通过广泛的冷轧工艺，调整Al-Cu-Mg-Mn合金的微观结构，进而获得优异的拉伸性能

《Next Materials》：Tailoring microstructure and excellent tensile properties of Al-Cu-Mg-Mn alloy via extensive cold rolling

　　A. Fedoseeva | A. Kalinenko | I. Zuiko | R. Kaibyshev
贝尔戈罗德国立研究大学，胜利街85号，贝尔戈罗德308015，俄罗斯

**摘要**
本研究通过显著的微观结构演变，探讨了深度冷轧对AA2624（Al-3.9% Cu-1.2% Mg-0.39% Mn-0.16% Zn-0.14% Ti-0.10% Zr）合金拉伸性能提升的影响。变形前的Al-Cu-Mg-Mn（AA2624）合金微观结构由平均尺寸为53±2 μm的粗大长粒和平均尺寸为32±2 μm的亚晶组成，其屈服抗拉强度为139±4 MPa，抗拉强度为373±1 MPa，总延伸率为23±0.5%。通过冷轧至1.62的应变，AA2624合金的屈服抗拉强度显著提高至596±6 MPa，抗拉强度提高至621±0.4 MPa，同时总延伸率降低至2%。这种性能的提升主要源于两种机制：(a) 由于变形诱导的高角度边界和低角度边界作用，晶粒/亚晶界得到强化；(b) 应变硬化导致位错密度显著增加。其中，位错强化贡献了约60%的强度提升，尤其是在应变小于40%时。当应变在60%-80%之间时，位错和变形诱导的高角度边界（HABs）与低角度边界（LABs）对强度提升的贡献相当，二者共同作用约占屈服强度提升的80%。

**1. 引言**
过去十年中，开发出了新的铝合金及其热机械处理技术，用于航空材料领域。AA2624合金属于Al-Cu-Mg系，是Alcoa公司最近研发的一种新型合金，旨在替代上一代合金AA2024和AA2324，用于制造需要良好强度和高抗损伤性的航空部件[1]。这类新型合金的性能显著优于前辈合金，这归因于化学成分的改进和新热机械处理技术的应用。随着现代工业的发展，铝合金工程部件对高强度和延展性的需求不断增长[2]。Al-Cu-Mg合金（2xx系列）的极限抗拉强度（UTS）范围为440至480 MPa，延伸率为10%至18%[3],[4]。沉淀硬化是提高高强（抗拉强度>450 MPa）和超高强（抗拉强度>700 MPa）A1合金性能的常见手段，其原理是在α-Al基体中形成板状沉淀物[5]。微合金化也被证实是提升Al-Cu-Mg合金整体力学性能的有效方法[2]。García-Hernández等人[6]对比了Al-4Cu和Al-2Cu-2Mg合金的固溶强化效果，发现添加Mg能够延缓位错湮灭，并增强沉淀硬化效应。Zhang等人[2]指出，将Mn含量提高到0.7%可提升材料在19%延伸率下的屈服应力（YS）至346 MPa和抗拉强度（UTS）至499 MPa，同时延缓了θ''相和TMn（Al20Cu2Mn3）相的沉淀过程。Wen等人[7]发现微量Zr添加可抑制晶粒形成，从而改善力学性能。经T4处理后，含Zr的合金抗拉强度达到490 MPa，而不含Zr的合金为460 MPa[7]。另一种提高强度的方法是施加 severe 塑性变形，例如等通道角压、冷轧[9],[10],[11],[12]、低温轧制[13]、累积轧制bonding[7]等。许多研究关注冷轧过程中铝合金微观结构的变化及其对力学性能的影响[14],[15]。然而，目前对于过饱和固溶状态下的铝合金在深度塑性变形过程中的微观结构演变知之甚少。鉴于大多数相关研究集中在纯铝[16],[17]或低合金铝[18],[19]上（这些合金在冷轧过程中形成低能位错结构），关于高合金铝合金在过饱和固溶处理后冷轧过程中高能位错结构形成的信息仍然有限。Liu等人[20]指出，细晶和位错强化是Al-4.5% Cu-1.5% Mg-0.6% Mn-0.2% Ti合金强度提升的主要原因；当轧制压降为50%时，实现了理想的抗拉强度543 MPa和延伸率7.8%的结果。Wang等人[10]发现，对AA2024合金进行冷轧后随后的退火处理可使其YS和UTS分别提高1.5倍；即便在室温下轧制至80%应变时，YS和UTS也可达672 MPa和693 MPa；但在峰值时效状态下，UTS仅提高了7%。另一方面，时效处理显著提高了材料的延展性。

