唐啟東,肖 锎,官瑞春,江 茫,徐進(jìn)軍*

（1.空軍航空維修技術(shù)學(xué)院 航空機(jī)電設(shè)備維修學(xué)院, 長(zhǎng)沙 410124；2.中機(jī)國(guó)際工程設(shè)計(jì)研究院有限責(zé)任公司, 長(zhǎng)沙410124；3.國(guó)家管網(wǎng)集團(tuán)北方管道有限責(zé)任公司壓縮機(jī)組維檢修中心, 河北 廊坊 065000；4.湖南省飛機(jī)維修工程技術(shù)研究中心, 長(zhǎng)沙 410124）

減小航空航天飛行器材的整體質(zhì)量，可有效地節(jié)約能源消耗、顯著提高其有效裝載能力和機(jī)動(dòng)性[1]。輕質(zhì)高性能鋁合金結(jié)構(gòu)件因其制造成本低、有益于結(jié)構(gòu)減重以及成形性好等方面的綜合優(yōu)勢(shì)獲得廣泛應(yīng)用。第三代Al-Cu-Li系合金由于其具有輕質(zhì)高強(qiáng)、抗疲勞性能良好以及較好的高溫及低溫性能等特點(diǎn)，已成為航空航天領(lǐng)域不可或缺的金屬材料[2]。進(jìn)一步研制綜合性能更加優(yōu)異的鋁鋰合金已成為我國(guó)航空航天領(lǐng)域亟需解決的難題。

由于鋁鋰合金微合金化特點(diǎn)以及工業(yè)化鑄造過(guò)程中容易出現(xiàn)基體成分分布不均勻、晶內(nèi)偏析，產(chǎn)生多種非平衡相等現(xiàn)象[3-5]。對(duì)變形鋁合金而言，鑄錠的組織狀態(tài)不僅直接關(guān)系到合金的變形性能，而且對(duì)后續(xù)的熱處理工藝以及最終制品性能都有較大影響，從而嚴(yán)重的限制了材料的使用[6]。

目前，要解決鋁鋰合金鑄錠的宏觀偏析問(wèn)題可從以下兩個(gè)方向著手：（1）在制備鑄錠過(guò)程中，以極其緩慢并保持相同的冷卻速度使鑄坯凝固。從而使合金中的各元素有足夠的時(shí)間發(fā)生擴(kuò)散，促進(jìn)合金中的元素均勻分布，此種方法在工業(yè)化生產(chǎn)中難于實(shí)現(xiàn)；（2）快速凝固，在極短的時(shí)間內(nèi)將液態(tài)合金凝固為固態(tài)，元素在短時(shí)間內(nèi)來(lái)不及偏聚。噴射成形技術(shù)（spray forming technology, SFT）就是基于第二種方法設(shè)計(jì)出來(lái)的快速凝固工藝。SFT的基本原理是采用高壓的惰性氣體使金屬液流霧化，使金屬破碎細(xì)化成大量的液滴，并在其未完全凝固前將其沉積到接收基體上，通過(guò)調(diào)整基體轉(zhuǎn)速以及改變移動(dòng)方式等手段，制成各式各樣的沉積坯件[7]。通過(guò)SFT制備的金屬材料，可有效地弱化合金偏析現(xiàn)象、改善合金中元素的固溶度、細(xì)化晶粒尺寸并改變合金中第二相的形貌[8-10]。SFT的快速發(fā)展與應(yīng)用，使得制備高綜合性能鋁鋰合金有了新的途徑，已受到國(guó)內(nèi)外研究人員的密切關(guān)注。

在SFT制備的合金中，基體內(nèi)部容易出現(xiàn)微小孔隙以及微弱偏析等難于避免的缺陷。因此，需要制定適宜的形變熱處理工藝以消除噴射成形態(tài)合金的缺陷。在形變熱處理過(guò)程中，合金的微觀組織發(fā)生了變化，從而影響合金的最終性能[11-14]。因此，有必要深入研究噴射成形態(tài)Al-Cu-Li合金在形變熱處理過(guò)程中的微觀組織演變和力學(xué)性能。

