稀有金属 2005,(06),837-840 DOI:10.13373/j.cnki.cjrm.2005.06.009
预变形对含钪Al-Cu-Li合金组织与性能的影响
刘心宇 潘青林
桂林电子工业学院信息材料科学与工程系,桂林电子工业学院信息材料科学与工程系,中南大学材料科学与工程学院 广西桂林541004,中南大学材料科学与工程学院,湖南长沙410083,广西桂林541004,中南大学材料科学与工程学院,湖南长沙410083,湖南长沙410083
摘 要:
采用显微组织观察和室温拉伸试验等手段, 研究了形变时效中预变形对含钪Al-3.5Cu-1.5Li-0.12Zr合金微观组织与拉伸性能的影响。结果表明:时效前的预变形能促进T1 (Al2CuLi) 相弥散细小析出, 显著提高合金强度, 使时效峰值提前。合金强度随预变形量和时效时间增加而增加, 到峰值后, 随预变形量增加和时效时间的延长, T1相长大粗化, 合金强度和塑性降低。在本试验条件下该合金合宜的预变形量为3.5%5 .6%。
关键词:
形变时效 ;含钪铝合金 ;Al-Li合金 ;显微组织 ;Al3Sc ;
中图分类号: TG113
收稿日期: 2005-04-28
基金: 国家“863”计划资助项目 (2002AA305104);
Effect of Pretension on Microstructure and Tensile Property of Al-Cu-Li Alloy Containing Scandium
Abstract:
Effect of pretension of strain aging on the microstructure and tensile mechanical property of Al-3.5Cu-1.5Li-0.12Zr alloy containing Sc was investigated by observation of microstructure and tensile test at room temperature.The results show that pretension before aging can greatly improve tensile properties, and make aging peak occurs early and T1 (Al2 CuLi) precipitation distribute more dispersively and homogeneously of the alloy.The strength of the alloy improves as increasing of pre-deformation and aging time.But over pretension leads to coarsening T1 phase and its bad distribution, which causes the mechanical property of the alloy to decrease.The favorable pretension is 3.5%~5.6% under the experimental conditions.
Keyword:
strain-aging;Sc add Al-alloy;Al-Li alloy;microstructure;Al3 Sc;
Received: 2005-04-28
钪 (Sc) 既是稀土元素又是过渡族金属, 是迄今为止所发现的对铝合金最为有效的微合金化元素。 用Sc来合金化不仅能改善合金铸锭组织和抑制合金热变形过程中的再结晶, 而且能大幅度地提高铝合金强度、 塑韧性, 改善合金焊接性能、 抗蚀性能、 辐照稳定性和超塑性
[5 ,6 ,7 ,8 ,9 ]
。 因此, 含钪Al-Li合金是继Al-Li合金之后又一种引人注目的新型航天、 核能和舰船用结构材料
[1 ,2 ,3 ]
