2099鋁鋰合金微觀組織及性能的演變

林毅，鄭子樵，李世晨，孔祥，韓燁

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2099鋁鋰合金微觀組織及性能的演變

林毅，鄭子樵，李世晨，孔祥，韓燁

(中南大學 材料科學與工程學院，湖南 長沙，410083)

對2099鋁鋰合金微觀組織及性能在熱機加工過程中的演變進行研究。研究結果表明：枝晶粗大，晶界偏析嚴重的鑄態合金經雙級均勻化(510 ℃/12 h+530 ℃/36 h)處理后，樹枝晶消失，晶界偏析基本消除，晶界上殘余有少量的AlCuFeMn/AlCuMn顆粒。均勻化后的鑄錠在450℃進行熱擠壓，獲得直徑為16 mm的合金棒。合金經固溶處理后，平行于擠壓方向上，中心區域形成強的{111}á112?織構和次強的{111}á110?織構，表層區域形成{112}á110?織構。中心區域的織構強度較表層的強。合金心部和表層硬度(HV)分別為95和120。在峰時效條件下，大量的T1和δ′相以及少量的θ′相在基體中析出。合金相應的抗拉強度，屈服強度和伸長率分別為613 MPa，597 MPa和7.9%。隨著時效時間的延長，合金應力腐蝕敏感性降低。在過時效條件下，合金獲得理想的抗應力腐蝕性能，強度損失率為5.5%。

2099鋁鋰合金；均勻化；擠壓；織構；應力腐蝕破裂

鋁鋰合金具有比強度高和比剛度高、疲勞裂紋擴展速率低和高、低溫性能較好等特點，廣泛應用于航天航空領域，成為減輕飛行器質量、提升飛行器有效載質量、提高燃油效率以及提高安全性能的重要途徑[1?3]。2099合金屬于第三代鋁鋰合金。20世紀90年代末期，美國空軍致力于研發一種Li(質量分數)大于2%，而各向異性明顯低于當時已有其他鋁鋰合金的新合金，通過成分和加工工藝優化研制出C489合金，雖然C489合金的產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，達不到到航空材料伸長率不低于5%的最低應用標準。隨后，美國空軍與Alcoa公司合作，在C489合金原有成分的基礎上，通過適當降低鋰含量和提高鋯含量，研發出了伸長率更高，同時保持C489合金力學性能和各向異性小的C458合金，并于2003年，將該合金注冊為2099[4?6]。目前，2099合金被大量的應用于制備Airbus 380 的結構件，如：2099-T83擠壓件用于制造飛機地板橫梁以及座位導軌、2099-T8E67擠壓件用于制造機翼縱梁、2099-T8E77板材則用于制造飛機的其他零部件[7]。雖然2099鋁鋰合金時效工藝已發展成熟[8?9]，但關于2099合金在整個熱機加工過程中的微觀組織、性能的演變卻鮮有報道。合金微觀組織決定了合金產品最終性能，而掌握合金微觀組織在熱機加工過程中的演變規律是改進加工工藝，進而改善合金性能，開拓合金應用新領域的重要途徑。為此，本文作者通過光學顯微鏡、掃描電鏡、透射電鏡觀察以及力學性能測試等分析方法，研究2099鋁鋰合金在熱擠壓以及熱處理過程中微觀組織以及性能的演變，并對影響合金微觀組織以及性能的相關機理進行歸納，以便為2099鋁鋰合金國產化研制提供基礎數據和理論參考。

1 實驗方法

實驗用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和Al-Ti中間合金為原料進行配制。首先將純Al加入電阻爐中熔煉，當Al熔化后分別加入中間合金以及其他純金屬。熔煉過程進行除氣，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，最終鑄錠直徑×長度為100 mm×230 mm。

表1 2099鋁鋰合金化學成分(質量分數)

