鋁鋰合金熱處理工藝及其對材料性能影響研究現(xiàn)狀

鄧名洋,李瑞金,王 碩,楊 巧,張南瑞

(1.黑龍江科技大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院,黑龍江 哈爾濱 150022;2.中國建筑第三工程局 第三建設(shè)工程有限責(zé)任公司,湖北 武漢 430070;3.浙江水利水電學(xué)院 機械與汽車工程學(xué)院,浙江 杭州 310018)

鋁鋰合金是指在鋁及鋁合金中添加Li而形成的一類鋁合金。鋁鋰合金主要包括Al-Mg-Li及Al-Cu-Li(或Al-Li-Cu)兩個系列。Al-Mg-Li系主要為俄羅斯(前蘇聯(lián))發(fā)展的鋁鋰合金系列,包括1420、1421、1423、1424等鋁鋰合金,其中Mg和Li均為主合金元素。其他鋁鋰合金如 2197、2195、2050、2055、1460、1469、2090、8090等則基本為Al-Cu-Li系鋁鋰合金,Cu和Li均為其主合金元素,該系列鋁鋰合金是現(xiàn)階段開發(fā)新型鋁鋰合金的主要體系[1]。

鋁鋰合金的發(fā)展可分為三個階段,相應(yīng)的鋁鋰合金產(chǎn)品也明確劃分為三代[2],而且第三代鋁鋰合金在航空及航天工業(yè)上已經(jīng)獲得廣泛應(yīng)用。自2010年以來,美國鋁業(yè)公司(Alcoa)、加拿大鋁業(yè)公司(Alcan)、美國宇航局(NASA)、空客等鋁合金生產(chǎn)企業(yè)及其應(yīng)用部門均提出了發(fā)展第四代鋁鋰合金的構(gòu)想。其中超高強度是第四代鋁鋰合金的目標(biāo)性能之一,即在抗疲勞性能、彈性模量基本不降低的前提下,進(jìn)一步提高其強度和斷裂韌性[3]。

鋁鋰合金與其它鋁合金不同的是,把鋰—世界上最輕的元素,作為合金元素加到金屬鋁中。鋁鋰合金由于加入了更為輕量的鋰元素,使得該類材料作為一種低密度、高彈性模量、高比強度和比剛度的一類鋁合金[4]。有相關(guān)研究表明,在總體積不變的情況下,鋁基體中的鋰含量每增加1%,鋁合金的彈性模量便會增加約6%,比彈性模量增加9%,質(zhì)量減少3%[4,5]。但在加入鋰等合金元素的同時,還需要熱處理的手段將這些元素的作用真正揮發(fā)出來,以達(dá)到這些要求[6]。

鋁鋰合金作為鋁合金種類,不會發(fā)生固態(tài)相變[7],它既是變形鋁合金也是可熱處理強化鋁合金。相應(yīng)的熱處理方法主要為固溶+時效處理[8],通過熱處理使材料析出強化相。常見的鋁鋰合金強化與增韌的方法便是通過一系列熱處理手段進(jìn)行調(diào)控。例如2195鋁鋰合金便可以通過相應(yīng)的熱處理手段使該合金的峰值應(yīng)力達(dá)到550 MPa～590 MPa[9-12]。但是隨著鋁鋰合金材料的發(fā)展,對于該類材料的服役條件與要求也提出了更為嚴(yán)格的標(biāo)準(zhǔn)。常規(guī)的固溶時效處理無法析出充分的、性能較好的第二相組織,因此,改善熱處理工藝很有必要。

同時,鋁鋰合金經(jīng)過熱處理工藝后,由于析出了相應(yīng)的強化相,造成金屬化學(xué)成分的不均勻性,這些強化相與金屬基體造成了許多微小、電位高低不等的區(qū)域,造成了不同的微觀腐蝕電池[13]。尤其Li的性質(zhì)較為活潑,鋁鋰合金中含鋰的第二相組織與金屬基體的電位差較大,導(dǎo)致鋁鋰合金容易產(chǎn)生局部腐蝕[14]。