**2. 材料与方法**
AA2624合金的化学组成为Al-3.94% Cu-1.19% Mg-0.59% Mn-0.16% Zn-0.10% Zr-0.14% Ti-0.04% Cr-0.02% Si-0.007% Fe（按重量百分比计），通过半连续铸造制备，随后在375°C下进行两步均匀化退火（10小时）和490°C下进行两步均匀化退火（14小时）。从铸锭中心沿铸造方向切割出宽度100毫米、长度115毫米、不同厚度的板材。这些板材在495°C下进行固溶退火2小时，并立即浸泡在冷水中（约20°C）淬火。随后在室温下以约2米/分钟的恒定速度进行轧制，实现厚度减量分别为10%、20%、40%、60%和80%（对应真应变分别为0.11、0.22、0.52、0.92和1.61）。使用Instron 5882试验机和自动高分辨率接触式伸长计MFX 500，在室温下进行单轴拉伸试验至断裂，初始应变速率为10^-3秒^-1。试验采用了ASTM E8规格的狗骨形试样（标距25毫米，宽度7毫米）。每个变形水平下的力学性能数据为三次重复试验的平均值。

**3. 微观结构观察**
使用透射电子显微镜（TEM，JEOL JEM-2100）和电子背散射衍射（EBSD，FEI Nova NanoSEM-450）对包含轧制方向（RD）和法线方向的纵向平面进行微观结构观察。对于厚度减量分别为0%-40%、60%和80%的样品，扫描区域分别为2100×1900 μm2（步长1.5 μm）、870×715 μm2（步长0.5 μm）和500×500 μm2（步长0.2 μm）。在错位图上，红色和白色线条分别表示高角度边界（HABs）和低角度边界（LABs），前者指相邻像素之间的错位角大于15°，后者指错位角介于2°≤θ≤15°之间。X射线分析使用Smart Lab Rigaku衍射仪和Cu Kα射线源进行，扫描范围为35°至125°，步长为0.02°。TEM、EBSD和X射线分析的样品制备方法已在先前研究中详细描述[8],[9],[13]。

**3. 实验结果与讨论**
**3.1. 固溶热处理（SHT）状态**
变形前的AA2624合金微观结构由平均尺寸为53±2 μm的粗大长粒和平均尺寸为32±2 μm的亚晶组成（图1）。HABs和LABs的比例约为1:1，平均错位角（θavg）为20.4°（图1b）。亚晶内部的位错密度较低，为2.9×10^13 m^-2。初始晶体织构较弱（图1c,d），再结晶、Brass、Goss和Cube织构组分的含量均不超过3%（图1c,d）。

**3.2. 冷轧后的微观结构**
图2、图3、图4和图5展示了AA2624合金冷轧前后的明场TEM照片、典型的EBSD图谱及相关错位角分布。表1总结了初始状态及不同应变下的微观结构参数。即使在低应变下，冷轧也显著改变了AA2624的微观结构（图2,图3）。经过10%的变形后，晶粒和亚晶的平均尺寸减小了1.5倍，晶格位错密度增加到3.4×10^14 m^-2（图2b,图3b和图5a-c），LABs的比例增加到66%，平均边界错位角减小至15.3°（图4b）。此外，形成了尺寸在100至200 nm之间的不规则晶胞结构（图2b）。

**4. 结论**
本研究分析了深度冷轧过程中AA2624合金的微观结构变化及其对拉伸性能的影响，揭示了强化机制之间的关系。滚动纹理保持了相对较弱的强度（见图3d、5d和6c,d）。当滚动应变超过0.92时，AA2624合金的微观结构发生了显著变化（见图2e,f、3e,f和6e,f）。在0.92的应变下，晶粒和亚晶粒的平均尺寸减小到1.6±0.2 μm；在1.61的应变下，平均尺寸进一步减小到0.8±0.1 μm（见图5a和表1）。晶格位错密度增加到了8×10^14 m^-2，并且孪晶（LAB）的比例上升到了97%（见图4e,f、5b,c和表1）。原来的胞格结构完全被层状结构所取代，这些层状结构的平均宽度约为150–200 nm（见图2e,f），由此产生的孪晶密度约为6.1×10^14 m^-2（见图5c和表1）。与{111}α平面对齐的微剪切带占主导地位（见图3e,f）。在较大应变下形成滚动纹理的现象与晶粒内部变形带的形成有关，这符合晶粒细分模型的预期[23]。当应变超过0.92时，Copper的{112}<111>和S的{213}<11–23 15>取向变得占主导，其比例分别是36.7%和30.7%，这导致泰勒因子M从0.1–0.52时的3.1增加到了0.92–1.61时的3.4–3.6（见图2e,f、3e,f、5d和6e,f）。因此，在应变超过0.92时，Copper和S取向的增强使得泰勒因子从3.1增加到了3.6。这种增强直接提高了位错和亚晶界强化的贡献，因为M是Hall-Petch方程中的关键乘数。值得注意的是，再结晶Cube 001100组分的含量减少到了0.1%（见图5d和6）。这种包含强滚动取向和弱再结晶纹理的特性与许多作者观察到的在大幅塑性变形过程中晶粒旋转的现象相关[10][12]。在所研究的AA2624合金、AA2519合金[9]以及Al-4.8 wt% Mg合金[24]中，剪切带的形成和应变局域化的共同规律性几乎相同。

