軋制溫度對大應變軋制Al-4.5Cu-1.5Mg-0.1Sc 合金組織與性能的影響①

楊春洋， 孫有平，2，3， 何江美， 翟傳田， 李旺珍

（1.廣西科技大學 機械與汽車工程學院，廣西 柳州 545006； 2.廣西土方機械協同創新中心，廣西 柳州 545006； 3.廣西汽車零部件與整車技術重點實驗室，廣西 柳州 545006）

Al-Cu-Mg 系合金屬于可熱處理強化鋁合金，具有較高的強度、韌性，較強的耐熱性，以及良好的加工及焊接性能，廣泛應用于航空航天、軍事工業及汽車運輸等領域［1－3］。 軋制變形是鋁合金的重要成形方法，通過軋制可以有效改善合金組織結構，提高合金力學性能及抗腐蝕能力［4］。 軋制溫度、軋制速率及軋制變形量作為軋制工藝的重要工藝參數，對鋁合金組織的晶粒變化、第二相及力學性能等均有重要影響。 目前采用軋制技術制備高強度鋁合金的研究較多［5－7］。 研究表明，合理的軋制工藝可以有效改善鋁合金板材的組織與性能。 本文以Al-4.5Cu-1.5Mg-0.1Sc 高強度鋁合金為研究對象，研究軋制溫度對合金顯微組織及力學性能的影響，進而優化合金的加工工藝，獲取綜合性能較為優良的板材制備方法。

1 試驗材料與方法

試驗所用材料為鑄態Al-4.5Cu-1.5Mg-0.1Sc 合金（質量分數，%），將純度99.9%的鋁錠、工業純鎂以及Al-50Cu、Al-10Mn、Al-4Ti、Al-10Sc 等中間合金按相應比例放入電阻爐坩堝中760 ℃熔煉，澆鑄為200 mm ×150 mm×20 mm 鑄錠，經485 ℃×10 h 均勻化處理后加工成尺寸為100 mm × 90 mm× 14 mm 的軋制坯料。在Φ420 mm × 400 mm 雙輥熱軋機上對坯料進行2 道次熱軋試驗（14 mm→10 mm→2 mm），各道次中間保溫20 min，終軋溫度分別為300 ℃、350 ℃、400 ℃、450 ℃，終軋板厚2 mm，總變形量85.7%。 軋制試驗后對所得板材進行495 ℃× 60 min ＋190 ℃× 6 h 熱處理。

采用Leica DMI3000M 型光學金相顯微鏡和SIGMA型場發射掃描電鏡觀察樣品顯微組織，觀察前樣品經機械打磨拋光，使用Keller 試劑（1 mL HF ＋1.5 mL HCl ＋2.5 mL HNO3＋95 mL H2O） 腐蝕，使用能譜分析組織中相的成分；拉伸試驗在ETM105D 型電子萬能試驗機進行，拉伸速率2 mm/min，每組性能測試3 次，取平均值；采用HVS-1000Z 型顯微硬度計測試合金硬度變化規律，加載載荷9.8 N，加載時間10 s，每個試樣測定5 次，取平均值。

2 試驗結果與分析

2.1 軋前Al-4.5Cu-1.5Mg-0.1Sc 合金顯微組織

圖1 為Al-4.5Cu-1.5Mg-0.1Sc 合金均勻化前后的SEM 組織照片。 從圖1（a）可以清晰觀察到，合金晶界處存在許多非平衡共晶相，這些非平衡共晶組織主要分為兩類：一部分呈形狀不規則的網狀結構沿晶界連續分布，另一部分則分布在晶粒內部呈液滴狀。 相關研究表明［8］，這些非平衡共晶組織的形成與合金在凝固過程中元素不均勻分布有關。 合金經485 ℃× 10 h 均勻化處理后（圖1（b）），鑄態組織中的枝晶偏析現象基本消除，枝晶網上的結晶相變得稀薄，不再連續，只剩下少量呈點狀的第二相，說明均勻化處理后合金內部的非平衡共晶相基本溶解到基體中，非平衡相回溶效果較好。 通過圖中點A 和點B 處的能譜分析結果可知，這些共晶組織包含了Mg、Cu、Fe、Mn 等元素，低熔點共晶相的存在顯著降低了合金的力學性能。

圖1 Al-4.5Cu-1.5Mg-0.1Sc 合金均勻化前后SEM 圖

2.2 熱軋協同熱處理對Al-4.5Cu-1.5Mg-0.1Sc 合金顯微組織的影響

圖2 為Al-4.5Cu-1.5Mg-0.1Sc 合金在不同溫度下軋制并經T6 態熱處理后的顯微組織。 由圖2可見，熱處理后合金晶粒組織得到明顯細化，晶粒內部彌散著大量細小的第二相粒子，部分破碎第二相顆粒沿軋制方向呈鏈狀分布，這是由于大應變軋制后粗大的晶粒和析出相被破碎了［9］。 軋制溫度300 ℃時，合金組織中出現少量細小的再結晶晶粒和粗大的原始晶粒，晶粒尺寸不一，說明此時合金再結晶發生不完全；軋制溫度升至350 ℃時，再結晶數量增加；軋制溫度400 ℃時，合金再結晶發生充分，組織變得均勻，部分晶粒呈近似等軸晶，這與文獻［10］研究結果相似；軋制溫度升到450 ℃時，再結晶晶粒發生明顯粗化，這是因為高溫下動態回復強烈，變形產生的高密度位錯消失，基體軟化，合金中儲存的變形能相對較低，不足以為固溶過程中的靜態再結晶提供足夠的驅動力，基體再結晶形核率降低，經過熱處理后合金晶粒尺寸變大。