。 目前航天飞行器低温燃料贮箱和各类军用飞机采用2014, 2124, 7A09铝合金作为结构材料, 其比强度较低, 可焊性、 耐蚀性等有限; 为了进一步降低自重, 增加有效载荷, 拟采用比强度高且具有优异应用性能的含钪铝锂合金作为新一代结构材料。 预计航天飞行器采用含钪铝锂合金后, 可减重10%~15%, 提高承载能力25%以上。 此外, 我国钪资源丰富, 是氧化钪初级原料的主要输出国, 航天航空用含钪铝锂合金的研发为我国富产资源的深加工开辟了新的途径。 目前, 国外主要是俄罗斯对含Sc铝锂合金研究较多, 但很少见到含Sc的Al-Cu-Li系合金的研究报告。 其原因可能是合金中Cu含量大于1.5%, Sc含量大于0.20%, 会生成W (Al3~8Cu2~4Sc) 相, 对合金强度和塑性不利。 为此, 本文采用透射电子显微镜和拉伸试验等手段, 研究了形变时效对Al-3.5Cu-1.5Li-0.12Zr-0.10Sc合金组织与性能的影响。
1 实验方法
以纯Al, 纯Li和Al-Cu, Al-Zr, Al-Sc中间合金为原料, 采用活性溶剂-惰性气体双重保护, 水冷铜模急冷铸造法制备了实验用Al-3.5Cu-1.5Li-0.12Zr-0.10Sc合金 (合金实际成分为Al-3.7Cu-1.3Li-0.10Zr-0.12Sc) 。 合金铸锭均匀化处理后经热轧、 冷轧成2.3 mm厚的薄板, 总变形量达到92%。 之后沿轧向裁取拉伸试样, 试样固溶后经不同预拉伸量再时效, 然后在CSS-44100电子万能材料实验机上进行拉伸试验。 透射电镜样品经机械预减薄后双喷穿孔而成, 电解液为硝酸∶乙醇 (体积比为1∶2) , 温度约-20 ℃。 显微组织观察在H-800电镜上进行。
2 实验结果
2.1 预变形对合金拉伸性能的影响
图1是合金在520 ℃/1 h固溶后水淬, 然后经不同预变形量在160 ℃下时效24 h的室温拉伸性能与变形量的关系曲线。 由图可知, 时效前的预变形可显著增加合金的强度, 特别是屈服强度, 随着变形量的增加, 合金的强度不断提高。 合金经3.5%的预变形后, 其抗拉强度增加了70 MPa, 屈服强度增幅达120 MPa; 预变形量增加到3.5%后, 合金的强度增幅趋于平缓, 预变形超过5.6%后, 合金的强度下降, 延伸率随变形量的增加而降低。 由此表明, 时效前的预变形能显著增加合金的强度, 但预变形量太大, 合金强度和延伸率降低, 导致其综合力学性能下降。 根据图1, 合金的预变形量应控制在3.5%~5.6%左右为宜, 在此范围内, 合金的强度可得到充分提高, 又可保持较好的延伸率, 表现出理想的强度与塑性配合。
图1 合金的室温拉伸性能与变形量的关系
Fig.1 Relationship between mechanical property at room temperature and deformation of the alloy
图2是合金在T6态 (520 ℃/1 h固溶水淬+160 ℃时效) , T8态 (520 ℃/1 h固溶水淬+3.5%预变形+160 ℃时效) 下的室温拉伸性能与时效时间的关系曲线。 由图可知, 时效前的预变形提高了合金的时效强化效应, 峰值时间由T6态的40 h提前到T8态的24 h, 而且显著提高合金的强度, T8态峰值比T6态峰值抗拉强度提高了57 MPa, 屈服强度提高了98 MPa, 而延伸率保持在较高水平。 由图1, 2可知, 在本试验条件下合宜的形变时效工艺为3.5%~5.6%预变形+160 ℃/24 h时效。
2.2 预变形对合金TEM显微组织的影响
图3为合金未预变形和经不同预变形量后时效的TEM显微组织。 由图可知, 未预变形的合金时效过程中T1 相析出很少, 仅在亚晶界处和位错处观察到少量短而粗的T1 相析出 (图 (3a) ) 。 合金经1.0%预变形时效后, 晶内析出大量均匀、 细小、 弥散分布的T1 相 (图3 (b) ) , 且随预变形量增大, T1 相数量显著增多 (图3 (b, c) ) 。 在3.5%预变形量下, T1 相随时效时间延长不断长大粗化 (图3 (c, d) ) 。 预变形太大 (8%) , 析出的T1 相粗大且分布不均匀 (图3 (e) ) 。 此外在合金中发现弥散细小, 呈双叶花瓣状、 与基体共格第二相粒子 (图3 (f) ) 。 根据有关文献
[
5 ,
6 ,
7 ]
和选区电子衍射分析判断, 该粒子为Al3 (Sc, Zr) 粒子。 由于Sc含量较低, 根据Al-Cu-Sc相图
[13 ]
, 合金成分没有落到W (Al3~8 Cu2~4 Sc) 相区, 因此合金中未观察到W (Al3~8 Cu2~4 Sc) 相。
3 分析与讨论
