羅海云， 鄺泉波， 王日初

(1.西南鋁業(yè)（集團(tuán)）有限責(zé)任公司，重慶 401326；2.中南大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，長沙 410083)

鋰（Li）是最輕的金屬元素，密度僅為0.53 g/cm3，只有鋁的1/5、鎂的1/3.因此，Al-Li合金具有密度低、高比強(qiáng)度、抗腐蝕性好以及良好的低溫性能等特點，是一種優(yōu)良的航空航天結(jié)構(gòu)材料[1-2].Al-Mg-Li系合金作為鋁鋰合金主要發(fā)展方向之一，自1420型Al-Mg-Li-Zr合金開發(fā)以來，因其具有超低密度、中等強(qiáng)度和良好的塑性而引起學(xué)者和產(chǎn)業(yè)界的廣泛關(guān)注[3-6].

強(qiáng)度和韌性是航空結(jié)構(gòu)材料的2個最重要性能指標(biāo).高強(qiáng)度和良好的韌性使材料具有優(yōu)異的抗應(yīng)力腐蝕能力，從而提高其使役性能.因此，開發(fā)一種在提高強(qiáng)度的同時不降低合金塑性的方法成為現(xiàn)階段Al-Li合金的研究熱點.Al-Li合金可以采用機(jī)械熱處理的方法來細(xì)化晶粒，合金熱擠壓后形成大量位錯；通過低溫退火，這些強(qiáng)變形區(qū)域成為再結(jié)晶形核位置，同時獲得大量細(xì)小彌散分布的第2相粒子來提高合金強(qiáng)度.Thompson等[7-8]對Mg、Li質(zhì)量分?jǐn)?shù)分別為5%～6%、1.5%～2%的 Al-Mg-Li系合金研究發(fā)現(xiàn)，常規(guī)熱處理制度對此類合金強(qiáng)化效果有限，時效后合金強(qiáng)度達(dá)到300～500 MPa之間[9-11].另外，采用熔煉法生產(chǎn)鋁鋰合金時，由于熔體冷卻速度慢，合金中存在嚴(yán)重的鋰偏析，延性和斷裂韌性差的缺陷，后續(xù)的熱擠壓加工和熱處理工藝對合金性能具有重要影響.

基于此，文章擬采用鑄造和熱擠壓制備輕質(zhì)Al-Mg-Li系鋁鋰合金，同時加入少量Zr、Sc形成彌散分布的Al3Zr和Al3Sc難變形質(zhì)點，通過細(xì)小彌散分布的第2相抑制鋁鋰合金中低韌性的滑移集中出現(xiàn)；同時穩(wěn)定組織，抑制熱變形和熱處理過程中的再結(jié)晶，以期獲得較好的綜合力學(xué)性能.

1 實 驗

1.1 合金成分設(shè)計

設(shè)計合金成分為Al-5.5Mg-2.0Li-0.1Zr-0.2Sc.在合金化設(shè)計時一般需限制Mg和Li等元素含量在一定范圍內(nèi).時效處理后，Al-Mg-Li系合金的強(qiáng)化主要取決于δ′相，δ′相的密度隨Li含量的增大而增大，因此增加Li含量有利于合金強(qiáng)度提高.固溶強(qiáng)化元素 Mg，在 Al中有較大的固溶度（14.9%，451 ℃）.它可以減小合金密度，同時Mg的加入降低Li在基體中的固溶度，促進(jìn)時效初期 δ′相析出，增加δ′相體積分?jǐn)?shù)和Li的沉淀強(qiáng)化作用.Al-Mg-Li系合金的析出過程為[12]:

