漆 誠，彭亮亮，呂 晨，吳莉華

（航空工業(yè)江西洪都航空工業(yè)集團有限責任公司，江西 南昌330000）

鋁合金具有優(yōu)異的綜合性能、成熟的設(shè)計和加工方法及可靠的檢測手段，成為航空航天飛行器主要結(jié)構(gòu)材料[1]。鋁鋰合金因是理想的航空航天高質(zhì)量結(jié)構(gòu)材料和其優(yōu)異的綜合性能而被廣泛應(yīng)用于航空航天領(lǐng)域[2]。2198 鋁鋰合金是近年來發(fā)展起來的新型第三代鋁鋰合金，由于其密度低、高低溫綜合力學性能好、耐腐蝕性好、疲勞裂紋擴展速率低等優(yōu)點，在航空航天領(lǐng)域必將具有廣闊的應(yīng)用前景。美國航天中心已用加鋁公司制造的2198-T8 鋁鋰合金取代2219-T8 鋁合金生產(chǎn)出火箭的第一、二級燃料桶及桶蓋，并已使用該火箭成功向國際空間站運送物資[3]。

鋁鋰合金主要通過固溶+時效的熱處理方式產(chǎn)生沉淀硬化，鋁鋰合金自然時效的主要強化相是金屬化合物δ′（Al3Li）[4]。在二元Al-Li 中加入銅和鎂，可有效的提高合金強度。更重要的是銅、鎂原子與δ′相會復合產(chǎn)生富Cu 相和富Mg 相，促進穩(wěn)定的T1（Al2CuLi）相的生成[5]。在2198 等Al-Li-Cu-Mg 系鋁鋰合金中，T1相作為δ′相的結(jié)晶核心形成復合強化，阻止并分散了平面滑移，從而起到合金強化作用[6-7]。實際上，鋁鋰合金的成分比較復雜，在不同結(jié)晶條件和熱處理冷卻速度下所沉淀的相，可有多種多樣，不同的合金熱處理制度，可以生成各種合金的穩(wěn)定沉淀相和亞穩(wěn)定雜質(zhì)相。除產(chǎn)生δ′和T1相外，當過飽和固溶體在室溫自然時效時，還會在固溶體的特定晶面上形成GP 區(qū)，構(gòu)成提高變形抗力的共格應(yīng)力場，合金強度開始增加，當GP 區(qū)極度彌散時，達到峰值強度，當在較高溫度進行時效時，還會析出θ″、θ'、θ、T2、T、S″、S'、S 等相[8-9]。總的來說，加入微量合金元素使合金析出的相更加復雜，但同時也使合金獲得了更佳的綜合性能。當前，我國C919 大飛機選用了新型2198 鋁鋰合金，該合金添加了除常規(guī)的Al、Li、Cu、Mg 元素外，還加入了Zr、Ag、Mn、Zn 等多種元素，合金化程度非常高，而且目前已經(jīng)在討論使用該材料作為C919 蒙皮材料的可能性。然而，目前關(guān)于其時效性能的研究并不多見。本文針對2198 鋁鋰合金由自然時效的T3 態(tài)到人工時效的T83 態(tài)轉(zhuǎn)變后的力學性能及硬度變化等，找尋其綜合性能優(yōu)異的區(qū)域，為確定該合金板材的最佳熱處理工藝提供參考依據(jù)。為該鋁鋰合金在C919 大飛機上更好的應(yīng)用打下基礎(chǔ)。

1 材料與方法

試驗材料為采購至加鋁公司的2198-T3 板材，板材厚度為4mm，該材料名義化學成分見表1。硬度測試試樣加工成尺寸為40mm×40mm 的小方塊。拉伸試樣分別按照垂直于軋制方向（LT）和軋制方向（L）兩個不同方向加工成210mm×25mm 的小長條，然后按照ASTM E8 的要求加工成標準拉伸試樣，標距為50mm。選擇單級時效溫度150℃、155℃、160℃、165℃，分別在6h、12h、24h 開展人工時效處理，并進行室溫拉伸力學性能測試和金相觀察。

人工時效處理在12m 空氣循環(huán)爐中進行，爐溫均勻性滿足±3℃，系統(tǒng)精度滿足±1.7℃，時效后的試樣在FOUNDRAX Brin 200C 型布氏硬度計上進行硬度測試。在萬能電子拉力機CMT5205 上進行力學性能測試，名義拉伸速度2mm/min。利用DMIRM 5000 金相顯微鏡觀察不同熱處理狀態(tài)下的顯微組織變化，腐蝕液為2：3：5：190 的分析純化學試劑HF+HCL+HNO3以及去離子H2O。

表1 2198 鋁鋰合金名義化學成分

2 結(jié)果與分析

2.1 人工時效后鋁鋰合金的硬度變化

圖1 為合金在T3 狀態(tài)下通過人工時效熱處理處理到T83 狀態(tài)后硬度隨時間和溫度的變化曲線。從圖中可以看出，在155℃、160℃人工時效時，在0～6h 時效初期試樣硬度隨時間變化非常緩慢，僅從108HBW 上升到111HBW；并且在150℃時效時，在時效初期還出現(xiàn)了硬度下降的情況；隨著時效時間的延長，在150℃～155℃，試樣硬度快速增加。在165℃時效時，硬度隨時效時間延長明顯上升，并在24h 左右達到峰值；從圖中還可看出，在165℃時效12h 后，隨著時效時間繼續(xù)延長，試樣硬度變化趨勢放緩。

