魏 遼， 劉志義， 于迪爾， 顏鵬飛

(1.中國石油化工集團(tuán)有限公司工程研究院,北京100101； 2.中南大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院,湖南 長沙410083)

鋁鋰合金密度低、耐腐蝕性優(yōu)良、成型能力卓越,并且相對于先進(jìn)的復(fù)合材料成本較低,因而被廣泛應(yīng)用于航空航天等高新技術(shù)領(lǐng)域［1-3］。 Al-Cu-Li-Mg-Ag 系列合金的主要強(qiáng)化相為:T1(Al2CuLi)相、θ′(Al2Cu)相、δ′(Al3Li)相和少量S′(Al2CuMg)相。 先期研究表明［4］,預(yù)變形可以促進(jìn)中強(qiáng)Al-Cu-Li 合金中T1(Al2CuLi)相的析出和彌散度的提高；也有報道認(rèn)為,預(yù)變形同時促進(jìn)了合金中T1(Al2CuLi)相和δ′(Al3Li)相的析出。 而預(yù)變形對該合金θ′(Al2Cu)相和S′(Al2CuMg)相的影響卻未見報道。 本文重點(diǎn)研究預(yù)變形對Al-Cu-Li 合金的各類析出相及其不同時效狀態(tài)強(qiáng)度的影響。

1 實(shí)驗(yàn)材料與方法

實(shí)驗(yàn)用合金成分如表1 所示。 鑄錠經(jīng)過雙級均勻化(450 ℃/16 h＋495 ℃/8 h)處理后,熱擠壓成Ф10 mm 棒材,擠壓比為27 ∶1。 所得合金棒材試樣采用505 ℃/1 h單級固溶處理后,分別采用單級時效、雙級時效和預(yù)變形時效進(jìn)行熱處理,具體時效工藝如表2 所示。

表1 實(shí)驗(yàn)用合金化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）/ %

表2 時效工藝參數(shù)

室溫拉伸性能測試在SANS-CMJ5105 型萬能電子材料試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行,試樣尺寸如圖1 所示,拉伸速率2 mm/min,每個實(shí)驗(yàn)重復(fù)3 次,取算術(shù)平均值作為最終結(jié)果。 利用TecnaiG220 透射電子顯微鏡觀察不同狀態(tài)試樣的微觀組織,加速電壓為200 kV。 將直徑為3 mm、厚度90 μm 的圓片試樣進(jìn)行電解雙噴,以用于透射觀察,所用電解液為30%HNO3＋70%CH3OH(體積分?jǐn)?shù))。

圖1 拉伸試樣尺寸（mm）

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果及分析

2.1 拉伸實(shí)驗(yàn)結(jié)果

合金經(jīng)過不同時效工藝處理后,進(jìn)行室溫拉伸測試,其力學(xué)性能如表3 所示。 由表3 可知,單級時效試樣中,190 ℃/7 h 時效狀態(tài)樣品的強(qiáng)度最高,至?xí)r效24 h,試樣強(qiáng)度開始下降,已呈過時效態(tài)。 在190 ℃/7 h 單級時效基礎(chǔ)上,增加第2 級時效處理100 ℃/24 h 后,合金抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度相對單級時效樣品稍有提高,表明第二級時效對合金組織和性能有一定影響。

在單級時效前施加3%預(yù)變形,190 ℃/3 h、190 ℃/7 h時效狀態(tài)試樣的抗拉強(qiáng)度分別提高了85 MPa 和56 MPa,屈服強(qiáng)度分別提高了148 MPa 和78 MPa；而190 ℃/24 h 狀態(tài)樣品抗拉強(qiáng)度只提高了13 MPa,屈服強(qiáng)度只提高了48 MPa。 實(shí)驗(yàn)結(jié)果表明,施加3%預(yù)變形對欠時效狀態(tài)樣品的強(qiáng)度提高幅度大,隨時效時間延長,預(yù)變形對強(qiáng)度提高的作用越來越小,至?xí)r效24 h 時,對抗拉強(qiáng)度的提高作用不大。 在190 ℃/7 h＋100 ℃/24 h 二級時效前施加3%預(yù)變形,合金抗拉強(qiáng)度提高了81 MPa,屈服強(qiáng)度提高了106 MPa。

