王志文， 楊榮東， 黃元春， 李 輝

(1. 中南大學(xué) 輕合金研究院， 湖南 長(zhǎng)沙 410083； 2. 西南鋁業(yè)有限責(zé)任公司， 重慶 401326；3. 中南大學(xué) 機(jī)電工程學(xué)院， 湖南 長(zhǎng)沙 410083)

鋁鋰合金作為一種可熱處理強(qiáng)化的鋁合金，由于其密度低、耐腐蝕性好、高低溫綜合力學(xué)性能好、疲勞裂紋擴(kuò)展速率低等優(yōu)點(diǎn)，在航空航天領(lǐng)域具有廣闊的應(yīng)用前景。作為自然界中密度最小的金屬元素鋰，在總體積不變的情況下，鋁基體中的鋰含量每增加1%，鋁合金的彈性模量便會(huì)增加約6%，比彈性模量增加9%，質(zhì)量減少3%。與普通鋁合金相比，鋁鋰合金的生產(chǎn)工藝沒(méi)有更高的制備技術(shù)要求，被認(rèn)為是21世紀(jì)最具競(jìng)爭(zhēng)力的航天航空材料之一[1-2]。

在2195鋁鋰合金中，多種合金元素的添加，使得基體中除α-Al基本粒子外，還存在大量的第二相粒子，根據(jù)這些第二相粒子形成條件以及對(duì)合金性能的影響，可以將這些第二相粒子分為金屬間化合物、彌散相和沉淀相[3]。T1相作為δ′相的結(jié)晶核心形成復(fù)合強(qiáng)化，阻止并分散了平面滑移，從而起到合金強(qiáng)化作用。實(shí)際上，鋁鋰合金的成分比較復(fù)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，可以生成不同的穩(wěn)定沉淀相和亞穩(wěn)定雜質(zhì)相[4]。本文采用透射電鏡等手段研究了時(shí)效工藝對(duì)2195鋁鋰合金性能的影響，并對(duì)其析出相規(guī)律進(jìn)行了討論。

1 試驗(yàn)材料和方法

本試驗(yàn)所用材料為通過(guò)擠壓成型得到的2195鋁鋰合金型材，擠壓比為11∶1，試驗(yàn)取樣均按照擠壓方向取樣。不同2195鋁鋰合金的成分會(huì)有所偏差，表1為本試驗(yàn)所用2195鋁鋰合金的化學(xué)成分。

表1 試驗(yàn)Al-Li合金的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)

從擠壓成型后的型材上切取一段長(zhǎng)錠坯，將其線切割為數(shù)塊方形試樣，尺寸為10 mm×5 mm×5 mm。將切割后的方形試樣置于SX2-12-10箱爐中進(jìn)行固溶，固溶制度為525 ℃×60 min，隨后將其取出水淬，對(duì)水淬后的試樣進(jìn)行后續(xù)拋光和精磨處理，處理方向?yàn)閿D壓方向。

時(shí)效處理選擇的箱爐為FN101-lS鼓風(fēng)干燥箱，將固溶后的試樣立刻放入已經(jīng)升溫至相應(yīng)溫度的干燥箱內(nèi)，取出試樣后空冷。固溶后試樣分別在130、150、170、190 ℃下單級(jí)時(shí)效18 h，比較不同時(shí)效溫度下合金的力學(xué)性能并確定最佳單級(jí)時(shí)效溫度，在最佳單級(jí)時(shí)效溫度下對(duì)2195鋁鋰合金擠壓板材分別進(jìn)行0～72 h的單級(jí)時(shí)效試驗(yàn)。

沿著擠壓方向取室溫拉伸試樣，拉伸試樣參數(shù)嚴(yán)格按照GB/T 228.1—2010《金屬材料 拉伸試驗(yàn) 第1部分：室溫試驗(yàn)方法》設(shè)計(jì)，使用線切割機(jī)按參數(shù)切取數(shù)塊拉伸樣，并使用砂紙打磨表面至光滑，室溫拉伸試驗(yàn)在DDL100拉伸機(jī)上進(jìn)行，拉伸速率為2 mm/min。待試樣斷裂后，測(cè)量其伸長(zhǎng)率，拉伸試樣如圖1所示。