3.3. 力学性能
工程应力-应变曲线如图7所示。屈服强度（YS）、极限抗拉强度（UTS）、总延伸率以及硬度值见表2。σ–ε曲线的形状和拉伸性能水平高度依赖于滚动应变。在solution heat treatment（SHT）状态下，YS、UTS和延伸率分别为139±4%、373±1%和23±0.5%（见图7a）。此外，SHT状态的特点是在大应变下出现了Portevin–Le Chatelier现象（见图7b），这种现象通常伴随着铝合金的动态应变时效[25][26]。沿着拉伸轴几乎随机形成的变形带与C型行为相关，这可以描述为在一般应力水平以下出现大的应力下降（即解锁锯齿效应）[25][26]。在之前的研究[9]中也观察到了AA2024合金的类似行为，不同的是在AA2624合金中没有观察到从A型行为到C型行为的转变（见图7b）。

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图7. 典型的工程应力-应变（σ–ε）曲线（a）以及solution heat treatment（SHT）状态下Portevin–Le Chatelier现象的出现（b）。
表2. SHT状态以及冷轧至不同应变后的力学性能。

减少率（%），对数应变（ε），YS，MPa
UTS，MPa
UTS/YS
总延伸率（%）
硬度（HV0.2），MPa
139±4
373±0.3
23±0.5
9
3±5
10/0.1
40
67±8
1.1
11±0.2
14
2
20/0.2
24
40
9
±0.1
1.1
8
±0.1
15
7
±0.5
40
±0.5
25
0
±7
54
4
±5
1.0
9
±0.1
17
±4
60
±0.9
54
1
±2
57
±2
1.0
7
±0.1
18
±4
80
±1.6
59
±6
62
±0.4
1.0
4
±0.1
19
±2

冷轧后没有观察到锯齿效应；屈服后显示出明显的稳态流动（见图7a）。即使只有10%的滚动减少率，屈服强度（YS）、极限抗拉强度（UTS）和硬度也分别增加了2.9倍、1.25倍和1.52倍，这显著降低了加工硬化率，如UTS/YS比率所示（见图7a和表2）。因此，总延伸率减少了一半。进一步增加滚动应变导致YS和UTS逐渐增加。最终，80%的减少使得YS增加到596±6 MPa，UTS增加到621±0.5 MPa；总延伸率约为2%。加工硬化率接近1（表2）。屈服强度和极限抗拉强度的显著增加伴随着延性的大幅下降，因为在SHT条件下总延伸率约为23%，而在80%滚动后降至约2%（见图7a）。这种显著的延性下降与包含极高密度晶格位错和变形诱导边界的超细层状/亚晶结构的形成有关，这些结构强烈抑制了应变硬化并促进了早期的应变局域化和早期颈缩。这种强度-延性的权衡是大幅冷轧过饱和Al-Cu-Mg-Mn合金的典型特征，反映了位错和边界强化机制的主导作用，这些机制阻碍了位错滑移但严重限制了均匀塑性变形。许多作者[2][4][5][6][7][8][9][11][12][13][20]报告了在室温或低温下进行大幅冷轧对不同铝合金强度提升的积极作用，尽管其材料的延性显著恶化。作为对比，AA2024[20]、AA2519[9]和Al-4.4% Cu合金[27]在过饱和状态下经过冷轧后，YS和UTS都显著增加，与研究的AA2624类似。例如，AA2024合金在室温下冷轧50%后，UTS达到543 MPa，总延伸率为7.8%[20]。AA2519合金在冷轧80%后，YS为567 MPa，UTS为589 MPa，总延伸率为5%[9]。此外，对AA2519进行相同的冷轧应变后的低温处理也得到了相同的强度和延性值[13]。Al-4.4% Cu合金在冷轧75%后，UTS达到621 MPa[26]。Wang等人[10]还表明，室温下的大幅冷轧可以使AA2024的YS达到672 MPa，UTS达到693 MPa，总延伸率为2%。总体而言，所研究的AA2624合金的拉伸强度特性与经过大应变冷轧的AA2519[9]和Al-4.4% Cu[27]合金相似。

