林毅，鄭子樵，張海鋒，韓燁，孔祥

(中南大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，湖南 長沙，410083)

鋁鋰合金具有比強(qiáng)度高和比剛度高、疲勞裂紋擴(kuò)展速率低和高、低溫性能較好等特點(diǎn)，廣泛應(yīng)用于航天航空領(lǐng)域，成為減輕飛行器質(zhì)量、提升飛行器有效載質(zhì)量、提高燃油效率以及提高安全性能的重要途徑[1?3]。2099合金屬于第 3代鋁鋰合金。20世紀(jì) 90年代末期，美國空軍致力于研發(fā)一種 Li含量大于2%(質(zhì)量分?jǐn)?shù))，而各向異性明顯低于當(dāng)時已有其他鋁鋰合金的新合金，通過成分和加工工藝優(yōu)化研制出C489合金，雖然C489合金的產(chǎn)生較好地解決了鋁鋰合金各向異性的問題，但是 C489鋁鋰合金峰時效下的伸長率過低，達(dá)不到到航空材料伸長率不低于 5%的最低應(yīng)用標(biāo)準(zhǔn)。隨后，美國空軍與Alcoa公司合作，在 C489合金原有成分的基礎(chǔ)上，通過適當(dāng)降低鋰含量和提高鋯含量，研發(fā)出了伸長率更高，同時保持C489合金力學(xué)性能和各向異性小的C458合金，并于2003年將該合金注冊為 2099合金[4?6]。目前，2099合金被大量的應(yīng)用于制備Airbus 380的結(jié)構(gòu)件，如：2099-T83擠壓件用于制造飛機(jī)地板橫梁以及座位導(dǎo)軌、2099-T8E67擠壓件用于制造機(jī)翼縱梁、2099-T8E77板材則用于制造飛機(jī)的其他零部件[7]。近10年來，國外研究人員對2099合金的時效工藝[8?9]、淬火敏感性[10]、腐蝕行為[11]以及塑性加工工藝[13]做了深入的研究，為鋁鋰合金的基礎(chǔ)研究提供了大量可靠的數(shù)據(jù)，但是關(guān)于 2099合金均勻化工藝研究較少。2099合金均勻化工藝的確定及優(yōu)化可確保工業(yè)化生產(chǎn)中獲得質(zhì)優(yōu)的前期產(chǎn)品，更是保證最終產(chǎn)品性能的穩(wěn)定及優(yōu)異的關(guān)鍵。為此，本文作者通過金相觀察、掃描電鏡、透射電鏡以及力學(xué)性能分析等方法，研究了不同均勻化溫度和時間對 2099鋁鋰合金組織和性能的影響，提出了適合2099鋁鋰合金的均勻化處理制度，為2099鋁鋰合金的國產(chǎn)化提供可靠的數(shù)據(jù)支持。

1 實(shí)驗(yàn)方法

實(shí)驗(yàn)用 2099鋁鋰合金成分見表 1。合金以高純Al，Mg，Zn和 Li，以及 Al-Cu，Al-Mn，Al-Zr，Al-Ti和Al-Be中間合金為原料進(jìn)行配制。首先將純Al加入電阻爐中熔煉，當(dāng)Al熔化后分別加入中間合金以及其他純金屬。熔煉過程進(jìn)行除氣、扒渣，以減少氣體以及夾雜對鑄錠組織的影響。隨后，在760 ℃，于圓柱形水冷模中澆注，最終獲得直徑×長度為 100 mm×230 mm的鑄錠。