圖2 不同軋制溫度下Al-4.5Cu-1.5Mg-0.1Sc 合金T6 態組織

2.3 第二相分析

圖3 為Al-4.5Cu-1.5Mg-0.1Sc 合金經不同溫度軋制并經T6 態熱處理后的SEM 組織。 由圖3可見，第二相主要呈塊狀分布，根據文獻［11］推測這些第二相主要為Al2Cu 及Al2CuMg。 使用ImageJ 軟件統計了T6 態熱處理后基體中未溶解第二相的面積分數，如圖4 所示。 軋制溫度450 ℃時，合金中粗大第二相數量較多，局部聚集現象明顯，面積分數達到7.1%；軋制溫度降至400 ℃時，其面積分數為5.4%，合金中的第二相尺寸及數量顯著減小并且分布趨于均勻化；軋制溫度降至350 ℃，基體中的殘留第二相顆粒破碎程度增加，第二相面積分數5.5%；繼續降低軋制溫度到300 ℃時，合金中粗大第二相尺寸顯著減少，面積分數僅為3.4%；在400 ℃與450 ℃軋制時，合金在高溫狀態下發生動態回復與動態再結晶，導致基體軟化，難以破碎粗大第二相，導致其在隨后的固溶過程中難以溶解；在300～350 ℃軋制時，由于變形溫度較低，動態回復減弱，基體變形抗力增大，軋制對粗大第二相破碎動力顯著增強，基體動態回復被抑制，位錯大量增殖，故其尺寸減小，在熱處理過程后的回溶效果較好。

圖3 不同溫度下軋制并經T6 態熱處理后Al-4.5Cu-1.5Mg-0.1Sc 合金SEM 圖

圖4 不同軋制溫度下Al-4.5Cu-1.5Mg-0.1Sc 合金中第二相面積分數

2.4 力學性能分析

圖5～6 為Al-4.5Cu-1.5Mg-0.1Sc 合金在不同溫度軋制并經過T6 熱處理后的力學性能及硬度。 隨著軋制溫度上升，抗拉強度先升高后降低，伸長率先降低后逐漸升高。 450 ℃進行熱軋時，Al-4.5Cu-1.5Mg-0.1Sc合金抗拉強度434 MPa、伸長率21.3%、硬度值123.2HV；軋制溫度降至400 ℃時，合金抗拉強度455 MPa、伸長率21.8%、硬度值134.0HV，提升幅度分別為4.6%、2.5%與2.3%；軋制溫度350 ℃時，合金力學性能出現了降低趨勢，抗拉強度450 MPa、伸長率17.3%、硬度值126.4HV；隨著軋制溫度進一步降至300 ℃，合金抗拉強度進一步降至446 MPa，伸長率提升至25.4%，硬度值變化較小，為118.9HV，結合顯微組織和第二相分析可知，引起合金力學性能變化的主要原因是：當軋制溫度較低時，經熱處理后，再結晶不充分，較大的晶粒尺寸使晶界面積減小，對位錯的阻礙作用變小，合金強化效果不明顯，同時較低軋制溫度下合金中粗大的第二相化破碎更加充分，尺寸減小，加速固溶過程中的溶解，降低了外力作用下粗大第二相處的應力集中程度，其延伸率提升、硬度降低。

圖5 不同軋制溫度下T6 態Al-4.5Cu-1.5Mg-0.1Sc 合金力學性能

圖6 不同軋制溫度下T6 態Al-4.5Cu-1.5Mg-0.1Sc 合金硬度

2.5 斷口形貌

圖7 為不同軋制溫度下T6 態Al-4.5Cu-1.5Mg-0.1Sc合金拉伸斷口形貌。 由圖7可以看出，合金斷口上分布著大量尺寸不一的韌窩和晶界面，呈現典型的韌性斷裂。 軋制溫度300 ℃與400 ℃時，合金斷口表面韌窩的韌窩較多且大小不均，同時在韌窩底部可見大量的小顆粒相和少量的棒狀相，受載時在其周圍極易形成高度應力集中，導致合金塑性降低，在韌窩邊緣可見由于空洞擴張形成的撕裂脊，且在撕裂脊的內部存在高密度的韌窩帶；在350 ℃與450 ℃軋制時，斷裂邊緣底部可見具有光滑斷裂面的第二相，第二相粒子和夾雜物在材料的拉伸過程中與基體材料脫離而形成孔洞［12－13］，當孔洞體積分數達到一定程度時， 孔洞逐漸聚合長大，形成微裂紋， 最終導致材料斷裂。

圖7 不同軋制溫度下T6 態Al-4.5Cu-1.5Mg-0.1Sc 合金拉伸斷口形貌

3 結 論

1） 軋制溫度從300 ℃升高至400 ℃，合金再結晶充分，組織均勻，部分晶粒呈近似等軸晶狀；軋制溫度繼續升高至450 ℃，再結晶晶粒明顯粗化長大。

2） 在300 ℃進行軋制，Al-4.5Cu-1.5Mg-0.1Sc 合金中粗大第二相破碎充分，加速了其在固溶時效過程中的溶解，有效改善了基體中殘留第二相分布不均的現象，材料塑性大幅度提升。

3） 軋制溫度400 ℃時，經T6 態熱處理后合金綜合力學性能較好，抗拉強度為455 MPa，伸長率為21.8%；合金斷口底部沉淀相的顆粒較小，斷口表現為典型的韌性斷裂。