本研究首先表征噴射成形技術(shù)制備的Al-Cu-Li合金的鑄態(tài)組織特征，其次根據(jù)合金的差示掃描量熱法（differential scanning calorimetry，DSC）測(cè)試結(jié)果設(shè)計(jì)雙級(jí)均勻化處理制度；然后表征合金在均勻化處理和固溶處理過(guò)程中，合金的微觀組織演變，最后重點(diǎn)討論時(shí)效前預(yù)變形處理對(duì)合金的第二相析出行為和力學(xué)性能的影響規(guī)律。

1 實(shí)驗(yàn)過(guò)程

噴射成形態(tài)Al-Cu-Li合金化學(xué)成分如表1所示。均勻化和固溶處理均在SG-XS型高溫箱式馬弗爐進(jìn)行。利用機(jī)加工去除鑄錠表面的氧化層以及可見(jiàn)缺陷后，再進(jìn)行雙級(jí)均勻化處理。采用?400 mm×1000 mm二輥熱軋機(jī)對(duì)均勻化處理后的合 金 進(jìn) 行 熱 軋 至6 mm厚，再 從6 mm冷 軋 至3 mm。時(shí)效處理過(guò)程在DHG9040型數(shù)顯恒溫干燥箱中進(jìn)行。

表1 實(shí)驗(yàn)用Al-Cu-Li合金的化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%）Table 1 Chemical composition of Al-Cu-Li alloy（mass fraction/%）

合金中的元素成分采用測(cè)量精度為1×10-6的電感耦合等離子原子發(fā)射光譜儀進(jìn)行定性及定量分析。在合金中切取薄片試樣，經(jīng)過(guò)1500目的水磨砂紙打磨后進(jìn)行拋光處理，用酒精清潔工件表面。待試樣干燥后，剪下質(zhì)量約為15 mg的薄片，在DSC-700型差示掃描量熱儀上進(jìn)行DSC測(cè)試，測(cè)試過(guò)程中的保護(hù)氣氛為高純氬氣，升溫速率為10 °C/min，溫度測(cè)試范圍為20 ～620 °C，采用純鋁坩堝作為參比物。

金相試樣先后通過(guò)320目、800目、1200目、1500目的水磨砂紙和1500目的金相砂紙打磨，最后在拋光布上采用粒度為0.5 ～1.5 μm的金剛石拋光膏進(jìn)行拋光，對(duì)拋光后的試樣進(jìn)行陽(yáng)極覆膜處理，覆膜液的成分為97 mL H2O+3 mL HF+1.1 g H3BO3，覆膜電壓為25 V。在覆膜過(guò)程中盡可能保持試樣靜止，覆膜完成后用清水清洗干凈并吹干，然后在金相顯微鏡下觀察合金的晶粒形貌。

掃描電鏡（scanning electron microscope，SEM）待測(cè)試樣經(jīng)過(guò)1500目的水磨砂紙打磨和拋光處理。采用ZEISS MA10型掃描電鏡，利用背散射電子來(lái)觀察試樣表面未溶第二相的分布情況，利用裝配的能譜儀分析第二相的成分。

透 射 電 鏡（transmission electron microscope，TEM）樣品先后經(jīng)水磨砂紙粗磨、細(xì)磨以及金相砂紙精磨等減薄至80 μm左右，借助沖孔器獲得直徑約為3 mm的小圓片。隨后使用MTP-1A型雙噴電解減薄儀對(duì)制作好的圓片樣品進(jìn)行減薄、穿孔處理，實(shí)驗(yàn)電流設(shè)置為50～70 mA，電壓為10～20 V。使用的雙噴電解溶液為30% HNO3+ 70% CH3OH，并及時(shí)加入液氮保證實(shí)驗(yàn)溫度在?20 °C以下。最后，用TECNAIG20型透射電鏡對(duì)制作好的標(biāo)準(zhǔn)試樣進(jìn)行透射電子顯微分析。

2 結(jié)果與分析

2.1 噴射成形態(tài)鋁鋰合金組織特征

噴射成形態(tài)鋁鋰合金的金相照片如圖1所示。從圖1可以看到，噴射成形態(tài)鋁鋰合金組織特征與普通熔鑄方法獲得的鑄錠組織具有較大區(qū)別。噴射成形態(tài)合金中晶粒為典型的等軸晶，晶粒尺寸主要分布在60～90 μm之間，平均約為78.8 μm。此外，晶粒內(nèi)部存在大量呈長(zhǎng)條狀的結(jié)晶相。

