2099铝锂合金均匀化处理工艺

林毅，郑子樵，张海锋，韩烨，孔祥

(中南大学 材料科学与工程学院，湖南 长沙，410083)

铝锂合金具有比强度高和比刚度高、疲劳裂纹扩展速率低和高、低温性能较好等特点，广泛应用于航天航空领域，成为减轻飞行器质量、提升飞行器有效载质量、提高燃油效率以及提高安全性能的重要途径[1−3]。2099合金属于第 3代铝锂合金。20世纪 90年代末期，美国空军致力于研发一种 Li含量大于2%(质量分数)，而各向异性明显低于当时已有其他铝锂合金的新合金，通过成分和加工工艺优化研制出C489合金，虽然C489合金的产生较好地解决了铝锂合金各向异性的问题，但是 C489铝锂合金峰时效下的伸长率过低，达不到到航空材料伸长率不低于 5%的最低应用标准。随后，美国空军与Alcoa公司合作，在 C489合金原有成分的基础上，通过适当降低锂含量和提高锆含量，研发出了伸长率更高，同时保持C489合金力学性能和各向异性小的C458合金，并于2003年将该合金注册为 2099合金[4−6]。目前，2099合金被大量的应用于制备Airbus 380的结构件，如：2099-T83挤压件用于制造飞机地板横梁以及座位导轨、2099-T8E67挤压件用于制造机翼纵梁、2099-T8E77板材则用于制造飞机的其他零部件[7]。近10年来，国外研究人员对2099合金的时效工艺[8−9]、淬火敏感性[10]、腐蚀行为[11]以及塑性加工工艺[13]做了深入的研究，为铝锂合金的基础研究提供了大量可靠的数据，但是关于 2099合金均匀化工艺研究较少。2099合金均匀化工艺的确定及优化可确保工业化生产中获得质优的前期产品，更是保证最终产品性能的稳定及优异的关键。为此，本文作者通过金相观察、扫描电镜、透射电镜以及力学性能分析等方法，研究了不同均匀化温度和时间对 2099铝锂合金组织和性能的影响，提出了适合2099铝锂合金的均匀化处理制度，为2099铝锂合金的国产化提供可靠的数据支持。

1 实验方法

实验用 2099铝锂合金成分见表 1。合金以高纯Al，Mg，Zn和 Li，以及 Al-Cu，Al-Mn，Al-Zr，Al-Ti和Al-Be中间合金为原料进行配制。首先将纯Al加入电阻炉中熔炼，当Al熔化后分别加入中间合金以及其他纯金属。熔炼过程进行除气、扒渣，以减少气体以及夹杂对铸锭组织的影响。随后，在760 ℃，于圆柱形水冷模中浇注，最终获得直径×长度为 100 mm×230 mm的铸锭。

将铸锭头尾切去，从铸锭边缘向中心沿高度方向切取若干30 mm×10 mm×150 mm(长×宽×厚)的试样，见图 1。均匀化处理在盐浴炉中进行，均匀化处理工艺见表 2。将铸态试样和均匀化试样分别在不同型号的水磨砂纸、金相砂纸上打磨，并在绒布上进行抛光，用凯勒试剂(2.5%HNO3+1.5%HCl+1%HF+90%H2O，体积分数)腐蚀30 s后，在Leica EC3 光学显微镜下进行金相组织观察。利用Quanta−200环境扫描电镜和TecnaiG2200透射电镜对铸态、均匀化试样的第二相粒子的形貌、成分特征进行观察和分析。将铸态、均匀化后的试样加工成长90 mm，平行段长40 mm、厚2 mm、宽10 mm的拉伸试样，并在电液伺服万能材料试验机MTS 858下进行室温拉伸，测定相应的室温拉伸性能，拉伸速率为 2 mm/min。利用HXD−1000TM 显微硬度计测定试样在各状态下的显微硬度。