因此,為了進(jìn)一步探索鋁鋰合金形變熱處理與雙級時效對材料力學(xué)性能以及腐蝕性能的影響,本文對此進(jìn)行了較為全面的綜述,以期對新型鋁鋰合金的應(yīng)用與研究進(jìn)行參考。

1 鋁鋰合金形變熱處理對材料力學(xué)性能的影響

由于常規(guī)的固溶時效處理無法析出充足且性能較好的第二相組織,以滿足鋁鋰合金的高標(biāo)準(zhǔn)、高要求。針對此類現(xiàn)象,國內(nèi)外自上世紀(jì)八九十年代起便通過引入預(yù)變形的手段來改善熱處理工藝,例如N.J.Kim[15]等人發(fā)現(xiàn)固溶后冷變形會加速Al-Cu-Li合金時效過程中T1(Al2CuLi)相的形成,減少S′(Al2CuMg)相形成。預(yù)變形就是在鋁鋰合金固溶處理后施加一定程度的塑性變形,為材料內(nèi)部蓄積一定的能量,同時產(chǎn)生了位錯、亞晶界等缺陷,這些位錯會發(fā)生攀移、滑移,使得位錯發(fā)生塞積與纏結(jié),為保證后續(xù)人工時效處理第二相的析出形核提供一定程度的能量起伏條件,第二相會在這些缺陷處優(yōu)先形核,提供了除晶界缺陷之外另外的形核地點,提高材料內(nèi)部的彌散形核程度,使得材料內(nèi)部擁有充足地動力析出合金元素,產(chǎn)生第二相組織。

Kim J H 等[16]在第二相析出的動力學(xué)方面進(jìn)行過理論分析,研究成果表明,常規(guī)160 ℃人工時效需經(jīng)180 h才能使材料的抗拉強度達(dá)到560 MPa,但是預(yù)變形后經(jīng)人工時效只需20 h即可達(dá)到574 MPa的抗拉強度,預(yù)變形使得析出第二相的孕育期大大減少,第二相的析出更為充分。由于預(yù)變形過程會產(chǎn)生位錯等缺陷,因此預(yù)變形的變形量與位錯密度等有很大關(guān)系,變形量越大,位錯的密度越高,第二相的析出就更為充分且彌散[17],第二相強化作用發(fā)揮就更為充分。通常認(rèn)為這一熱處理過程是位錯強化、固溶強化、沉淀強化的線性疊加。不同系列鋁鋰合金的主要析出相如圖1[18]所示。

(a)第2代鋁鋰合金;(b)第3代鋁鋰合金;(c)晶帶軸<110>Al下所體現(xiàn)的主要析出相;(d)晶帶軸<112>Al下所體現(xiàn)的主要析出相圖1 鋁鋰合金主要析出相匯總及衍射圖案Fig.1 Summary and diffraction pattern of Al-Li alloy

但李建軍等[18]指出預(yù)變形所造成的強化方式并非三者強化方式的線性疊加,預(yù)變形后進(jìn)行人工時效處理,位錯密度由于回復(fù)作用會產(chǎn)生一定程度的下降,位錯強化作用下降。合金元素以第二相形式析出,固溶體內(nèi)的合金元素減少,固溶強化作用下降。析出相的形核階段消耗溶質(zhì)原子團(tuán)簇,因此,沉淀強化貢獻(xiàn)略微降低,但是在析出相長大階段,其強化貢獻(xiàn)顯著上升。綜合作用下,體現(xiàn)為材料的屈服強度先略微降低,后顯著升高。三者對于材料強度作用與演變?nèi)鐖D2[18]所示。

圖2 AA2050鋁鋰合金在人工時效過程中強度分量和屈服強度的演變Fig.2 Evolution of strength component and yield strength of AA2050 Al-Li alloy during manual aging

