Microstructure refinement and mechanical properties of severely deformed Al–Mg–Li alloys

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https://doi.org/10.1016/S0921-5093(01)01681-1Get rights and content

Abstract

Experiments have been conducted to investigate the possibility of producing aluminium aerospace-alloys, with properties similar to those of the powder metallurgical alloy AA5091, by the potentially cheaper route of spray-casting and severe deformation. Two alloys with compositions based on the commercial alloy AA5091 were spray-cast to obtain a large density of Al₃(Zr,Ti) dispersoids as a substitute for the oxide and carbide particles present in AA5091. The materials were subsequently severely deformed using equal channel angular extrusion (ECAE) to effective strains as high as ten. After deformation the grain sizes in both materials were as fine as 0.3–0.6 mu;m, while the fraction of high angle grain boundary area was gt;70%. The severely deformed alloys were stable up to 400 °C, but at higher temperatures abnormal grain growth was observed initiated by the heterogeneous distribution of dispersoid particles inherited from the spray-castings. Encouragingly, for similar heat-treatment conditions, the yield strengths of the experimental materials were found to be comparable to the values specified for the commercial alloy AA5091 while the ductilities were up to three times higher.

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Keywords

Spray-casting

Equal channel angular extrusion (ECAE)

Severe deformation

Ultra-fine grains

Mechanical properties

Al–Mg–Li

AA5091

1. Introduction

In principal Al–Li alloys are attractive airframe materials because of their low density and high stiffness. However, despite offering superior specific stiffness performance compared to conventional aluminium alloys, to date Al–Li alloys have found few applications due to their generally poor toughness and ductility. These adverse properties primarily stem from shear localisation during plastic deformation [1]. Accordingly, much previous development of Al–Li alloys has concentrated on the investigation of elements that will form non-shareable precipitates capable of dispersing slip more homogeneously. Examples of alloys developed based on this philosophy are AA2020 and AA8090, where the addition of Cu and Mg leads to the precipitation of phases that are more resistant to shear by dislocations. Other approaches aimed at overcoming the problems caused by strain localisation are refinement of the grain size and the development of non-heat treatable lower Li content alloys that do not contain the delta;′ phase [2], [3].

For aerospace applications, like undercarriage components that involve complex forgings, alloys that do not require solution treatment and have a high strength, low density, and enhanced corrosion resistance are very desirable. The mechanically alloyed Al–Mg–Li–C–O alloy AA5091 (also known as IN-905XL or AL-905XL) has great potential for such applications. AA5091 offers the combined benefits of being a high strength, thermally stable material, with low anisotropy, and extremely good corrosion resistance [2], [3], [4],

严重变形铝-镁-锂合金的组织细化及力学性能

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摘要

上期文章

• 关键词

  等通道角挤压

  超细晶粒

  铝-镁-李

  1。介绍

  对于航空航天应用，如涉及复杂锻件的起落架部件，不需要固溶处理且具有高强度、低密度和增强耐腐蚀性的合金是非常理想的。机械合金化铝-镁-锂-碳-氧合金AA5091（也称为In-905XL或Al-905XL）具有巨大的应用潜力。AA5091具有高强度、热稳定性好、各向异性低、耐腐蚀性极强等优点。据报道，合金的高屈服强度主要来源于0.5～1mu;m的超细晶粒结构。然而，固溶强化和机械合金化过程中引入的高密度碳化物和氧化物颗粒（~6 vol%）的存在所产生的额外贡献也很重要。由于锂含量低、晶粒结构超细，这类合金的韧性也比较合理。碳化物和氧化物分散体通过钉扎细晶粒结构在保持热稳定性方面起着重要的辅助作用，但对韧性和延展性有不利影响。[二][三][四][五][三][三][五]