圖1 拉伸樣尺寸Fig.1 Dimensions of tensile specimen

顯微組織觀察在OLYMPOS-DSX500光學(xué)顯微鏡上進(jìn)行，將試樣切割成尺寸為10 mm×5 mm×5 mm的小塊，隨后依次使用600、1000、1500號(hào)砂紙水磨和800、1500號(hào)金相砂紙打磨擠壓面至表面光滑，在表面無(wú)明顯的劃痕后將打磨好的試樣使用拋光膏拋光，將試樣輕輕放在拋光布上，利用離心拋光機(jī)拋光試樣表面，約3 min后，使用洗潔精液沖洗試樣表面并繼續(xù)在干凈的拋光布區(qū)域進(jìn)行二次拋光。待試樣表面拋至光亮后使用清水沖洗試樣。于腐蝕液中浸泡2 min后取出洗凈。隨后使用吹風(fēng)機(jī)吹干試樣表面，再將試樣置于OLYMPOS-DSX500光學(xué)顯微鏡上觀察組織。掃描電鏡試樣的處理和金相試樣相同，但不需要經(jīng)過(guò)腐蝕處理。透射試樣制備方法：將試樣線切割為厚度約500 μm的薄片，隨后使用800號(hào)的砂紙水磨薄片至厚度為60 μm，隨后將薄片置于沖孔機(jī)，沖出直徑約為φ3 mm的小圓片。使用成分為30%(體積分?jǐn)?shù)，下同)硝酸和70%甲醇的電解雙噴液電解雙噴減薄，控制電解雙噴減薄儀的電壓為15～20 V。隨后在Tecnai-F20型透射電鏡上觀察顯微結(jié)構(gòu)，加速電壓為200 kV。

2 試驗(yàn)結(jié)果和分析

2.1 微觀組織形貌

圖2 固溶前后2195鋁鋰合金的顯微組織(a，b)及[110]Al方向上的TEM圖(c，d)(a～c)固溶前；(d)固溶后Fig.2 Microstructure(a, b) and TEM images along [110]Al direction(c, d) of the 2195 Al-Li alloy before and after solution treatment(a-c) before solution treatment; (d) after solution treatment

圖2(a，b)為2195鋁鋰合金擠壓成型的初始型材的顯微組織，可以看出，初始型材經(jīng)擠壓后沿軋制方向取向明顯，且晶粒大小分布不均勻，這是因?yàn)椴牧系淖冃问瞧鋬?nèi)部各晶粒變形的結(jié)果，所以各晶粒的變形與材料總體變形大體一致。在壓力加工過(guò)程中材料發(fā)生塑性變形，晶粒沿著擠壓方向被拉長(zhǎng)，使晶界變得不規(guī)則，在低倍鏡下晶粒變得模糊不清，難以通過(guò)晶界辨別晶粒，只能呈現(xiàn)出纖維狀的條紋。晶粒在被拉長(zhǎng)的同時(shí)也會(huì)導(dǎo)致晶粒之間發(fā)生不同程度的直接接觸，并且晶粒位向呈現(xiàn)一定的有序化，這有利于增大導(dǎo)電率[5]。圖2(c)為固溶前的2195鋁鋰合金在[110]Al方向上的微觀組織，黑色部分可能為位錯(cuò)纏結(jié)，可以看出主要的強(qiáng)化析出相為T1相，但T1相和其他強(qiáng)化相在基體中的分布較為彌散，且總體占比較少，此時(shí)的合金并沒(méi)有獲得一個(gè)良好的強(qiáng)化效果，通過(guò)測(cè)量發(fā)現(xiàn)固溶前合金的抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度分別是429 MPa和346 MPa，伸長(zhǎng)率為7.2%。此時(shí)將擠壓成型的合金固溶處理并直接水淬至過(guò)飽和固溶體，這一步是為了將第二相顆粒重新溶入至基體中，只留下少量尺寸較大的不溶第二相。圖2(d)為2195鋁鋰合金經(jīng)固溶處理后在[110]Al方向上的TEM圖，可以看出，經(jīng)過(guò)固溶處理后，第二相的數(shù)量和大小顯著減少，已基本回溶至基體。