圖中,σss為位錯強化貢獻(xiàn),σy為總貢獻(xiàn)程度,σp=σp-d+σp-n,σp-d及σp-n分別表示原子團(tuán)簇及T1析出相的強化貢獻(xiàn)。

那么預(yù)變形的變形量就作為一個重要影響指標(biāo)進(jìn)行研究。于娟等[19]研究了熱處理過程中預(yù)變形量對2025鋁鋰合金室溫拉伸性能的影響,發(fā)現(xiàn)隨預(yù)拉伸變形量的增加,合金L向和LT向的屈服強度和抗拉強度逐漸增大,變形量>4.0%后趨于平穩(wěn),伸長率逐漸降低后趨于穩(wěn)定。預(yù)拉伸變形量為5.0%時,合金的強度和抗晶間腐蝕性能最佳。預(yù)變形量對材料力學(xué)性能的影響如圖3[19]所示,不同變形量對時效析出相的形態(tài)如圖4[19]所示。

(a)L向;(b)LT向圖3 不同預(yù)拉伸變形量下時效態(tài)2050合金拉伸性能Fig.3 Tensile performance of aging-state 2050 alloy under different pre-tensile deformation amount

(a)0%,明場像;(b)0% ,暗場像;(c)2.5% ,明場像;(d)2.5%,暗場像;(e)3.0%,明場像;(f)3.0%,暗場像;(g)4.0%,明場像;(h)4.0%,暗場像;(i)5.0%,明場像 ;(j)5.0%,暗場像圖4 不同預(yù)拉伸變形量下時效態(tài)2025合金TEM照片F(xiàn)ig.4 TEM photograph of aging-state 2050 alloy under different pre-tensile deformation amount

于娟等[20]對中間形變熱處理過程中進(jìn)行不同壓縮變形量處理的2A97鋁鋰合金厚板短橫向室溫拉伸性能進(jìn)行了研究,隨壓縮變形量的增加,強度和伸長率先增加后降低,發(fā)現(xiàn)壓縮變形量為20%時,再結(jié)晶晶粒細(xì)小,晶粒內(nèi)包含均勻彌散分布的δ′相,晶界處的δ′相斷續(xù)分布,合金的拉伸性能最好,伸長率明顯提高。不同壓縮變形量對于鋁鋰合金內(nèi)部第二相析出形態(tài)如圖5[20]所示,不同壓縮變形量對材料力學(xué)性能的影響如圖6[20]所示。

(a)(b)10%;(c)(d)15%;(e)(f)20%;(g)(h)25%圖5 不同壓縮變形量處理后2A97-T34鋁鋰合金TEM照片F(xiàn)ig.5 TEM photograph of 2A97-T34 Al-Li alloy under different compression deformation amount processing

圖6 不同壓縮變形量處理后2A97-T34鋁鋰合金短橫向拉伸性能Fig.6 Short lateral tensile properties of 2A97-T34 Al-Li alloy under different compression deformation amount processing

劉一宏等[21]對固溶態(tài)2050鋁鋰合金采取了不同預(yù)拉伸變形量處理,發(fā)現(xiàn)當(dāng)預(yù)拉伸變形量增加到5%,2050鋁鋰合金的屈服強度增加幅度較大,由固溶態(tài)的321 MPa增加到470 MPa;抗拉強度的增幅較小,由固溶態(tài)的489 MPa增加534 MPa;伸長率由固溶態(tài)的27.1%降低到15.0%;屈強比由固溶態(tài)的65.6%增加到88.0%。固溶態(tài)2050鋁鋰合金擠壓棒材經(jīng)2%預(yù)拉伸處理和155 ℃×72 h的時效處理后,抗拉強度、屈服強度、屈強比和伸長率分別為587 MPa、555 MPa、94.5%和9.8%。圖7[21]為不同預(yù)拉伸量下材料的力學(xué)性能關(guān)系。同時,不同的預(yù)變形模式也會對位錯密度以及演變產(chǎn)生影響,導(dǎo)致第二相的析出行為產(chǎn)生不同結(jié)果。Zhu Q Q 等[22]發(fā)現(xiàn)采用多軸壓縮作為預(yù)變形能夠顯著提升試樣的時效動力學(xué)和強度。常規(guī)T6熱處理達(dá)到峰值時效的時間為279 h,材料硬度為418 HV。多軸壓縮預(yù)變形后時效處理,僅需16 h即達(dá)到峰值硬度498 HV。