將鑄錠頭尾切去，從鑄錠邊緣向中心沿高度方向切取若干30 mm×10 mm×150 mm(長×寬×厚)的試樣，見圖 1。均勻化處理在鹽浴爐中進(jìn)行，均勻化處理工藝見表 2。將鑄態(tài)試樣和均勻化試樣分別在不同型號的水磨砂紙、金相砂紙上打磨，并在絨布上進(jìn)行拋光，用凱勒試劑(2.5%HNO3+1.5%HCl+1%HF+90%H2O，體積分?jǐn)?shù))腐蝕30 s后，在Leica EC3 光學(xué)顯微鏡下進(jìn)行金相組織觀察。利用Quanta?200環(huán)境掃描電鏡和TecnaiG2200透射電鏡對鑄態(tài)、均勻化試樣的第二相粒子的形貌、成分特征進(jìn)行觀察和分析。將鑄態(tài)、均勻化后的試樣加工成長90 mm，平行段長40 mm、厚2 mm、寬10 mm的拉伸試樣，并在電液伺服萬能材料試驗(yàn)機(jī)MTS 858下進(jìn)行室溫拉伸，測定相應(yīng)的室溫拉伸性能，拉伸速率為 2 mm/min。利用HXD?1000TM 顯微硬度計測定試樣在各狀態(tài)下的顯微硬度。

表1 2099鋁鋰合金化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù))Table 1 Chemical composition of 2099 Al-Li alloy%

圖1 均勻化試樣Fig.1 Homogenization sample

表2 2099合金均勻化處理工藝Table 2 Homogenization process of 2099 Al-Li alloy

2 結(jié)果及討論

2.1 合金鑄態(tài)組織

圖 2所示為 2099合金的鑄態(tài)金相組織。從圖2可以看出，合金鑄態(tài)組織呈明顯的樹枝晶特征，且晶界粗大，晶界上存在非平衡共晶組織。在掃描電鏡下觀察，晶界處的共晶相多呈形狀不規(guī)則的骨狀和塊狀，粒徑較大(50～150 μm)。圖3所示為合金元素的面分布。由圖3可知，鑄態(tài)合金晶界上存在明顯偏析，其中Cu偏析最嚴(yán)重，Zn次之，此外晶界上還存在一定數(shù)量的雜質(zhì)元素Fe，而Mg和Mn偏析不明顯。對圖3所顯示的微觀區(qū)域中的A～E點(diǎn)進(jìn)行能譜分析，結(jié)果見圖4，晶界共晶組織的化學(xué)成分主要為 Al2Cu，同時含有微量的Zn。

圖2 2099鋁鋰合金鑄錠顯微組織Fig.2 Microstructure of as-casting 2099 Al-Li alloy

圖3 2099合金鑄錠合金元素分布Fig.3 Distribution of elements of as-casting 2099 Al-Li alloy

在合金鑄錠晶界處形成的偏析跟熔體凝固過程中溶質(zhì)分配以及擴(kuò)散不均勻有關(guān)。在凝固過程中，固?液界面前沿熔體由于存在負(fù)的溫度梯度，固?液界面某些部突出生長進(jìn)入液相，進(jìn)入液相后突出部位生長速度增大，沿某一特定方向繼續(xù)生長形成樹枝晶[13]。晶粒生長過程中，晶界與液相接觸處形成凹槽，為Cu，Zn和Fe在晶界富集提供了有利條件，同時晶粒結(jié)晶時有可能將溶質(zhì)原子排在固?液界面，使溶質(zhì)原子在晶界上富集[14]，而合金中溶質(zhì)原子 Cu含量最高，因此，其在晶界上富集最為明顯。溶質(zhì)原子的富集導(dǎo)致了晶界偏析的產(chǎn)生。溶質(zhì)原子 Cu在晶界上富集為Al2Cu在晶界上形核生長提供了充足的原子，而且晶界本身是異質(zhì)形核的有利位置，所以在金屬液態(tài)凝固過程中，晶界上形成了大量的Al2Cu。

2.2 合金均勻化態(tài)組織

圖5所示為合金經(jīng)不同均勻化工藝處理后的金相組織。隨著均勻化溫度的提高，枝晶組織逐漸消失，且晶界變得細(xì)小。合金在520 ℃下均勻化24 h或36 h，由于溫度較低，組織中仍存在樹枝晶，晶界較粗，在530 ℃下均勻化24 h或36 h，樹枝晶都已基本消除，晶界細(xì)小，且分別在530 ℃，540 ℃和550 ℃下均勻化24 h或36 h，所得合金組織在光學(xué)顯微鏡下觀察差別不大。

