預(yù)拉伸變形量對(duì)2050鋁鋰合金組織和性能的影響

于 娟，馮朝輝，趙唯一，姚 勇，游 文

（1.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；2.西南鋁業(yè)（集團(tuán)）有限責(zé)任公司 鋁鋰合金材料研究室，重慶 401326）

隨著航空技術(shù)發(fā)展，飛機(jī)的結(jié)構(gòu)重量系數(shù)正在不斷下降，機(jī)體結(jié)構(gòu)的高可靠/長(zhǎng)壽命的要求也在不斷提高，鋁鋰合金作為機(jī)體用輕量化結(jié)構(gòu)材料，發(fā)展前景良好[1-4]。2050鋁鋰合金厚板作為擬取代7050-T7451鋁合金的第三代Al-Cu-Li系合金，是在第二代鋁鋰合金的基礎(chǔ)上，通過降低Li含量，增加主合金化元素Cu和微合金化元素（Zn、Ag、Mn和Sc）等含量，獲得了更加匹配的強(qiáng)韌性、優(yōu)異的耐損傷和耐疲勞性能，已經(jīng)在空客A380-800和A380-800F上實(shí)現(xiàn)了裝機(jī)應(yīng)用[5-8]。Al-Cu-Li系合金屬于可熱處理強(qiáng)化的鋁鋰合金，熱處理工藝參數(shù)如時(shí)效溫度和預(yù)拉伸變形量影響合金的析出相種類、分布和尺寸，進(jìn)而改變合金性能[9]。張顯峰等[10]研究了自然時(shí)效狀態(tài)下，預(yù)拉伸處理對(duì)鋁鋰合金微觀組織和性能的影響，結(jié)果表明，隨預(yù)拉伸變形量的增大，合金的屈服強(qiáng)度持續(xù)增加，抗拉強(qiáng)度先降低后趨于平穩(wěn)，合金性能的變化主要取決于基體內(nèi)位錯(cuò)密度和主要強(qiáng)化相δ′的分布情況。Vincent等[11]研究發(fā)現(xiàn)通過改變?nèi)斯r(shí)效制度可以改變2050鋁鋰合金晶內(nèi)和晶界處的腐蝕形貌，進(jìn)而影響合金的腐蝕敏感性。目前我國(guó)鋁鋰合金的發(fā)展與國(guó)外尚存一定差距，而且關(guān)于人工時(shí)效狀態(tài)下第三代鋁鋰合金力學(xué)性能和腐蝕性能的綜合研究較少，因此，有必要對(duì)該狀態(tài)下鋁鋰合金預(yù)拉伸變形對(duì)合金組織和性能的影響進(jìn)行系統(tǒng)研究，明確性能變化機(jī)理。

本文以2050鋁鋰合金為研究對(duì)象，研究預(yù)拉伸變形量對(duì)人工時(shí)效狀態(tài)下合金的室溫拉伸性能與抗晶間腐蝕性能的影響，同時(shí)對(duì)不同狀態(tài)合金的微觀組織進(jìn)行對(duì)比，為鋁鋰合金的組織設(shè)計(jì)與制備工藝的研究提供依據(jù)。

1 試驗(yàn)材料與方法

試驗(yàn)所用材料為某公司提供的20 mm厚2050鋁鋰合金板材，化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%，下同）為：3.54Cu、0.91Li、0.36Mn、0.38Ag、0.12Zr、0.37Mg、<0.05Zn、≤0.10Ti、≤0.10Fe、<0.05Si，余量Al。板材經(jīng)530℃×2.5 h固溶后，水冷，沿厚板軋制方向進(jìn)行預(yù)拉伸變形處理，變形量分別為0%、2.5%、3.0%、3.5%、4.0%、4.5%和5.0%。將變形后的板材進(jìn)行人工時(shí)效處理，時(shí)效制度為145℃×20 h。

將時(shí)效處理后的板材沿縱向（L）和橫向（LT）方向取拉伸試樣，試樣尺寸為M16 mm×110 mm，在INSTRON型拉伸試驗(yàn)機(jī)上按GB/T 228.1—2010《金屬材料 拉伸試驗(yàn) 第1部分：室溫試驗(yàn)方法》進(jìn)行拉伸，取3個(gè)平行試樣拉伸結(jié)果的平均值作為最終拉伸性能。

透射電鏡分析在JEM-2000 CX型電鏡上進(jìn)行。將時(shí)效后的試樣線切割成0.5 mm的薄片后手動(dòng)研磨至100μm以下，然后在雙噴電解儀上進(jìn)行透射試樣制備。

晶間腐蝕試驗(yàn)按照GB/T 7998—2005《鋁合金晶間腐蝕測(cè)定方法》進(jìn)行，在腐蝕介質(zhì)中浸泡6 h后取出，清洗干凈后切取截面進(jìn)行研磨拋光，在光學(xué)顯微鏡下進(jìn)行晶間腐蝕形貌觀察并測(cè)量最大腐蝕深度。

