航空航天2050 Al-Cu-Li 合金的熱變形行為

馬曉光, 楊玉艷, 羅 銳, 徐嚴(yán)謹(jǐn)*, 曹 赟, 曾元松

（1．中國航空制造技術(shù)研究院，北京 100024；2．江蘇大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，江蘇 鎮(zhèn)江 212013）

輕質(zhì)化歷來是航空航天領(lǐng)域不變的追求，為了減輕飛行器的結(jié)構(gòu)質(zhì)量，學(xué)界在材料研究領(lǐng)域投入了諸多精力[1]。2050 Al-Cu-Li 合金是近年來美國公司研發(fā)的一種新型鋁合金材料，隸屬于第三代Al-Li系合金，具有優(yōu)異的比強(qiáng)度、比剛度以及耐應(yīng)力腐蝕性能[2-4]，目前已成功應(yīng)用于Airbus A380的下機(jī)翼壁板等結(jié)構(gòu)件[5]。相較于傳統(tǒng)的航空高強(qiáng)7050 Al-Zn-Mg-Cu合金而言，2050 Al-Cu-Li 合金的結(jié)構(gòu)質(zhì)量減輕了約5%[6-7]，能夠為航空公司每年節(jié)約超3億美元的開支[8]，擁有巨大的學(xué)術(shù)研究價值及工程應(yīng)用價值。

Li是原子序數(shù)最小的金屬元素，Li元素的添加能夠有效地減輕結(jié)構(gòu)件質(zhì)量。然而Li元素的添加也加劇了合金的不穩(wěn)定性，使其在熱鍛及熱軋等熱變形過程中易發(fā)生開裂現(xiàn)象[9-10]?，F(xiàn)階段，學(xué)界對于2050 Al-Cu-Li 合金的研究存在巨大空缺，現(xiàn)有研究多集中在該合金的焊接性能[11]和疲勞性能[12]方面，而對于其熱變形行為的研究卻鮮有報道，迫切需要參照2195等近似成分的Al-Li系合金研究來填補(bǔ)2050 Al-Cu-Li 合金的熱變形行為研究空白。在Al-Li系合金研究領(lǐng)域，鄧贊輝等[13]和都昌兵等[14]成功利用基于動態(tài)材料模型（DMM）理論[15]的熱加工圖來預(yù)測合金在熱變形組織演化過程中的功率耗散規(guī)律，以降低合金在熱變形中的失效風(fēng)險，提高其成材率，研究結(jié)果具有極高的工程價值，該項研究對于2050 Al-Cu-Li合金熱變形行為的研究具有一定的借鑒意義。

本工作利用Gleeble熱力模擬技術(shù)對航空航天2050 Al-Cu-Li合金進(jìn)行不同參數(shù)下的單道次等溫?zé)釅嚎s實驗，獲取該合金的流變應(yīng)力曲線。通過構(gòu)建該合金的3D熱加工圖，獲得其最佳的熱加工區(qū)間，以提高材料成材率。同時，利用EBSD表征技術(shù)分析該合金在熱變形后的組織演變情況，來驗證三維熱加工圖模型的預(yù)測。

1 實驗材料及方法

實驗選用材料為2050 Al-Cu-Li合金。如圖1所示，原始組織呈現(xiàn)出取向各異的較大晶粒（平均晶粒尺寸270 μm）。將試樣加工成φ10 mm×15 mm高度的小圓柱，用砂紙去除兩端氧化層，并在試樣側(cè)面焊上K型熱電偶絲。利用Gleeble-3500熱力模擬試驗機(jī)對2050 Al-Cu-Li合金進(jìn)行系列化的單道次等溫壓縮熱變形實驗，實驗溫度范圍為350～470 ℃（溫度間隔30 ℃），應(yīng)變速率選定為0.01 s-1、0.1 s-1、1 s-1、5 s-1。在試樣與壓頭之間粘有石墨片，以減小實驗過程中的摩擦。預(yù)設(shè)的升溫速率為5 ℃/s，到達(dá)預(yù)設(shè)溫度后，保溫30 s并開始壓縮。在壓縮結(jié)束后，立即進(jìn)行淬火冷卻以保留變形組織。具體的熱加工流程如圖2所示。實驗結(jié)束后采用線切割將試樣沿中央軸線加工出3 mm厚的薄片，隨后對薄片進(jìn)行打磨拋光。利用1∶4的高氯酸乙醇溶液進(jìn)行電化學(xué)拋光45 s并使用TESCAN MIR3掃描電子顯微鏡以及EBSD數(shù)據(jù)后處理軟件HKL Channel 5對其進(jìn)行組織分析。

