溫 濤，陳永來，杜 玥，尹嘉明，馬鵬程

(航天材料及工藝研究所，北京 100076)

1 引言

金屬Li作為密度最低(0.534 g/cm3)的金屬，在鋁合金的合金化中具有重要作用。研究表明：每增加1%質(zhì)量分?jǐn)?shù)的Li在金屬鋁中形成鋁鋰合金，能使合金密度下降3%，彈性模量提高6%；添加2%質(zhì)量分?jǐn)?shù)的Li，能使合金密度下降10%，彈性模量提高25%～35%[1-3]。統(tǒng)計(jì)表明，航天器結(jié)構(gòu)每減重1 kg，其經(jīng)濟(jì)效益可實(shí)現(xiàn)十倍以上的提升[4]。同時(shí)，與傳統(tǒng)鋁合金相比，鋁鋰合金還具有高比強(qiáng)度和高比剛度、良好的抗蝕性和抗疲勞裂紋擴(kuò)展能力、優(yōu)良的高/低溫力學(xué)性能等優(yōu)勢[1]，因此在航天領(lǐng)域具有現(xiàn)實(shí)的經(jīng)濟(jì)效益和廣闊的應(yīng)用前景。

美國使用2195鋁鋰合金代替2219鋁合金制造奮進(jìn)號航天飛機(jī)燃料外貯箱(箱底采用整體旋壓成形)，實(shí)現(xiàn)了5%的減重、30%的強(qiáng)度提高；使用2195鋁鋰合金板材制造發(fā)現(xiàn)號航天飛機(jī)超輕燃料貯箱，有效載荷增加50%，產(chǎn)生接近7500萬美元的直接經(jīng)濟(jì)效益[5-6]。2195鋁鋰合金用于制造戰(zhàn)神系列(ARES-I和ARES-V)運(yùn)載火箭箭體結(jié)構(gòu)，其中直徑Φ5500 mm的貯箱箱底采用整體旋壓成形[7-8]。歐空局的阿里安-5改進(jìn)型、日本的H3運(yùn)載火箭其箭體結(jié)構(gòu)直徑為Φ5000 mm級，擬采用2195鋁鋰合金代替2219鋁合金進(jìn)行制造，其中貯箱箱底結(jié)構(gòu)采用整體旋壓工藝成形[9-10]。2195鋁鋰合金是現(xiàn)階段在運(yùn)載火箭箭體結(jié)構(gòu)上實(shí)現(xiàn)工程化應(yīng)用的最輕質(zhì)結(jié)構(gòu)材料，旋壓工藝是運(yùn)載火箭箭體結(jié)構(gòu)關(guān)鍵部段貯箱箱底實(shí)現(xiàn)整體制造的先進(jìn)近凈成形技術(shù)，可大幅提高運(yùn)載火箭可靠性，同時(shí)具有一定的減重效應(yīng)[11]。

中國在役的CZ-2、CZ-3等運(yùn)載火箭箭體結(jié)構(gòu)仍然使用傳統(tǒng)的5A06、LD10(2A14)鋁合金；最新服役的大、中型運(yùn)載火箭CZ-5、CZ-7箭體結(jié)構(gòu)也僅采用了2219鋁合金，上述火箭型號箭體貯箱箱底均采用傳統(tǒng)的瓜瓣拼焊工藝制造；新一代重型運(yùn)載火箭CZ-9及新一代載人運(yùn)載火箭箭體結(jié)構(gòu)擬采用2195鋁鋰合金制造，其Φ9500 mm級和Φ5000 mm級貯箱箱底仍擬采用傳統(tǒng)的瓜瓣拼焊工藝制造，與國外差距懸殊[8]。