3.4. 在不同应变下冷轧后强化机制的变化
在SHT状态下，AA2624的屈服强度（YS）可以如下估算[8][9][13]：
$$
\sigma_{YS} = \sigma_0 + \sigma_{disl} + \sigma_{HAB}(2)
$$
其中$\sigma_0$、$\sigma_{disl}$和$\sigma_{HAB}$分别代表阈值强度、位错强化和晶粒强化。

阈值强度包括10 MPa的摩擦应力、24 MPa的微量应力[28]以及固溶强化，后者可按以下公式估算：
$$
\sum_{C}{HssiC} = n \cdot H_m \cdot C
$$
其中$H_m = H_{Cu} = 13.8 \ MPa/(wt\%)$且$n = 1$[9]，因此对于SHT状态和所有滚动状态，阈值强度为104 MPa。图8展示了SHT状态及冷轧至不同应变后强化机制的变化。

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图8. 不同应变下冷轧对AA2624合金总YS贡献的不同强化机制的变化。

位错强化仅包括晶格位错的密度（$\rho_{Lattice}$），根据泰勒理论可表示为：
$$
\sigma_{disl} = \alpha \cdot M_g \cdot \rho_{Lattice}
$$
其中$\alpha$是常数（=0.24），$M_g$是泰勒因子，$G$是剪切模量（=25.4 GPa），$b$是伯格斯矢量的大小（=0.248 nm）。因此，在SHT状态下，只有30 MPa的位错强化对总强化有贡献（见图7）。

由于HABs的角度大于15°而产生的晶粒强化可以通过经典的Hall-Petch关系估算为：
$$
\sigma_{HAB} = k_y \cdot d_{HAB}^{-1/2}
$$
其中$k_y$是Hall-Petch斜率（=0.15 MPa·m^{-1/2}[2][29][30][31][32]，$d_{HAB}$是平均HAB间距（见图3a、5a和表1）。因此，53 μm的晶粒仅提供21 MPa的强化。根据公式2得出的线性叠加值给出了155 MPa的YS值，与实验值139±4 MPa（见图8和表2）吻合良好。

如之前对AA2519在冷轧时的研究[8][9][13]所示，这些强化机制的线性组合与实验YS最为吻合（见图8），可以表示为：
$$
\sigma_{YS} = \sigma_0 + \sigma_{disl} + \sigma_{LAB} + \sigma_{HAB}
$$
其中$\sigma_0$、$\sigma_{disl}$、$\sigma_{LAB}$和$\sigma_{HAB}$分别代表阈值强度、位错强化、亚晶粒强化和晶粒强化。

冷轧后的位错强化包括晶格位错密度（$\rho_{Lattice}$）以及存储在胞格/层状边界中的位错密度，这些位错的错位角范围为0.5°至2°（通过公式1表示为$\rho_{LAB}$）。亚晶粒和晶粒强化包括由于LABs的错位角范围为2°至15°而产生的强化（通过EBSD估算为：
$$
\sigma_{LAB} = \alpha \cdot M_g \cdot b \cdot \theta_{LAB}/d_{LAB}
$$
其中$\theta_{LAB}$是平均LAB错位角，$d_{LAB}$是平均LAB间距（见图5、表1）。对于错位角大于15°的HABs，可以估算为：
$$
\sigma_{HAB} = k_y \cdot d_{HAB}^{-1/2}
$$
其中$k_y$是Hall-Petch斜率（=0.15 MPa·m^{-1/2}[2][29][30][32]，$d_{HAB}$是平均HAB间距（表2）。

即使在0.1至0.22的低应变下，冷轧过程中晶格位错密度的增加和胞格结构的形成也显著提高了位错强化效果，从30 MPa增加到245–250 MPa，这是由于晶粒内部积累了约10^14 m^-2的晶格位错，以及胞格边界中积累了约10^15 m^-2的位错（见表1）。在低减少率下，冷轧Al合金中胞格结构的形成在[27]中有明确的体现。由于合金元素和溶解溶质原子显著降低了层错能，位错倾向于主要在特定的有利滑移系统中积累，从而形成胞格结构，并随后释放出过多的位错[27]。在0.52的滚动应变下形成混合的胞格和层状结构时，位错强化效果达到最大值307 MPa；而在0.92至1.61的高应变下转变为纯层状结构时，位错强化效果稳定在230–235 MPa。因此，在0.1至0.52的滚动应变范围内，位错强化贡献了AA2624拉伸强度的约60%，这对应于胞格结构的形成（见图2b-d）；而在仅形成层状结构时，位错强化贡献约为40–45%（见图2e,f和8）。这些发现与之前的研究[9]一致，其中Zuiko等人证实，在0.1至1.62的滚动应变范围内，位错强化在冷轧AA2519的强化中起主导作用，但这种强化效果随着滚动应变的变化而保持不变。