鑄錠首先在鹽浴爐中進行雙級均勻化(510 ℃/12 h+530 ℃/36 h)處理，均勻化后的鑄錠在470 ℃的空氣爐中退火4 h，然后在臥式擠壓機中進行擠壓，擠壓速度為6.6 m/min，最終獲直徑為16 mm的合金棒。棒狀試樣在540 ℃鹽浴中進行固溶處理，保溫1 h，水淬至室溫，然后進行2.5%拉伸預變形，最后進行雙級時效(121 ℃/12 h+151 ℃/，為時效時間)。

合金室溫拉伸在電液伺服萬能材料試驗機MTS 858上進行，拉伸速率為2 mm/min，試樣標距為30 mm。采用慢應變拉伸實驗評定合金在欠時效、峰時效和過時效狀態下的耐應力腐蝕性能，實驗在Letry 電子拉伸機上進行，腐蝕溶液是質量分數為3.5% NaCl水溶液，溶液溫度為25 ℃，應變速率為2×10?6s?1。合金顯微組織分別在Leica光學顯微鏡、Quanta-200環境掃描電鏡和TecnaiG2200透射電鏡上進行觀察。

2 實驗結果及分析

2.1 合金組織及性能在均勻化過程中的演變

2.1.1 合金鑄態組織

圖1所示為2099合金在光學顯微鏡下觀察到的鑄態金相組織。從圖1可以看出，合金鑄態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相。在掃描電鏡下觀察，晶界處的共晶相多呈形狀不規則的骨狀和塊狀，粒徑較大(50~150 μm)，如圖2所示。圖3所示為合金元素的面分布。由圖3可知：鑄態合金晶界上存在明顯偏析，其中Cu偏析最嚴重，Zn次之，此外晶界上還存在一定數量的雜質元素Fe，而Mg和Mn偏析不明顯。對晶界上粗大的第二相粒子進行能譜分析可知，其化學成分主要為Al2Cu，同時含有微量的Zn，Mn和Fe。

圖1 2099鋁鋰合金鑄錠顯微組織

圖2 2099鋁鋰合金鑄錠掃描電鏡照片

(a) 局部區域微觀組織形貌；(b) Al；(c) Cu；(d) Zn；(e) Mg；(f) Fe；(g) Mn

在合金鑄錠晶界處形的偏析跟熔體凝固過程中溶質分配以及擴散不均勻有關。在凝固過程中，固?液界面前沿熔體由于存在負的溫度梯度，固?液界面某些部突出生長進入液相，進入液相后突出部位生長速度增大，沿某一特定方向繼續生長形成樹枝晶[10]。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，同時晶粒結晶時有可能將溶質原子排在固?液界面，使溶質原子在晶界上富集[11]，導致晶界偏析的產生。溶質原子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形核的有利位置，所以在金屬液態凝固過程中，晶界上形成了大量的Al2Cu。

2.1.2 合金均勻化態組織

圖4所示為合金在鹽浴中經510 ℃/12 h+530 ℃/36 h均勻化處理后的顯微組織。由圖4(a)可知：經均勻化處理后，鑄錠中的樹枝晶已基本消除，晶界上大部分形狀不規則共晶相已消失，晶界變得斷斷續續且不清晰，殘余第二相粒子呈形狀規則的細小點狀(或塊狀)和棒狀并沿晶界不連續分布(圖4(b))。晶界上殘余的第二相粒子形貌特征與研究[12]中的相似。對這些第二相粒子進行能譜分析，結果如圖5所示，2種形貌的共晶相成分主要以Al和Cu為主，點狀共晶相含有少量的Mn，而棒狀共晶相除了含有Mn外，還含有少量雜質元素Fe。鑄錠中的AlCuMn和AlCuFeMn相的形成可能是因為熔體凝固過程中，熔點比Cu的高，含量以及在鋁中的溶解度遠比Cu的低，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。這些相一般熔點較高，難以通過均勻化的方法來徹底消除。