圖1 噴射成形態(tài)鋁鋰合金金相照片 （a）低倍；（b）高倍Fig. 1 Optical microstructure photos of spray deposited alloy （a） low magnification ； （b） high magnification

這種細(xì)小的等軸晶組織形成原因主要是由于噴射沉積技術(shù)凝固快、噴射速度快。噴射沉積過(guò)程中冷卻速度快，大部分霧化液滴在沉積收集器上之前已經(jīng)固化。高噴射速度導(dǎo)致的強(qiáng)烈沖擊可以打破先前沉積形成的晶粒，相當(dāng)于增加了額外形核晶粒的數(shù)量，從而導(dǎo)致晶粒細(xì)化。

圖2為噴射成形態(tài)鋁鋰合金的SEM照片，從圖2（a）中可清晰的觀察到合金中不論是晶界處還是晶內(nèi)，都存在大量的結(jié)晶相；但晶界上的結(jié)晶相較晶粒內(nèi)部的尺寸明顯更大（如圖2（b）所示）。晶粒內(nèi)部則存在大量細(xì)長(zhǎng)的結(jié)晶相，且存在少量孔洞（見(jiàn)圖2（b）中黃色箭頭所指）。隨機(jī)選取合金中晶界（點(diǎn)1）和晶粒內(nèi)部（點(diǎn)2）的結(jié)晶相，進(jìn)行能譜測(cè)試分析，其EDS測(cè)試結(jié)果分別如圖2（c）和2（d）所示。根據(jù)圖2（c）和2（d）所示的能譜測(cè)試結(jié)果可知，合金中晶界處的粗大相為Al7Cu2Fe相，晶粒內(nèi)部細(xì)長(zhǎng)的結(jié)晶相為AlCu相。結(jié)合文獻(xiàn)[8]的研究結(jié)果可知，晶粒內(nèi)部的細(xì)長(zhǎng)結(jié)晶相可能為TB(Al7.5Cu4Li)。

圖2 噴射成形態(tài)合金 （a），（b）SEM照片；（c），（d）EDS測(cè)試結(jié)果Fig. 2 Spray deposited alloy （a）, （b）SEM microstructure photos； （c）, （d）EDS testing results

以上實(shí)驗(yàn)結(jié)果表明，噴射成形態(tài)合金組織偏離了平衡狀態(tài)，必須設(shè)計(jì)適宜的均勻化處理工藝來(lái)改善合金組織。提高均勻化處理溫度能夠顯著增加合金中元素的擴(kuò)散系數(shù)，但溫度過(guò)高時(shí)，極易引起合金發(fā)生過(guò)燒現(xiàn)象。因此，必須先確定合金的過(guò)燒溫度。

圖3為噴射成形態(tài)合金的DSC曲線。由圖3可知，合金的DSC曲線中在A、B和C點(diǎn)位置出現(xiàn)吸熱峰。A點(diǎn)出現(xiàn)吸熱峰說(shuō)明低熔點(diǎn)結(jié)晶相發(fā)生溶解，溶解溫度約為452 °C；B點(diǎn)出現(xiàn)吸熱峰說(shuō)明較高熔點(diǎn)結(jié)晶相發(fā)生溶解，溶解溫度約為517 °C；C點(diǎn)出現(xiàn)吸熱峰說(shuō)明測(cè)試試樣發(fā)生溶解，溶解溫度約為573 °C?？紤]到爐溫波動(dòng)，為保證材料不發(fā)生過(guò)燒現(xiàn)象，第一級(jí)均勻化溫度設(shè)置為450 °C，第二級(jí)均勻化處理溫度設(shè)置為510 °C。

圖3 噴射成形態(tài)合金的DSC測(cè)試結(jié)果Fig. 3 DSC testing results of spray deposited alloy

在均勻化溫度固定時(shí)，隨著保溫時(shí)間的延長(zhǎng)，合金元素逐漸擴(kuò)散至均勻分布，但過(guò)分延長(zhǎng)保溫時(shí)間，合金晶粒容易發(fā)生異常粗化，從而惡化合金的綜合性能。本研究用的噴射成形態(tài)合金中，與其他元素相比，在相同溫度條件下Cu元素的擴(kuò)散速率最慢。因此可設(shè)定當(dāng)噴射成形態(tài)合金中偏析的Cu元素減少到初始濃度的1%時(shí)，認(rèn)為已達(dá)到良好的均勻化處理效果。根據(jù)Fick第一和第二定律[4-6,15]，可推導(dǎo)出均勻化動(dòng)力學(xué)方程為：