在AA2624进行冷轧后，观察到晶粒和亚晶粒的显著细化（见图3、5a和表1）。由于角度为2°至15°的LABs引起的强化是由于位错环在滑移面上生长并最终被胞格边界吸收或湮灭所需的应力。滑移面的狭窄尺寸使得位错堆积成为可能，从而产生局部滑移。如果滑移面的尺寸小于1 μm，每个胞格的塑性变形将是均匀的[21]。相反，由于角度大于15°的HABs引起的强化会导致局部变形[21]。在外部变形力的作用下，铝合金在重冷轧过程中会产生粗大的晶粒，从而产生新的低角度和高角度变形边界[21][27]。随着塑性变形的增加，LABs最终变成晶界，形成了超细的微观结构[27]。需要注意的是，在AA2624中，亚晶粒和晶粒的细化以类似的方式发生（见图3、5a和表1），其中在40%的减少率后，变形诱导的LABs比例已经达到了95%。当亚晶粒和晶粒的尺寸保持在10 μm以上时，亚晶粒和晶界边界带来的强化贡献不超过45 MPa（见图8）。当在0.92–1.62的应变下进行大幅冷轧时，亚晶粒和晶粒的平均尺寸减小到1–2 μm以下，亚晶粒和晶界边界的强化贡献分别增加到80–110 MPa和120–180 MPa（见图8）。在冷轧后，由于亚晶界和晶界导致的线性应力贡献分别在0.92和1.62的应变下占37%和46%（见图8）。因此，在应变降低≤60%的情况下，位错强化在合金强化中起主要作用；其贡献范围为230至307 MPa（见图8）。当晶粒/亚晶粒的大小超过10 μm时，它们的总贡献仅占总屈服强度（YS）的16%，其中晶间边界（HABs）和晶内边界（LABs）的贡献几乎相当。在进行大应变冷轧时，晶界和亚晶界以及位错对强化的贡献变得相似，各自约为200–250 MPa。值得注意的是，位错强化并不会随着轧制应变的增加而增强。研究发现，晶粒/亚晶粒的细化是通过大量冷轧获得优异屈服强度和抗拉强度（UTS）的有效方法。在大量冷轧后，位错和亚晶界+晶界的总贡献超过80%（见图8）。这些发现与[12]中的结论一致，Xie等人认为位错强化和晶界强化是冷轧铝合金中的主要强化机制，它们对稳态强度的贡献超过了80%。

**4. 结论**
研究了冷轧AA2624（Al-3.9% Cu-1.2% Mg-0.39% Mn-0.16% Zn-0.14% Ti-0.10% Zr）的微观结构演变和改善的拉伸性能。主要结论如下：
1. 变形前，Al-Cu-Mg-Mn（AA2624）的微观结构由平均尺寸为53±2 μm的粗大晶粒和平均尺寸为32±2 μm的亚晶粒组成。位错密度较低，约为3×10^13 m^-2；再结晶织构相对较弱。
2. 在冷轧过程中，观察到以下主要微观结构变化：(a) 亚晶粒和晶粒尺寸减小到1 μm以下；(b) 形成了具有高密度晶格位错的胞状或层状结构，以及储存在这些胞状/层状结构中的位错。在冷轧变形量≥60%后，{112}<111>和S {213}<11–23 15>取向成为主导取向。
3. 由于大量冷轧至1.62的应变，晶粒/亚晶粒细化至小于1 μm，以及晶格位错密度增加到10^14 m^-2，同时储存在胞状/层状结构中的位错数量增加到约10^15 m^-2，从而使AA2624合金获得了较高的屈服强度596±5 MPa和极限抗拉强度621±1 MPa，总延伸率为2±0.1%。
4. 在冷轧变形量≤40%的情况下，位错强化对屈服强度的贡献为60%；而在变形量≥60%的情况下，这一贡献仅为40–45%。在变形诱导的晶界和亚晶界强化方面，冷轧变形量≤40%时的贡献仅为16%；然而，在变形量≥60%时，晶界/亚晶界强化的贡献达到了37–46%。在大量冷轧后，位错和亚晶界/晶界的总贡献超过了80%。

**伦理批准**
不适用