材料工程  2019, Vol. 47 Issue (12): 92-97   PDF    
http://dx.doi.org/10.11868/j.issn.1001-4381.2018.000746
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叶凌英, 孙泉, 李红萍, 刘胜胆, 张新明
YE Ling-ying, SUN Quan, LI Hong-ping, LIU Sheng-dan, ZHANG Xin-ming
预变形对2050铝锂合金晶粒细化及超塑性的影响
Effects of pre-deformation on grain refinement and superplasticity of 2050 Al-Li alloy
材料工程, 2019, 47(12): 92-97
Journal of Materials Engineering, 2019, 47(12): 92-97.
http://dx.doi.org/10.11868/j.issn.1001-4381.2018.000746

文章历史

收稿日期: 2018-06-21
修订日期: 2019-07-03
预变形对2050铝锂合金晶粒细化及超塑性的影响
叶凌英1,2,3 , 孙泉1,2,3 , 李红萍1,2,3 , 刘胜胆1,2,3 , 张新明1,2,3     
1. 中南大学 材料科学与工程学院, 长沙 410083;
2. 中南大学 有色金属材料科学与工程教育部重点实验室, 长沙 410083;
3. 中南大学 有色金属先进结构材料与制造协同创新中心, 长沙 410083
摘要:通过形变热处理工艺制备2050铝锂合金细晶板材,采用光学显微镜、扫描电镜等研究预变形对第二相分布、晶粒组织及板材超塑性的影响。结果表明:采用预变形后,高温过时效过程中板材晶内形成大量亚晶,大量的亚晶界促进了TB相的析出同时提高了粗化速率,显著增加了晶内TB相的尺寸,使得有效激发再结晶形核第二相粒子体积分数由0.92%提高至3.28%。同时与未预变形板材相比,板材中心层平均晶粒尺寸由12.59μm降低至9.59μm,表层平均晶粒尺寸由10.79μm降低至8.60μm,晶粒细化效果得到明显改善,超塑性变形能力显著提升,在490℃,2×10-4s-1的变形条件下,伸长率由230%提高至470%。
关键词2050铝锂合金    晶粒细化    形变热处理    粒子激发形核    超塑性    
Effects of pre-deformation on grain refinement and superplasticity of 2050 Al-Li alloy
YE Ling-ying1,2,3, SUN Quan1,2,3, LI Hong-ping1,2,3, LIU Sheng-dan1,2,3, ZHANG Xin-ming1,2,3    
1. School of Materials Science and Engineering, Central South University, Changsha 410083, China;
2. Key Laboratory of Nonferrous Metal Materials Science and Engineering(Ministry of Education), Central South University, Changsha 410083, China;
3. Nonferrous Metal Oriented Advanced Structural Materials and Manufacturing Cooperative Innovation Center, Central South University, Changsha 410083, China
Abstract: Fine-grain 2050 Al-Li alloy sheets were prepared by thermomechanical treatment processing(TMTP). The effects of pre-deformation on second phase distribution, grain structure and superpl-asticity of alloy sheets were studied by optical microscope and scanning electron microscope. The results show that after pre-deformation, a large amount of subgrains are formed in the plate during high temperature overaging. A large number of subgrain boundaries promote the precipitation of TB phase and increase the roughening rate, which significantly increases the size of intragranular TB phase. The volume fraction of second phase particles that effectively stimulates recrystallization nucleation increases from 0.92% to 3.28%. Compared with the non-predeformed sheets, the average grain size of the center layer of the sheets is reduced from 12.59μm to 9.59μm, the average grain size of the surface layer is reduced from 10.79μm to 8.60μm, the grain refinement effect is obviously improved, the superplastic deformation ability is significantly improved. The elongation of superpla-stic deformation increases from 230% to 470% under the condition of 490℃ and 2×10-4s-1.
Key words: 2050 Al-Li alloy    grain refinement    thermomechanical treatment    particle-stimulated nuclea-tion    superplasticity    