圖4 共晶相能譜分析Fig.4 Energy spectrum analysis of eutectic phases

圖5 合金經(jīng)不同均勻化工藝處理后顯微組織(OM)Fig.5 Microstructure of alloy undertaken differential homogenization processes (OM)

圖6所示為合金經(jīng)不同的均勻化工藝處理后在掃描電鏡下所觀察到的殘余第二相粒子。由圖6可知，合金在520 ℃下進(jìn)行24 h或36 h均勻化處理，晶界上大部分形狀不規(guī)則共晶相已消失，晶界變得斷斷續(xù)續(xù)且不清晰，殘余第二相粒子呈形狀規(guī)則的細(xì)小點(diǎn)狀(或塊狀)和棒狀并沿晶界不連續(xù)分布。當(dāng)合金在530 ℃下均勻化24 h或36 h時，共晶相數(shù)量進(jìn)一步減少，殘余第二相粒子形狀變得更加規(guī)則。合金在更高的溫度下進(jìn)行均勻化處理，如540 ℃和550 ℃，晶界上的第二相粒子并未見明顯減少，相反，第二相粒子在局部晶界上出現(xiàn)了聚集粗化的現(xiàn)象。圖7所示為合金在530℃均勻化36 h后合金元素分布，與鑄態(tài)合金相比，均勻化處理降低了元素偏析程度，但晶界上仍殘留有一定量的Cu，Mn和Fe。晶界上殘余的第二相粒子形貌特征與研究[15]中的相似。對這些第二相粒子進(jìn)行能譜分析，結(jié)果如圖8所示，不同形貌的2種粒子成分以Al和 Cu為主，點(diǎn)狀粒子含有少量的Mn，而棒狀粒子除含有Mn外，還含有少量雜質(zhì)元素Fe。鑄錠中的AlCuMn，AlCuFeMn相的形成可能源于，熔體凝固過程中，熔點(diǎn)比 Cu高、含量以及在鋁中的溶解度遠(yuǎn)低于Cu的Mn和Fe較Cu先從熔體中析出，成為第二相粒子的富Mn、富Mn/Fe的形核核心，隨著熔體溫度的不斷下降，Cu原子逐漸在這些核心上沉積，最終形成AlCuMn和AlCuFeMn相。合金鑄錠在550 ℃下保溫36 h后，組織中依然存在AlCuMn和AlCuFeMn相，由此推斷這2種含Mn和Fe的第二相粒子難以通過均勻化來徹底消除。

圖6 合金經(jīng)不同均勻化工藝處理后的殘余第二相粒子Fig.6 Remainder secondary particles of alloy undertaken differential homogenization processes

圖7 經(jīng)530 ℃/36 h均勻化處理后合金元素面分布Fig.7 Distribution of elements of alloy undertaken homogenization treatment at 530 ℃/36 h

經(jīng)過530 ℃/36 h均勻化處理后的合金中殘留一定數(shù)量、粒徑在2 μm以下、分布在晶界以及晶內(nèi)的點(diǎn)狀和棒狀殘余第二相粒子，為了更好地研究這些粒子的形貌及成分，利用 TEM 對其進(jìn)行觀察分析，第二相粒子的形貌如圖9所示。同時，對這些粒子進(jìn)行能譜分析，其相應(yīng)的成分見表 3。粒徑較大的點(diǎn)狀粒子富含Cu和Mn，并含少量的Fe，而條狀粒子具有相對較多的Cu。由于粒子粒徑較小，進(jìn)行能譜分析時，其結(jié)果容易受到基體成分的干擾，因此，經(jīng)能譜分析所得的第二相粒子化學(xué)成分，只能定性的表征其所含的化學(xué)元素。