2.2 透射電鏡組織觀察與分析

圖2 190 ℃/7 h 時效態(tài)合金的透射電鏡圖

190 ℃/7 h 時效態(tài)合金的透射電鏡圖見圖2。 由圖2可知,［110］Al晶帶軸對應(yīng)SAED 衍射斑存在2 種不同析出相:T1相和θ′相；結(jié)合明場圖像,可知道T1相的析出位向?qū)?yīng)于基體及方向,θ′析出位向?qū)?yīng)于基體方向。 ［112］Al晶帶軸對應(yīng)SAED 衍射斑存在S′相,結(jié)合明場圖像,S′相對應(yīng)于基體和。 此外,［112］Al晶帶軸上的明場像還有對應(yīng)于基體方向的T1相。 綜合［110］Al晶帶軸和［112］Al晶帶軸TEM 及SAED 的觀察結(jié)果可以得出:合金經(jīng)190 ℃/7 h 時效處理,大量析出T1相,同時也析出θ′相和少量S′相。 由于T1相是主要強(qiáng)化相,大量析出的T1相具有明顯的強(qiáng)化作用,此外相當(dāng)數(shù)量的θ′相也起到了強(qiáng)化作用,因此該狀態(tài)下抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度最大。

圖3 190 ℃/7 h＋100 ℃/24 h 時效態(tài)的透射電鏡圖

對經(jīng)190 ℃/7 h＋100 ℃/24 h 時效的合金組織進(jìn)行觀察,結(jié)果如圖3 所示。 由圖3 可知,［100］Al晶帶軸對應(yīng)SAED 衍射斑發(fā)現(xiàn)有T1相和δ′相的存在。 結(jié)合明場圖像,可知δ′相對應(yīng)于圖3(a)中的箭頭所指黑點(diǎn)；而θ′相是對應(yīng)于基體［100］和［001］方向的析出相。 ［110］Al晶帶軸上對應(yīng)SAED 衍射斑表明有T1相的衍射斑,還有微弱的θ′相衍射斑；結(jié)合明場圖像,發(fā)現(xiàn)大量T1相析出,并且還有少量的θ′相析出,其中T1相的2 種析出相變體分別對應(yīng)于基體和方向,θ′對應(yīng)于基體方向。 從［112］Al晶帶軸上看,SAED 包含T1相和S′相衍射斑,結(jié)合明場圖像,有大量T1相析出,并且還存在少量S′相的析出,其中T1相對應(yīng)于基體方向,S′相對應(yīng)于基體和方向。

對比190 ℃/7 h 單級時效組織(圖2)可以得知,合金經(jīng)190 ℃/7 h＋100 ℃/24 h 雙級時效后,除了大量析出T1相外,還會析出較多的δ′相。 另外,2 種時效制度都會析出少量θ′相和S′相。 由于二級時效除了析出T1相外,還析出了較多的δ′相,帶來了一定的強(qiáng)化作用,使得合金強(qiáng)度有所提高,尤其是屈服強(qiáng)度提高約10 MPa,達(dá)到624 MPa。 與此同時,合金的延伸率有所下降。

經(jīng)過3%預(yù)拉伸＋190 ℃/7 h＋100 ℃/24 h 處理的樣品透射電鏡觀察結(jié)果如圖4 所示。 從圖4 可以看出,［100］Al晶帶軸對應(yīng)SAED 衍射斑上,除了有明顯的T1相衍射斑,還有超點(diǎn)陣的存在,表明有δ′相的存在；結(jié)合明場圖像可知,δ′相對應(yīng)于圖4(a)中的黑點(diǎn)(如箭頭所指),此外還可以發(fā)現(xiàn)較多的θ′相析出,對應(yīng)于基體［100］和［001］方向。 從［110］Al晶帶軸上可以看到明顯的T1相衍射斑,還有θ′相衍射斑；對應(yīng)的明場圖像中,有大量的T1相析出和相當(dāng)數(shù)量的θ′相析出,其中T1相對應(yīng)于基體及方向,θ′相對應(yīng)于基體方向。 從試樣［112］Al晶帶軸上可發(fā)現(xiàn)S′相和T1相衍射斑；對應(yīng)的明場圖像中可以看出大量T1相析出(對應(yīng)于基體方向),以及S′相的少量析出(對應(yīng)于基體及方向)。