2050铝锂合金是第三代铝锂合金,作为一种新型的铝锂合金,它不仅具有传统铝锂合金低密度、高弹性模量以及良好的疲劳性能等特点,同时具有优异的热稳定性及耐腐蚀性[1-2],在航空航天工业中有着广泛的应用前景[3-4]。现代航空航天对构件的轻质化的要求越来越高,而利用超塑性对构件进行整体成形能够进一步减小质量,使用超塑成形的构件已在飞机机身上成功应用[5]。通常认为,实现超塑性要求合金材料晶粒尺寸小于10μm[6],因此细化晶粒是超塑性成形的第一步。铝锂合金一般采用形变热处理工艺(thermomechanical treatment processing, TMTP)细化晶粒[7],其工艺步骤为:固溶→过时效→轧制变形→再结晶退火。通过对过时效后的样品进行强变形轧制,使得大尺寸第二相(大于1μm)周围形成强烈的变形区,这些变形区在随后的再结晶退火过程中提供大量的形核位置,这个过程称之为粒子激发再结晶形核[8]。因此,通过TMTP细化晶粒时,通常采用高温过时效增加大尺寸第二相数量,同时采用低温轧制增加合金储能,从而提高再结晶形核率。而铝锂合金低温塑性较差,低温轧制往往导致材料开裂[9]。目前,国内对于2050铝锂合金的研究较少,主要为时效析出以及力学性能等方面相关的研究。王瑞琴等[10]通过复合添加微合金元素,揭示了Mg, Ag提高合金时效硬化速率的机制;叶志豪等[11]采用不同预变形量探明了预变形量对2050铝锂合金第二相析出的影响规律,而对于合金晶粒细化及超塑性方面的研究则鲜见报道。因此,本工作对2050铝锂合金晶粒细化工艺进行了探索,研究了预变形对合金第二相析出、板材开裂、晶粒细化及超塑性的影响,以期制定适用该合金晶粒细化的形变热处理工艺。

1 实验材料与方法

实验材料为90mm厚2050铝锂合金板材,在480℃下保温4h后热轧至25mm,本工作以25mm热轧板为原始板材作为研究对象,其主要化学成分见表 1

表 1 2050铝锂合金的化学成分 (质量分数/%) Table 1 Chemical compositions of the 2050 Al-Li alloy  (mass fraction/%)
Cu Li Mg Ag Mn Zr Ti Zn Fe Si Al
3.24 0.83 0.32 0.35 0.38 0.083 0.038 0.053 0.045 0.053 Bal

原始板材经过520℃/3h固溶后,于室温下进行40%轧制预变形,经400℃/48h过时效处理后空冷,在空气炉中进行200℃/2h保温预热后,连续轧制至2mm,总变形量为92%,道次变形量为10%~20%,轧制完成后在盐浴炉中进行470℃/30min再结晶退火。由于铝锂合金低温塑性较差[9],低温轧制时容易开裂,为抑制轧制过程中板材开裂,分别在板材厚度为15, 8, 4mm时改变轧制方向,即上道次的轧制方向作为本道次的轧制横向。同时采取1组板材未进行室温预变形处理,固溶后直接进行400℃/48h过时效处理,其他处理步骤与预变形组相同。

过时效样品经过机械抛光后,在ZEISS EVO MA 10型扫描电镜下观察第二相,透射照片使用Titan G2 60-300型透射电镜STEM模式下拍摄,最终再结晶退火后样品经过机械抛光,进行阳极覆膜后,采用OLYMPUS-BX51M型光学显微镜观察晶粒组织,阳极覆膜液为97mL H2O+3mL HF+1.1g H3BO3;覆膜电压为20V,时间为30s。

2 实验结果 2.1 预变形对第二相析出的影响

图 1为经400℃/48h高温过时效后合金X射线衍射谱,图 2图 3分别为过时效后合金板材纵截面扫描电镜及扫描透射电镜照片。Al-Cu-Li-Mg系合金在高温下平衡相主要有θ(Al2Cu), S(Al2CuMg), T2(Al6CuLi3)及TB(Al7Cu4Li)等[12-13]。X射线衍射结果表明:2050铝锂合金在400℃下时效所形成的平衡相主要为TB(Al7Cu4Li)相,预变形只是改变了合金第二相分布及形貌,并未改变析出相的类型。由图 2(a)可见,未进行预变形样品经过高温过时效后,晶内晶界处均析出大量TB相,其中晶界TB相较为粗大,晶内TB相较为细小且分布弥散,其中部分TB相尚未完全粗化,依旧保持片状形貌。从图 2(b)3(b)可以看出,预变形样品经过高温过时效后,晶界处TB相尺寸有所减小,但晶内出现大量亚晶,在亚晶界处析出大量大尺寸TB相,尺寸较未预变形样品晶内TB相尺寸明显增加。这主要是因为在高温过时效的过程中,晶界处第二相脱溶速率快,同时晶界空位较多,第二相优先完成粗化,导致晶界第二相较粗大。而晶内发生普遍脱溶,晶内脱溶相尺寸较为接近,根据颗粒粗化动力学[14],尺寸相近的脱溶相粗化驱动力低,颗粒粗化速率小,脱溶相尺寸存在一定差异时会加快颗粒粗化速率。因而晶内TB相粗化速率低,尺寸较小。而经过40%预变形后,晶内形成大量亚晶,为后续的高温过时效提供了大量的优先形核位置,由于亚晶界处脱溶相优先形核长大,导致亚晶界处脱溶相尺寸较亚晶内脱溶相大,而这种尺寸差异进一步加快了亚晶界处脱溶相的粗化速率,另一方面,晶内大量的亚晶界也加快了扩散速率,因此在相同的时效制度下,经过40%预变形后合金晶内第二相粗化速率得到提高,第二相尺寸明显增加。