2 試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 拉伸性能

圖1為不同預(yù)拉伸變形量下時(shí)效態(tài)鋁鋰合金L和LT向的室溫拉伸性能。從圖1可以看出，不同方向合金的拉伸性能變化規(guī)律相同。在本試驗(yàn)的預(yù)拉伸變形量范圍內(nèi)，變形量在0%～4.0%內(nèi)，隨變形量的增比，合金的強(qiáng)度逐漸增加，伸長(zhǎng)率逐漸降低，預(yù)拉伸變形量大于4.0%后，強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率趨于穩(wěn)定。未經(jīng)預(yù)拉伸變形時(shí)，厚板L向的Rm（抗拉強(qiáng)度）為465 MPa，Rp0.2（屈服強(qiáng)度）為296 MPa，A（伸長(zhǎng)率）為17.8%，LT向的Rm為449 MPa，Rp0.2為293 MPa，A為22.8%，經(jīng)過2.5%的預(yù)拉伸變形后，厚板強(qiáng)度顯著提高，L向的Rm提高到532 MPa，Rp0.2為481 MPa，A為14.0%，LT向的Rm提高到522 MPa，Rp0.2為462 MPa，A降為15.5%。變形量為5%時(shí)，厚板L向的Rm為565 MPa，Rp0.2為538 MPa，A為12.9%，LT向的Rm為556 MPa，Rp0.2為518 MPa，A為13.4%。

圖1 不同預(yù)拉伸變形量下時(shí)效態(tài)2050合金拉伸性能Fig.1 Tensile properties of the aged 2050 alloy under different pre-stretching amounts

2.2 晶間腐蝕

圖2為不同預(yù)拉伸變形量下時(shí)效態(tài)鋁鋰合金厚板的晶間腐蝕形貌，表1為最大晶間腐蝕深度值。可以看出，未經(jīng)預(yù)拉伸變形的試樣存在明顯的晶間腐蝕現(xiàn)象，最大腐蝕深度為111.714μm，按GB/T 7998—2005《鋁合金晶間腐蝕》可知，腐蝕等級(jí)為4級(jí)；經(jīng)過不同預(yù)拉伸變形量處理后的試樣腐蝕類型均為點(diǎn)蝕，而且隨預(yù)拉伸變形量的增大，鋁鋰合金的最大點(diǎn)蝕深度逐漸減小，變形量為2.5%時(shí)，點(diǎn)蝕坑深度為148.629μm，腐蝕等級(jí)為4級(jí)，變形量為5%時(shí)，點(diǎn)蝕坑深度最小，為81.600μm，腐蝕等級(jí)為3級(jí)。

圖2 不同預(yù)拉伸變形量下2050合金晶間腐蝕形貌Fig.2 Intergranular corrosion morphologies of the 2050 alloy under different pre-stretching amounts

表1 不同預(yù)拉伸變形量下時(shí)效態(tài)2050合金最大晶間腐蝕深度Table 1 Maximum depth of intergranular corrosion of the aged 2050 alloy under different pre-stretching amounts

2.3 微觀組織

圖3為不同預(yù)拉伸變形量下時(shí)效態(tài)2050鋁鋰合金厚板沿基體[110]晶帶軸觀察到的晶內(nèi)明場(chǎng)和暗場(chǎng)像形貌。可以看出，合金基體內(nèi)主要存在兩種不同的析出相，分別為尺寸較大的呈長(zhǎng)針狀交錯(cuò)分布的析出相和尺寸較小的呈短針狀相互垂直分布的析出相，根據(jù)文獻(xiàn)[12]，可以確定交錯(cuò)分布的析出相為T1（Al2CuLi）相，垂直分布的析出相為θ′（Al2Cu）相。從TEM照片可以看出，預(yù)拉伸變形量為0%時(shí)，合金基體內(nèi)的析出相主要為θ′相，T1相析出數(shù)量較少，長(zhǎng)度大約為70 nm；變形量增大到2.5%時(shí)，明場(chǎng)像和暗場(chǎng)像內(nèi)T1相數(shù)量均明顯增多，而且尺寸增大，長(zhǎng)度增加到100 nm左右；隨變形量的增大，晶內(nèi)T1相數(shù)量逐漸增多，分布更為密集，尺寸更均勻一致；預(yù)拉伸變形量>4.0%時(shí)，析出相數(shù)量和尺寸變化趨于平緩。

圖3 不同預(yù)拉伸變形量下時(shí)效態(tài)2050合金TEM照片F(xiàn)ig.3 TEM images of the aged 2050 alloy under different pre-stretching amounts