  虽然像AA5091这样的合金有许多有益的性能，但是它们对于所有的应用来说都太贵了，除了最专业的应用之外，因为它们是由机械合金化和粉末冶金制成的。因此，如果能够找到生产类似类型材料的批量加工路线，将具有商业利益。最近的研究（6）表明，与传统的连铸坯中的最大浓度相比，喷射铸造可以显著提高铝合金固溶体中的Zr和Ti含量。采用这种铸造方法，可以通过分散滑移和抑制再结晶，将beta;′（Al3（Zr，Ti））分散体颗粒的密度提高到可以替代粉末冶金合金（如AA5091）中氧化物和碳化物颗粒的水平。此外，当变形到非常高的应变时，还表明，具有高Zr和Ti水平的喷射铸造合金可以形成与粉末加工AA5091材料中存在的超细晶粒结构相似的超细晶粒结构〔7〕。

  本文采用喷射铸造法和等通道转角挤压法（ECAE）进行了严重变形的研究，研究了具有与合金粉末冶金材料AA5091相当的超细晶粒组织和性能的非热处理铝合金的可能性。如果成功，这种工艺路线将是非常有利的，因为它可能比粉末冶金方法更便宜和更清洁。在此背景下，研究了喷射铸造合金在剧烈变形过程中的微观组织演变及其随后的热稳定性。并将实验材料严重变形后的力学性能与粉末冶金合金AA5091的标准规范进行了比较。

  2。实验程序

  将两种合金喷入英国鱼鹰50公斤坯料中。给出了从化学分析中得到的合金成分。合金5091_1的设计使主要元素的浓度与商用AA5091合金的规格相同，而合金5091_2选择了稍微高一点的锂，以增加强度。然而，应注意的是，在喷射铸坯中的实际Mg含量不幸地略低于商业AA5091合金（3.7重量%）所规定的最小浓度。两种合金的Zr和Ti添加量分别为~0.4和0.17 wt.%。表1〔8〕

  表1。由化学分析确定的两种喷射铸造合金的成分（重量%，平衡铝）

  	镁	锂	锆	钛	铁	硅
  AA5091Y1	3.28	1.36	0.36	0.16	0.08	0.07
  AA5091Y2	3.46	2.06	0.38	0.17	0.04	0.06

  在热机械加工之前，通过在22°C/h至450°C的斜坡加热下进行均匀化和分散体沉淀处理，保持24小时，然后加热至500℃，保持30分钟，水淬。这两种合金随后被ECAE严重变形。这项技术最初是在俄罗斯开发的，可以通过简单的剪切使钢坯变形为非常高的塑性应变，同时保持钢坯的几何结构不变。有关ECAE技术的详细信息，请参见。在使用的实验室规模的压力机中，钢坯尺寸为直径15 mmtimes;长105 mm。ECA挤压模具中交叉通道之间的夹角为120°，在每个挤压循环中产生von Mises有效应变～0.7。〔9〕〔9〕〔10〕〔11〕

  根据实验研究，5091_1和5091_2合金的最佳挤压温度分别为200和250°C。之所以选择这些温度，是因为它们是可以在没有钢坯断裂的情况下使用的最小变形温度。两种合金在其各自的最佳变形温度下，通过进行多达15次重复挤压循环，变形至总有效应变～10。在第一次挤压循环之前，将试样在其变形温度下浸泡20分钟。在随后的挤压循环中，在达到所需温度后立即挤压试样，并在变形后直接进行水淬火。连续挤压时，钢坯的方向保持不变。变形后，材料在500°C的温度下进行退火热处理，时间长达35小时，以研究其微观结构稳定性。

  采用高分辨率电子背散射衍射（EBSD）分析，将FEG-SEM（Philips XL30-FEG）连接到hkl通道EBSD系统，对材料的晶粒和亚结构进行表征。使用内部开发的软件（vmap、humphreys）分析EBSD地图。由于EBSD技术角度精度的限制，在EBSD分析中排除了小于1.5°的错误取向，因此将亚晶界定义为在1.5和15°之间的错误取向。从挤压坯的均匀变形中部取样，在纵向截面上进行显微组织分析，抛光面平行于ECAE模具的对称面。采用平均线性截距法，从电子束衍射（EBSD）图上测量了晶粒和亚晶粒尺寸。边界错向分布和大角度晶界（HAGB）面积的分数（即错向大于15°的边界面积的相对比例）也由EBSD数据确定。在变形状态下和随后的热处理后，分别使用6.5 mm和33.6 mm标距直径和长度的拉伸试验评估样品的机械性能。〔12〕