图 1 过时效处理后合金板材X射线衍射谱 Fig. 1 X-ray diffraction patterns of alloy plates after overaging treatments
图 2 过时效处理后合金板材第二相粒子扫描电镜照片  (a)未预变形;(b)40%预变形 Fig. 2 SEM images of second phase particles in alloy plates after overaging treatments   (a)unpre-deformation; (b)40% pre-deformation
图 3 过时效处理后合金板材扫描透射电镜照片  (a)未预变形;(b)40%预变形 Fig. 3 STEM images of alloy plates after overaging treatments   (a)unpre-deformation; (b)40% pre-deformation
2.2 预变形对板材开裂及晶粒组织的影响

图 4为合金板材于200℃下连续轧制至2mm宏观照片,图 5为经过再结晶退火后所获得的细晶板材的晶粒组织。由于铝锂合金低温塑性差,为抑制板材开裂,进行了多道次转向轧制,未经过预变形的板材连续轧制后依然发生严重边裂,最大裂纹长度达87mm,同时板材中部出现大量宽约10mm平行的横向裂纹;而经过40%预变形的板材连续轧制后,开裂情况得到有效抑制,获得完好无开裂的板材。从图 5可以看出,采用40%预变形的板材与未预变形的板材相比,晶粒尺寸更加细小且等轴化。晶粒尺寸统计结果(表 2)表明,相对于未预变形的板材,采用40%预变形板材表层平均晶粒尺寸由10.79μm降低至8.60μm,晶粒纵横比由1.49降低至1.29;中心层平均晶粒尺寸由12.59μm降低至9.59μm,晶粒纵横比由1.72降低至1.30。同时在两种细晶板材中,表层晶粒尺寸均比中心层细小,这主要是因为轧制变形过程中,表层受到更多的剪切变形,而剪切变形有利于再结晶形核,同时由于表层与空气及轧辊接触,温度相较于中心层更低,导致变形储能更大,这两点均有利于提高再结晶形核率,从而表层晶粒尺寸更加细小。

图 4 200℃连续轧制后合金板材宏观照片  (a)未预变形;(b)40%预变形 Fig. 4 Macrographs of alloy sheets after continuous rolling at 200℃   (a)unpre-deformation; (b)40% pre-deformation
图 5 再结晶退火后细晶板材的表层(1)与中心层(2)晶粒组织 (a)未预变形;(b)40%预变形 Fig. 5 Grain structures of the surface layer (1) and central layer (2) of fine-grained sheets after recrystallization annealing (a)unpre-deformation; (b)40% pre-deformation
表 2 再结晶退火后细晶板材晶粒尺寸 Table 2 Grain sizes of fine-grained sheets after recrystallization annealing
Sample Sheet location dRD/μm dND/μm Grain aspect ratio dav/μm
Unpre-deformation Surface layer 13.18 8.84 1.49 10.79
Center layer 16.53 9.59 1.72 12.59
40% pre-deformation Surface layer 9.78 7.57 1.29 8.60
Center layer 10.92 8.43 1.30 9.59
2.3 预变形对板材超塑性行为的影响

图 6为再结晶退火后的细晶板材在490℃、应变速率2×10-4s-1下单轴拉伸真应力-真应变曲线,图 7为上述试样拉伸至断裂的宏观照片。可以看出,未进行预变形的细晶板材在超塑性变形过程中,真应力在变形初期达到峰值后,便迅速下降直到发生断裂,基本上没有稳定流动阶段,流动应力峰值为6.94MPa。而进行40%预变形的细晶板材在超塑性拉伸过程中,真应力在初期达到峰值后,没有立即下降,而是经过一段稳定流动阶段后,直至断裂前才逐渐降低,流动应力峰值为6.50MPa。由图 7可见,未经过预变形的细晶板材断后伸长率仅为230%,而经过预变形的细晶板材伸长率达470%,两种板材在断口附近均未出现颈缩现象。

图 6 细晶板材在490℃, 2×10-4s-1条件下单轴拉伸应力-应变曲线 Fig. 6 Uniaxial tensile stress-strain curves of fine-grained sheets at 490℃ and 2×10-4s-1
图 7 细晶板材在490℃, 2×10-4s-1条件下单轴拉伸至断裂宏观照片 Fig. 7 Macrographs of fine-grained sheets uniaxial tension to fracture at 490℃ and 2×10-4s-1
3 分析与讨论

