付 欣，鄭子樵，蔡 彪，李世晨，魏修宇

(中南大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，長沙 410083)

20世紀(jì) 90年代，美國的 Reynolds金屬公司和Martin Maritta公司合作，開發(fā)出Weldlite系列鋁鋰合金。該系列合金具有高強(qiáng)可焊的特點，抗拉強(qiáng)度最高可達(dá)700 MPa；在多種焊接工藝下均可形成致密的焊縫，其焊縫強(qiáng)度和韌性都明顯高于其他傳統(tǒng)鋁合金。Weldalite合金包括WeldaliteTM049和210兩個合金系列，其中049系列合金已進(jìn)行廣泛研究，并在航空航天領(lǐng)域獲得了應(yīng)用[1?3]。如WeldaliteTM049家族中的代表性合金 2195已應(yīng)用于制作美國航天飛機(jī)外掛燃料貯箱，和原來使用的2219合金貯箱相比，質(zhì)量減輕了3.4 t。然而到目前為止，有關(guān)WeldaliteTM210合金的研究報道卻極少。從零散的報道可知，與WeldaliteTM049合金相比，WeldaliteTM210合金主要有兩個特點：一是在合金成份上添加了 0.5%（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）左右的 Zn；二是該合金在人工時效前，不進(jìn)行冷變形也可以獲得較高的力學(xué)性能，這對時效前無法進(jìn)行預(yù)變形的形狀復(fù)雜的構(gòu)件具有十分重要的實用價值。因此，深入探討熱處理制度和微量Zn的添加對WeldaliteTM210合金微觀組織和力學(xué)性能的影響，對于進(jìn)一步了解該合金特性和推廣其應(yīng)用具有重要的意義。

1 實驗

采用高純 Al、Mg、Ag、Li錠和 Al-Cu、Al-Zr、Al-Zn中間合金按設(shè)計成分配料后在熔劑保護(hù)的石墨坩堝中熔煉后澆入氬氣保護(hù)的水冷模中。鑄錠經(jīng) 454℃、16 h和504 ℃、8 h雙級均勻化和切頭銑面后，熱軋成4 mm厚的板材，中間退火后再冷軋成2 mm厚的板材，其化學(xué)成分分析值如表1所列。試樣的熱處理工藝如下：在鹽浴爐中經(jīng)504 ℃，1 h固溶處理后淬入室溫水中，之后將試樣分為兩批，一批直接進(jìn)行 180 ℃人工時效(T6)，另一批經(jīng) 6%軋制預(yù)變形后在160 ℃人工時效(T8)。硬度測試在MTK1000A顯微硬度計上進(jìn)行，負(fù)荷為1.96 N，加載時間為15 s。拉伸實驗在CSS?44100萬能電子拉伸機(jī)上進(jìn)行，拉伸試樣沿軋向截取，標(biāo)距間長度30 mm，寬度8 mm，名義拉伸速度為2 mm/min。透射電鏡觀察試樣經(jīng)磨和雙噴電解減薄制取，電解溶液為25%硝酸和75%甲醇混合溶液(體積分?jǐn)?shù))，采用液氮冷卻到?20~?35 ℃，工作電壓為15~20 V，電流控制在80~95 mA。電鏡觀察在 TecnaiG220上進(jìn)行，加速電壓為200 kV。合金 1為WeldaliteTM210合金；合金2為WeldaliteTM210-free Zn合金。

表1 實驗合金的化學(xué)成分分析結(jié)果Table 1 Measured chemical compositions of experimental alloy

2 結(jié)果及分析

2.1 時效硬化特性

圖1所示為不同合金在T6和T8狀態(tài)下的硬度與時效時間曲線。從圖 1(a)可知，與一般的 Al-Li合金一樣，直接在180 ℃時效時，兩種合金的硬度隨時效時間的延長逐漸增加到峰值后緩慢下降，且含 Zn合金在整個時效周期內(nèi)的硬度值都高于不含Zn合金的。比較兩種合金峰時效硬度值及到達(dá)峰時效的時間，發(fā)現(xiàn)微量 Zn的添加不影響合金的時效硬化速率，兩種合金峰值時效時間一致，但 Zn的添加顯著提高合金的峰時效硬度，這說明添加少量 Zn提高試驗合金的時效硬化能力。

圖1 兩種合金在T6和T8狀態(tài)下硬度與時效硬化曲線Fig.1 Relationships between hardness and aging time of different alloys under T6 and T8 conditions: (a) Aging at 180 ; (b)℃ 6% predeformation+aging at 160 ℃