式中：T為均勻化處理溫度（510 °C）；t為保溫時(shí)間；L=78.8 μm為噴射態(tài)合金的平均晶粒直徑。參照文獻(xiàn)[6, 16]可取R=8.32 J/(mol?K)、Q(Cu)=136.8 kJ/mol、D0(Cu)=0.084 cm2/s。將以上參數(shù)代入上述公式中可得，510 °C加熱溫度下均勻化處理的保溫時(shí)間是22.9 h。綜上所述，可將噴射態(tài)合金的均勻化處理溫度設(shè)置為450 °C/24 h+510 °C/24 h。

2.2 均勻化處理后合金的組織特征

經(jīng)均勻化工藝處理后噴射成形態(tài)合金的金相組織照片如圖4所示。經(jīng)均勻化處理后，合金中晶界寬度減小且晶內(nèi)元素分析趨于均勻，說(shuō)明晶界和晶粒內(nèi)部中大部分的結(jié)晶相溶解入基體中。

圖4 經(jīng)均勻化處理后合金的金相組織照片F(xiàn)ig. 4 Optical microstructure photos of spray deposited alloy after homogenization treatment

對(duì)均勻化工藝處理后合金進(jìn)行SEM和能譜測(cè)試，其測(cè)試結(jié)果如圖5所示。圖5（a）和5（b）為經(jīng)均勻化處理后合金的SEM照片。由圖5（a）可知，合金中大部分結(jié)晶相已經(jīng)發(fā)生溶解（未溶結(jié)晶相的面積分?jǐn)?shù)約為0.89%），只有少量呈塊狀或者點(diǎn)狀的結(jié)晶相未溶解（如圖5（b）所示）。隨機(jī)選取合金中的塊狀（如點(diǎn)1）和點(diǎn)狀（如點(diǎn)2）結(jié)晶相進(jìn)行能譜測(cè)試，其測(cè)試結(jié)果分別如圖5（c）和5（d）所示。由圖5（c）可知，合金中呈塊狀的結(jié)晶相為Al7Cu2Fe相，說(shuō)明均勻化處理很難完全消除Al7Cu2Fe相。由圖5（d）可知，點(diǎn)狀的結(jié)晶第二相為AlCu相和AlZr相。

圖5 經(jīng)均勻化處理后合金 （a），（b）SEM ；（c），（d）EDS測(cè)試結(jié)果Fig. 5 Spray deposited alloy after homogenization treatment （a）, （b）SEM ； （c）, （d）EDS testing results

2.3 固溶處理后合金的組織特征

經(jīng)均勻化處理后合金先后經(jīng)過(guò)熱軋和冷軋，獲得3 mm實(shí)驗(yàn)用的冷軋薄板，再進(jìn)行510 °C / 1.5 h的固溶處理。固溶處理后合金的軋制面金相照片，如圖6所示。

合金晶粒組織仍然為等軸晶（如圖6（a）所示），但大晶粒周圍有許多細(xì)小晶粒且小尺寸晶粒數(shù)量較均勻化處理后合金明顯更多（如圖6（b）所示）。

圖6 經(jīng)固溶處理后合金的金相照片 （a）低倍；（b）高倍Fig. 6 Optical microstructure photos of alloy after solution treatment （a） low magnification ；（b） high magnification

經(jīng)均勻化處理后合金的TEM照片如圖7所示。由圖7可知，合金中有呈彌散分布的納米級(jí)別的 第 二 相，如 明 場(chǎng)TEM（bright field TEM，BFTEM）條件下所示的黑點(diǎn)（見(jiàn)圖7（a）），相應(yīng)的暗場(chǎng)TEM（dark field TEM，DF-TEM）如圖7（b）所示，試樣中分布著大量尺寸不一的白色點(diǎn)狀相，其中尺寸更大的白色第二相為β′相（如圖中紅色箭頭所指），尺寸更小且更暗的為δ′相（如圖中黃色箭頭所指）。

圖7 經(jīng)固溶處理后合金的TEM照片 Fig. 7 TEM images of alloy after solution treatment （a） bright field；（b） dark field

