中間形變熱處理對(duì)2A97鋁鋰合金組織和性能的影響

于 娟，陸 政，魯 原，熊艷才，李國(guó)愛(ài)，馮朝輝，郝時(shí)嘉

(中國(guó)航發(fā)北京航空材料研究院 北京市先進(jìn)鋁合金材料及應(yīng)用工程技術(shù)研究中心，北京 100095)

Al-Cu-Li系合金具有低密度、高彈性模量、高比強(qiáng)度及優(yōu)良的高、低溫力學(xué)性能與抗疲勞性能，是近年來(lái)航空航天材料中發(fā)展最快的先進(jìn)輕質(zhì)結(jié)構(gòu)材料之一[1-2]，其中2A97鋁鋰合金是我國(guó)在仿制國(guó)外先進(jìn)的三代Al-Li合金的基礎(chǔ)上，開(kāi)發(fā)的具有自主知識(shí)產(chǎn)權(quán)的第三代Al-Li合金，其合金化程度高，具有優(yōu)良的綜合性能，已經(jīng)廣泛應(yīng)用于航空航天領(lǐng)域。

和傳統(tǒng)鋁合金相比，鋁鋰合金短橫向伸長(zhǎng)率較低，各向異性較高，耐腐蝕性較差，成為制約其推廣應(yīng)用的主要障礙，形變熱處理工藝是改善鋁鋰合金強(qiáng)韌性和耐腐蝕性能的重要工藝手段之一[3-5]。對(duì)鋁鋰合金進(jìn)行形變熱處理，可以通過(guò)改變合金內(nèi)部的位錯(cuò)組態(tài)，并改變各種晶體缺陷的分布[6-7]，從而改變合金析出相的數(shù)量及其在晶內(nèi)晶界處的分布、晶粒形貌以及晶界取向，進(jìn)而影響合金性能[8-9]。Yi等[10]研究了形變熱處理工藝對(duì)2A97鋁鋰合金拉伸性能的影響，發(fā)現(xiàn)從傳統(tǒng)T8工藝改進(jìn)的具有預(yù)時(shí)效和中間變形的熱處理工藝可以有效改進(jìn)該鋁鋰合金的拉伸性能。Di Russo等[11]研究了中間形變熱處理制度(ITMT)對(duì)7075鋁合金組織和性能的影響。結(jié)果表明，利用中間形變熱處理工藝可以獲得細(xì)小的等軸晶，顯著提高厚板的橫向斷裂韌度和T6狀態(tài)橫向伸長(zhǎng)率。目前關(guān)于鋁鋰合金中間形變熱處理的研究較少，有必要開(kāi)展系統(tǒng)研究揭示形變熱處理工藝對(duì)Al-Cu-Li系合金組織和性能的影響規(guī)律，從而提高合金的力學(xué)性能和耐腐蝕性能。

本工作以2A97鋁鋰合金為研究對(duì)象，研究中間形變熱處理工藝中不同室溫壓縮變形量對(duì)自然時(shí)效狀態(tài)下合金短橫向拉伸性能、晶間腐蝕性能以及宏微觀組織的影響，并對(duì)相關(guān)機(jī)理進(jìn)行了探討。

1 實(shí)驗(yàn)材料與方法

1.1 實(shí)驗(yàn)材料

實(shí)驗(yàn)材料為西南鋁業(yè)集團(tuán)提供的80 mm厚的2A97鋁鋰合金熱軋厚板，合金化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)為：Cu 3.68，Li 1.42，Mg 0.44，Zn 0.49，Mn 0.3，Zr 0.12，F(xiàn)e 0.05，Ti 0.03，Si <0.10，Al余量。