圖7 不同預(yù)拉伸量下材料的力學(xué)性能關(guān)系Fig.7 Relationship between mechanical properties of materials under different pretensile amounts

目前,國內(nèi)外對于形變熱處理對鋁鋰合金力學(xué)性能的影響研究主要體現(xiàn)在預(yù)變形量這一因素的影響。但是對于理論分析計算形變熱處理強化效果、材料化學(xué)成分(尤其是微合金化)在形變熱處理這一過程中的影響等方面的研究還存在很多缺陷與不足。

2 鋁鋰合金雙級時效處理對材料力學(xué)性能的影響

通常對鋁鋰合金的熱處理是在固溶處理之后進(jìn)行一次時效處理,雙級時效便是在一級時效的基礎(chǔ)上再次進(jìn)行一次時效,并進(jìn)行修正與完善。雙級時效也可以分成預(yù)時效與最終時效的兩個階段,預(yù)時效階段便是形成高密度的GP區(qū),為最終時效階段沉淀相的析出提供形核長大地點,提供充足的化學(xué)起伏形核條件,使得性能較好的沉淀相組織析出更為充分且彌散。

王燕等[23]研究了不同雙級時效制度下,最終時效的保溫時間對2A97-T84鋁鋰合金力學(xué)性能的影響。不同保溫時間對材料力學(xué)性能的影響見表1[23]。

表1 不同保溫時間下的力學(xué)性能

孔祥等[24]采用一組T6單級時效(175 ℃ /48 h)(A)制度和兩組T8制度對試樣進(jìn)行處理,研究表明T8狀態(tài)下試樣的抗拉 強度均高于T6態(tài)。同時T8態(tài)中雙級時效制度(2.5%預(yù)變形,120 ℃/12 h+150 ℃/48 h)(C)相比于單級時效制度(2.5%預(yù)變形,150 ℃/48 h)(B)具有更優(yōu)異的綜合性能。圖8[24]為三組不同時效工藝下材料的力學(xué)性能。

圖8 三組時效合金的力學(xué)性能Fig.8 Mechanical properties of three sets of aging alloys

同時T8雙級時效與單級時效相比,δ′和 T1沉淀相更加充分、細(xì)小、彌散均勻地分布在材料中。圖9[24]為不同時效工藝下沉淀相地析出形態(tài)。

(a)(d)T6時效;(b)(e)T8時效;(c)(f)T8雙級時效圖9 三種時效制度下合金的TEM(暗場)像和電子衍射花樣Fig.9 TEM (dark field) image and electron diffraction pattern of alloy under three aging system

廖忠全等[25]研究不同時效制度對2A97鋁鋰合金力學(xué)性能。研究表明,135 ℃/36 h+175 ℃的雙級時效比 135 ℃的單級時效更有利于提高2A97鋁鋰合金的力學(xué)性能;隨著 175 ℃下的第二級時效時間延長,合金的力學(xué)性能顯著提高;135 ℃/36 h+175 ℃/24 h 雙級時效時,晶內(nèi)由大量的T1相和少量的δ′相組成,晶界析出物粗大、斷續(xù)分布,此時合金具有最優(yōu)的力學(xué)性能,其抗拉強度為605 MPa,伸長率7.7%。表2[25]為2A97鋁鋰合金經(jīng)過不同時效處理后的拉伸性能。