(a) 光學顯微鏡照片；(b) 掃描電鏡照片

(a) 區域殘余第二相粒子；(b) 粒子G能譜分析；(c) 粒子H能譜分析

2.1.3 均勻態合金室溫力學性能

表2所示為合金經均勻化處理后的力學性能。由表2可知，隨著經均勻化處理后，合金的強度和伸長率出現了不同程度的提高，其抗拉強度b、屈服強度0.2和伸長率分別為342.4 MPa，235.3 MPa和7.7%，均勻化處理有效地提高了合金的強度和塑性，這與其微觀組織的演變密切相關。均勻化處理后，鑄錠中大部分易溶共晶相以溶質原子的形式回溶到Al基體中，提高了基體溶質原子的飽和度，對合金起到固溶強化的作用；晶界上粗大共晶相的消失、殘余第二相粒子尺寸的減少及其形狀的規則化，提高了晶界間的結合力，緩解了合金受力過程中晶界應力集中程度，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，在一定程度上提高合金室溫強度和塑性；樹枝晶的消失，有利于合金在塑性變形過程中的均勻變形，獲得較為理想的強度和塑性的配合。

表2 2099鋁鋰合金的力學性能

Table 2 Mechanical properties of 2099 Al-Li alloy

2.2 合金組織在擠壓和固溶過程中的演變

圖6所示為合金固溶淬火后平行于擠壓方向的背散射電子形貌。在低倍數下觀察(圖6(a))，合金中的第二相粒子沿晶界分布并平行于擠壓方向被拉長，這是由于粒子在熱擠壓過程中受到較大的平行于擠壓方向的應力所致。在高倍數下觀察合金組織時(圖6(b))，將Al基體的顏色調為黑色，第二相粒子則顯示為白色，發現大尺寸(粒徑＞15 μm)的第二相粒子由于在擠壓過程中受切應力作用，在其應力集中的位置(箭頭所示)發生破碎，形成尺寸更小的沿晶第二相粒子。

(a) 低倍；(b) 高倍

運用EBSD技術對固溶態合金平行于擠壓方向的晶粒形貌及晶界取向進行分析，如圖7所示。從圖7(a)和(b)可知，晶粒在擠壓過程中沿擠壓方向被拉長，呈纖維狀，其中，大角度晶界(＞15°)用黑線表示，小角度晶界(1°＜＜15°)用灰線表示。不同部位晶粒取向差分布如圖7(c)和(d)所示。合金心部組織小角度晶界約90%，而表層組織小角度晶界約65%，心部小角度晶界與表層小角度晶界的差異表明：心部組織具有強于表層組織的變形織構，這與圖7(e)和(f)分析的結果相符。小角度晶界在合金不同部位數量上的差異主要源于以下原因：合金在擠壓過程中，表層組織受到擠壓模摩擦阻力的作用，產生強烈的剪切變形，剪切變形程度由表層向心部逐漸減少，而表層較大的剪切力使表層組織的小角度晶界的運動較心部組織的更容易，由于小角度晶界由位錯組成，位錯在運過程中與異號位錯相遇將會產生異號相消的現象[13?14]，且小角度晶界在運動過程中有可能受到亞晶界的阻礙作用，從而在亞晶界上堆積，導致晶界兩邊的晶粒取向差增大[15]。此外，在擠壓過程中，合金表層較高的溫度會使表層晶粒受力時發生轉動，引起晶界的滑移，一定程度上促使小角度晶界向大角度晶界轉變[16]，所以，合金表層組織的小角度晶界所占比例較心部組織的低。從圖7(e)和(f)可知：合金中心區域形成強的{111}á112?織構以及次強的{111}á110?織構，而表層區域主要形成{112}á110?織構。中心區域的織構強度較表層的強，這與小角度晶界在心部以及表層的分布相對應。織構在合金中心及表層分布的差異可能是兩部位在擠壓過程中所承受的切應力不同所致[17]。

(a) 心部晶粒分布；(b) 表層晶粒分布；(c) 心部晶界取向差；(d) 表層晶界取向差；(e) 心部微觀極圖；(f) 表層微觀極圖

圖8所示為固溶態合金沿擠壓方向從心部到表層的顯微硬度分布。合金硬度從心部到表層呈逐漸升高的趨勢，其中，心部硬度為95(HV)，表層硬度為120(HV)。擠壓過程中表層組織受到擠壓筒較大的摩擦力作用，表層組織殘余應變比心部的大，使表層組織加工硬化程度較高，從而導致合金的表層硬度高于心部硬度。

