預變形對2050鋁鋰合金晶粒細化及超塑性的影響

葉凌英,孫 泉,李紅萍,劉勝膽,張新明

(1 中南大學 材料科學與工程學院，長沙 410083；2 中南大學有色金屬材料科學與工程教育部重點實驗室，長沙 410083；3 中南大學 有色金屬先進結構材料與制造協同創新中心，長沙 410083)

2050鋁鋰合金是第三代鋁鋰合金，作為一種新型的鋁鋰合金，它不僅具有傳統鋁鋰合金低密度、高彈性模量以及良好的疲勞性能等特點，同時具有優異的熱穩定性及耐腐蝕性[1-2]，在航空航天工業中有著廣泛的應用前景[3-4]。現代航空航天對構件的輕質化的要求越來越高，而利用超塑性對構件進行整體成形能夠進一步減小質量，使用超塑成形的構件已在飛機機身上成功應用[5]。通常認為，實現超塑性要求合金材料晶粒尺寸小于10μm[6]，因此細化晶粒是超塑性成形的第一步。鋁鋰合金一般采用形變熱處理工藝(thermomechanical treatment processing, TMTP)細化晶粒[7]，其工藝步驟為：固溶→過時效→軋制變形→再結晶退火。通過對過時效后的樣品進行強變形軋制，使得大尺寸第二相(大于1μm)周圍形成強烈的變形區，這些變形區在隨后的再結晶退火過程中提供大量的形核位置，這個過程稱之為粒子激發再結晶形核[8]。因此，通過TMTP細化晶粒時，通常采用高溫過時效增加大尺寸第二相數量，同時采用低溫軋制增加合金儲能，從而提高再結晶形核率。而鋁鋰合金低溫塑性較差，低溫軋制往往導致材料開裂[9]。目前，國內對于2050鋁鋰合金的研究較少，主要為時效析出以及力學性能等方面相關的研究。王瑞琴等[10]通過復合添加微合金元素，揭示了Mg, Ag提高合金時效硬化速率的機制；葉志豪等[11]采用不同預變形量探明了預變形量對2050鋁鋰合金第二相析出的影響規律，而對于合金晶粒細化及超塑性方面的研究則鮮見報道。因此，本工作對2050鋁鋰合金晶粒細化工藝進行了探索，研究了預變形對合金第二相析出、板材開裂、晶粒細化及超塑性的影響，以期制定適用該合金晶粒細化的形變熱處理工藝。

1 實驗材料與方法

實驗材料為90mm厚2050鋁鋰合金板材，在480℃下保溫4h后熱軋至25mm，本工作以25mm熱軋板為原始板材作為研究對象，其主要化學成分見表1。

表1 2050鋁鋰合金的化學成分(質量分數/%)Table 1 Chemical compositions of the 2050 Al-Li alloy (mass fraction/%)

原始板材經過520℃/3h固溶后，于室溫下進行40%軋制預變形，經400℃/48h過時效處理后空冷，在空氣爐中進行200℃/2h保溫預熱后，連續軋制至2mm，總變形量為92%，道次變形量為10%～20%，軋制完成后在鹽浴爐中進行470℃/30min再結晶退火。由于鋁鋰合金低溫塑性較差[9]，低溫軋制時容易開裂，為抑制軋制過程中板材開裂，分別在板材厚度為15,8,4mm時改變軋制方向，即上道次的軋制方向作為本道次的軋制橫向。同時采取1組板材未進行室溫預變形處理，固溶后直接進行400℃/48h過時效處理，其他處理步驟與預變形組相同。

過時效樣品經過機械拋光后，在ZEISS EVO MA 10型掃描電鏡下觀察第二相，透射照片使用Titan G2 60-300型透射電鏡STEM模式下拍攝，最終再結晶退火后樣品經過機械拋光，進行陽極覆膜后，采用OLYMPUS-BX51M型光學顯微鏡觀察晶粒組織，陽極覆膜液為97mL H2O+3mL HF+1.1g H3BO3；覆膜電壓為20V，時間為30s。