2.2 時(shí)效處理對(duì)拉伸性能的影響

圖3為2195鋁鋰合金擠壓后型材在525 ℃×60 min 固溶后經(jīng)170 ℃人工時(shí)效的SEM圖，可以看出，經(jīng)過(guò)6 h時(shí)效后，第二相析出并不明顯，大顆粒第二相可能是固溶過(guò)程中殘留的Al-Cu-Fe相，細(xì)小第二相尚未充分析出，這是由于時(shí)效時(shí)間不足，Cu原子還沒(méi)完全發(fā)生擴(kuò)散，而導(dǎo)致第二相無(wú)法充分析出。隨著時(shí)效時(shí)間增加到18 h，細(xì)小的第二相數(shù)量開(kāi)始增加，此時(shí)可以在圖3(b)中觀察到彌散分布的顆粒狀第二相，當(dāng)時(shí)效時(shí)間增加到36 h和72 h，第二相析出變得更為明顯，此時(shí)還出現(xiàn)了部分第二相長(zhǎng)大的行為，粗大的第二相會(huì)對(duì)材料的力學(xué)性能造成不利影響。

圖3 固溶態(tài)2195鋁鋰合金經(jīng)170 ℃時(shí)效不同時(shí)間后的SEM圖Fig.3 SEM images of the solution treated 2195 Al-Li alloy aged at 170 ℃ for different time(a) 6 h; (b) 18 h; (c) 36 h; (d) 72 h

圖4(a)為2195鋁鋰合金擠壓型材經(jīng)過(guò)525 ℃×60 min固溶后，在不同時(shí)效溫度下時(shí)效18 h的力學(xué)性能。從圖4可以看出，當(dāng)時(shí)效溫度升高后，合金的強(qiáng)度總體呈現(xiàn)先上升后下降的趨勢(shì)，當(dāng)試樣在較高溫度下時(shí)效時(shí)，固溶后的過(guò)飽和固溶體中空位以及空位團(tuán)簇?cái)U(kuò)散速度加快，并迅速在表面、晶界、位錯(cuò)等缺陷處消失，從而晶內(nèi)的過(guò)飽和空位濃度減小[6]。相比于低溫時(shí)效，高溫時(shí)效晶內(nèi)空位、位錯(cuò)環(huán)、晶內(nèi)的其他缺陷密度低，T1相等強(qiáng)化相會(huì)優(yōu)先在晶界析出，而晶內(nèi)強(qiáng)化相減少，因此高溫時(shí)效晶界晶內(nèi)強(qiáng)化相分布不均勻。

圖4 2195鋁鋰合金在不同溫度下時(shí)效18 h(a)和170 ℃下 時(shí)效不同時(shí)間(b)的力學(xué)性能Fig.4 Mechanical properties of the 2195 Al-Li alloy aged at different temperatures for 18 h(a) and aged at 170 ℃ for different time(b)

當(dāng)采用低溫時(shí)效時(shí)，空位擴(kuò)散減慢，增大了晶內(nèi)的位錯(cuò)密度，有利于T1相在晶內(nèi)形核。T1相作為2195鋁鋰合金的主要強(qiáng)化相，其形成極大地影響了合金的強(qiáng)化效果，這也能解釋當(dāng)時(shí)效時(shí)間相同時(shí)，時(shí)效溫度的升高會(huì)在一定情況下導(dǎo)致合金的力學(xué)性能出現(xiàn)下降。當(dāng)時(shí)效溫度過(guò)低，在新相形成時(shí)，基體內(nèi)部的原子運(yùn)動(dòng)驅(qū)動(dòng)力較少，所以時(shí)效時(shí)第二相析出較為緩慢。當(dāng)合金在低溫長(zhǎng)時(shí)進(jìn)行人工時(shí)效，晶內(nèi)的T1相數(shù)量會(huì)增多，并有效改善晶界的強(qiáng)度。其中2195鋁鋰合金在130 ℃時(shí)效18 h時(shí)抗拉和屈服強(qiáng)度最低，分別為466 MPa和310 MPa，此時(shí)伸長(zhǎng)率為16.4%，當(dāng)時(shí)效溫度提高，抗拉和屈服強(qiáng)度會(huì)繼續(xù)增長(zhǎng)，且在150 ℃時(shí)效18 h時(shí)獲得最大伸長(zhǎng)率19.6%，當(dāng)在170 ℃時(shí)效18 h時(shí)，合金獲得了最大抗拉和屈服強(qiáng)度，分別為576 MPa和563 MPa，此時(shí)的伸長(zhǎng)率為6.4%，在190 ℃時(shí)效18 h時(shí)，抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度、伸長(zhǎng)率分別為503 MPa、505 MPa、4.5%，相比于170 ℃時(shí)效18 h，均出現(xiàn)了下降，因此，選擇170 ℃為單級(jí)時(shí)效溫度。