由于2195鋁鋰合金旋壓制品在航天領(lǐng)域應(yīng)用的敏感性，國外對其旋壓工藝的公開報(bào)道僅停留在工序?qū)哟?，如?zhàn)神系列用Φ5500 mm貯箱箱底制造流程如下：板材攪拌摩擦焊—圓坯制備—退火處理—旋壓成形，對旋壓變形過程的工藝參數(shù)如溫度、減薄率、進(jìn)給比等只字未提[7-8]。同時(shí)，國外對2195鋁鋰合金組織和性能研究的公開報(bào)道也僅停留在原材料層次，基本不涉及旋壓變形對材料的影響規(guī)律[6]。國內(nèi)對2195鋁鋰合金的研究多數(shù)聚焦在原材料制備、熱處理工藝的影響[1-3]，對其旋壓成形以及旋壓變形影響規(guī)律的報(bào)道較少，工程化應(yīng)用數(shù)據(jù)嚴(yán)重缺乏[8]。

本文通過旋壓工藝制備直徑Φ1000 mm級2195鋁鋰合金貯箱箱底旋壓件，研究旋壓變形對2195鋁鋰合金顯微組織和力學(xué)性能的影響規(guī)律，積累2195鋁鋰合金工程化應(yīng)用數(shù)據(jù)，為重型運(yùn)載火箭CZ-9和新一代載人運(yùn)載火箭的研制積累工程經(jīng)驗(yàn)，提供數(shù)據(jù)支撐。

2 實(shí)驗(yàn)過程

箱底旋壓件原材料為經(jīng)軋制成形的2195鋁鋰合金O(退火)態(tài)板材，厚度為20 mm，其化學(xué)成分如表1所示。首先采用TORC-180/2FC雙旋輪數(shù)控旋壓機(jī)將上述板材旋制為Φ1000 mm級2195鋁鋰合金箱底，如圖1所示；然后將其進(jìn)行T6熱處理，分別從退火態(tài)板材、箱底旋壓件直線段、經(jīng)T6處理后的箱底直線段上切割料塊制備Φ5 M10標(biāo)準(zhǔn)試樣，分別命名為A、B、C；旋壓變形過程中，從小端到大端口部壁厚逐漸減薄，因此旋壓件及經(jīng)T6處理后的箱底直線段為旋壓過程變形量最大的區(qū)域，該位置的變形量約為30%，如圖2所示；在CMT5105電子萬能試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行室溫拉伸試驗(yàn)，加載速度均為2 mm/min。

表1 2195鋁鋰合金化學(xué)成分(質(zhì)量百分比wt%)

圖1 Φ1000 mm級2195鋁鋰合金箱底旋壓件形貌Fig.1 Morphology of 2195 Al-Li alloy domeformed by spinning

圖2 Φ1000 mm級2195鋁鋰合金箱底旋壓件剖面圖Fig.2 Section view of 2195 Al-Li alloy domeformed by spinning

分別從退火態(tài)板材、箱底旋壓件直線段、經(jīng)T6處理后的箱底直線段上切割料塊制備試樣、采用DM4000 M型金相顯微鏡和透射電鏡(Tecnai G220ST)進(jìn)行顯微組織觀察。

3 結(jié)果與討論

圖3為不同狀態(tài)2195鋁鋰合金的室溫力學(xué)性能(A：退火態(tài)；B：旋壓態(tài)；C：旋后T6態(tài))。從圖中可以看出，退火態(tài)2195鋁板的室溫抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度和延伸率分別為365 MPa、201 MPa、11.8%。經(jīng)旋壓變形后，其抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度均獲得了顯著提升，尤其是屈服強(qiáng)度獲得了大幅提升，其中抗拉強(qiáng)度從365 MPa提升至426 MPa，屈服強(qiáng)度從201 MPa提升至312 MPa，增幅分別為16.7%、55.2%；而延伸率出現(xiàn)小幅下降，從11.8%降至10.4%，降幅為11.9%。旋壓件經(jīng)T6處理后，其強(qiáng)度獲得進(jìn)一步提升，增幅也進(jìn)一步提高，其抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度分別提升至596 MPa和547 MPa，增幅分別為39.9%和75.3%；而延伸率進(jìn)一步降低至8.3%，降幅為20.2%。

