于 娟，馮朝輝，趙唯一，姚 勇，游 文

（1.中國航發(fā)北京航空材料研究院 北京市先進鋁合金材料及應(yīng)用工程技術(shù)研究中心，北京 100095；2.西南鋁業(yè)（集團）有限責任公司 鋁鋰合金材料研究室，重慶 401326）

隨著航空技術(shù)發(fā)展，飛機的結(jié)構(gòu)重量系數(shù)正在不斷下降，機體結(jié)構(gòu)的高可靠/長壽命的要求也在不斷提高，鋁鋰合金作為機體用輕量化結(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上實現(xiàn)了裝機應(yīng)用[5-8]。Al-Cu-Li系合金屬于可熱處理強化的鋁鋰合金，熱處理工藝參數(shù)如時效溫度和預(yù)拉伸變形量影響合金的析出相種類、分布和尺寸，進而改變合金性能[9]。張顯峰等[10]研究了自然時效狀態(tài)下，預(yù)拉伸處理對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，合金的屈服強度持續(xù)增加，抗拉強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)位錯密度和主要強化相δ′的分布情況。Vincent等[11]研究發(fā)現(xiàn)通過改變?nèi)斯r效制度可以改變2050鋁鋰合金晶內(nèi)和晶界處的腐蝕形貌，進而影響合金的腐蝕敏感性。目前我國鋁鋰合金的發(fā)展與國外尚存一定差距，而且關(guān)于人工時效狀態(tài)下第三代鋁鋰合金力學性能和腐蝕性能的綜合研究較少，因此，有必要對該狀態(tài)下鋁鋰合金預(yù)拉伸變形對合金組織和性能的影響進行系統(tǒng)研究，明確性能變化機理。

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

1 試驗材料與方法

試驗所用材料為某公司提供的20 mm厚2050鋁鋰合金板材，化學成分（質(zhì)量分數(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%。將變形后的板材進行人工時效處理，時效制度為145℃×20 h。

將時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型拉伸試驗機上按GB/T 228.1—2010《金屬材料 拉伸試驗 第1部分：室溫試驗方法》進行拉伸，取3個平行試樣拉伸結(jié)果的平均值作為最終拉伸性能。

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

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

2 試驗結(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，合金的強度逐漸增加，伸長率逐漸降低，預(yù)拉伸變形量大于4.0%后，強度和伸長率趨于穩(wěn)定。未經(jīng)預(yù)拉伸變形時，厚板L向的Rm（抗拉強度）為465 MPa，Rp0.2（屈服強度）為296 MPa，A（伸長率）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，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?？梢钥闯?，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，腐蝕等級為4級；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蝕，而且隨預(yù)拉伸變形量的增大，鋁鋰合金的最大點蝕深度逐漸減小，變形量為2.5%時，點蝕坑深度為148.629μm，腐蝕等級為4級，變形量為5%時，點蝕坑深度最小，為81.600μm，腐蝕等級為3級。

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)明場和暗場像形貌。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針狀交錯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[12]，可以確定交錯分布的析出相為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，合金基體內(nèi)的析出相主要為θ′相，T1相析出數(shù)量較少，長度大約為70 nm；變形量增大到2.5%時，明場像和暗場像內(nèi)T1相數(shù)量均明顯增多，而且尺寸增大，長度增加到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，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，因此合金強度的提高主要依賴于T1相和θ′相體積分數(shù)的增大和分布的彌散均勻程度增加。對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[16]，隨預(yù)拉伸變形量增大，晶內(nèi)位錯密度逐漸增加，當變形量增大到一定程度后，位錯密度趨于穩(wěn)定。厚板未經(jīng)預(yù)拉伸變形時，由于晶內(nèi)位錯密度低，基體內(nèi)的主要析出相為數(shù)量較少的θ′相，這是因為與T1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)位錯密度逐漸增大，合金的主要析出強化相變?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)變場阻礙位錯運動的能力增大，因此變形量為2.5%時，晶粒內(nèi)部強度顯著提高，合金L向和LT向的抗拉強度和屈服強度明顯提高；變形量>4.0%后，晶內(nèi)位錯密度變化變小，T1相析出數(shù)量和尺寸變化較小，強度趨于穩(wěn)定。由于尺寸較大的T1相不可以被切過，位錯繞過析出相時會在晶粒內(nèi)留下位錯環(huán)而導(dǎo)致位錯塞積，引發(fā)應(yīng)力集中，因此隨T1相的析出及長大，合金塑性逐漸降低，T1相析出穩(wěn)定后，伸長率趨于穩(wěn)定。

合金腐蝕性能的變化主要和時效時析出相在晶內(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，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，促進點蝕發(fā)生，比預(yù)拉伸變形量為0%時具有更強的點蝕傾向，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向的屈服強度和抗拉強度逐漸增加，變形量>4.0%后趨于平穩(wěn)，伸長率逐漸降低后趨于穩(wěn)定。變形量為5.0%時，厚板L向的抗拉強度為565 MPa，屈服強度為538 MPa，伸長率為12.9%，LT向的抗拉強度為556 MPa，屈服強度為518 MPa，伸長率為13.4%。

2）預(yù)拉伸變形量影響合金人工時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蝕，點蝕深度逐漸減小。變形量為5%時，點蝕坑深度最小，為81.600μm，腐蝕等級為3級。

3）人工時效狀態(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。