圖4(b)為2195鋁鋰合金擠壓型材經(jīng)過(guò)525 ℃×60 min固溶后，在170 ℃時(shí)效溫度下，從欠時(shí)效到過(guò)時(shí)效過(guò)程的力學(xué)性能曲線?？梢钥闯?，當(dāng)時(shí)效時(shí)間延長(zhǎng)后，2195鋁鋰合金擠壓型材的抗拉和屈服強(qiáng)度呈現(xiàn)先增加后下降的趨勢(shì)，在18 h的時(shí)效時(shí)間下合金力學(xué)性能獲得第一個(gè)峰值，此時(shí)抗拉和屈服強(qiáng)度分別為576 MPa和563 MPa，當(dāng)時(shí)效時(shí)間從18 h延長(zhǎng)至30 h，合金抗拉和屈服強(qiáng)度下降至553 MPa和506 MPa。隨著時(shí)效時(shí)間繼續(xù)增加，合金在36 h的時(shí)效時(shí)間下達(dá)到峰時(shí)效，此時(shí)獲得最大抗拉強(qiáng)度579 MPa，屈服強(qiáng)度為537 MPa。在達(dá)到峰時(shí)效后繼續(xù)增加時(shí)效時(shí)間，合金抗拉強(qiáng)度及屈服強(qiáng)度呈現(xiàn)下降趨勢(shì)，在72 h時(shí)效時(shí)間下分別為553 MPa和503 MPa。合金時(shí)效狀態(tài)為欠時(shí)效時(shí)，伸長(zhǎng)率隨著時(shí)效時(shí)間增加而減小，在24 h的時(shí)效時(shí)間下，合金伸長(zhǎng)率最低，僅為4.3%，在合金處于單級(jí)峰時(shí)效狀態(tài)時(shí)，伸長(zhǎng)率為5.5%。此后隨著時(shí)效時(shí)間的增加，伸長(zhǎng)率不斷增加，在72 h的時(shí)效時(shí)間下，伸長(zhǎng)率為9.2%。

2.3 時(shí)效過(guò)程中的析出相演變

圖5 2195鋁鋰合金經(jīng)170 ℃時(shí)效不同時(shí)間后的TEM圖(a)6 h;(b)36 h;(a)72 h;(b)6 h對(duì)應(yīng)的衍射斑點(diǎn)Fig.5 TEM images of the 2195 Al-Li alloy aged at 170 ℃ for different time(a) 6 h; (b) 36 h; (c) 72 h; (b) corresponding diffraction spots at 6 h

圖5(a)為欠時(shí)效(170 ℃×6 h)狀態(tài)下2195鋁鋰合金的TEM圖，可以看出，沿(200)方向存在芒線，這種芒線的出現(xiàn)說(shuō)明在時(shí)效的初期，基體中有GP區(qū)的存在[6]。GP區(qū)的成分介于基體和沉淀相之間，是一種在脫溶過(guò)程中由固溶體均勻成核形成的小而穩(wěn)定的相。GP區(qū)形成的同時(shí)會(huì)形成一種亞穩(wěn)態(tài)的過(guò)渡相，其成分接近于Al2Cu被稱為θ″相，θ″相通常在GP區(qū)內(nèi)優(yōu)先形核生成θ′相，受Cu/Li含量比變化，θ′相的析出序列基本滿足[7]：Cu/Li>4：α(Supersaturated solid solution， SSSS)→GP區(qū)→θ″→θ′。在[110]Al的入射方向內(nèi)，T1相與θ′相的角度為125.3°，T1相之間的角度為109.4°[8]，從圖5(a)可以看到大量交錯(cuò)存在的T1相，2195鋁鋰合金擠壓型材在欠時(shí)效階段T1相的寬度較小，僅有2個(gè)原子面間距。通過(guò)觀察，可以發(fā)現(xiàn)球狀析出相δ′大量存在且部分存在重疊，這是因?yàn)棣摹湎嗪弯X基體完全共格，導(dǎo)致δ′相與鋁基體之間的晶格畸變較小，在時(shí)效過(guò)程中生長(zhǎng)較為容易[9]。由衍射斑點(diǎn)可以知道，該狀態(tài)下的2195鋁鋰合金存在大尺寸的δ′/β′復(fù)合相，一般來(lái)說(shuō)，δ′相會(huì)以多種形式存在，如彌散存在的δ′相或是其他復(fù)合結(jié)構(gòu)相。作為其中一種復(fù)合結(jié)構(gòu)相，δ′/β′復(fù)合相的形成原因是由于固溶過(guò)程中形成的β′相在時(shí)效過(guò)程中為δ′相提供非均勻形核的形核位點(diǎn)[10]。δ′/β′復(fù)合相會(huì)在形成時(shí)釋放出自由空位，從而促進(jìn)Cu原子的擴(kuò)散，也在一定程度上促進(jìn)GP區(qū)和T1相的形成[11]。