時效過程中形成的S1強(qiáng)化相是一種棒狀平衡相，與基體不共格，屬于過時效產(chǎn)物，通常在晶界或亞晶界上非均勻形核，Mg含量越高，晶界處S1相數(shù)量越多，但由于S1相的析出消耗了Li導(dǎo)致晶界附近基體中Mg和Li的減少，從而在S1相附近形成無沉淀析出帶，降低合金的強(qiáng)度和韌性.除了δ′相和S1相外，Al-Mg-Li合金體系中添加少量Zr元素后，能在基體中析出一種與δ′相結(jié)構(gòu)相似的β′（Al3Zr）相.β′相在合金基體中呈半邊豆瓣狀，能阻礙合金亞晶界的遷移和合并，抑制再結(jié)晶[13-17].另外，由于δ′相能在β′相界面上形核長大，形成以β′相為核心的β′/δ′復(fù)合相顆粒，這種復(fù)合相強(qiáng)度較高，合金變形時難以被位錯切過，因而能有效的抑制局部共面滑移，改善合金塑性，但是當(dāng)Zr含量較高時容易在晶界處形成粗大析出相，破壞晶界性能，降低合金塑形，所以Al-Li合金中Zr質(zhì)量分?jǐn)?shù)一般控制在0.1%～0.2%之間[18].Sc是Al-Li合金中最有效的稀土元素，其抑制再結(jié)晶效果明顯優(yōu)于Al-Li合金中常見的Mn、Zr等添加元素.Sc元素的加入，能有效減小晶粒尺寸，抑制再結(jié)晶，而且彌散分布的Al3Sc粒子還能起到沉淀強(qiáng)化的效果[19].因此，為了獲得較好的綜合力學(xué)性能，根據(jù)國內(nèi)外Al-Li合金的設(shè)計經(jīng)驗[20-21]，該合金還加入少量的Sc元素.

1.2 實驗方法

實驗原材料選用高純鋁、純鎂、Al-10Li、Al-10Zr和Al-2Sc中間合金，在Ar氣保護(hù)下，采用鑄造和熱擠壓制備Al-Mg-Li合金.合金化學(xué)成分測試結(jié)果如表1所列.將鑄造Al-Mg-Li合金車削加工成直徑為30 mm的棒料后進(jìn)行熱擠壓.

表1 Al-Mg-Li合金化學(xué)成分 /（質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%）Table 1 Chemical composition of the Al-Mg-Li alloy/（mass fraction,%）

熱擠壓前將鑄態(tài)Al-Mg-Li合金在Ar氣保護(hù)下加熱到400℃，保溫40 min，然后在立式液壓擠壓機(jī)上擠壓成型，擠壓筒溫度為350℃，擠出合金棒料直徑為9 mm.擠壓后對擠壓棒料進(jìn)行T6處理，其工藝為:500℃固溶處理40 min，室溫水淬，然后分別在120℃和160℃進(jìn)行人工時效處理.

利用Rigaku 600 X射線衍射儀對合金物相組成進(jìn)行研究.組織分析和性能測試試樣直接從擠壓態(tài)和熱處理態(tài)合金上沿擠壓方向切取.組織分析在Leica DMC4500金相顯微鏡上進(jìn)行，打磨、拋光后用Keller試劑腐蝕.采用D/Max2500VB+X射線衍射線儀分析試樣的物相構(gòu)成，測試條件為:Cu靶，加速電壓 50 V，電流 100 mA，掃描速度 8°/min，2θ角范圍25°～100°.采用布氏硬度計測量樣品硬度 （載荷189.5 kg，保荷時間30 s）.硬度測試前將試樣兩面磨平，測量面拋光至無明顯劃痕.同時，為了減少測量誤差，每個試樣選取5個點，測試結(jié)果取平均值.合金拉伸測試在WD-10A型電子拉伸機(jī)上進(jìn)行，拉伸速度為2 mm/min，獲得室溫抗拉強(qiáng)度σb，屈服強(qiáng)度σs和延伸率A，拉伸試樣為啞鈴狀比例棒狀試樣，其標(biāo)距段尺寸為 φ6 mm×30 mm，試樣總長為80 mm.拉伸試驗為3個平行樣的測試結(jié)果.

2 結(jié)果與分析

2.1 X射線衍射分析

圖1所示為鑄態(tài)、擠壓態(tài)及熱處理態(tài)Al-Mg-Li合金的X射線衍射圖譜.從圖1可以看出，3種狀態(tài)下合金衍射圖譜基本相似，合金物相主要由α-Al，Al3Li（δ′相）和 Al2MgLi（S 相）構(gòu)成.擠壓及熱處理后，Al3Li和Al2MgLi相開始析出，衍射峰強(qiáng)度增加.