1.2 實(shí)驗(yàn)方法

將2A97鋁鋰合金熱軋厚板進(jìn)行低溫退火處理，退火溫度為260 ℃，保溫時(shí)間為14 h，之后進(jìn)行室溫壓縮處理，壓縮變形量分別為10%，15%，20%和25%。壓縮后的板材經(jīng)520 ℃/6 h的固溶處理，室溫水淬火后沿軋制方向進(jìn)行變形量為5%的預(yù)拉伸處理。預(yù)拉伸后的厚板在室溫下進(jìn)行自然時(shí)效。

經(jīng)中間形變熱處理至自然時(shí)效狀態(tài)的合金沿短橫向(ST)取樣，加工成拉伸試樣，并在INSTRON型拉伸機(jī)上進(jìn)行室溫拉伸實(shí)驗(yàn)，按HB 5143-1996標(biāo)準(zhǔn)進(jìn)行拉伸測(cè)試。合金晶間腐蝕實(shí)驗(yàn)根據(jù)GB/T 7998-2005進(jìn)行，在合金軋制表面取樣作為腐蝕面，分別經(jīng)過(guò)砂紙打磨、拋光、丙酮除油、蒸餾水清洗，在腐蝕介質(zhì)(57 g NaCl/L+10 mL H2O2/L腐蝕溶液)中浸泡6 h后取出。金相組織觀察在Leica DM2500M型多功能金相顯微鏡下進(jìn)行。樣品利用切板機(jī)切取尺寸合適的金相試樣，對(duì)觀察面進(jìn)行粗磨、細(xì)磨和機(jī)械拋光，直至觀察面光亮如鏡無(wú)任何劃痕。最后用腐蝕液腐蝕后在光學(xué)顯微鏡下進(jìn)行觀察。EBSD樣品尺寸為10 mm×8 mm×6 mm，試樣磨至金相狀態(tài)，然后進(jìn)行電解拋光，拋光液為10% HClO4(體積分?jǐn)?shù)，下同)+90%C2H5OH，拋光電壓為20 V左右，拋光液溫度≤-20 ℃，拋光時(shí)間為10 s，拋光后立即進(jìn)行EBSD實(shí)驗(yàn)。實(shí)驗(yàn)在JEM-7001F場(chǎng)發(fā)射掃描電子顯微鏡進(jìn)行，操作電壓20 kV，掃描范圍為1700 μm×1700 μm。透射樣品在MT-P1雙噴電解減薄儀上進(jìn)行雙噴減薄、穿孔。電解液為30% HNO3+70% CH3OH，電解液溫度控制在-25 ℃以下，電壓為15～20 V，電流為60～80 mA，然后在JEM-2000CX型電鏡上進(jìn)行微觀組織觀察。

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果

2.1 晶粒形貌

圖1為中間形變熱處理至自然時(shí)效狀態(tài)時(shí)厚板的金相組織照片。從圖中可以看出，合金材料內(nèi)部組織為軋制組織和再結(jié)晶組織的混合組織。壓縮變形量為10%時(shí)，橫向面和縱向面上沿晶界出現(xiàn)極少數(shù)細(xì)小的再結(jié)晶晶粒，但大部分組織仍保留著扁平狀晶粒結(jié)構(gòu)。隨壓縮變形量的增大，再結(jié)晶程度提高，細(xì)小的等軸晶數(shù)量增多；當(dāng)壓縮變形量增大到25%時(shí)，合金組織內(nèi)部變形組織基本被再結(jié)晶組織所替代，再結(jié)晶晶粒尺寸較大。

圖1 不同壓縮變形量處理后2A97-T34鋁鋰合金金相照片 (a)10%;(b)15%;(c)20%;(d)25%Fig.1 Optical micrographs of 2A97-T34 alloy after different compressive deformations (a)10%;(b)15%;(c)20%;(d)25%