圖8 固溶態合金硬度分布

2.3 合金組織及性能在時效過程中的演變

2.3.1 常規室溫拉伸性能

圖9(a)所示為合金在時效過程中硬度變化趨勢。在121 ℃下進行12 h一級時效后，合金硬度(HV)由80增至120，繼續進行151 ℃二級時效，時效48 h后合金硬度(HV)達到最高，為160。合金硬度在一級時效和二級時效過程中的增幅各占硬度整體增幅的50%。圖9(b)所示為合金室溫拉伸性能變化趨勢。室溫拉伸性能的變化趨勢與硬度的相對應，合金在151 ℃時效48 h后，達到峰時效，抗拉強度、屈服強度和伸長率分別為613 MPa，597 MPa和7.9%。當合金在151℃下時效96 h，其抗拉強度、屈服強度和伸長率分別為610 MPa，590 MPa和7.8%，過時效合金室溫拉伸性能與峰時效合金室溫拉伸性能相近。

(a) 顯微硬度；(b) 拉伸性能

2.3.2 合金微觀組織

圖10所示為合金在121 ℃時效12 h，欠時效條件下的TEM照片。欠時效下，合金基體中形成了大量、直徑為2~10 nm的球狀δ′(Al3Li)相，同時還形成了β′(Al3Zr)/δ′復合相粒子。晶界上并未有第二相析出。由于δ′相與基體共格，且尺寸較小，對合金的強化效果有限，因此，合金在121℃時效12 h后，強度僅提高60 MPa。圖11所示為峰時效合金的TEM照片。峰時效下，(001)α上形成少量的條狀θ′(Al2Cu)/δ′復合相；δ′相密度降低，且粗化為直徑約20 nm的球形顆粒；在(111)α上形成了大量板狀T1相。θ′(Al2Cu)/δ′復合相的形成是由于δ′相{002}的原子與和θ′相{001}的原子具有相同的排列以及Cu與Li有較強的結合能，從而促使部分δ′相在θ′相上形核并沿著θ′相寬面生長，δ′相的形成有利于降低θ′相與Al基體間的彈性應變能，此外，θ′/δ′復合相也有可能是原本孤立的相近的θ′與δ′相在生長的過程中發生交錯而形成[18]。合金中θ′相的形成一定程度上提高了合金的強度。由于時效前的預變形增加了基體中的位錯密度，使位錯在(111)α或者相鄰滑移面上運動形成與(111)α有相同伯格斯矢量，并且具有一定間距的割界，為T1相的沉淀析出提供良好的形核位置[19]，從而促進了T1相在峰時效(121 ℃/12 h+151 ℃/48 h)大量析出，而且T1相是Al-Cu-Li系合金的主要強化相，所以，峰時效于(111)α上形成大量的T1相極大地促進了合金強度的提高。與欠時效合金相比，峰時效合金的晶界上有第二相析出，并形成一定寬度的無沉淀析出區(PFZ)。Al-Cu-Li系合金在時效過程中，T1，T2(Al6CuLi3)，B和δ(AlLi)相有可能在晶界析出并長大[20]。這些粗大的晶界析出相以及PFZ往往成為應力集中、裂紋萌生的優先位置，削弱了晶粒間的結合強度，使合金在外力作用下過早的發生斷裂。因此，峰時合金的伸長率較欠時效合金的低。圖12所示為過時效(OA，121 ℃/12 h+151 ℃/96 h)合金的TEM照片。在過時效下，(001)α上依然存在θ′相，而且δ′相更為粗大。(111)α上形成的T1相的數量以及形貌與峰時效的相差不大，這可能與T1相具有良好的熱穩定性有關。此外，晶界析出相并未因時效時間的延長而發生明顯粗化。由于過時效合金的微觀結構與峰時效合金的微觀組織相似，所以，2種狀態下合金獲得相近的室溫拉伸性能。