2.4 不同時(shí)效制度處理后合金的組織和性能

航空航天用鋁鋰合金薄板的常規(guī)制造工藝是固溶處理后進(jìn)行2%～5%的拉伸處理，以降低淬水過(guò)程中產(chǎn)生的殘余應(yīng)力[17-18]。因此，對(duì)經(jīng)固溶處理后的合金采用2種不同時(shí)效制度進(jìn)行時(shí)效處理。一種為固溶處理后直接進(jìn)行155 °C的人工時(shí)效處理，記為AA；另一種為固溶后先進(jìn)行5%的預(yù)拉伸處理，再進(jìn)行155 °C的時(shí)效，記為PA。不同時(shí)效處理過(guò)程中，合金的硬度變化如圖8所示。

由圖8可知，固溶處理態(tài)合金的硬度為82.8HV，固溶處理后先進(jìn)行預(yù)拉伸處理則明顯提高了合金的初始硬度值，硬度值為93.7HV。時(shí)效過(guò)程中，不同時(shí)效制度下合金的時(shí)效響應(yīng)速率和峰值硬度也存在較大差距。直接人工時(shí)效合金在48 h左右到達(dá)峰值，峰值硬度為152.6HV。與直接人工時(shí)效處理合金相比，預(yù)拉伸后再時(shí)效處理合金峰值時(shí)效時(shí)間提前至28 h，峰值硬度提高至171.8HV。

根據(jù)圖8所示的硬化曲線測(cè)試結(jié)果，選取不同時(shí)效制度下的峰值時(shí)效態(tài)合金進(jìn)行相應(yīng)的性能和微觀組織測(cè)試。除非另有說(shuō)明，后續(xù)文中的AA（155 °C/48 h）和PA（5% + 155 °C/28 h）均為峰值時(shí)效態(tài)合金。AA和PA合金室溫拉伸測(cè)試結(jié)果如圖9所示。AA合金的屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度以及斷后伸長(zhǎng)率分別為462 MPa、513 MPa和13.2%。與AA合金相比，PA合金的力學(xué)性能明顯更優(yōu)，其屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度以及斷后伸長(zhǎng)率分別可達(dá)545 MPa、568 MPa和13.4%。以上結(jié)果說(shuō)明，固溶處理后進(jìn)行預(yù)拉伸處理，不但在較大程度上提升了合金強(qiáng)度，還稍微提高了合金的斷后伸長(zhǎng)率。

圖8 不同時(shí)效制度下合金的時(shí)效硬化曲線Fig. 8 Age hardening curves of alloys under different aging systems

圖9 不同時(shí)效制度下合金的室溫拉伸測(cè)試結(jié)果Fig. 9 Mechanical properties of alloys under different aging systems

圖10所示為AA和PA合金室溫拉伸測(cè)試后試樣的斷口形貌圖。

AA合金的試樣斷口中同時(shí)表現(xiàn)出沿晶和穿晶斷裂的混合模式斷口形貌（圖10（a）），斷面上存在一定數(shù)量且深淺不一的韌窩（圖10（b））。PA合金的斷口形貌與AA合金較為相似，也都呈現(xiàn)出穿晶和沿晶斷裂的混合斷口模式（圖10（c）），但韌窩數(shù)量較AA合金有略微增加（圖10（d）），說(shuō)明PA合金的斷后伸長(zhǎng)率較AA合金更高，這與室溫拉伸測(cè)試的結(jié)果相一致。

圖10 不同時(shí)效制度下合金的室溫拉伸斷口形貌圖 （a），（b）AA試樣；（c），（d）PA試樣Fig. 10 Tensile fracture images of alloy under different aging systems （a）, （b） AA sample；（c）, （d） PA sample

經(jīng)不同時(shí)效處理后合金在透射電鏡下[110]Al方向下的TEM選區(qū)衍射譜以及STEM照片，如圖11所示。

結(jié)合圖11（a）和圖11（b）可知，AA合金中析出相的特征為：較多數(shù)量的T1相（圖中紅色箭頭所指）、少量的θ′相（圖中黃色箭頭所指），以及少量方形塊狀相（圖中綠色箭頭所指）。圖12所示為圖11（b）中方形塊狀相的成分測(cè)試結(jié)果。根據(jù)測(cè)試結(jié)果以及參考文獻(xiàn)[19-20]可知，該第二相為σ（Al5Cu6Mg2）相。值得注意的是，由于β′相在時(shí)效過(guò)程中并不會(huì)發(fā)生溶解，而在圖11（a）的選區(qū)衍射譜中又未顯示，說(shuō)明其數(shù)量也較少。