根据再结晶理论,第二相尺寸与分布对合金再结晶行为有着重要影响,科研工作者们研究了第二相粒子对材料的再结晶行为的影响,认为小尺寸且间距小的第二相粒子通过对晶界的钉扎作用,阻碍再结晶形核及长大,从而抑制再结晶过程;而大尺寸且间距大的第二相粒子则促进再结晶的发生,这是因为变形的过程中大尺寸第二相粒子周围会形成强烈的变形区,这些变形区中晶粒破碎严重、位错密度高同时存在较大的取向差梯度,成为再结晶形核的理想位置,因此大尺寸第二相粒子数量越多,潜在的形核位置也就越多,最终获得的再结晶晶粒越细小。通常认为,在铝合金中能够有效激发再结晶形核粒子的临界尺寸为1μm[8],小于临界尺寸的第二相粒子不能为再结晶形核提供足够大的变形区,无法激发再结晶形核。

使用ImageJ软件对过时效后大于1μm的第二相粒子进行定量统计,结果见表 3,其中激发效率为平均每个粒子能够激发再结晶形核的数量。粒子间距由以下公式[15]计算:

(1)
表 3 有效激发再结晶形核第二相粒子定量统计 Table 3 Quantitative statistics of second phase particles in effective excitation recrystallization nucleation
Sample Volume fraction/% Average diameter/μm Interparticle spacing/μm Particle density/
(103mm-2)
Grain density/
(103mm-2)
Excitation efficiency
Unpre-deformation 0.92 1.89 4.02 3.29 6.31 1.92
40% pre-deformation 3.28 1.44 2.02 19.91 10.86 0.55

式中:r为第二相粒子半径;φ为第二相粒子体积分数。

定量统计结果表明:未进行预变形样品过时效后有效激发再结晶形核粒子的体积分数为0.92%,平均尺寸为1.89μm,数量较少,粒子密度仅为3.29×103mm-2,低温连续轧制过程中无法形成足够多的变形区,在后续的再结晶退火过程中形核率低,导致最终晶粒细化效果差,所得细晶2050合金板材超塑性变形能力不佳。计算表明未预变形样品粒子激发效率为1.92,即平均每个粒子可以激发2个再结晶晶粒,这比Paton等[16]在7075合金中平均每10个粒子才能激发1个再结晶晶粒激发效率要高得多,出现这种情况可能存在两个原因:一是过时效后晶内粒子尺寸较小,无法激发再结晶形核,再结晶退火时晶内只是发生了常规的再结晶形核,并非粒子激发再结晶形核,这就导致计算时只存在于晶界处的大尺寸粒子激发效率偏高;二是本实验采用的轧制温度较低,粒子周围的变形区位错密度更高,取向差梯度更大,因而提高了激发效率。采用40%预变形后,晶粒内部出现大量亚晶,高温过时效时亚晶界处优先析出的TB相粗化速率高,尺寸较大,能够有效激发再结晶形核,解决了未预变形样品晶内粒子尺寸不足,无法激发再结晶形核的问题。同时经过预变形后,板材的开裂情况得到有效抑制,主要是因为预变形后高温过时效使板材得到一定的回复。预变形后有效激发再结晶形核粒子体积分数提高至3.28%,粒子密度大幅度提高至1.99×104mm-2,使得后续的轧制过程形成的变形区数量增加,提高了再结晶形核率,减小了细晶板材的晶粒尺寸,所获得的板材具有良好的超塑性变形能力。同时可以看到,经过预变形后粒子激发再结晶形核的效率由1.92降低至0.55,一方面是因为预变形后的高温过时效过程中,板材发生了一定的回复,降低了最终的变形储能,导致激发效率下降。另一方面粒子密度的上升导致粒子间距减小,Clarke等[17]认为粒子周围产生的变形区的大小等于粒子的直径,粒子间距的减小将会导致粒子间的变形区重叠,阻碍再结晶形核,导致粒子激发效率下降。

4 结论

(1) 2050铝锂合金经过预变形后,高温过时效时晶内形成大量亚晶,大量的亚晶界显著提高了晶内TB相的粗化速率,增加了晶内第二相尺寸,显著提高了有效激发再结晶形核第二相粒子体积分数,由0.92%提高至3.28%。

(2) 未预变形板材经过92%的轧制变形后,板材出现严重边裂,最大裂纹长度达87mm,同时板材中部出现大量宽约10mm的横向裂纹,采用预变形后板材开裂情况得到有效抑制,板材边部及中部均未出现明显裂纹。

(3) 与未预变形板材相比,采用预变形后晶粒细化效果显著改善,板材纵截面表层平均晶粒尺寸由10.79μm降低至8.60μm,晶粒纵横比由1.49降低至1.29;中心层平均晶粒尺寸由12.59μm降低至9.59μm,晶粒纵横比由1.72降低至1.30。板材超塑性变形伸长率由230%提高至470%。

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