圖 1 2050 Al-Cu-Li合金原始試樣的EBSD組織圖Fig. 1 EBSD histogram of 2050 Al-Cu-Li alloy raw billet

圖 2 熱變形加工示意圖Fig. 2 Schematic diagram of hot deformation machining

2 結(jié)果與分析

2.1 流變應(yīng)力曲線

流變應(yīng)力曲線用于反映材料在變形過程中變形抗力的變化情況[16]，實驗用2050 Al-Cu-Li合金的流變應(yīng)力曲線如圖3所示。由圖3可以看出，變形溫度的升高以及應(yīng)變速率的降低都會導(dǎo)致變形抗力的減小。在形變初期，變形抗力在小幅度壓縮量下（真應(yīng)變ε＜ 0.05）迅速增高。這是由于此階段位錯纏結(jié)和晶格畸變是變形抗力的主要來源[17]，隨著應(yīng)變量的上升，位錯會產(chǎn)生大量增殖，造成位錯塞積，同時晶格畸變程度增大，加工硬化愈發(fā)嚴(yán)重。而在變形抗力達(dá)到峰值應(yīng)力后，材料吸收了大量儲存能，動態(tài)回復(fù)（DRV）以及動態(tài)再結(jié)晶（DRX）等軟化機(jī)制逐漸開始發(fā)揮主要作用，此時流變應(yīng)力曲線趨勢各異。圖3（a）中當(dāng)變形溫度達(dá)到410 ℃，高應(yīng)變速率（1 s-1、5 s-1）時，由于變形速率較高導(dǎo)致材料沒有足夠的時間進(jìn)行軟化，從而呈現(xiàn)出較為平緩的應(yīng)力平臺，表明其發(fā)生了較為典型的DRV現(xiàn)象。觀察圖3（b）發(fā)現(xiàn)低溫低速率（350 ℃、380 ℃）時，變形抗力在峰值后有明顯的下降現(xiàn)象，推測其出現(xiàn)了流變失穩(wěn)行為，導(dǎo)致在低儲存能條件下應(yīng)力值的異常下降。高溫時流變應(yīng)力保持平緩的應(yīng)力平臺，其軟化方式仍保持DRV趨勢。

2.2 熱加工圖

合理選擇熱變形參數(shù)可以有效避免材料在加工成型過程中發(fā)生開裂失效現(xiàn)象[18]，熱加工圖是一種用于描述材料變形過程中能量耗散與組織演變規(guī)律關(guān)系的數(shù)值模型[15]，可用于評估材料的熱變形性能，進(jìn)而對實際工程工藝進(jìn)行指導(dǎo)。

圖 3 2050 Al-Cu-Li合金的真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線Fig. 3 True stress-true strain curves of 2050 Al-Cu-Li alloy （a）temperature = 410 ℃；（b）strain rate = 0.01 s-1

熱加工圖是由功率耗散圖（ η-T-lgε˙）與流變失穩(wěn)圖（ ξ(ε˙)-T-lgε˙）疊加而來[19]。在功率耗散圖中，通過應(yīng)變速率敏感指數(shù)m可以計算出材料在DRV、DRX以及裂紋萌生擴(kuò)展過程中的功率耗散系數(shù)η。η值可以在一定程度上反映微觀變形機(jī)制，通常選取功率耗散系數(shù)高的加工區(qū)域作為最佳加工窗口的備選區(qū)域。m以及η值的計算方法如式（1）和式（2）所示。

式中：m為應(yīng)變速率敏感指數(shù)；η為功率耗散系數(shù)；J為耗散協(xié)量；σ代表變形抗力，MPa；為真應(yīng)變速率，s-1。

然而試樣開裂等現(xiàn)象也會導(dǎo)致η值偏高，為此引入流變失穩(wěn)系數(shù) ξ ()來反映組織在熵變條件下發(fā)生的失穩(wěn)現(xiàn)象，從而更加準(zhǔn)確地確定最佳加工區(qū)間[17]。流變失穩(wěn)判據(jù)用于判斷組織演變過程中是否會發(fā)生流變失穩(wěn)，流變失穩(wěn)區(qū)就是指數(shù)值為負(fù)數(shù)的區(qū)域，在此參數(shù)區(qū)間下進(jìn)行熱變形，極易導(dǎo)致材料發(fā)生開裂、局部塑性流動失效，因此加工需要避免在失穩(wěn)區(qū)進(jìn)行[20]。