表2 2A97鋁鋰合金不同時效處理后的拉伸性能

圖10[25]為135 ℃/36 h+175 ℃/24 h 雙級時效時沉淀相的析出形態(tài)分布。由于預(yù)時效階段的作用是為最終失效提供GP區(qū)來作為沉淀相析出的形核地點,因此預(yù)時效的處理溫度與時間與最終時效相比而言較少,工藝也較為簡單。目前發(fā)展成熟的雙級時效工藝有T8雙級時效、T74雙級時效等。研究方向主要為對原有一級、二級時效工藝基礎(chǔ)上進(jìn)行修改與完善,開發(fā)出新的雙級時效技術(shù),以及研究不同雙級時效制度對材料的影響。

圖10 雙級時效下2A97 鋁鋰合金在 <001>α方向的 TEM 暗場像及電子衍射花樣Fig.10 TEM dark field image and electron diffraction pattern of 2A97 Al-Li alloy in <001> α direction under two-stage aging

3 鋁鋰合金形變熱處理對材料腐蝕性能的影響

由前述可知,鋁鋰合金經(jīng)過熱處理工藝之后,材料內(nèi)部的沉淀相與金屬基體由于電位的不同構(gòu)成了許多腐蝕程度不同的微觀電池。而形變熱處理由于引入了預(yù)變形使材料內(nèi)部的沉淀相析出更加充分,腐蝕加劇。但同時沉淀相的析出也更為彌散且均勻,材料的腐蝕行為也會逐漸從局部腐蝕轉(zhuǎn)變?yōu)槿娓g,對于材料設(shè)計者而言可以更好進(jìn)行腐蝕余量的設(shè)計。

于娟等[19]研究了不同預(yù)拉伸變形量處理并人工時效后2050鋁鋰合金抗晶間腐蝕性能。研究發(fā)現(xiàn),隨預(yù)拉伸變形量增加,腐蝕形貌由晶間腐蝕變?yōu)辄c蝕,點蝕深度逐漸減,抗晶間腐蝕能力逐漸提高,預(yù)拉伸變形量為5.0%時,合金的強度和抗晶間腐蝕性能最佳。圖11[19]為不同預(yù)變形量處理下材料的腐蝕形貌。

(a) 0%;(b) 2.5%;(c) 3%;(d) 3.5%;(e) 4%;(f) 4.5%;(g) 5%圖11 不同預(yù)拉伸變形量下2050合金晶間腐蝕形貌Fig.11 Intercrystalline corrosion morphology of 2050 alloy under different pre-tensile deformation amount

于娟等[20]對不同壓縮變形量處理的2A97鋁鋰合金晶間腐蝕性能進(jìn)行了深入研究。壓縮變形量為25%時,合金的耐晶間腐蝕性能最好,壓縮變形量為10%和15%時合金沉淀相大多在晶界析出,且析出連續(xù),耐腐蝕性能較差。圖12[20]為不同壓縮變形量處理后2497-T34鋁鋰合金晶間腐蝕形貌。

(a)10%;(b)15%;(c)20%;(d)25%圖12 不同壓縮變形量下合金腐蝕形貌Fig.12 Intercrystalline corrosion morphology of 2497-T34 Al-Li alloy after different compression deformation treatment

形變熱處理的過程當(dāng)中引入了位錯,造成了位錯塞積與纏結(jié),提供了除晶界等缺陷外的形核地點,分擔(dān)了一部分的腐蝕程度,使得晶間腐蝕效果降低;但同時由于沉淀相的析出更為充分,其中粗大的第二相組織以及密度較高的沉淀相區(qū)域容易誘發(fā)應(yīng)力集中,甚至形成裂紋源,為點蝕的產(chǎn)生提供了條件。因此,鋁鋰合金的抗腐蝕性能是晶粒與沉淀相共同作用的結(jié)果,合金的腐蝕為晶間腐蝕和點蝕的疊加效果。