圖2為中間形變熱處理至自然時(shí)效狀態(tài)時(shí)厚板的EBSD晶粒形貌圖。從圖中可以看出，壓縮變形量較小時(shí)，晶粒形貌基本保持軋制后的條帶狀變形組織形貌，隨著變形量的增大，合金組織由部分再結(jié)晶及亞晶晶粒構(gòu)成，晶粒尺寸逐漸減??；變形量為20%時(shí)，大小均勻、形態(tài)趨于等軸狀的晶粒體積分?jǐn)?shù)明顯增大；變形量為25%時(shí)，大部分的再結(jié)晶晶粒長(zhǎng)大，尺寸增加，但仍然存在少量的細(xì)小晶粒。EBSD觀察到的晶粒形貌與金相組織結(jié)果一致。

圖2 不同壓縮變形量處理后2A97-T34鋁鋰合金EBSD晶粒形貌 (a)10%;(b)15%;(c)20%;(d)25%Fig.2 EBSD grain morphologies of 2A97-T34 alloy after different compressive deformations

2.2 析出相特征

圖3為中間形變熱處理至自然時(shí)效狀態(tài)時(shí)厚板沿基體〈110〉晶帶軸觀察到的晶內(nèi)及晶界組織?？梢钥闯?，晶內(nèi)存在一種圓形的沉淀相，析出相的分布不均勻，大小從1 nm到5 nm不等。從衍射斑點(diǎn)可以看出，球狀的析出相為δ′(Al3Li)相。當(dāng)壓縮變形量小于20%時(shí)，隨著變形量的增大，δ′析出相所對(duì)應(yīng)的衍射斑逐漸變亮，晶內(nèi)δ′相數(shù)量增加，尺寸逐漸增大，晶界處的δ′相數(shù)量較多，分布連續(xù)，如圖3(b)，(d)所示；變形量增大到20%之后，δ′相分布更加彌散、均勻，平均大小為4 nm左右，晶界處δ′相數(shù)量明顯減小，分布不連續(xù)，如圖3(f)所示；當(dāng)壓縮變形量增大到25%時(shí)，δ′相對(duì)應(yīng)的衍射斑點(diǎn)變暗，晶內(nèi)δ′相的數(shù)量有所減少，尺寸稍有增大，大小為5 nm左右，晶界處析出相數(shù)量較少。

圖3 不同壓縮變形量處理后2A97-T34鋁鋰合金TEM照片

2.3 拉伸性能

圖4為中間形變熱處理至自然時(shí)效狀態(tài)時(shí)厚板的的短橫向(ST向)室溫拉伸性能。可以看出，在實(shí)驗(yàn)所選的壓縮變形量范圍內(nèi)，合金短橫向的強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率變化規(guī)律相同。壓縮變形量小于20%時(shí)，屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率隨壓縮變形量的增大而逐漸增大，變形量從20%增大到25%后，強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率略有下降。當(dāng)壓縮變形量為20%時(shí)，合金的屈服強(qiáng)度為324 MPa，抗拉強(qiáng)度為447 MPa，伸長(zhǎng)率為14.2%，此時(shí)合金的強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率匹配性最好。

圖4 不同壓縮變形量處理后2A97-T34鋁鋰合金短橫向拉伸性能Fig.4 Tensile properties at ST direction of 2A97-T34 alloy after different compressive deformations

2.4 晶間腐蝕

圖5為中間形變熱處理至自然時(shí)效狀態(tài)時(shí)厚板的晶間腐蝕形貌?？梢钥闯觯辖鹁l(fā)生了明顯的晶間腐蝕現(xiàn)象。壓縮變形量為10%時(shí)，合金最大腐蝕深度為147 μm；變形量為15%時(shí)，腐蝕深度為126 μm；變形量為20%時(shí)，最大腐蝕深度增加至135 μm；當(dāng)變形量增大到25%時(shí)，該狀態(tài)下合金的耐晶間腐蝕性能最好，最大晶間腐蝕深度僅為114 μm。