流變失穩(wěn)系數(shù) ξ (ε˙)可由式（3）判據(jù)確定：

基于DMM理論，將功率耗散圖與流變失穩(wěn)圖疊加繪制的平面熱加工圖如圖4所示。圖4（a）、（b）為真應(yīng)變量為0.2和0.7下的加工圖，等高線及等高線上的數(shù)字為功率耗散系數(shù)（η），紅色虛線框表示的是該應(yīng)變量下的η峰值區(qū)，陰影區(qū)域為流變失穩(wěn)區(qū)，當(dāng)失穩(wěn)區(qū)陰影顏色變深，代表了該區(qū)域發(fā)生流變失穩(wěn)的傾向性增大。高功率耗散值通常與良好的熱加工性能相匹配[21]，但當(dāng)功率耗散峰值區(qū)域與失穩(wěn)區(qū)重合時，需輔以顯微組織觀察來進(jìn)一步判斷加工性能的優(yōu)劣。如圖4（a）所示，應(yīng)變量為0.2時，η值在10% ～ 28%以內(nèi)，峰值區(qū)域出現(xiàn)在460 ℃、0.1 s-1和350 ～ 470 ℃、0.01 s-1，但由于350～470 ℃、0.01 s-1的低溫峰值區(qū)域與該應(yīng)變量下的失穩(wěn)區(qū)域重合，因此該區(qū)域不能作為最佳的加工區(qū)間。在ε= 0.2時，流變失穩(wěn)區(qū)域主要集中在左下角以及右上角的低溫低速率區(qū)與高溫高速率區(qū)，流變失穩(wěn)傾向存在明顯梯度。如圖4（b），隨應(yīng)變量的增加，功率耗散峰值隨著應(yīng)變量的不斷增加也有所增大，高溫峰值區(qū)域η值峰值為達(dá)到32%，對應(yīng)的變形條件為460 ℃、0.01 s-1。此外，流變失穩(wěn)區(qū)域也不斷擴(kuò)展，占據(jù)低溫區(qū)與高速率區(qū)的大部分面積，失穩(wěn)區(qū)無明顯傾向性梯度，所對應(yīng)變形條件下流變應(yīng)力趨于平穩(wěn)，失穩(wěn)區(qū)間為350～380 ℃、0.01～1 s-1和380～ 470 ℃、0.1～5 s-1區(qū)域。

圖 4 2050 Al-Cu-Li合金的二維熱加工圖Fig. 4 2D hot working drawings of 2050 Al-Cu-Li alloy （a）strain = 0.2；（b）strain = 0.7

以應(yīng)變量為Z軸，將熱加工圖放置在三維坐標(biāo)中，得到三維熱加工圖[22]，能夠更直觀地展示功率耗散值及流變失穩(wěn)的變化傾向隨著應(yīng)變量的變化情況。2050 Al-Cu-Li 合金在應(yīng)變量0.2、0.5和0.7下的三維熱加工圖如圖5所示。從圖5可以看出，隨應(yīng)變量的增加，失穩(wěn)區(qū)的面積有逐漸擴(kuò)大的趨勢，低溫高速率區(qū)域的安全加工范圍逐漸被失穩(wěn)區(qū)包圍，與流變應(yīng)力曲線呈現(xiàn)出的失穩(wěn)趨勢相呼應(yīng)。這是由于低溫高速率變形時材料塑性流動性差，更易產(chǎn)生微裂紋及孔隙[23]。350～390 ℃低速率范圍內(nèi)的η值峰值區(qū)隨應(yīng)變量的增加而減小，這是由于低溫條件下材料軟化機(jī)制受阻，功率耗散值較小。而高溫0.01～1 s-1范圍內(nèi)的η值峰值區(qū)域面積隨應(yīng)變量增加不斷擴(kuò)大，且η峰值也有明顯增加，這是由于在高溫低速率的變形條件下，材料有足夠的時間存儲大量能量，使熱變形時更易越過軟化機(jī)制勢壘而發(fā)生軟化，此時的軟化行為會耗散更多的基體能量，在加工圖上顯示出η值升高的現(xiàn)象[24]。綜合上述考量，由DMM理論所確定的最佳的熱變形區(qū)間為450～470 ℃、0.01～0.1 s-1附近。

圖 5 2050 Al-Cu-Li合金的3D熱加工圖Fig. 5 3D hot working drawing of 2050 Al-Cu-Li alloy

2.3 組織演化規(guī)律

圖6 和圖7為350 ℃、440 ℃、470 ℃下應(yīng)變速率為0.01 s-1、5 s-1的IPF圖像和GB圖像，GB圖像中藍(lán)色線表示大于15°的大角度晶界，綠色線表示10°至15°的中等角度晶界，紅色線表示2°至10°的小角度晶界。在EBSD形變組織分析中，小角度晶界通常由胞內(nèi)亞結(jié)構(gòu)組成。