以上觀察說明，合金在530 ℃下均勻化24 h至36 h足以使鑄錠中絕大部分可溶性共晶相回溶到基體，使晶界上的第二相粒子從形狀不規(guī)則的粗大骨狀轉(zhuǎn)變?yōu)樾螤钜?guī)則的細(xì)小球狀和棒狀。此外，合金在一定溫度及時間內(nèi)進(jìn)行均勻化處理，如未能將鑄錠中的樹枝晶消除，則樹枝晶難以依靠單純延長均勻化時間的方法來消除，而提高均勻化溫度則有利于消除樹枝晶；當(dāng)鑄錠中的樹枝晶組織已消除以及可溶性共晶相大部分溶解，且組織不過燒的前提下，提高均勻化溫度以及延長均勻化時間對合金組織影響不明顯，相反過高的均勻化溫度，還會引起難溶第二相的粗大球化。

圖8 殘余第二相粒子能譜分析Fig.8 Energy spectrum analysis of remained secondary particles

圖9 殘余第二相粒子微觀結(jié)構(gòu)Fig.9 Microstructure of remained secondary particles

表3 殘余第二相粒子化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù))Table 3 Chemical composition of remained secondary particles %

2.3 均勻化態(tài)合金室溫拉伸性能

表4所示為合金經(jīng)不同均勻化工藝處理后的力學(xué)性能。由表4可知，隨著均勻化溫度的增加，合金的強(qiáng)度和伸長率出現(xiàn)了不同程度的提高，當(dāng)合金經(jīng)530 ℃/36 h的均勻化處理后，其抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度和伸長率分別為346.4 MPa，232.3 MPa和8.5%，均勻化處理有效地提高了合金的強(qiáng)度以及塑性。合金性能的提高，與其微觀組織的演變有著密切的聯(lián)系。均勻化處理后，鑄錠中大部分易溶共晶相以溶質(zhì)原子的形式回溶到 Al基體中，提高了基體溶質(zhì)原子的飽和度，對合金起到固溶強(qiáng)化的作用；晶界上粗大共晶相的消失、殘余第二相粒子粒徑的減少及其形狀的規(guī)則化，提高了晶界間的結(jié)合力，緩解了合金受力過程中晶界應(yīng)力集中程度，避免了合金過早的在受力過程中由于晶界粗大第二相上萌生微裂紋而斷裂，一定程度上提高合金室溫強(qiáng)度和塑性；樹枝晶的消失，有利于合金在塑性變形過程中的均勻變形，獲得較為理想的強(qiáng)度和塑性的配合。當(dāng)均勻化溫度繼續(xù)升高時，合金的室溫拉伸性能以及硬度并沒有明顯的改變，說明了合金中的絕大部分共晶相可在 530 ℃回溶到基體中去，而殘余的第二相粒子在550 ℃依然保持穩(wěn)定，難以通過均與化的方法來消除。

表4 2099合金各狀態(tài)下的力學(xué)性能Table 4 Mechanical properties of 2099 alloy in different conditions

3 結(jié)論

(1) 2099鑄態(tài)合金在530 ℃下進(jìn)行36 h的均勻化處理可使合金中絕大部分共晶相回溶到基體，樹枝晶消失。經(jīng)均勻化處理后的合金晶界上殘余少量的細(xì)小點(diǎn)狀和棒狀的AlCuMn相和AlCuFeMn相。

(2) 2099合金在530 ℃下均勻化處理后，合金室溫拉伸性能得到提高，其抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度和伸長率分別為346.4 MPa，232.3 MPa和8.5%。

(3) 2099合金在更高溫度進(jìn)行均勻化處理，如540℃或550 ℃，合金的室溫拉伸性能并未進(jìn)一步提高，而合金中的殘余第二相粒子在局部晶界上出現(xiàn)粗大球化現(xiàn)象。因此，在考慮提高生產(chǎn)率，降低能耗以及均勻化充分的基礎(chǔ)上，將2099合金的均勻化處理工藝定為 530 ℃/36 h。

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