2.2 時效后合金的室溫力學性能變化

圖2 為合金在165℃，進行0h、6h、12h、24h 人工時效后L 及LT 方向抗拉強度Rm、屈服強度Rp0.2隨時效時間的變化曲線。從圖中可看出，時效初期隨著時效時間的延長，試樣強度明顯提高，尤其是屈服強度提高顯著，至時效12h 時，L 方向試樣屈服強度從44.4KSI 上升至67.0KSI，LT 方向試樣屈服強度從39.9KSI 上升至63.3KSI。12h 后，試樣強度增加緩慢，有見頂跡象。

2.3 時效后合金的延伸率變化

圖3 為合金在165℃，0h、6h、12h、24h 人工時效后L及LT 方向拉伸后延伸率隨時效時間的變化曲線。結(jié)果表明，延伸率隨時效時間的延長顯著下降。

圖1 時效后試樣的硬度隨時間和溫度的變化曲線

圖2 165℃時效后試樣的L 及LT 方向Rm 和Rp0.2 隨時間的變化曲線

圖3 165℃時效后試樣的L 及LT 方向延伸率隨時間變化曲線

2.4 試驗結(jié)果分析

T83 狀態(tài)的2198 鋁鋰合金較T3 狀態(tài)的合金硬度和強度大幅提高，但延伸率大幅下降。在155℃、160℃人工時效時，在0～6h 時效初期試樣硬度隨時間變化非常緩慢，并且在150℃時效時，在時效初期還出現(xiàn)了硬度下降的情況；隨著時效時間的延長，在150℃～155℃，試樣硬度快速增加。通過觀察金相組織得出，造成試樣硬度變化的主要原因是隨著時效時間和溫度的改變，合金中沉淀析出相及相得的比例發(fā)生了改變。當合金加熱到固溶線以上并保溫足夠的時間，各種添加的合金元素可以溶解在固溶體中。當把固溶體急冷到室溫或更低溫度時，便獲得該溫度下的過飽和固溶體，這種不穩(wěn)定的固溶體會發(fā)生沉淀過程，這個過程隨著溫度的增加和時間的延長而加快或發(fā)展。鋁固溶體中銅元素富集的GP 區(qū)和低溫球狀面心立方δ'相就是2198 鋁鋰合金自然時效的主要強化相[10]。隨著時效溫度的升高和時間的延長，2198 鋁鋰合金在T3 狀態(tài)中存在的GP 富銅區(qū)和低溫δ′相發(fā)生溶解，這就是導致合金在150℃時效0～6h 時產(chǎn)生硬度下降的原因。隨著人工時效溫度進一步提高，δ′相的體積分數(shù)和尺寸明顯減小，形成結(jié)構(gòu)上與基體有差異的過度相，且在合金中大量沉淀析出密排六方結(jié)構(gòu)的針狀T1相[5]，該相作為δ'相的結(jié)晶核心形成復合強化，阻止并分散了平面滑移，從而起到合金強化作用，合金強度大幅提高。同時，在時效溫度較高時，比起低溫時，T1相析出更加容易，此時δ′相還未發(fā)生大量分解，T1相就已經(jīng)大量出現(xiàn)且覆蓋了由于δ'相溶解而造成的硬度損失，這就是為什么時效溫度高時，合金并沒有軟化的情況，且在升溫到165℃時反而顯著提高的原因。通過金相觀察和分析可以認為2198鋁鋰合金中的主要強化相是δ′相和T1相。

由圖1、圖2、圖3 可知，合金的硬度在150℃以下時效時，隨著時效時間的延長先降后升；155℃以上時效時，隨著時效時間的延長逐漸變硬。在165℃時效時，合金的抗拉強度Rm和屈服強度Rp0.2隨著時效溫度的升高和時效時間的延長而逐漸增大，在時效12h 后趨于穩(wěn)定，24h時達到極值；而合金的延伸率卻隨著時效時間的延長而急劇下降，在時效12h 后基本穩(wěn)定。綜上所述，當時效溫度過低時，想要強化合金需要更長的時效時間；但是當溫度過高或者時效時間過長又會出現(xiàn)過時效現(xiàn)象，導致合金發(fā)生再結(jié)晶，合金開始軟化。綜上分析，考慮到工廠生產(chǎn)的效率及節(jié)能環(huán)保的需求，所以我們認為2198 鋁鋰合金最佳時效制度為165℃×12h，該制度下，2198 鋁鋰合金能夠獲得優(yōu)異的綜合性能。

3 結(jié)論

（1）2198 鋁鋰合金的最佳時效制度為165℃×12h。合金硬度和強度即可達到相對峰值，且具有良好的延伸率性能。

（2）時效溫度和時間的改變會顯著的改變2198 鋁鋰合金的硬度、強度和延伸率。合金的硬度在150℃以下時效時，隨著時效時間的延長先降后升；155℃以上時效時，隨著時效時間的延長先升后趨于平穩(wěn)。在165℃時效時，合金的抗拉強度Rm和屈服強度Rp0.2隨著時效溫度的升高和時效時間的延長而逐漸增大，在時效12h 后趨于穩(wěn)定，24h 時達到極值；而合金的延伸率卻隨著時效時間的延長而急劇下降，在時效12h 后基本穩(wěn)定。

（3）2198 鋁鋰合金時效的主要強化相是δ′相和T1相。