  三。结果和讨论

  3.1。挤压前的微观结构

  喷射铸造合金中的显微组织的典型实例，在均匀化后立即在ECAE处理中显示，在A和B中可以看出，喷射的坯料具有细的等轴晶粒结构，具有25mu;m的晶粒尺寸，小的孔隙率（＜1.5体积%），并且含有一些粗富铁杂质颗粒。应注意，未检测到Zr或Ti初级颗粒。均匀化后，在较高的放大倍数下，发现Al3（Zr，Ti）、L12、分散体的高密度有沉淀，但它们不均匀分布并集中在反映晶粒齿状亚结构（B）的簇中。这种不均匀分布是凝固过程中发生的Zr和Ti反向偏析的结果，在晶界周围留下一个小于5mu;m的低颗粒密度层，在一些枝晶间区域留下一个较薄的层。团簇间的分散体由较粗颗粒的低密度组成，反映了这些区域较低的溶质过饱和度。5091_2合金的一般组织特征与5091_1合金相同。然而，由于锂含量较高，在均匀化（c）之前观察到额外的晶界沉淀，这些沉淀被确定为立方Al2Limg相。图1图1[6]图1[13]图1

  1. 下载全尺寸图像

  图1。在ECAE变形之前的喷射铸造材料的特征显微结构特征，从场发射胶扫描电子显微镜获得，显示在（a）细小的等轴晶粒和少量的含铁颗粒，（b）均匀化后的Al3Zr分散颗粒的小簇；（c）铸态5091_2合金中Al2Limg相的晶界沉淀。

  3.2。ECAE加工过程中的微观结构演变

  文中给出了5091_1合金的电子散斑图示例，显示了严重变形至10应变期间变形结构的演变。在a中，可以看出，在ε=3.2的应变（与重轧材料中发现的应变顺序相同）下，EBSD图包含长纤维状晶粒或片状Hagb结构。然而，显微组织是不均匀的，在某些先前的晶界和条带中已经可以看到非常细的晶粒形成。随着应变的增加，横向的Hagb间距减小，剩余的长纤维颗粒厚度减小，并变得越来越不稳定，直到在超高应变水平（gt;7）下，它们分裂成亚微米颗粒（c）。从EBSD图中获得的边界错向分布也描述为应变增加的函数。该数据表明，在低应变下，分布向低方向倾斜，但随着应变的增加，一个新的峰值出现在45°模式的中心。在应变为10时，（c）这一峰值主导了直方图和剖面方法，这些方法是随机定向晶粒分布的预期方法。图2Fig.2Fig.2Fig.2Fig.2[14]

  1. 下载全尺寸图像

  图2。显示由ECAE变形为（a）3.2，（b）6.7和（c）10有效应变的5091_1合金的高角度和低角度边界（分别为深色和浅色线）和边界错向直方图的地图。电子背散射衍射

  根据EBSD图测量的晶粒宽度和亚晶粒尺寸作为a中应变的函数绘制，两种合金的高角度边界区的相应相对分数也显示在b中。从a可以看出，平均晶粒宽度随着应变的增加而逐渐减小，并在应变～7时与亚晶粒尺寸（低角度晶界间距）合并。当应变大于7时，两种合金的显微结构以超细晶粒为主，但仍有较大的纤维状晶粒，随着应变增加到10，纤维状晶粒逐渐细化。在变形过程中，高角度边界区域的部分首先相对于未变形材料减少，因为在初始挤压循环中形成了许多新的低角度边界，然后随着应变逐

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  资料编号：[2209]

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