预变形提高合金强度在于: 一方面是固溶处理后的合金在时效前预变形产生形变硬化, 使得后续的沉淀强化在高强度起点上进行; 另一方面, 可在合金基体中形成密布的位错或位错缠结, 成为T1 相非均匀形核位置, 加快沉淀动力学, 使沉淀相更加细小、 均匀地分布, 增加位错不能切过的沉淀相分数, 减少合金共面滑移及晶界应力集中, 同时抑制晶界平衡相的形成, 减小无沉淀析出带的宽度, 从而有利于获得最佳强塑性组合
[10 ,11 ,12 ]
。
图2 合金T6, T8态的室温拉伸性能与时效时间的关系 (a) σb-t; (b) σ0.2-t; (c) δ-t
Fig.2 Relationship between mechanical property and aging time of T8 and T6
图3 合金未预变形和经不同预变形量后时效的TEM组织 (a) 160 ℃/24 h; (b) 1.0% +160 ℃/24 h; (c) 3.5% +160 ℃/24 h; (d) 3.5% +160 ℃/64 h; (e) 8.0% +160 ℃/24 h; (f) 160 ℃/24 h
Fig.3 TEM of alloys containing Sc under different deformation and aging processes
研究表明
[11 ]
, 和基体呈半共格关系的T1 相的析出非常缓慢, T1 相主要依靠在位错、 亚晶界等晶体学缺陷处形核析出, 以降低形成新相时所产生的界面能。 未预变形的合金, 基体内位错密度很低, 时效过程中仅有少量的T1 相在亚晶处析出, 而预变形增加了合金位错密度, 为T1 相的非均匀形核提供了优越的形核场所, 使T1 相均匀、 细小、 弥散析出。 预变形量越大, 位错密度越大, 非均匀形核率增加, 析出T1 相越细小, 均匀, 体积分数增大, 这种析出相对位错的运动起钉扎、 阻滞作用, 同时在亚晶周围形成的位错缠绕有效地阻碍位错运动。 因此随着预变形量增大, 合金强度显著提高。 在3.5%的预变形量下, 时效过程中高密度的位错提高了溶质原子向沉淀相的迁移速度, 加快了T1 相的沉淀速度, 使时效峰值提前, 合金24 h后即进入过时效, T1 相长大粗化, 强度和塑性降低。 另外, 虽然合金中析出的T1 相与其它析出相相比有最大的强化效果, 但T1 相与基体之间存在以下晶体学关系: (001) T1 // (111) Al 和
[ 1 0 ˉ 1 0 ] Τ 1 / / [ 1 1 0 ] A l ? Τ 1
相密排面和密排方向均与基体平行, 这种晶体取向关系对分散共面滑移效果不大, 因此, T1 相并不能改善合金的塑性。 进一步增大预变形量, 将使合金基体中大量位错缠结在一起, 最终形成胞状位错组织, 胞壁处的位错密度高, 胞内的密度很少。 在这种情况下, T1 相往往沿位错胞壁形核, 因而其形核率降低, 而且由于位错胞壁的变形储能较高, 可为新相长大提供长大的驱动力。 因此, 析出的T1 相较为粗大, 分布的均匀性下降, 这种形态T1 相强化效果不佳, 而且容易导致基体变形不均匀, 影响强度和塑性。 另一方面, 预变形越大, 形变硬化增加, 塑性下降, 综合作用的结果出现图1所示情况, 当预变形量超过3.5%以后, 合金的强度没有明显提高, 合金的延伸率却一直下降。
此外, 在Al-3.5Cu-1.5Li-0.12Zr合金中添加微量Sc, 在均匀化和热加工过程中析出次生的Al3 (Sc, Zr) 粒子, 这种细小弥散分布的球形粒子强烈钉扎位错, 阻碍晶界运动, 一方面强烈抑制再结晶, 另一方面可起到沉淀强化和亚结构强化作用, 可改善合金的综合性能
[8 ,9 ]
。
4 结 论
1. 时效前的预变形能加速合金时效速度, 显著提高合金的强度。 合金强度随预变形量和时效时间增加而增大, 到峰值后, 随预变形量增加和时效时间的延长, 合金强度和塑性降低。
2. 预变形促进T1 相均匀、 细小、 弥散析出, 预变形量越大, 析出T1 相越细小均匀, 体积分数和数量密度越大, 但预变形量过大, 析出的T1 相粗大且分布不均匀。
3. 本试验条件下该合金合宜的预变形量为3.5%~5.6%。
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