田宇等[28]分別采用五組不同預(yù)拉伸量對峰時效2997鋁鋰合金進(jìn)行處理,研究發(fā)現(xiàn)五組不同預(yù)拉伸量的樣品經(jīng)過峰時效處理后,預(yù)拉伸量為5%的樣品應(yīng)力腐蝕敏感因子為5.9%,抗應(yīng)力腐蝕性能最好;預(yù)拉伸量為12.5%的樣品,應(yīng)力腐蝕敏感因子為41.4%,抗應(yīng)力腐蝕性能最差。表3[28]為不同預(yù)拉伸量的2297鋁鋰合金峰時效狀態(tài)下空氣及腐蝕介質(zhì)中的應(yīng)力腐蝕敏感性統(tǒng)計。

表3 不同預(yù)拉伸量下合金的應(yīng)力腐蝕敏感性

圖13[28]為不同預(yù)拉伸量的2297鋁鋰合金峰時效狀態(tài)下應(yīng)力腐蝕斷裂斷口形貌圖。對于應(yīng)力腐蝕而言,形變熱處理強化效果是固溶強化、位錯強化、沉淀強化三者疊加效果,形變熱處理使得沉淀相的析出更為充分,比常規(guī)熱處理引入了更多缺陷。由氫致開裂理論[26.27]可知,這些缺陷是吸收H的主要來源,這些H在拉應(yīng)力的作用下沿晶界擴(kuò)散進(jìn)入裂紋尖端區(qū)引起氫脆,同時大多數(shù)沉淀相為硬脆相,這些沉淀相容易產(chǎn)生應(yīng)力集中,形成裂紋源,提供應(yīng)力腐蝕的條件并且加速應(yīng)力腐蝕進(jìn)程,因此會在一定程度上會抵消合金的抗腐蝕性能。

(a)0;(b)2%;(c)5%;(d)8%;(e)12.5%圖13 不同預(yù)拉伸量下應(yīng)力腐蝕斷裂斷口形貌圖Fig.13 Fracture morphology of stress corrosion fracture under different pretensile amounts

國內(nèi)外對于形變熱處理對材料抗腐蝕性能的影響研究還不夠深入。由于材料的抗腐蝕性能是通過晶粒、沉淀相共同影響的,因此材料的抗腐蝕性能影響因素是復(fù)雜且多樣的,形變熱處理對材料的抗腐蝕性能調(diào)控不能很好掌握。未來形變熱處理技術(shù)對材料抗腐蝕性能的影響不只是預(yù)變形量這一影響因素的研究,還會有預(yù)變形方式、材料服役環(huán)境等因素的研究。

4 結(jié)論

形變熱處理以及雙級時效技術(shù)對材料的腐蝕性能與力學(xué)性能的提升效果是顯著的,這些技術(shù)可以很好彌補傳統(tǒng)固溶時效熱處理工藝所帶來的缺陷。筆者認(rèn)為,形變熱處理以及雙級時效技術(shù)對材料力學(xué)性能與腐蝕性能的影響與研究還不夠。

(1)形變熱處理與雙級時效可以更加促進(jìn)沉淀相的析出,但是其理論計算還不夠充分,尤其是目前對于形變熱處理所帶來的強化效果計算式只是建立在理想條件下,對于熱處理工藝設(shè)計者而言存在一定的困難。同時,形變熱處理與雙級時效對鋁鋰合金的力學(xué)性能影響的研究方向主要在尋找某類鋁鋰合金所適合的工藝,修改完善工藝制度如研究不同的預(yù)變形量、最終時效溫度與保溫時間等,但是在形變熱處理以及雙級時效條件下,合金元素的爭相析出行為(尤其是微合金化)以及不同預(yù)變形方式給材料力學(xué)性能帶來的影響等方面的研究還有很多不足之處。

(2)形變熱處理對鋁鋰合金的腐蝕性能的影響因素是多方面的,它涉及到晶粒與第二相的共同作用,影響因素的過多就會造成形變熱處理對材料腐蝕性能的影響機制過于復(fù)雜。同時,這方面的研究方向主要是在不同預(yù)變形量下材料的抗腐蝕性能,研究對象為晶間腐蝕與點蝕。但是形變熱處理對于服役材料的腐蝕性能影響以及不同預(yù)變形方式對材料腐蝕性能的影響等方面還有待研究。