對于淬火后經(jīng)過預(yù)變形再時效的樣品，時效曲線呈現(xiàn)與直接時效相類似的特征(見圖 1(b))。所不同的是含Zn合金和不含Zn合金的硬度值在整個時效周期內(nèi)都相差較小，這說明預(yù)變形減少 Zn對試驗合金時效硬化能力的影響。

2.2 室溫拉伸性能

表2和3所列分別為合金1和合金2在T6和T8狀態(tài)下的拉伸性能。由表2和3可見，兩種合金在兩種狀態(tài)下的強(qiáng)度和硬度變化規(guī)律基本一致。表4所列為合金1和合金2在T6和T8狀態(tài)時的峰值強(qiáng)度。由表4可看出，T6峰時效狀態(tài)下，合金1經(jīng)180 ℃、24 h時效后，抗拉強(qiáng)度達(dá)到601.2 MPa，說明該合金不經(jīng)預(yù)變形直接時效即可獲得很高的強(qiáng)度。合金1的抗拉強(qiáng)度較不添加Zn合金2的增加15.4 MPa；T8狀態(tài)下，合金1與不添加Zn合金2的峰值強(qiáng)度相差不大，這表明預(yù)變形提高合金的時效強(qiáng)化效果，但同時削弱Zn的作用。

表4 合金1和2在 T6和T8狀態(tài)時的峰值強(qiáng)度Table 4 Tensile strengths of alloys 1 and 2 treated under T6 and T8 conditions

表2 T6工藝條件下合金1和合金2不同時效時間的強(qiáng)度及伸長率Table 2 Tensile properties of alloys 1 and 2 aged for different aging times under T6 condition

表3 T8工藝條件下合金1和合金2不同時效時間的強(qiáng)度及伸長率Table 3 Mechanical properties of alloys 1 and 2 aged for different times under T8 condition

2.3 顯微組織

圖2所示為合金1在180 ℃時效不同時間后的微觀組織形貌。從圖2可知，在時效初期就已經(jīng)能夠觀察到非常細(xì)小的θ′相和δ′相的大量析出(見圖2(a))；但T1相較少(見圖2(b))。時效24 h(峰時效)時，可以看到很多均勻分布的 T1相(見圖 2(d))和細(xì)球狀 δ′相，以及少量相互垂直的 θ′相，此外還可以看到一些板條狀δ′/θ′復(fù)合相(見圖 2(c)箭頭處)，其中一部分 θ′相形貌清晰，主要為θ′相的刃面，另一部分θ′相形貌模糊，主要是θ′相的寬面和在生長過程中被δ′相覆蓋的θ′相。在電子衍射花樣中除了基體衍射斑點外，還觀察到δ′相和θ′相斑點，T1相斑點相對較強(qiáng)。由圖2(e)和(f)可看出，合金時效 120 h(過時效)時，T1相和 θ′、δ′相進(jìn)一步長大，但θ′和δ′相的密度減少，T1相靠消耗δ′和θ′相中的Li原子和Cu原子而長大。

不含Zn合金2在 T6工藝條件下峰值狀態(tài)的微觀組織形貌如圖3所示。由圖3可以看出，合金2的主要析出物為T1相、極少量的θ′相和δ′相，這與圖3(c)的衍射花樣相一致。與含Zn的合金1在T6峰時效狀態(tài)相比，T1相數(shù)量相對減少(對比圖 2(d)和 3(b))，這說明Zn的添加有促進(jìn)T1相析出的作用。同時析出的θ′相和δ′相數(shù)量也明顯減少，且尺寸增大(對比圖2(c)和3(a))。

圖2 合金1在T6狀態(tài)下的TEM暗場像Fig.2 TEM dark field images of alloy 1 treated under T6 condition: (a), (b) T6, 4 h; (c), (d) T6, 24 h; (e), (f) T6, 120 h ((a), (c), (e)b=〈001〉α; (b), (d), (f) b=〈112〉α)

T8工藝條件下，合金1和合金2峰值時效狀態(tài)的微觀組織形貌如圖4所示。由圖4可以看出，合金1中析出少量的δ′相和θ′相(見圖4(a))，預(yù)變形的引入促使合金在晶內(nèi)析出密度很大以及細(xì)小、均勻分布的T1相(比較圖 4(c)與 2(d))。時效之前的預(yù)變形對合金 2的作用與合金1的類似，也使合金在晶內(nèi)析出大量細(xì)小且均勻分布的T1相(見圖4(d))，這說明預(yù)變形對T1相析出的促進(jìn)作用大于Zn的作用。

