學性能與組織的影響

蔡文鑫 李勁風 陸丁丁 劉丹陽 寧 紅

（中南大學材料科學與工程學院，長沙 410083）

0 引言

鋁鋰合金現已經歷三代的發展，第三代鋁鋰合金因其具有比強度高、熱穩定性高和耐疲勞性能優良等優點，是未來最理想的航空航天結構材料之一［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構件［3］。此外，2050鋁鋰合金還兼具優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，并在實際應用中能獲得良好的減重效果［4-7］。

鋁鋰合金力學性能取決于微觀組織特征。在國內外眾多工作者研究中發現相同牌號鋁鋰合金熱軋厚板與冷軋薄板力學性能差異較大，如李勁風等［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鋁鋰合金中也發現類似現象，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現固溶處理后薄板晶粒為呈等軸狀再結晶晶粒，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，從而導致固溶時冷軋薄板容易發生再結晶而形成等軸狀晶粒。基于這一些分析，可嘗試冷軋薄板在固溶前退火處理降低其儲能，使其在固溶處理后能形成與厚板相近的長條狀晶粒。因此，本文進行了固溶前退火處理對2050鋁鋰合金冷軋薄板T8時效態力學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。

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，其化學成分如表1所示。冷軋薄板分別進行如表2所示的三種熱處理。

表1 2050鋁鋰合金化學成分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材料試驗機進行，沿軋向取樣，應變速率為0.01／s，試樣尺寸如圖1所示。采用Sirion 200場發射掃描電鏡（加速電壓為20 kV）進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90°后進行合金晶粒取向、晶界角度及織構組成分析。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行統計。

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 結果與討論

2.1 力學性能

圖2所示為2050鋁鋰合金冷軋薄板不同熱處理狀態樣品力學性能。可知，相比于T8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性能得到了優化，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。可知，T8處理樣品［圖3（a）］拉伸斷口中分布著大量細小韌窩。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Fig.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。可知，T8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取向。采用軟件對圖4中晶粒尺寸統計可知，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）。說明固溶前進行退火處理一方面使固溶態晶粒尺寸增加，另一方面明顯導致固溶態晶粒長厚比增加，等軸狀晶粒減少而形成長條狀晶粒。

時效態2050鋁鋰合金晶粒形態取決于固溶處理時的再結晶過程。冷軋薄板儲能較高，固溶處理時再結晶形核率較高，從而形成大量細小的等軸狀再結晶晶粒，如T8樣品中觀察的結果［圖4（a）］。而固溶前進行300℃／4 h，400℃／2 h退火處理使合金發生回復，其儲能減小，再結晶驅動力降低。這種結果可能產生了兩個方面的影響：一方面儲能降低導致合金再結晶形核率降低；另一方面儲能降低也導致合金再結晶溫度升高。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。上述原因導致，A1+T8和A2+T8樣品再結晶形核率較低且部分晶粒沒有發生再結晶，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計。可知，T8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°范圍內晶界取向差呈遞增趨勢。上述結果說明固溶前退火處理可使2050鋁鋰合金在后續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）。可能是固溶前高溫回復退火（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變為亞晶粒，并消耗部分儲能。此外，合金再結晶前通常發生回復，使合金中亞晶及亞晶界密度進一步提高。因而儲能的提前釋放導致亞晶合并形成大角度晶界，進而成為再結晶晶粒過程的驅動力不足，再結晶形核率下降，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°范圍內取向分布函數圖。可知，T8樣品主要織構組成為Goss織構｛011｝＜100＞、Brass織構｛011｝＜211＞和｛111｝面織構［圖6（a）］；A1+T8樣品主要含Goss織構｛011｝＜100＞和Cube｛001｝＜100＞織構［圖6（b）］；A2+T8樣品中變形織構明顯增強，主要含有Goss織構｛011｝＜100＞［圖6（c）］。固溶前進行退火處理可使Brass織構｛011｝＜211＞和｛111｝等取向的再結晶織構減弱，而Goss織構｛011｝＜100＞增強，且Goss織構強度與退火溫度成正相關。

相比于T8樣品，A2+T8樣品中Goss織構密度明顯增大。織構一方面可能源于冷軋薄板成形過程中大變形量的軋制，在晶內形成剪切帶使形變不均勻，JATA［12］等研究認為這種剪切帶導致了Goss織構和Brass變形織構的增加；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，抑制了再結晶織構的形成，從而導致合金退火處理后Goss織構密度增大［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（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選區衍射譜（SAED）及TEM暗場（DF）像照片。可知，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，同時尺寸減小（42.1～156.3 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）。根據前面結果可知，相比于冷軋薄板直接進行固溶、淬火及T8時效（T8樣品），400℃／2 h退火處理后再進行固溶、淬火及T8時效處理（A2+T8樣品），可觀察到晶內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方向進行TEM觀察時只能發現一個變體，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時效時預變形通過增加基體的位錯，從而促進T1相形核［14-15］。但研究發現，在2090鋁鋰合金中當存在Brass織構｛110｝＜112＞時，T8時效時預拉伸變形有利于增加兩個承受高分切應力｛111｝Al晶面上的位錯，從而有利于促進T1相在這兩個｛111｝Al晶面上形核析出，導致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，該織構的存在同樣可能會導致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相變體應該增加。同時，A2+T8樣品中存在大量亞晶界和位錯胞，導致局部區域T1相密度增加［18］［圖7（g）］。

時效結束后，A2+T8樣品抗拉強度和屈服強度最高，可能與織構作用下T1相對強度的貢獻有關。織構存在時，在縱向試樣的拉伸過程中，承受高分切應力｛111｝Al面上的T1相可最有效地阻礙位錯運動，提高合金強度。根據前面分析，承受高分切應力｛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織構和部分｛111｝面織構（圖6），織構與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Fig.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達到一定數量的前提下，通過固溶前退火處理工藝調整晶粒組織結構特征可以達到進一步強化作用，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用中實現，并可嘗試在其他牌號鋁鋰合金中推廣，以期拓寬合金應用范圍。

3 結論

（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，經退火處理后再進行固溶、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｛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致后續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，而預拉伸變形時承受高分切應力｛111｝Al面上T1相析出增加。