圖1 不同狀態(tài)下Al-Mg-Li合金的X射線衍射譜Fig.1 XRD patterns of the Al-Mg-Li alloy at different states

2.2 微觀組織表征

圖2所示為擠壓態(tài)及120℃和160℃時效態(tài)合金的金相組織.圖2（a）所示為合金熱擠壓后的顯微組織，可以發(fā)現(xiàn)擠壓后晶粒沿擠壓軸向拉長，呈現(xiàn)纖維狀組織.由于擠壓后材料內(nèi)部晶粒嚴(yán)重畸變，為再結(jié)晶提供有利條件，同時擠壓溫度較高（400℃），因此變形組織內(nèi)部存在大量細(xì)小均勻的再結(jié)晶組織.對比圖2（b）和圖2（c）可以發(fā)現(xiàn)，合金經(jīng)固溶和時效處理后，再結(jié)晶晶粒尺寸變大；并且隨時效溫度升高，晶界析出相數(shù)量增加.分析認(rèn)為，合金中再結(jié)晶晶粒長大是由于部分晶粒的晶界向另一部分晶粒內(nèi)遷移造成的.

圖2 擠壓態(tài)和不同溫度時效Al-Mg-Li合金顯微組織Fig.2 Microstructures of the as-extruded and aged Al-Mg-Li alloy at different temperatures

2.3 時效硬度演變

Al-Mg-Li合金的時效過程是溶質(zhì)Li、Mg原子從過飽和固溶體中析出形成細(xì)小彌散相的過程.通常認(rèn)為，時效過程中析出δ′相作為主要強(qiáng)化相.圖3所示為擠壓態(tài)合金固溶處理后不同溫度下時效硬度曲線.從圖3可以發(fā)現(xiàn)，時效初期合金硬度較低，隨著保溫時間延長，合金中強(qiáng)化相數(shù)量不斷增加，試樣硬度逐漸增大.當(dāng)時效進(jìn)行到過時效階段時，由于早期形成的脫溶相發(fā)生聚集粗化，間距增加，數(shù)量較少的更穩(wěn)定相代替數(shù)量較多的穩(wěn)定相，因而材料硬度逐漸減小.比較120℃和160℃兩個溫度下的時效行為可以發(fā)現(xiàn)，在相同時效時間的條件下，硬度隨時效溫度升高而增大；時效溫度較低時，短時時效后出現(xiàn)硬度下降的現(xiàn)象，分析原因主要是由于固溶處理后合金在擠壓過程以及自然時效下獲得的析出相重新溶解造成硬度下降.時效溫度為160℃時，時效效應(yīng)速度明顯加快，短時時效后合金硬度相對較高，且獲得時效合金硬度峰值時間更短.

圖3 擠壓合金固溶處理后不同溫度下的時效硬化曲線Fig.3 Age hardening curves of the solution treated samples at different temperatures

2.4 DSC分析

對于可熱處理強(qiáng)化的合金而言，DSC曲線上的放熱峰和吸熱峰分別對應(yīng)鋁合金中強(qiáng)化相的析出和溶解.不同于X射線和透射電鏡物相分析方法，DSC分析技術(shù)可以研究過飽和固溶體發(fā)生脫溶相變過程.因此，本實驗為研究不同時效溫度對合金強(qiáng)化相析出行為的影響，采用DSC對2種不同時效溫度樣品進(jìn)行測試，結(jié)果如圖4所示.從圖4可以發(fā)現(xiàn)，T6態(tài)下不同時效試樣高溫溶解峰基本相似，在420℃附近分別存在放熱峰d和d′，對應(yīng)S相的析出；隨溫度不斷升高，S相開始溶解，對應(yīng)吸熱峰e和e′.低溫（<300℃）區(qū)域的曲線形狀略有差別，120℃時效樣品在100℃附近存在明顯放熱峰a，而160℃時效樣品的放熱峰a′較弱，這說明低溫時效樣品保溫25 h后還存在部分過飽和固溶體，在DSC升溫過程中形成Li及Mg原子聚集相，并在曲線上低溫區(qū)域以吸熱峰的形式出現(xiàn).隨后在180℃左右出現(xiàn)較寬吸熱峰b和b′對應(yīng)GP區(qū)和δ′相溶解.210～280℃出現(xiàn)的吸熱峰c和c′同樣對應(yīng)時效合金S相的析出[9].