2 實驗結果

2.1 預變形對第二相析出的影響

圖1為經400℃/48h高溫過時效后合金X射線衍射譜，圖2與圖3分別為過時效后合金板材縱截面掃描電鏡及掃描透射電鏡照片。Al-Cu-Li-Mg系合金在高溫下平衡相主要有θ(Al2Cu),S(Al2CuMg),T2(Al6CuLi3)及TB(Al7Cu4Li)等[12-13]。X射線衍射結果表明：2050鋁鋰合金在400℃下時效所形成的平衡相主要為TB(Al7Cu4Li)相，預變形只是改變了合金第二相分布及形貌，并未改變析出相的類型。由圖2(a)可見，未進行預變形樣品經過高溫過時效后，晶內晶界處均析出大量TB相，其中晶界TB相較為粗大，晶內TB相較為細小且分布彌散，其中部分TB相尚未完全粗化，依舊保持片狀形貌。從圖2(b)，3(b)可以看出，預變形樣品經過高溫過時效后，晶界處TB相尺寸有所減小，但晶內出現大量亞晶，在亞晶界處析出大量大尺寸TB相，尺寸較未預變形樣品晶內TB相尺寸明顯增加。這主要是因為在高溫過時效的過程中，晶界處第二相脫溶速率快，同時晶界空位較多，第二相優先完成粗化，導致晶界第二相較粗大。而晶內發生普遍脫溶，晶內脫溶相尺寸較為接近，根據顆粒粗化動力學[14]，尺寸相近的脫溶相粗化驅動力低，顆粒粗化速率小，脫溶相尺寸存在一定差異時會加快顆粒粗化速率。因而晶內TB相粗化速率低，尺寸較小。而經過40%預變形后，晶內形成大量亞晶，為后續的高溫過時效提供了大量的優先形核位置，由于亞晶界處脫溶相優先形核長大，導致亞晶界處脫溶相尺寸較亞晶內脫溶相大，而這種尺寸差異進一步加快了亞晶界處脫溶相的粗化速率，另一方面，晶內大量的亞晶界也加快了擴散速率，因此在相同的時效制度下，經過40%預變形后合金晶內第二相粗化速率得到提高，第二相尺寸明顯增加。

圖1 過時效處理后合金板材X射線衍射譜Fig.1 X-ray diffraction patterns of alloy plates after overaging treatments

圖2 過時效處理后合金板材第二相粒子掃描電鏡照片 (a)未預變形；(b)40%預變形Fig.2 SEM images of second phase particles in alloy plates after overaging treatments (a)unpre-deformation;(b)40% pre-deformation

圖3 過時效處理后合金板材掃描透射電鏡照片 (a)未預變形；(b)40%預變形Fig.3 STEM images of alloy plates after overaging treatments (a)unpre-deformation;(b)40% pre-deformation

2.2 預變形對板材開裂及晶粒組織的影響

圖4為合金板材于200℃下連續軋制至2mm宏觀照片，圖5為經過再結晶退火后所獲得的細晶板材的晶粒組織。由于鋁鋰合金低溫塑性差，為抑制板材開裂，進行了多道次轉向軋制，未經過預變形的板材連續軋制后依然發生嚴重邊裂，最大裂紋長度達87mm，同時板材中部出現大量寬約10mm平行的橫向裂紋；而經過40%預變形的板材連續軋制后，開裂情況得到有效抑制，獲得完好無開裂的板材。從圖5可以看出，采用40%預變形的板材與未預變形的板材相比，晶粒尺寸更加細小且等軸化。晶粒尺寸統計結果(表2)表明，相對于未預變形的板材，采用40%預變形板材表層平均晶粒尺寸由10.79μm降低至8.60μm，晶粒縱橫比由1.49降低至1.29；中心層平均晶粒尺寸由12.59μm降低至9.59μm，晶粒縱橫比由1.72降低至1.30。同時在兩種細晶板材中，表層晶粒尺寸均比中心層細小，這主要是因為軋制變形過程中，表層受到更多的剪切變形，而剪切變形有利于再結晶形核，同時由于表層與空氣及軋輥接觸，溫度相較于中心層更低，導致變形儲能更大，這兩點均有利于提高再結晶形核率，從而表層晶粒尺寸更加細小。

2.3 預變形對板材超塑性行為的影響

圖6為再結晶退火后的細晶板材在490℃、應變速率2×10-4s-1下單軸拉伸真應力-真應變曲線，圖7為上述試樣拉伸至斷裂的宏觀照片。可以看出，未進行預變形的細晶板材在超塑性變形過程中，真應力在變形初期達到峰值后，便迅速下降直到發生斷裂，基本上沒有穩定流動階段，流動應力峰值為6.94MPa。而進行40%預變形的細晶板材在超塑性拉伸過程中，真應力在初期達到峰值后，沒有立即下降，而是經過一段穩定流動階段后，直至斷裂前才逐漸降低，流動應力峰值為6.50MPa。由圖7可見，未經過預變形的細晶板材斷后伸長率僅為230%，而經過預變形的細晶板材伸長率達470%，兩種板材在斷口附近均未出現頸縮現象。

圖4 200℃連續軋制后合金板材宏觀照片 (a)未預變形；(b)40%預變形Fig.4 Macrographs of alloy sheets after continuous rolling at 200℃ (a)unpre-deformation;(b)40% pre-deformation

SampleSheet locationdRD/μmdND/μmGrain aspect ratiodav/μmUnpre-deformationSurface layer13.188.841.4910.79Center layer16.539.591.7212.5940% pre-deformationSurface layer9.787.571.298.60Center layer10.928.431.309.59

圖6 細晶板材在490℃,2×10-4s-1條件下單軸拉伸應力-應變曲線Fig.6 Uniaxial tensile stress-strain curves of fine-grained sheets at 490℃ and 2×10-4s-1