圖5 不同壓縮變形量處理后2A97-T34鋁鋰合金晶間腐蝕形貌

3 分析與討論

3.1 中間形變熱處理對(duì)合金力學(xué)性能的影響

Al-Cu-Li系合金在自然時(shí)效狀態(tài)下，析出相主要為δ′相，δ′相與Al基體有序共格，位錯(cuò)成對(duì)切割小的球形δ′粒子，容易產(chǎn)生平面滑移[12]。平面滑移、可剪切的強(qiáng)化相、沿晶界的無(wú)沉淀析出帶，這些組織特征導(dǎo)致了鋁鋰合金的低塑性問(wèn)題。平面滑移和應(yīng)變局域化趨勢(shì)導(dǎo)致滑移帶受阻于晶界，并且引起應(yīng)力集中，應(yīng)力集中的程度取決于滑移的長(zhǎng)度，也就是晶粒的尺寸[13]，因此，大尺寸再結(jié)晶晶粒會(huì)降低合金塑性。由圖1和圖2可以看出，當(dāng)后續(xù)熱處理?xiàng)l件固定時(shí)，2A97鋁鋰合金的再結(jié)晶程度與中間形變熱處理工藝中的壓縮變形量有一定關(guān)系。在260 ℃低溫退火后，合金的主要析出相為大尺寸的T2(Al6CuLi3)相，室溫壓縮時(shí)，在T2相周圍會(huì)產(chǎn)生大量位錯(cuò)塞積，并形成局部變形帶，在隨后的再結(jié)晶固溶處理時(shí)T2相粒子會(huì)成為再結(jié)晶核心，引發(fā)再結(jié)晶[8,14-16]。當(dāng)壓縮變形量小于20%時(shí)，由于變形量較小，儲(chǔ)存的變形能較小，只有極少部分區(qū)域發(fā)生了再結(jié)晶，因此合金的再結(jié)晶程度較低，原始的變形組織基本得到保留；隨壓縮變形量的增大(變形量增大到20%后)，變形均勻性增加，變形儲(chǔ)能增大，位錯(cuò)密度也隨變形程度的增大而增多，為原子擴(kuò)散提供了有利通道，降低了再結(jié)晶的激活能，因此合金的再結(jié)晶晶粒體積分?jǐn)?shù)增大，再結(jié)晶程度提高，細(xì)小晶粒的數(shù)量明顯增多，增大了裂紋擴(kuò)展阻力，而且數(shù)量較多的等軸再結(jié)晶晶粒間的協(xié)調(diào)性較好，變形時(shí)更均勻，增大了裂紋萌生的阻力，同時(shí)提高了位錯(cuò)的存儲(chǔ)能力，從而提高合金伸長(zhǎng)率，與此同時(shí)，δ′相在晶界處的析出減少，如圖3(f)所示，晶界處的應(yīng)力集中減小，增強(qiáng)了晶粒間的結(jié)合強(qiáng)度，合金在外力作用下不易發(fā)生斷裂，進(jìn)一步提高了合金的伸長(zhǎng)率。當(dāng)壓縮變形量增大到25%時(shí)，變形儲(chǔ)能更大，形成的再結(jié)晶晶粒在隨后的熱處理過(guò)程中直接長(zhǎng)大，再結(jié)晶晶粒尺寸增加，伸長(zhǎng)率降低。

合金屈服強(qiáng)度主要受位錯(cuò)開(kāi)動(dòng)阻力的影響[17]，壓縮變形量增大后合金內(nèi)部的位錯(cuò)數(shù)量增多，導(dǎo)致固溶淬火前合金內(nèi)部空位密度增大，空位密度越大，δ′相的析出驅(qū)動(dòng)力越大，因此δ′相的數(shù)量和尺寸增加，對(duì)位錯(cuò)釘扎作用增加。當(dāng)壓縮變形量小于20%時(shí)，δ′相的數(shù)量和尺寸增加，合金的屈服強(qiáng)度逐漸增大；在進(jìn)一步增大壓縮變形量之后，δ′相數(shù)量略微減少，對(duì)位錯(cuò)的釘扎作用降低，引起合金屈服強(qiáng)度的降低。合金的抗拉強(qiáng)度主要取決于位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)阻力的大小，當(dāng)壓縮變形量小于20%時(shí)，隨變形量的增大，δ′析出相數(shù)量增加，提高了位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)阻力，因此，當(dāng)變形量小于20%時(shí)，合金抗拉強(qiáng)度隨壓縮變形量的增大而增加；變形量增大到25%時(shí)，δ′相析出數(shù)量減少，因此合金的抗拉強(qiáng)度也有所降低。