2.4 分析

可熱處理強(qiáng)化的Al-Cu-Li系合金性能受合金的宏微觀組織變化影響，特別是組織中織構(gòu)、晶粒形貌、晶界特性和析出相的種類、尺寸、體積分布等，而合金的組織特征又取決于合金制備過程的各階段工藝[13-15]。本文所研究的2050鋁鋰合金，除預(yù)拉伸變形量改變外，其他工藝參數(shù)相同，因此合金織構(gòu)、晶粒形貌、晶界無明顯差別，合金性能的變化主要與析出相的種類和分布有關(guān)。人工時(shí)效狀態(tài)下2050鋁鋰合金的主要析出相為T1相和θ′相，因此合金強(qiáng)度的提高主要依賴于T1相和θ′相體積分?jǐn)?shù)的增大和分布的彌散均勻程度增加。對(duì)固溶水冷后的厚板施加一定量的預(yù)拉伸變形，合金晶體內(nèi)亞晶界數(shù)量增加，而亞晶界處堆積了大量位錯(cuò)[16]，隨預(yù)拉伸變形量增大，晶內(nèi)位錯(cuò)密度逐漸增加，當(dāng)變形量增大到一定程度后，位錯(cuò)密度趨于穩(wěn)定。厚板未經(jīng)預(yù)拉伸變形時(shí)，由于晶內(nèi)位錯(cuò)密度低，基體內(nèi)的主要析出相為數(shù)量較少的θ′相，這是因?yàn)榕cT1相相比，θ′相與鋁基體共格，界面能及共格應(yīng)變能低，優(yōu)先在基體內(nèi)析出。施加預(yù)拉伸變形后，隨變形量增加，晶內(nèi)位錯(cuò)密度逐漸增大，合金的主要析出強(qiáng)化相變?yōu)門1相，T1相尺寸也逐漸增大。與θ′相相比，T1相形成的晶格畸變較大，內(nèi)應(yīng)變場(chǎng)阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的能力增大，因此變形量為2.5%時(shí)，晶粒內(nèi)部強(qiáng)度顯著提高，合金L向和LT向的抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度明顯提高；變形量>4.0%后，晶內(nèi)位錯(cuò)密度變化變小，T1相析出數(shù)量和尺寸變化較小，強(qiáng)度趨于穩(wěn)定。由于尺寸較大的T1相不可以被切過，位錯(cuò)繞過析出相時(shí)會(huì)在晶粒內(nèi)留下位錯(cuò)環(huán)而導(dǎo)致位錯(cuò)塞積，引發(fā)應(yīng)力集中，因此隨T1相的析出及長(zhǎng)大，合金塑性逐漸降低，T1相析出穩(wěn)定后，伸長(zhǎng)率趨于穩(wěn)定。

合金腐蝕性能的變化主要和時(shí)效時(shí)析出相在晶內(nèi)和晶界處的分布有關(guān)[17-18]。厚板未經(jīng)預(yù)拉伸變形時(shí)，基體內(nèi)的析出相主要為θ′相，而且晶界處的θ′相數(shù)量多于晶內(nèi)（見圖3（a）），晶界處容易形成連續(xù)網(wǎng)狀分布，因此具有較高的晶間腐蝕傾向。增大預(yù)拉伸變形量后，合金的主要析出相變?yōu)門1相，由于較多晶體缺陷的引入，T1相并不是單純的在晶界處析出，而是在晶內(nèi)大量彌散析出，使腐蝕前期作為陽極優(yōu)先溶解的T1相均勻分布，促進(jìn)點(diǎn)蝕發(fā)生，比預(yù)拉伸變形量為0%時(shí)具有更強(qiáng)的點(diǎn)蝕傾向，晶界腐蝕傾向減小。隨預(yù)拉伸變形量的增加，晶界處T1相數(shù)量逐漸減少，減緩了晶界陽極腐蝕，因此，經(jīng)預(yù)拉伸變形后，合金的抗晶間腐蝕性能得到改善。

3 結(jié)論

1）預(yù)拉伸變形量影響合金人工時(shí)效后的拉伸性能。隨預(yù)拉伸變形量的增加，合金L向和LT向的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度逐漸增加，變形量>4.0%后趨于平穩(wěn)，伸長(zhǎng)率逐漸降低后趨于穩(wěn)定。變形量為5.0%時(shí)，厚板L向的抗拉強(qiáng)度為565 MPa，屈服強(qiáng)度為538 MPa，伸長(zhǎng)率為12.9%，LT向的抗拉強(qiáng)度為556 MPa，屈服強(qiáng)度為518 MPa，伸長(zhǎng)率為13.4%。

2）預(yù)拉伸變形量影響合金人工時(shí)效后的抗晶間腐蝕性能。隨預(yù)拉伸變形量增加，腐蝕形貌由晶間腐蝕變?yōu)辄c(diǎn)蝕，點(diǎn)蝕深度逐漸減小。變形量為5%時(shí)，點(diǎn)蝕坑深度最小，為81.600μm，腐蝕等級(jí)為3級(jí)。

3）人工時(shí)效狀態(tài)下，未經(jīng)預(yù)拉伸變形的2050合金主要析出相為θ′相，經(jīng)預(yù)拉伸變形后，合金的主要析出相為T1相。隨預(yù)拉伸變形量的增加，晶內(nèi)T1相析出數(shù)量逐漸增多后趨于平緩。