圖11 經(jīng)不同時(shí)效處理后AA合金在透射電鏡下[110]Al方向下的TEM選區(qū)衍射譜以及STEM照片 （a），（b）AA試樣；（c），（d）PA試樣Fig. 11 STEM images in [110]Al direction and corresponding SAED patterns under different aging conditions of alloy （a）, （b）AA sample; （c）, （d） PA sample

圖12 圖11（b）中方形塊狀相的成分測(cè)試結(jié)果Fig. 12 Composition testing results of square massive phase in point 1 of Fig.11（b）

PA合金的析出相類型和形貌與AA合金有所不同，如圖11（c）和11（d）所示。與AA合金相比，PA合金中T1相的數(shù)量明顯更多、尺寸更小且合金中只有極少量的θ′相，沒(méi)有發(fā)現(xiàn)明顯的σ相。

與其他溶質(zhì)元素(Cu、Ag和Zn)相比，Mg與空位具有相對(duì)較高的結(jié)合能。淬火后在時(shí)效早期，空位優(yōu)先與Mg原子結(jié)合形成Mg-空位化合物[19]。與此同時(shí)，由于Mg與Cu原子之間相互作用較強(qiáng)，會(huì)促使Mg-空位化合物捕獲Cu原子，有助于形成Mg-Cu原子團(tuán)簇。為后續(xù)富Cu、富Mg析出相提供了有利條件，因此在人工時(shí)效試樣（AA）中，有θ′和σ相析出。具有L12結(jié)構(gòu)的球狀δ'相與基體幾乎完全共格，點(diǎn)陣錯(cuò)配度（約0.08%）非常小，界面能也只有0.014 J/m2，但與空位和Li的結(jié)合能卻較高（0.26 eV），在淬火和時(shí)效初期就會(huì)彌散析出[17,20]。隨著時(shí)效時(shí)間的延長(zhǎng)，δ'相容易發(fā)生溶解，為T1相析出和生長(zhǎng)提供Li元素[21]。此外，淬火形成的空位、位錯(cuò)、GP區(qū)、δ'以及含Zr的彌散相等能夠?yàn)門1相在晶內(nèi)析出提供形核質(zhì)點(diǎn)。因此，在人工時(shí)效處理合金中，析出相類型主要包括：T1相、θ′相和σ相，但T1相占主導(dǎo)地位。

與固溶處理后直接進(jìn)行人工時(shí)效處理相比，在時(shí)效前進(jìn)行冷變形處理能夠在基體中引入大量位錯(cuò)，Cu、Li原子將在位錯(cuò)處偏聚形成大量以位錯(cuò)為中心的溶質(zhì)過(guò)飽和區(qū)，克服第二相形核能壘；基體中高密度位錯(cuò)的存在也導(dǎo)致合金畸變能增加，位錯(cuò)處比完整晶體處具有更高的能量提高了新相相變自由能的數(shù)值，為T1相和θ′相析出提供驅(qū)動(dòng)力[17-19]。此外，由于晶體缺陷處原子排列混亂，溶質(zhì)原子沿晶體缺陷的擴(kuò)散較為容易，擴(kuò)散激活能明顯降低，可增大形核率，導(dǎo)致析出相數(shù)量密度增加且加快時(shí)效析出過(guò)程。這與圖8所示的時(shí)效硬化曲線測(cè)試結(jié)果相吻合。

時(shí)效前進(jìn)行預(yù)變形處理，在預(yù)拉伸過(guò)程中能夠促進(jìn)空位湮滅，降低空位濃度，從而減少M(fèi)g-Cu原子團(tuán)簇的數(shù)量密度[19]。因此，在預(yù)變形后再時(shí)效合金中沒(méi)有發(fā)現(xiàn)明顯的σ相。此外，時(shí)效前進(jìn)行冷變形處理能夠在基體中引入的位錯(cuò)，為析出相提供了更多的形核質(zhì)點(diǎn)，但T1相和θ′相在位錯(cuò)處的析出存在競(jìng)爭(zhēng)關(guān)系，哪種析出相優(yōu)先析出取決于界面能、體積自由能和剪切應(yīng)變能三者的共同作用。