3.2 中間形變熱處理對(duì)合金腐蝕性能的影響

Al-Cu-Li系合金的局部腐蝕敏感性受合金化學(xué)成分、熱處理狀態(tài)、微觀組織、晶粒形貌以及縱橫比的影響。Al-Li合金晶間腐蝕的主要形式是電化學(xué)腐蝕，因?yàn)榫Ы缡侨毕荨㈦s質(zhì)和合金元素集中的地方，第二相傾向于在晶界處析出，導(dǎo)致晶界與晶體內(nèi)的化學(xué)成分差異，晶界的化學(xué)活性高于晶內(nèi)，更容易發(fā)生腐蝕。在本工作中，2A97鋁鋰合金自然時(shí)效狀態(tài)下的晶間腐蝕性能與δ′相在晶內(nèi)、晶界的數(shù)量及分布和晶粒形貌有關(guān)。

由圖3可以看出，增大壓縮變形量后，δ′相在晶內(nèi)析出數(shù)量增多，晶界處的δ′相分布不連續(xù)且數(shù)量稀少，切斷了晶界處的連續(xù)腐蝕通路，因此，從析出相的影響來(lái)看，壓縮變形量為20%和25%時(shí)，合金的耐晶間腐蝕性應(yīng)該更好，但腐蝕結(jié)果表明壓縮變形量為25%時(shí)，合金耐晶間腐蝕性能最好，而壓縮量為20%時(shí)，耐腐蝕性能較差，這主要和合金的再結(jié)晶程度有關(guān)。研究表明[18]，晶間腐蝕容易沿著再結(jié)晶后的大角度晶界進(jìn)行，因此再結(jié)晶的等軸晶粒更容易發(fā)生晶間腐蝕。本實(shí)驗(yàn)結(jié)果表明，當(dāng)壓縮變形量為10%和15%，由于晶界析出相數(shù)量較多，而且析出連續(xù)，合金的耐晶間腐蝕性能較差；壓縮變形量為20%和25%時(shí)，晶界析出相數(shù)量較少，分布斷續(xù)，耐晶間腐蝕性能最終取決于合金的再結(jié)晶程度，細(xì)小的再結(jié)晶晶粒數(shù)量越多，合金的耐腐蝕性能越差。

4 結(jié)論

(1)中間形變熱處理工藝對(duì)合金短橫向力學(xué)性能有較大影響。壓縮變形量在10%～20%范圍內(nèi)，強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率隨變形量的增大而逐漸增大，變形量超過(guò)20%時(shí)，強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率略有下降。當(dāng)壓縮變形量為20%時(shí)，合金強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率的匹配性較好。

(2)隨壓縮變形量的增大，合金的再結(jié)晶程度提高，晶界析出相數(shù)量減少，合金的伸長(zhǎng)率明顯提高；合金基體內(nèi)析出相數(shù)量先增加后降低，析出相數(shù)量的變化直接影響合金的強(qiáng)度。

(3)合金的耐晶間腐蝕性能和宏微觀組織有關(guān)。壓縮變形量為25%時(shí)，合金的耐晶間腐蝕性能最好，晶粒形貌和析出相的數(shù)量及分布對(duì)2A97鋁鋰合金的晶間腐蝕性能起主要作用。