在0.01 s-1的低速率條件下（圖6（a）～（c），圖7（a）～（c）），可以看出較之原始組織，在不同條件下變形時，晶粒均存在不同程度的拉長變形。在350 ℃變形溫度下，拉長晶粒的晶界處存在細(xì)小晶粒，并有大角度晶界在拉長晶粒的晶界交匯處出現(xiàn)，同時可以觀察到大量的小角度晶界在原始晶粒晶界周圍堆積，這些小角度晶界的存在會增加組織的不均勻性，從而制約其熱加工性能[25]；在440 ℃變形溫度下，拉長晶粒周圍分布的細(xì)小晶粒增多，且晶粒取向多為（111）和（001）方向，變形晶粒內(nèi)部小角度晶界減少；在470 ℃變形溫度下，晶界處的細(xì)小晶粒增多，小角度亞結(jié)構(gòu)數(shù)量明顯減少，在拉長晶內(nèi)部以及晶界交匯處存在大量藍(lán)色再結(jié)晶晶粒，且分布較為彌散。從圖6（a）～（c）及圖7（a）～（c）可以看出，在同低速率條件下，隨著變形溫度升高，小角度亞結(jié)構(gòu)數(shù)量顯著減少，再結(jié)晶晶粒（藍(lán)色閉合曲線所表示）的體積分?jǐn)?shù)逐漸增多。這是由于變形溫度升高，晶粒內(nèi)部儲存能增加，小角度晶界逐漸匯集，取向差增大并向大角度晶界轉(zhuǎn)變從而形成再結(jié)晶晶粒，在這個變形條件下適合材料的加工成型[26]。

圖 6 2050 Al-Cu-Li合金不同變形條件下的EBSD組織（應(yīng)變量0.7）Fig. 6 EBSD histograms of 2050 Al-Cu-Li alloy under different deformation conditions at strain 0.7 （a）350 ℃，0.01 s-1；（b）440 ℃，0.01 s-1；（c）470 ℃，0.01 s-1；（d）350 ℃，5 s-1；（e）440 ℃，5 s-1；（f）470 ℃，5 s-1

圖 7 2050 Al-Cu-Li合金不同變形條件下的GB圖（應(yīng)變量0.7）Fig. 7 GB maps of 2050 Al-Cu-Li alloy under different deformation conditions at strain 0.7 （a）350 ℃，0.01 s-1；（b）440 ℃，0.01 s-1；（c）470 ℃，0.01 s-1；（d）350 ℃，5 s-1；（e）440 ℃，5 s-1；（f）470 ℃，5 s-1

在5 s-1的高速率條件下（圖6（d）～（f），圖7（d）～（f）），350 ℃變形溫度條件時，可以觀察到大量小角度晶界以及中等角度晶界分布于晶界邊緣以及晶粒內(nèi)部。溫度上升至440 ℃時，可見小角度晶界數(shù)量依舊較多，且沒有形成閉合曲線，排布較為雜亂，僅有極少數(shù)再結(jié)晶晶粒形成；470 ℃時組織呈現(xiàn)較為明顯的“項鏈組織”特征，且再結(jié)晶體積分?jǐn)?shù)較440 ℃時有所增加。從圖6（d）～（f）及圖7（d）～（f）可以看出，在高速率變形條件下，軟化作用孕育時間大大縮短，變形晶粒難以獲得充足時間吸收儲存能轉(zhuǎn)化為無畸變的再結(jié)晶晶粒[27]，小角度亞結(jié)構(gòu)數(shù)量較多，隨著溫度的升高，加工性能略有改善但仍不明顯[28]。

綜合上述分析，在470 ℃、0.01 s-1條件下，再結(jié)晶晶粒體積分?jǐn)?shù)較大，且分布均勻彌散，加工性能良好，與熱加工圖預(yù)測結(jié)果相吻合。

3 結(jié)論

（1）航空航天2050 Al-Cu-Li合金流變應(yīng)力值隨變形溫度（T）的下降以及應(yīng)變速率（）的上升而上升。在低溫低速率條件下，出現(xiàn)了流變失穩(wěn)現(xiàn)象導(dǎo)致應(yīng)力異常下降。

（2）三維熱加工圖顯示，流變失穩(wěn)區(qū)的面積隨應(yīng)變量的增加而增加，且該合金的最佳熱加工區(qū)域為450 ～470 ℃，0.01～0.1 s-1。

（3）EBSD表征發(fā)現(xiàn)熱變形后原始晶粒明顯拉長，且在470 ℃、0.01 s-1時產(chǎn)生了明顯的動態(tài)再結(jié)晶行為，印證了最佳熱加工區(qū)域的預(yù)測。