2050铝锂合金热变形行为研究

杜 康，田宇兴，曹海龙，高 崇，姚 勇，游 文，刘 成

（1.中铝材料应用研究院有限公司，北京 102209；2.西南铝业（集团）有限责任公司，重庆 401326）

0 前言

目前，航空航天用铝锂合金材料已经发展到第三代，与传统7×××系高强高韧铝合金相比，2×××系铝锂合金可以实现密度由2.8 g/cm3降低至2.7 g/cm3，同时强度达到500～600 MPa。每添加1%的Li元素可使得合金密度降低3%，刚度提高6%[1-2]。对于航天运载发射装备，每减重1 kg可节省其发射费用约2万美元，因此铝锂合金已经成为航空航天领域不可或缺的明星材料。目前铝锂合金的发展已经历经了以下三代：第一代只追求低密度，第二代追求低的各向异性、可焊接性等综合性能，第三代通过微合金化提高合金综合性能[3-4]。

针对铝锂合金热变形研究，前期主要集中在2195、2198、2X97等合金牌号，对于中厚板用第三代铝锂合金2050研究较少，针对铝锂合金热变形行为的研究也大多集中在本构方程和失稳图方面[5～8]。本文详细研究了2050合金在Gleeble热压缩变形过程中温度、应变速率对材料组织和性能的影响规律，同时更进一步研究了热压缩样品经固溶淬火后的组织变化规律。通过分析表面微裂纹、再结晶分数、导电性等参数确定了合金在热变形过程中的组织性能变化，为其工业化生产工艺优化提供了理论基础。

1 试验材料

试验采用2050铝锂合金的均热态铸锭，其合金成分见表1。

表1 本研究用2050合金化学成分（质量分数/%）

Gleeble压缩样品取自均热态扁锭1/4厚度处，样品直径为10 mm，高度15 mm（见图1）。采用的热压缩温度为300～540℃，试验间隔为20℃。变形速率取0.01/s、0.1/s、1/s、10/s，名义压下量为0.7。实验过程中压头与样品间添加石墨片以及充足的润滑介质，样品浅表面焊接热电偶控温，升温速率5℃/s，保温3 min后压缩，获得厚度约4.5 mm圆饼样品，然后立即淬火。样品组织观测方向垂直于压缩方向，金相组织采用三酸腐蚀液腐蚀10 s。EBSD观察采用高氯酸酒精1∶9溶液进行电解抛光，电压20 V，扫描位置在厚度最中心处，放大倍数为100倍，观察区域约1.2 mm×1.0 mm。

图1 热压缩样品取样位置及样品形貌

2 结果分析

2.1 热压缩态样品分析

热压缩试验完成后首先对高应变速率（10/s）的样品进行表面宏观微裂纹观察（见图2）。发现在300～480℃温度区间变形的样品表面质量完好，表面有轻微凹凸感，未出现微裂纹；500℃变形样品表面出现了一个点状裂口；520℃开始出现狭长微裂纹；540℃样品表面出现了粉碎脱落的情况。其它应变速率（0.01/s～1/s）条件下样品表面质量的变化规律与10/s的样品一致，在温度超过500℃后出现针眼破口，继续升高温度逐步出现裂纹和粉碎脱离。由此说明，2050合金在500℃以下具有优异的热成型性，表面不出现微裂纹；同时，应变速率对热压缩样品表面质量影响不明显。

图2 10/s和1/s应变速率下热压缩样品表面质量对比

图3为2050合金在不同变形温度和应变速率下的流变应力特征曲线。从曲线可以看出：（1）随着变形温度的升高流变应力逐步减少，这主要是由于随着金属温度升高，位错迁移能力增强、变形阻力减小引起的[9]；（2）在300～500℃的应力曲线中，相同温度间隔（20℃）引起的应力差值逐步缩小，由18 MPa减少至4 MPa；（3）在500～540℃区间，上述应力差值又由4 MPa快速升至14 MPa，这主要是由于温度超过500℃后材料表面出现微裂纹和粉碎导致材料抗压强度迅速下降造成的；（4）在相同压缩温度下，应变速率越快则流变应力越高，这主要是由于高应变速率下位错没有足够时间迁移导致局部位错密度迅速升高，即表现为材料变形抗力升高；（5）在相同压缩温度下，0.01～1/s区间的流变应力会迅速达到稳态区，加工硬化和热软化达到平衡；而当应变速率达到10/s时，由于变形发热释放较慢而集中在压缩后期集中释放，导致材料后期变形阶段抗力明显下降。