圖3 不同狀態(tài)2195鋁鋰合金室溫力學(xué)性能Fig.3 Mechanical properties of 2195 Al-Li alloy with different conditions at room tempertature

圖4為不同狀態(tài)2195鋁鋰合金的顯微組織形貌(圖4(a)為退火態(tài)，圖4(b)、4(c)為旋壓態(tài))。從圖中可以看出，相對于退火態(tài)原始組織，經(jīng)歷旋壓變形后，顯微組織呈現(xiàn)出明顯的纖維特征，同時(shí)旋壓態(tài)組織變得細(xì)小、彌散，如圖4(a)、4(b)所示。

圖4 不同狀態(tài)2195鋁鋰合金顯微組織Fig.4 Microstructure of 2195 Al-Li alloy with different conditions

2195鋁鋰合金室溫塑性變形能力較差，必須采用熱旋成形，全旋程變形區(qū)溫度為400～480 ℃，因此其旋壓過程屬于熱變形過程。而在熱變形過程中，一方面變形導(dǎo)致位錯(cuò)不斷增殖、纏結(jié)和積累，位錯(cuò)密度不斷增加，引起動態(tài)硬化；另一方面動態(tài)回復(fù)、再結(jié)晶發(fā)生引起位錯(cuò)不斷對消或者轉(zhuǎn)變?yōu)榈湍軕B(tài)組織，從而使位錯(cuò)減少，引起動態(tài)軟化[11]。動態(tài)硬化和動態(tài)軟化2個(gè)相反的過程在熱旋過程中同時(shí)進(jìn)行，2種機(jī)制迭加在一起共同影響材料的組織和性能。在本文中，動態(tài)硬化效應(yīng)占據(jù)主導(dǎo)地位，導(dǎo)致變形結(jié)束后合金中位錯(cuò)密度大幅增加，并且出現(xiàn)大量位錯(cuò)纏結(jié)，如圖4(c)所示。另外，旋壓變形為逐點(diǎn)變形，變形過程將產(chǎn)生顯著的細(xì)晶效應(yīng)，而晶粒細(xì)化將同時(shí)提高強(qiáng)度和塑性。動態(tài)硬化效應(yīng)和細(xì)晶效應(yīng)的迭加作用共同導(dǎo)致2195鋁鋰合金經(jīng)歷旋壓變形后強(qiáng)度獲得顯著提升，抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度分別提升了61 MPa、111 MPa；同時(shí)塑性僅出現(xiàn)輕微下降，延伸率降低了1.5%。

圖5為不同狀態(tài)2195鋁鋰合金的析出相形貌(圖5(a)、5(b)為未經(jīng)歷旋壓變形合金經(jīng)T6熱處理后的組織，圖5(c)、5(d)為經(jīng)歷旋壓變形合金經(jīng)T6熱處理后的組織)。從圖中可以看出，未經(jīng)歷旋壓變形的T6態(tài)組織中，僅有少量的板狀或者片狀T1相析出，T1相呈針狀平行排列，但其析出分布不均勻，如圖5(a)所示；同時(shí)伴隨有G.P.Z/θ″和少量δ′相復(fù)合彌散析出，這兩類復(fù)合析出相呈針狀均勻分布，位向關(guān)系為相互垂直，如圖5b所示。而經(jīng)歷旋壓變形的T6態(tài)組織中，同樣有T1相析出，但析出數(shù)量相對于未經(jīng)歷旋壓變形的T6態(tài)組織明顯增加，T1相分布未發(fā)生明顯變化，依然呈針狀平行排列，其析出表現(xiàn)為局部不均勻，如圖5(c)所示；同時(shí)依然伴隨有G.P.Z/θ″和少量δ′相復(fù)合彌散析出，與未經(jīng)歷旋壓變形的T6態(tài)組織相比，其形貌未發(fā)生明顯變化，依然呈針狀均勻分布并表現(xiàn)出相互垂直的位向關(guān)系，但析出數(shù)量明顯增加，如圖5 (d)所示。