表1 2099铝锂合金化学成分(质量分数)Table 1 Chemical composition of 2099 Al-Li alloy%

图1 均匀化试样Fig.1 Homogenization sample

表2 2099合金均匀化处理工艺Table 2 Homogenization process of 2099 Al-Li alloy

2 结果及讨论

2.1 合金铸态组织

图 2所示为 2099合金的铸态金相组织。从图2可以看出，合金铸态组织呈明显的树枝晶特征，且晶界粗大，晶界上存在非平衡共晶组织。在扫描电镜下观察，晶界处的共晶相多呈形状不规则的骨状和块状，粒径较大(50～150 μm)。图3所示为合金元素的面分布。由图3可知，铸态合金晶界上存在明显偏析，其中Cu偏析最严重，Zn次之，此外晶界上还存在一定数量的杂质元素Fe，而Mg和Mn偏析不明显。对图3所显示的微观区域中的A～E点进行能谱分析，结果见图4，晶界共晶组织的化学成分主要为 Al2Cu，同时含有微量的Zn。

图2 2099铝锂合金铸锭显微组织Fig.2 Microstructure of as-casting 2099 Al-Li alloy

图3 2099合金铸锭合金元素分布Fig.3 Distribution of elements of as-casting 2099 Al-Li alloy

在合金铸锭晶界处形成的偏析跟熔体凝固过程中溶质分配以及扩散不均匀有关。在凝固过程中，固−液界面前沿熔体由于存在负的温度梯度，固−液界面某些部突出生长进入液相，进入液相后突出部位生长速度增大，沿某一特定方向继续生长形成树枝晶[13]。晶粒生长过程中，晶界与液相接触处形成凹槽，为Cu，Zn和Fe在晶界富集提供了有利条件，同时晶粒结晶时有可能将溶质原子排在固−液界面，使溶质原子在晶界上富集[14]，而合金中溶质原子 Cu含量最高，因此，其在晶界上富集最为明显。溶质原子的富集导致了晶界偏析的产生。溶质原子 Cu在晶界上富集为Al2Cu在晶界上形核生长提供了充足的原子，而且晶界本身是异质形核的有利位置，所以在金属液态凝固过程中，晶界上形成了大量的Al2Cu。

2.2 合金均匀化态组织

图5所示为合金经不同均匀化工艺处理后的金相组织。随着均匀化温度的提高，枝晶组织逐渐消失，且晶界变得细小。合金在520 ℃下均匀化24 h或36 h，由于温度较低，组织中仍存在树枝晶，晶界较粗，在530 ℃下均匀化24 h或36 h，树枝晶都已基本消除，晶界细小，且分别在530 ℃，540 ℃和550 ℃下均匀化24 h或36 h，所得合金组织在光学显微镜下观察差别不大。

图4 共晶相能谱分析Fig.4 Energy spectrum analysis of eutectic phases

图5 合金经不同均匀化工艺处理后显微组织(OM)Fig.5 Microstructure of alloy undertaken differential homogenization processes (OM)

图6所示为合金经不同的均匀化工艺处理后在扫描电镜下所观察到的残余第二相粒子。由图6可知，合金在520 ℃下进行24 h或36 h均匀化处理，晶界上大部分形状不规则共晶相已消失，晶界变得断断续续且不清晰，残余第二相粒子呈形状规则的细小点状(或块状)和棒状并沿晶界不连续分布。当合金在530 ℃下均匀化24 h或36 h时，共晶相数量进一步减少，残余第二相粒子形状变得更加规则。合金在更高的温度下进行均匀化处理，如540 ℃和550 ℃，晶界上的第二相粒子并未见明显减少，相反，第二相粒子在局部晶界上出现了聚集粗化的现象。图7所示为合金在530℃均匀化36 h后合金元素分布，与铸态合金相比，均匀化处理降低了元素偏析程度，但晶界上仍残留有一定量的Cu，Mn和Fe。晶界上残余的第二相粒子形貌特征与研究[15]中的相似。对这些第二相粒子进行能谱分析，结果如图8所示，不同形貌的2种粒子成分以Al和 Cu为主，点状粒子含有少量的Mn，而棒状粒子除含有Mn外，还含有少量杂质元素Fe。铸锭中的AlCuMn，AlCuFeMn相的形成可能源于，熔体凝固过程中，熔点比 Cu高、含量以及在铝中的溶解度远低于Cu的Mn和Fe较Cu先从熔体中析出，成为第二相粒子的富Mn、富Mn/Fe的形核核心，随着熔体温度的不断下降，Cu原子逐渐在这些核心上沉积，最终形成AlCuMn和AlCuFeMn相。合金铸锭在550 ℃下保温36 h后，组织中依然存在AlCuMn和AlCuFeMn相，由此推断这2种含Mn和Fe的第二相粒子难以通过均匀化来彻底消除。