(a) δ′相分布，b=á001?α；(b) 晶界微觀組織

(a) δ′相和θ′相分布，b=á001?α；(b)T1相分布，b=á112?α；(c) 晶界微觀組織

(a) δ′相和θ′相分布，b=á001?α；(b) T1相分布，b=á112?α；(c) 晶界微觀組織

2.3.3 應力腐蝕性能

表3所示為不同時效狀態的合金分別在空氣以及3.5%NaCl溶液中進行慢應變拉伸的力學性能。其中，欠時效合金強度損失率σb最大，而過時效合金強度損失率最小。強度損失率表明隨著時效時間的延長，合金抗應力腐蝕性能提高，即應力腐蝕敏感性降低。

表3 2099合金在空氣和3.5%NaCl溶液中的拉伸性能

對不同時效狀態的合金進行極化曲線以及阻抗譜測量。圖13所示為合金不同時效狀態下極化曲線。表4所示為合金進行極化曲線測量后，通過擬合極化曲線獲得的電化學參數。隨著時效時間的延長，腐蝕電流密度逐漸減少，而相應的極化電阻逐漸增大。在時效過程中，合金不同時效狀態下腐蝕電流密度()和極化電阻(p)的關系可以分別表示為：UA＞PA＞OA，p-OA＞p-PA＞p-OA。圖14所示為不同時效狀態合金的電化學阻抗譜。合金的電化學阻抗譜都是由1個高頻容抗弧和1個低頻感抗弧組成。隨著時效時間的延長，低頻感抗弧的直徑逐漸增大，而高頻容抗弧的直徑則逐漸減小。感抗弧直徑越大表明合金表面腐蝕速率越小，即合金抗腐蝕性能越好。綜合電化實驗結果可知，合金應力腐蝕性敏感性隨時效時間的增加而降低。

1—UA；2—PA；3—OA

圖13 不同時效狀態合金極化曲線

Fig. 13 Polarization curves of alloy in different aging conditions

表4 2099Al-Li合金在3.5% NaCl中的電化學參數

圖14 合金電化學阻抗譜

合金的腐蝕性能與微觀組織有著密切的聯系。在欠時效條件下，基體中主要形成球狀的δ相，且晶界上未見有T1相析出，由此推斷，合金低溫時效過程中形成的相并未主導合金該階段的腐蝕性能，該階段的腐蝕性能可能主要受晶界上殘留的大尺寸AlCuFeMn/AlCuMn相的影響(見圖5)。在腐蝕環境中，AlCuFeMn/AlCuMn相的電位較鋁基體正[21]，充當陰極，而其周圍的鋁基體則充當陽極，導致合金發生以鋁基體溶解為主的電化學反應，同時這類相在晶界的聚集會增加合金應力腐蝕敏感性[22]。在腐蝕過程中，鋁基體首先沿著AlCuFeMn相周圍發生點蝕，隨著時間的延長，點蝕使鋁基體不斷地露出新鮮表面，腐蝕程度逐漸加深；腐蝕尖端產生的微裂紋在外加應力作用下將快速擴展，形成新的腐蝕通道，加速了合金的腐蝕；原本相互孤立的微裂紋相互連接，極大地降低了晶界間的結合強度；AlCuFeMn/AlCuMn相中的Mn在溶液中溶解，使顆粒發生自腐蝕，以上因素導致欠時效合金具有較高的應力腐蝕敏感性，并在應力作用下過早的發生斷裂。在峰時效條件下，大量的T1相在基體中于預變形引入的位錯上均勻的形核生長。T1相電位較鋁基體負，其在基體中的均勻分布有利于促進均勻腐蝕，降低了晶界腐蝕驅動力，減緩了晶間腐蝕，降低合金應力腐蝕敏感性[23]。在晶界上形核的少量T1相會導致晶界附近形成PFZ，而晶界T1相的溶解以及PFZ上的應力集中將會增加晶界應力腐蝕開裂的風 險[24]，但從總體來看，在基體中均勻分布的T1相提高合金應力腐蝕抗力的程度遠大于晶界少量T1相和PFZ對合金耐應力腐蝕性能造成的不利影響，因此，峰時效合金具有理想的抗應力腐蝕性能。在過時效條件下，晶界上少量T1相的粗化以及部分PFZ的寬化可能增加晶界與晶內的電勢差，導致合金應力腐蝕敏感性的增加[25]，同時晶界相δ中Li的溶解將增加合金晶界腐蝕傾向，而晶界上形成的T2相可使晶界裂紋尖端發生鈍化，有利于降低晶界和晶內的電勢差[26?27]。由于T1相具有良好的熱穩定性，大部分T1相依然保持著峰時效條件下的形態。此外，晶界析出相尺寸增大，析出相之間的間距增加。粗大的晶界析出相有利于捕捉腐蝕過程中產生的氫原子，并使之重新合成氫分子逸出，提高了合金的抗應力腐蝕性能，所以，過時效合金具有更優異的耐腐蝕性能。