圖5 不同狀態(tài)2195鋁鋰合金TEM組織形貌Fig.5 TEM morphology of 2195 Al-Li alloy with different conditions

在T6熱處理過程中，2195鋁鋰合金中殘留的粗大可溶第二相在固溶階段重新固溶進(jìn)基體里，高溫過剩相實(shí)現(xiàn)充分溶解，使得在淬火階段獲得高過飽和固溶體，為時(shí)效階段中的沉淀強(qiáng)化相析出提供較高的驅(qū)動力。2195鋁鋰合金屬于Al-Li-Cu系合金，合金中主要的強(qiáng)化相為：δ′相(Al3Li)、T1相(Al2CuLi)和θ′(Al2Cu)相等[12]，而合金中的Cu含量是影響析出相析出順序的重要因素，即合金的Cu/Li比將決定析出相的種類[13]。而本文中使用的2195鋁鋰合金的w(Cu)/w(Li)為4.2，因此在T6處理過程中析出的主要強(qiáng)化相為呈現(xiàn)板狀的穩(wěn)定相T1相、呈現(xiàn)球狀的亞穩(wěn)相δ′相及G.P.Z，如表2和表3所示，與圖5所示的TEM析出相一致。

T1相為富銅強(qiáng)化相，與面心立方的α(Al)基體呈非共格關(guān)系，可以對合金產(chǎn)生顯著的強(qiáng)化效果；而δ′相與基體呈完全共格關(guān)系，容易與位錯(cuò)成對切過，位錯(cuò)容易堆積在晶界處，從而產(chǎn)生較強(qiáng)的強(qiáng)化效應(yīng)；析出相中θ′相與α(Al)基體之間呈半共格關(guān)系，對合金性能具有一定的強(qiáng)化作用[14-16]。

表2 鋁鋰合金析出相特征

表3 2195鋁鋰合金析出相析出順序

研究表明，晶體學(xué)缺陷處是T1相、δ′相、θ′相等強(qiáng)化相的主要形核析出位置[17-21]。因此，旋壓變形過程為T1相、δ′相、θ′相等強(qiáng)化相的析出提供大量形核點(diǎn)，增加等強(qiáng)化相的析出位置，導(dǎo)致強(qiáng)化相的體積分?jǐn)?shù)和析出數(shù)量大幅增加，使強(qiáng)化相更加均勻、尺寸更加細(xì)小，這將加劇T1相、δ′相、θ′相等強(qiáng)化相對位錯(cuò)運(yùn)動的釘扎作用，從而提高材料強(qiáng)度，同時(shí)造成塑性出現(xiàn)一定程度的下降[22]。因此，2195鋁鋰合金經(jīng)歷旋壓變形后進(jìn)行T6熱處理，使合金強(qiáng)度獲得大幅提升，抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度分別提升至596 MPa和547 MPa，同時(shí)延伸率降低至8.3%。

4 結(jié)論

1) 2195鋁鋰合金經(jīng)旋壓變形后，抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度分別從365 MPa提升至426 MPa,屈服強(qiáng)度從201 MPa提升至312 MPa，延伸率從11.8%小幅下降至10.4%；旋壓件經(jīng)T6處理后，其抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度分別大幅提升至596 MPa和547 MPa，而延伸率降低至8.3%；

2) 2195鋁鋰合金旋壓變形過程中，動態(tài)硬化效應(yīng)占據(jù)主導(dǎo)地位，同時(shí)伴隨有顯著的細(xì)晶效應(yīng)，2種效應(yīng)相迭加共同使2195鋁鋰合金經(jīng)歷旋壓變形后強(qiáng)度獲得顯著提升，同時(shí)塑性僅出現(xiàn)輕微下降；

3) 2195鋁鋰合金旋壓變形后進(jìn)行T6處理，析出的強(qiáng)化相主要為T1相、δ′相，旋壓變形過程為強(qiáng)化相的析出提供大量形核位置，大幅增加了析出相的體積分?jǐn)?shù)，使合金抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度大幅提升，同時(shí)造成延伸率進(jìn)一步降低。