圖7 細晶板材在490℃,2×10-4s-1條件下單軸拉伸至斷裂宏觀照片Fig.7 Macrographs of fine-grained sheets uniaxial tension to fracture at 490℃ and 2×10-4s-1

3 分析與討論

根據再結晶理論，第二相尺寸與分布對合金再結晶行為有著重要影響，科研工作者們研究了第二相粒子對材料的再結晶行為的影響，認為小尺寸且間距小的第二相粒子通過對晶界的釘扎作用，阻礙再結晶形核及長大，從而抑制再結晶過程；而大尺寸且間距大的第二相粒子則促進再結晶的發生，這是因為變形的過程中大尺寸第二相粒子周圍會形成強烈的變形區，這些變形區中晶粒破碎嚴重、位錯密度高同時存在較大的取向差梯度，成為再結晶形核的理想位置，因此大尺寸第二相粒子數量越多，潛在的形核位置也就越多，最終獲得的再結晶晶粒越細小。通常認為，在鋁合金中能夠有效激發再結晶形核粒子的臨界尺寸為1μm[8]，小于臨界尺寸的第二相粒子不能為再結晶形核提供足夠大的變形區，無法激發再結晶形核。

使用ImageJ軟件對過時效后大于1μm的第二相粒子進行定量統計，結果見表3，其中激發效率為平均每個粒子能夠激發再結晶形核的數量。粒子間距由以下公式[15]計算：

(1)

式中：r為第二相粒子半徑；φ為第二相粒子體積分數。

定量統計結果表明：未進行預變形樣品過時效后有效激發再結晶形核粒子的體積分數為0.92%，平均尺寸為1.89μm，數量較少，粒子密度僅為3.29×103mm-2，低溫連續軋制過程中無法形成足夠多的變形區，在后續的再結晶退火過程中形核率低，導致最終晶粒細化效果差，所得細晶2050合金板材超塑性變形能力不佳。計算表明未預變形樣品粒子激發效率為1.92，即平均每個粒子可以激發2個再結晶晶粒，這比Paton等[16]在7075合金中平均每10個粒子才能激發1個再結晶晶粒激發效率要高得多，出現這種情況可能存在兩個原因：一是過時效后晶內粒子尺寸較小，無法激發再結晶形核，再結晶退火時晶內只是發生了常規的再結晶形核，并非粒子激發再結晶形核，這就導致計算時只存在于晶界處的大尺寸粒子激發效率偏高；二是本實驗采用的軋制溫度較低，粒子周圍的變形區位錯密度更高，取向差梯度更大，因而提高了激發效率。采用40%預變形后，晶粒內部出現大量亞晶，高溫過時效時亞晶界處優先析出的TB相粗化速率高，尺寸較大，能夠有效激發再結晶形核，解決了未預變形樣品晶內粒子尺寸不足，無法激發再結晶形核的問題。同時經過預變形后，板材的開裂情況得到有效抑制，主要是因為預變形后高溫過時效使板材得到一定的回復。預變形后有效激發再結晶形核粒子體積分數提高至3.28%，粒子密度大幅度提高至1.99×104mm-2，使得后續的軋制過程形成的變形區數量增加，提高了再結晶形核率，減小了細晶板材的晶粒尺寸，所獲得的板材具有良好的超塑性變形能力。同時可以看到，經過預變形后粒子激發再結晶形核的效率由1.92降低至0.55，一方面是因為預變形后的高溫過時效過程中，板材發生了一定的回復，降低了最終的變形儲能，導致激發效率下降。另一方面粒子密度的上升導致粒子間距減小，Clarke等[17]認為粒子周圍產生的變形區的大小等于粒子的直徑，粒子間距的減小將會導致粒子間的變形區重疊，阻礙再結晶形核，導致粒子激發效率下降。

表3 有效激發再結晶形核第二相粒子定量統計Table 3 Quantitative statistics of second phase particles in effective excitation recrystallization nucleation

4 結論

(1)2050鋁鋰合金經過預變形后，高溫過時效時晶內形成大量亞晶，大量的亞晶界顯著提高了晶內TB相的粗化速率，增加了晶內第二相尺寸，顯著提高了有效激發再結晶形核第二相粒子體積分數，由0.92%提高至3.28%。

(2)未預變形板材經過92%的軋制變形后，板材出現嚴重邊裂，最大裂紋長度達87mm，同時板材中部出現大量寬約10mm的橫向裂紋，采用預變形后板材開裂情況得到有效抑制，板材邊部及中部均未出現明顯裂紋。

(3)與未預變形板材相比，采用預變形后晶粒細化效果顯著改善，板材縱截面表層平均晶粒尺寸由10.79μm降低至8.60μm，晶粒縱橫比由1.49降低至1.29；中心層平均晶粒尺寸由12.59μm降低至9.59μm，晶粒縱橫比由1.72降低至1.30。板材超塑性變形伸長率由230%提高至470%。