图3 不同热压缩温度和不同应变速率下的合金应力应变曲线

此外，针对变形速率为10/s、热压缩温度为300～520℃的样品剖面进行了金相组织观察，结果见图4。由金相组织可以看出，随着热压缩温度的提高，腐蚀后灰黑色区域占比逐步降低；460℃以上时晶粒内部逐步白亮清晰，拉长的晶粒（三维下为圆盘状晶粒）边界逐步清晰。通过SEM背散射图像（见图5）确定了这些灰黑色主要是第二相引起的，其变黑的原因是OM制样过程中腐蚀液的腐蚀作用造成的。热压缩温度越低，第二相越多，则在OM下其表现越黑，反之则越亮。这与合金中第二相回溶有关，均热缓冷过程中以及低温热压缩过程中合金内部均会析出部分AlCu相，而在高温热压缩过程中合金元素会快速回溶到铝基体中，直至晶内几乎不存在第二相。此外，通过电导率测试同样验证了合金元素固溶效果得到提升（图6），即随着热压缩温度的提高，材料电导率由24.0%IACS下降至21.5%IACS。这是由于随温度逐步提高，元素固溶度提高，导致基体晶格畸变增强，从而阻碍电子迁移造成的[10]。

图4 变形速率为10/s时不同热压缩温度下合金的OM金相组织

图5 变形速率为10/s时不同热压缩温度下合金的SEM微米级第二相

图6 不同热压缩温度下合金的电导率变化

2.2 固溶淬火态样品分析

实际生产中热变形后的合金还要经过固溶淬火、预拉伸、时效等工序，其中高温固溶对位错回复和再结晶影响显著。因此，针对热压缩后的饼状样品进行530℃×90 min固溶淬火处理，随后进行EBSD观察，观察其晶粒变化并统计再结晶分数。

由图7中EBSD图可以看出，热压缩温度对最终固溶淬火态的晶粒形貌产生显著影响：300～400℃低温段下组织中呈现典型的等轴状再结晶组织；随着温度升高等轴晶逐步减少，长条状变形晶粒（三维下为圆盘状晶粒）逐步增多，在440～520℃区间时几乎全部为长轴状晶粒。进一步统计合金的再结晶分数（见图8）可知：在320～400℃温度区间时合金再结晶程度较高，达到80%左右，这是由于变形温度低，回复程度低，积攒了大量的塑性形变能，在后续高温固溶过程迅速再结晶，产生了大量等轴晶。420℃附近属于再结晶分数突变区，再结晶分数为50%。而440～520℃高温段区间的再结晶程度低于10%，这是由于高温下的塑性变形伴随着动态回复同时进行，亚晶界在热压缩过程中即发生迁移，从而降低了形变能积累和位错缠结密度，使得后续固溶过程中没有足够能量促进等轴晶形核长大，保留了长轴状的变形晶粒。

图7 不同热压缩样品经530℃×90 min固溶淬火后的EBSD图

图8 不同温度热压缩样品经530℃×90 min固溶处理后的再结晶分数

3 结论

（1）2050合金具有优异的热成型性能，当热压缩温度控制在300～500℃范围内并配合0.01～10/s应变速率时均不发生表面开裂。

（2）2050合金在热压缩过程中固溶强化与动态回复效应同时存在，随着热压缩温度的提高，晶内第二相迅速回溶、晶界逐步清晰；材料电导率由于原子固溶效应由24.0%IACS下降至21.5%IACS。

（3）热压缩温度为320～400℃的固溶态合金中再结晶分数维持在80%；热压缩温度为440～520℃时固溶态合金再结晶分数维持在10%以下，这主要是由于高温塑性变形过程中伴随着动态回复降低了形变能积累，使得后续固溶过程中没有足够能量促进等轴状晶形核长大，保留了长轴状的变形晶粒。