圖4 不同溫度下時效合金的DSC曲線Fig.4 DSC curves of the aged alloy sample at different temperatures

2.5 力學(xué)性能

Al-Mg-Li合金屬于熱處理強(qiáng)化型鋁合金，合理的熱處理工藝將顯著提高其綜合性能，特別是Zr元素和稀土Sc元素的加入，在基體中與其他合金化元素間的交互作用能影響合金析出相數(shù)量，尺寸大小和以及分布情況可參考文獻(xiàn)[20].擠壓試樣在相同固溶處理后進(jìn)行120℃和160℃時效20 h，以觀察合金力學(xué)性能的變化情況，結(jié)果如表2所列.由表2可知，120℃時效合金屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度分別達(dá)到476 MPa和532 MPa，合金綜合性能相對于160℃時效合金有大幅度提升.

表2 不同溫度時效下Al-Mg-Li合金的力學(xué)性能Table 2 Mechanical properties of the aged Al-Mg-Li alloy at different temperatures

表3所列為擠壓Al-Mg-Li合金在12℃時效不同時間后的力學(xué)性能.由表2和表3可知，在5～20 h之間，隨著時效時間延長，合金的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度逐漸升高，而延伸率表現(xiàn)出下降的趨勢.

對比不同時效溫度下合金力學(xué)性能發(fā)現(xiàn)，對于時效（160℃/20 h）處理所得合金力學(xué)性能較低，而低溫度時效（120℃/20 h）所得屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度值略有增加.高溫時效加快過飽和空位擴(kuò)散速率，使其快速移動到位錯等缺陷處湮滅導(dǎo)致晶內(nèi)缺陷密度降低，降低晶內(nèi)強(qiáng)化作用，同時加快晶界或亞晶界處穩(wěn)定相S1的析出.由于S1相的析出消耗了Li導(dǎo)致晶界處Mg和Li的減少，晶界附近形成無沉淀析出帶，且時效后期由于強(qiáng)化相的粗化，強(qiáng)化效果減弱，降低了合金的強(qiáng)度和韌性.

表3 120℃下時效時間對Al-Mg-Li合金力學(xué)性能的影響Table 3 Mechanical properties of the Al-Mg-Li alloy at different aging times

圖5所示為不同時效溫度下，Al-Mg-Li合金的室溫拉伸斷口形貌.從圖5可以看出，2種合金的拉伸斷口均呈現(xiàn)沿晶斷裂特征，結(jié)合時效硬度曲線分析可知，120℃時效試樣為峰時效態(tài)，160℃時效20 h后合金處于過時效狀態(tài).因此，圖5（b）上存在較多大尺寸晶粒的晶界，材料塑性較差.

圖5 不同溫度下時效下Al-Mg-Li合金的拉伸斷口形貌Fig.5 Tensile fracture surface of the aged Al-Mg-Li alloy at different temperatures

3 結(jié) 論

1）用熔煉與熱擠壓制得Al-5.5Mg-2.0Li-0.1Zr-0.2Sc合金，鑄態(tài)組織主要由α-Al組成，而擠壓態(tài)和T6 態(tài)組織主要由 δ′相（Al3Li）和 S 相（Al2MgLi）組成.

2）Al-Mg-Li-Zr系合金屬于熱處理可強(qiáng)化合金，120℃和160℃時效處理后合金可獲得較高強(qiáng)度，抗拉強(qiáng)度分別為561 MPa和551 MPa，但延伸率略低.與160℃時效相比，在120℃低溫短時時效后合金硬度略有降低，合金中晶粒尺寸較小.