图6 合金经不同均匀化工艺处理后的残余第二相粒子Fig.6 Remainder secondary particles of alloy undertaken differential homogenization processes

图7 经530 ℃/36 h均匀化处理后合金元素面分布Fig.7 Distribution of elements of alloy undertaken homogenization treatment at 530 ℃/36 h

经过530 ℃/36 h均匀化处理后的合金中残留一定数量、粒径在2 μm以下、分布在晶界以及晶内的点状和棒状残余第二相粒子，为了更好地研究这些粒子的形貌及成分，利用 TEM 对其进行观察分析，第二相粒子的形貌如图9所示。同时，对这些粒子进行能谱分析，其相应的成分见表 3。粒径较大的点状粒子富含Cu和Mn，并含少量的Fe，而条状粒子具有相对较多的Cu。由于粒子粒径较小，进行能谱分析时，其结果容易受到基体成分的干扰，因此，经能谱分析所得的第二相粒子化学成分，只能定性的表征其所含的化学元素。

以上观察说明，合金在530 ℃下均匀化24 h至36 h足以使铸锭中绝大部分可溶性共晶相回溶到基体，使晶界上的第二相粒子从形状不规则的粗大骨状转变为形状规则的细小球状和棒状。此外，合金在一定温度及时间内进行均匀化处理，如未能将铸锭中的树枝晶消除，则树枝晶难以依靠单纯延长均匀化时间的方法来消除，而提高均匀化温度则有利于消除树枝晶；当铸锭中的树枝晶组织已消除以及可溶性共晶相大部分溶解，且组织不过烧的前提下，提高均匀化温度以及延长均匀化时间对合金组织影响不明显，相反过高的均匀化温度，还会引起难溶第二相的粗大球化。

图8 残余第二相粒子能谱分析Fig.8 Energy spectrum analysis of remained secondary particles

图9 残余第二相粒子微观结构Fig.9 Microstructure of remained secondary particles

表3 残余第二相粒子化学成分(质量分数)Table 3 Chemical composition of remained secondary particles %

2.3 均匀化态合金室温拉伸性能

表4所示为合金经不同均匀化工艺处理后的力学性能。由表4可知，随着均匀化温度的增加，合金的强度和伸长率出现了不同程度的提高，当合金经530 ℃/36 h的均匀化处理后，其抗拉强度、屈服强度和伸长率分别为346.4 MPa，232.3 MPa和8.5%，均匀化处理有效地提高了合金的强度以及塑性。合金性能的提高，与其微观组织的演变有着密切的联系。均匀化处理后，铸锭中大部分易溶共晶相以溶质原子的形式回溶到 Al基体中，提高了基体溶质原子的饱和度，对合金起到固溶强化的作用；晶界上粗大共晶相的消失、残余第二相粒子粒径的减少及其形状的规则化，提高了晶界间的结合力，缓解了合金受力过程中晶界应力集中程度，避免了合金过早的在受力过程中由于晶界粗大第二相上萌生微裂纹而断裂，一定程度上提高合金室温强度和塑性；树枝晶的消失，有利于合金在塑性变形过程中的均匀变形，获得较为理想的强度和塑性的配合。当均匀化温度继续升高时，合金的室温拉伸性能以及硬度并没有明显的改变，说明了合金中的绝大部分共晶相可在 530 ℃回溶到基体中去，而残余的第二相粒子在550 ℃依然保持稳定，难以通过均与化的方法来消除。

表4 2099合金各状态下的力学性能Table 4 Mechanical properties of 2099 alloy in different conditions

3 结论

(1) 2099铸态合金在530 ℃下进行36 h的均匀化处理可使合金中绝大部分共晶相回溶到基体，树枝晶消失。经均匀化处理后的合金晶界上残余少量的细小点状和棒状的AlCuMn相和AlCuFeMn相。

(2) 2099合金在530 ℃下均匀化处理后，合金室温拉伸性能得到提高，其抗拉强度、屈服强度和伸长率分别为346.4 MPa，232.3 MPa和8.5%。

(3) 2099合金在更高温度进行均匀化处理，如540℃或550 ℃，合金的室温拉伸性能并未进一步提高，而合金中的残余第二相粒子在局部晶界上出现粗大球化现象。因此，在考虑提高生产率，降低能耗以及均匀化充分的基础上，将2099合金的均匀化处理工艺定为 530 ℃/36 h。

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