對比圖3(a)、(c)和圖4(a)、(c)可以看出,增加3%預(yù)變形后,合金190 ℃/7 h＋100 ℃/24 h 二級時效組織中T1相和θ′相增加,而δ′相相對減少；施加3%預(yù)變形對δ′相析出幾乎沒有影響。 由此可以認(rèn)為,施加3%預(yù)變形后二級時效處理(190 ℃/7 h＋100 ℃/24 h),提高了樣品抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度(見表3),這主要得益于T1相和θ′相的大幅度增加,而不是像二級時效處理(190 ℃/7 h＋100 ℃/24 h)那樣,依賴于δ′相的增加。

圖4 預(yù)拉伸3%＋190 ℃/7 h＋100 ℃/24 h 狀態(tài)的透射電鏡圖

3 討 論

相對于190 ℃/7 h 單級時效,190 ℃/7 h＋100 ℃/24 h雙級時效的第二級較低溫度時效促進(jìn)了δ′相的析出,這表明δ′相傾向于在較低溫度析出,這與前期研究結(jié)果一致［5-7］。 第二級較低溫度(100 ℃/24 h)時效,對S′相的析出沒有什么促進(jìn)作用,這表明S′相傾向于在較高的時效溫度析出。 雖然第二級較低時效溫度下析出了較多的δ′相,但合金屈服強(qiáng)度僅僅提高了10 MPa,這是因?yàn)棣摹湎嗍强杀晃诲e切割的粒子,相比位錯繞過的粒子而言,強(qiáng)化作用相對較小。

施加3%預(yù)變形后,二級時效(190 ℃/7 h＋100 ℃/24 h)處理后,T1相和θ′相大幅度增加,δ′相減少,S′相析出變化不大。 預(yù)變形引入的位錯促進(jìn)T1相和θ′相的非均勻形核,提高了形核率,這與前人研究結(jié)果一致［8］。 前人研究結(jié)果表明［9-11］,預(yù)變形對δ′相的形成沒有什么促進(jìn)作用。 但本研究中發(fā)現(xiàn),預(yù)變形降低了δ′(Al3Li) 析出數(shù)量,這可能是因?yàn)轭A(yù)變形促進(jìn)T1(Al2(CuLi))相的析出和形核率的提高,消耗了大量Li 元素,以至于合金在第二級時效(100 ℃/24 h)時,沒有足夠數(shù)量的Li 元素來形成δ′(Al3Li)相。 文獻(xiàn)［12-15］研究表明,預(yù)變形能夠極大地促進(jìn)S′相形成和長大,但本文并未發(fā)現(xiàn)預(yù)變形有這種作用,這可能是預(yù)變形促進(jìn)了T1相和θ′相的析出,T1相和θ′相的析出消耗了大量的Cu 原子,導(dǎo)致沒有足夠的Cu 原子來形成S′相。

4 結(jié) 論

1) 3%預(yù)拉伸變形可大幅度提高欠時效(190 ℃/3 h)和峰時效(190 ℃/7 h)狀態(tài)樣品的拉伸強(qiáng)度,而對過時效(190 ℃/24 h)狀態(tài)樣品的拉伸強(qiáng)度影響不大。

2) 在峰時效(190 ℃/7 h)基礎(chǔ)上,增加第二級時效(100 ℃/24 h),合金屈服強(qiáng)度可提高10 MPa；在二級時效(190 ℃/7 h＋100 ℃/24 h)前,增加3%預(yù)拉伸變形,可大幅度提高合金拉伸強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度(分別為748 MPa 和730 MPa)。

3) 透射電鏡組織觀察表明,樣品峰時效(190 ℃/7 h)組織主要為T1相、少量θ′相和S′相。 增加第二級時效(100 ℃/24 h)后,合金中形成了大量的δ′相。 在二級時效(190 ℃/7 h＋100 ℃/24 h)前,施加3%預(yù)拉伸變形大幅度提高了T1相和θ′相的形核率,降低了δ′相的形核率,而對S′相的形成幾乎沒有影響。