3 結論

1) 枝晶粗大、晶界偏析嚴重的鑄態合金經雙級均勻化(510 ℃/12 h+530 ℃/36 h)處理后，枝晶消失，晶界偏析基本消除，晶界上殘余少量的AlCuFeMn/AlCuMn顆粒。均勻化后的合金獲得較鑄態合金優異的室溫拉伸性能，抗拉強度、屈服強度和伸長率分別為342.4 MPa，235.3 MPa和7.7%。

2) 合金經固溶處理，沿擠壓方向上，中心區域形成強的{111}á112?織構以及次強的{111}á110?織構，而表層區域主要形成{112}á110?織構。中心區域硬度(HV)為95，表層區域硬度為120。

3) 合金在151 ℃下時效48 h后到達峰時效。峰時效合金抗拉強度、屈服強度和延伸率分別為613 MPa，597 MPa和7.9%。峰時效合金中形成大量的T1相和δ′相，以及少量的θ′相，晶界第二相沿晶界連續分布，晶界周圍并形成一定寬度的PFZ。

4) 合金應力腐蝕敏感性隨著時效時間的延長降低。過時效合金中T1相在基體的大量析出以及晶界析出相的不連續分布使合金獲得良好的抗應力腐蝕性能，其強度損失為5.5%。

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Evolution of microstructures and properties of 2099 Al-Li alloy

LIN Yi, ZHENG Ziqiao, LI Shichen, KONG Xiang, HAN Ye

(School of Materials Science and Engineering, Central South University, Changsha 410083, China)

The evolution of microstructure and properties of 2099 Al-Li alloy during thermal mechanical process were investigated. The results show that coarsen dendrites and severe grain boundaries segregation of as-cast alloy are eliminated by two-step homogenization (510 ℃/12 h+530 ℃/36 h), and a few of small AlCuFeMn/AlCuMn particles remain around the grain boundaries. The homogenization alloy is extruded to rod with 16 mm diameter at 450 ℃. Along the extrusion direction, central zone of solution heat treated alloy formed major intense {111}á112?texture and secondary intense {111}á110?texture, surface zone formed {112}á110?texture, and the intension of texture of central zone is higher than that of surface zone. The hardness of central zone and surface zone is 95 and 120, respectively. In the peak-aged condition, a great number of T1and δ′ phases as well as a few θ′ phases precipitated in the matrix, the corresponding tensile strength, yield strength and elongation of alloy are 613 MPa, 597 MPa and 7.9%, respectively. The stress corrosion cracking (SCC) susceptibility of alloy decrease with aging time, and the strength loss rate of over-aged alloy is 5.5%.

2099 Al-Li alloy; homogenization; extrusion; texture; stress corrosion cracking

TG116.3

A

1672?7207(2015)02?0427?10

2014?04?10；

2014?06?20

配套年度計劃項目(JPPT-K2008-9-1)(Projects (JPPT-K2008-9-1) supported by the Annual Pre-research Supporting Program)

林毅，博士，從事高性能航天航空鋁合金研究；E-mail：s-maloy@mail.csu.edu

10.11817/j.issn.1672-7207.2015.02.008

(編輯 趙俊)