3 討論

WeldaliteTM210合金是含少量Ag、Mg和Zn的

圖3 合金2在T6峰時效態(tài)的TEM暗場像及相應(yīng)的電子衍射花樣Fig.3 TEM dark field images of alloys 2 peak aged under T6 condition and corresponding SAD pattern: (a) b=〈001〉α;(b) b= 〈112〉α; (c) SAD pattern, b=〈001〉α

Al-Cu-Li-Zr系合金，Al-Li-Cu-Zr系合金的析出順序和析出強(qiáng)化相的種類在很大程度上取決于Cu和Li的摩爾比。對于 Cu 含量為 2%~5%(質(zhì)量分?jǐn)?shù)) 的中銅合金，其主要析出過程大致如下[4]：α過飽和固溶體→G.P.區(qū)+δ′相→T1相+δ′相+(θ′相)→T1相。從透射電鏡觀察結(jié)果可以看出，合金1和合金2在T6峰時效狀態(tài)下的析出相主要是T1相，這是因為Mg和Ag的同時添加更有利于 T1相的析出[5?7]，從而消耗 θ′相形核所需的 Cu原子數(shù)量。HUANG等[8]的研究表明，T1相比δ′相的強(qiáng)化效果更明顯，故合金1和合金2在T6狀態(tài)下可獲得極高的力學(xué)性能。而在 T8狀態(tài)下，時效前的預(yù)變形可增加合金基體中的位錯密度[9?12]，為T1相提供更加有利的非均勻形核位置，因此，合金 1和合金2中T1相的析出密度進(jìn)一步加大。

少量 Zn的添加對合金的時效組織與性能都有明顯的影響。和無Zn的合金2相比，合金1在T6峰時效狀態(tài)析出的T1相數(shù)量明顯增加，而尺寸減小。由此證明，添加少量Zn可進(jìn)一步促進(jìn)T1相析出。Al中加入溶質(zhì)原子后，其層錯能會有所減小，特別是固溶度大的溶質(zhì)原子，降低層錯能的作用更大。Zn、Mg和Ag等元素在Al中的溶解度都較大，這些固溶原子聚集在密排的{111}α面上，能降低Al合金的層錯能，有利于形成大量層錯，而這些層錯將為{111}α面上密排六方相如 T1、η′相的析出提供優(yōu)越的形核位置，因為這些析出相的形核長大可按層錯機(jī)制進(jìn)行[13]。T6峰時效狀態(tài)下，合金1析出的δ′相比合金2的多，這是由于Zn的添加降低Li在Al中的溶解度，增加與基體的錯配度，從而促進(jìn)δ′相的析出，并進(jìn)入到δ′相和T1相中[14?15]。

T8狀態(tài)下，預(yù)變形引入的大量位錯為 T1相提供更加有利的非均勻形核位置，促進(jìn)T1相的形核析出，從而減小微量Zn對T1相析出的促進(jìn)作用，使合金1和合金2在T8狀態(tài)峰時效析出的T1相大小、分布及密度幾乎一樣，因此，強(qiáng)度也相差不大。

圖4 合金1和2在 T8峰時效態(tài)的TEM暗場像及相應(yīng)的電子衍射花樣Fig.4 TEM dark field images of alloys 1 and 2 peak aged under T8 condition: (a) Alloy 1, b=〈001〉α; (b) Alloy 2, b= 〈001〉α;(c) Alloy 1, b=〈112〉α; (d) Alloy 2, b=〈112〉α

4 結(jié)論

1) WeldaliteTM210Al-Li合金具有比其他Al-Li合金更高的強(qiáng)度，但塑性較差。在T6態(tài)，σb=601.2 MPa，σ0.2=574.8 MPa，δ=4.5%；T8 態(tài)，σb=670.7 MPa，σ0.2=652.2 MPa，δ=4.3%。

2) WeldaliteTM210Al-Li合金在T6狀態(tài)下，其主要強(qiáng)化相是θ′相、δ′相和T1相。T8狀態(tài)下，預(yù)變形提高該合金的時效強(qiáng)化效果，其主要強(qiáng)化相是δ′相和T1相。T1相的強(qiáng)化效果最好，故強(qiáng)度大幅度升高。

3) 添加少量Zn能促進(jìn)T1相、θ′相和δ′相更細(xì)小彌散析出，且數(shù)量明顯增加，使合金強(qiáng)度提高，但塑性略有下降。

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