位錯(cuò)促進(jìn)析出相形核的有效性隨著α的增大而增大[19,21]，具體如下式4所示：

式中：ΔGv為第二相析出時(shí)體積自由能的變化；μ為剪切模量；b為柏氏矢量；σ為析出相與基體的界面能。據(jù)報(bào)道[17]，T1相和θ′相的界面能相似。由于T1相為平衡相，θ′相為亞穩(wěn)相，故T1相的體積自由能大于θ′相。雖然T1相和θ′相的剪切應(yīng)變相似，但它們的剪切應(yīng)變所處的晶面和晶向卻不同，即θ′相的剪切應(yīng)變位于(001)Al/[100]Al，而T1相的剪切應(yīng)變位于(111)Al/[112]Al。由于T1相的剪切應(yīng)變位于鋁基體位錯(cuò)的柏氏矢量所在的(111)Al晶面，因此，T1相更容易在位錯(cuò)處優(yōu)先形核析出[18]。T1相的大量析出，會(huì)快速消耗基體中的溶質(zhì)Cu和Li原子，從而限制了θ′相和δ′相的析出和生長(zhǎng)。因此，預(yù)變形后再時(shí)效處理合金（PA合金）中幾乎只有T1相。T1相的高密度析出，減小了第二相之間的距離，縮短了溶質(zhì)原子的擴(kuò)散距離，并加速了溶質(zhì)溶解，快速降低了溶質(zhì)過(guò)飽和度，從而減小了T1相平均直徑（見(jiàn)圖11（d）所示）。

與在{100}Al晶面簇上析出的θ′相比，慣析面為{111}Al呈盤片狀的T1相引起的臨界分切應(yīng)力增量更大，因此T1相的強(qiáng)化效果大于θ′相[17]。σ相對(duì)于合金強(qiáng)度貢獻(xiàn)不大，不是主強(qiáng)化相[19]。綜上所述可知，不論是AA還是PA合金中，晶內(nèi)主要的析出相強(qiáng)化類型均為T1相。

Al-Cu-Li合金的強(qiáng)度與其時(shí)效析出相的組成密切相關(guān)，而T1相的強(qiáng)化效果與其尺寸、形貌和數(shù)密度有關(guān)。采用Image J軟件統(tǒng)計(jì)了3～4張如圖11中所示的T1相直徑分布、平均直徑尺寸以及數(shù)密度，統(tǒng)計(jì)結(jié)果如圖13所示。

圖13 合金中T1相的直徑分布、平均直徑以及數(shù)密度統(tǒng)計(jì)結(jié)果 （a）AA試樣；（b）PA試樣Fig. 13 Statistics results of diameter distribution， average diameter and number density of T1 precipitates of alloys （a） AA sample; （b） PA sample

AA合金中T1相的直徑尺寸分布如圖13（a）所示，平均直徑以及數(shù)量密度統(tǒng)計(jì)結(jié)果見(jiàn)圖右上角。由圖13（a）可知，AA合金中T1相的直徑尺寸分布在50～520 nm之間，平均直徑約為171.1 nm、數(shù)密度為26.4 μm–2。與AA合金相比，PA合金中T1相的直徑分布窄化至20～75 nm之間、平均直徑減小至38.3 nm，但析出數(shù)密度顯著提高至167.3 μm–2。說(shuō)明時(shí)效先進(jìn)行預(yù)變形處理能夠有效細(xì)化T1相尺寸，提升T1相析出數(shù)量。這與理論分析結(jié)果一致。

在拉伸過(guò)程中，致密析出的T1相將在其周圍產(chǎn)生應(yīng)力場(chǎng)，增大位錯(cuò)開(kāi)動(dòng)的臨界分切應(yīng)力，從而提高合金的屈服強(qiáng)度。因此，與AA合金相比，具有更高T1相析出密度的PA合金強(qiáng)度更高（圖9）。

此外，合金力學(xué)性能與晶界的析出行為有關(guān)。圖14為經(jīng)不同時(shí)效處理后合金在透射電鏡下[110]Al方向下晶界的明場(chǎng)TEM照片。由圖14（a）可知，AA合金晶界上存在少量微米級(jí)的粗大第二相粒子（如圖中紅色箭頭所指）。由于晶界處能夠減少第二相析出形核功，往往使第二相優(yōu)先在該區(qū)域非均勻形核和生長(zhǎng)。因此，直接人工時(shí)效處理合金中，晶界處容易形成粗大第二相。與AA合金相比，PA合金中大量T1相優(yōu)先在晶內(nèi)快速致密析出，消耗了大量的溶質(zhì)原子，能夠有效的抑制晶界上析出大量第二相。所以，在PA合金晶界上沒(méi)有發(fā)現(xiàn)明顯的第二相粒子，如圖14（b）所示。

圖14 經(jīng)不同時(shí)效處理后合金在透射電鏡下[110]Al方向下晶界的明場(chǎng)TEM照片 （a）AA試樣；（b）PA試樣Fig. 14 Bright field TEM images of grain boundaries in [110]Al direction under transmission electron microscopy after different aging treatment of alloy （a） AA sample；（b） PA sample

在室溫拉伸過(guò)程中，晶界上的粗大第二相粒子容易引起合金平面或局部滑移，造成晶界局部區(qū)域產(chǎn)生高應(yīng)力集中區(qū)[21]，從而在晶界處產(chǎn)生位錯(cuò)堆積，形成空洞并生長(zhǎng)，導(dǎo)致合金發(fā)生低能晶間斷裂。減少晶界上析出相數(shù)量有益于減輕合金晶界處的應(yīng)力集中程度，能夠提升合金的斷后伸長(zhǎng)率。因此，與AA合金相比，PA合金促進(jìn)T1相在晶內(nèi)致密析出，并抑制晶界粗大相和晶內(nèi)δ′相的形成，能夠有效弱化應(yīng)力集中效應(yīng)；促進(jìn)晶界、晶內(nèi)變形更加均勻，能夠在提升合金強(qiáng)度的同時(shí)提升合金韌性。

3 結(jié)論

（1）噴射成形態(tài)鋁鋰合金中晶粒為典型的等軸晶，晶粒尺寸主要分布在60～90 μm之間，平均直徑約為78.8 μm。噴射成形態(tài)合金中不論是晶界處還是晶內(nèi)，都存在大量的結(jié)晶相。晶界處的粗大結(jié)晶相為Al7Cu2Fe相，晶粒內(nèi)部細(xì)長(zhǎng)的結(jié)晶相為AlCu相。

（2）經(jīng)450 °C/24 h + 510 °C/24 h雙級(jí)均勻化處理后，合金中晶界寬度減小且晶內(nèi)元素分布趨于均勻。合金中大部分結(jié)晶相已經(jīng)溶解（未溶結(jié)晶相的面積分?jǐn)?shù)約為0.89%），只有少量呈塊狀或者點(diǎn)狀的結(jié)晶相未溶解。合金中呈塊狀的結(jié)晶相為Al7Cu2Fe相，點(diǎn)狀的結(jié)晶第二相為AlCu相和AlZr相。

（3）固溶處理后合金晶粒組織仍然為等軸晶，但大晶粒周圍有許多細(xì)小晶粒且小尺寸晶粒數(shù)量較均勻化處理后合金明顯更多。合金中有呈彌散分布的納米級(jí)別的第二相，尺寸更大的白色第二相為β′相，尺寸更小且更暗的為δ′相。

（4）與直接人工時(shí)效處理合金力學(xué)性能（屈服強(qiáng)度462 MPa、抗拉強(qiáng)度513 MPa和斷后伸長(zhǎng)率13.2%）相比，時(shí)效前預(yù)變形處理能夠加速時(shí)效進(jìn)程，提高峰值時(shí)效態(tài)合金的力學(xué)性能（545 MPa、568 MPa和13.4%）。在人工時(shí)效處理合金中，析出相類型包括T1相、θ′相和σ相。而預(yù)變形后再時(shí)效處理合金中幾乎只有致密析出的細(xì)小T1相。促進(jìn)T1相在晶內(nèi)致密析出，并抑制晶界粗大相和晶內(nèi)δ′相的形成，能夠有效弱化應(yīng)力集中效應(yīng)；促進(jìn)晶界、晶內(nèi)變形更加均勻，能夠在提升合金強(qiáng)度的同時(shí)提升合金韌性。