圖5(b)為2195鋁鋰合金在峰時(shí)效(170 ℃×36 h)狀態(tài)下[110]Al軸向的TEM圖。2195鋁鋰合金基體中的析出相顯著增加，主要為θ′、T1和δ′相，且T1相增加尤為顯著，整體為交錯(cuò)排列，T1相長(zhǎng)度較欠時(shí)效狀態(tài)下明顯增加，且分布彌散均勻。峰時(shí)效狀態(tài)下的θ′相分布更加彌散，可以更為有效地阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)，起到強(qiáng)化合金的效果。同時(shí)能發(fā)現(xiàn)GP區(qū)已基本消失，這是因?yàn)镚P區(qū)是T1相和θ′相的早期形核區(qū)域[12]。隨著時(shí)效行為的進(jìn)行，T1相和θ′相會(huì)逐漸消耗GP區(qū)的Cu原子，導(dǎo)致在峰時(shí)效狀態(tài)下，已經(jīng)無(wú)法觀察到GP區(qū)的存在。

圖5(c)為2195鋁鋰合金在過(guò)時(shí)效(170 ℃×72 h)狀態(tài)下[110]Al軸向的TEM圖，T1相長(zhǎng)度顯著增加，δ′相數(shù)量減少，θ′相在數(shù)量減少的同時(shí)并部分發(fā)生粗化，這是因?yàn)闀r(shí)效剛開(kāi)始時(shí)，較高的Li/Cu比促進(jìn)δ′相和T1相形成，隨著時(shí)效時(shí)間增加，與Li原子連接的空穴被釋放，從而加速了Cu原子的擴(kuò)散也導(dǎo)致了θ′相的生長(zhǎng)和粗化[13]。從以上分析可以得出，2195鋁鋰合金在欠時(shí)效下的主要析出相為θ′相、T1相、以及δ′/β′相。在時(shí)效初期，基體中存在GP區(qū)及δ′/β′相，而隨著時(shí)效時(shí)間的增加，基體中會(huì)出現(xiàn)大量的T1相以及針狀的θ′相，其中θ′相的平均長(zhǎng)度為30 nm，此時(shí)的合金在第二相的強(qiáng)化下已提高了一定的強(qiáng)度，當(dāng)達(dá)到峰時(shí)效時(shí)，T1相數(shù)量明顯增多，平均長(zhǎng)度為200 nm左右。隨著時(shí)效時(shí)間繼續(xù)延長(zhǎng)，過(guò)時(shí)效狀態(tài)下，T1相和θ′相繼續(xù)長(zhǎng)大。綜上所述，2195鋁鋰合金在170 ℃下從欠時(shí)效到過(guò)時(shí)效的單級(jí)人工時(shí)效析出相序列：過(guò)飽和固溶體→GP區(qū)+δ′/β′→T1+θ′+δ′→T1+θ′。

3 結(jié)論

本文對(duì)擠壓成型的2195鋁鋰合金進(jìn)行時(shí)效處理，并詳細(xì)研究了不同時(shí)效處理工藝對(duì)擠壓成型合金微觀組織和力學(xué)性能的影響，主要結(jié)論如下：

1) 欠時(shí)效時(shí)，合金中析出相主要為球形δ′/β′復(fù)合相，并伴有GP區(qū)形成。隨著時(shí)效時(shí)間的延長(zhǎng)，T1相和θ′相不斷析出，在峰時(shí)效附近，主要的析出相為θ′和δ′相，并伴隨著T1相的長(zhǎng)大，峰時(shí)效時(shí)T1相和θ′相是合金的主要強(qiáng)化相。過(guò)時(shí)效過(guò)程中，θ′相和T1相開(kāi)始發(fā)生粗化，析出強(qiáng)化作用減弱。合金析出相的演化順序?yàn)檫^(guò)飽和固溶體→ GP區(qū)+δ′/β′→T1+θ′+δ′→T1+θ′。

2) 在170 ℃時(shí)效不同保溫時(shí)間下，隨著時(shí)效時(shí)間的延長(zhǎng)，合金的強(qiáng)度迅速增加，在36 h達(dá)到峰值，其最大抗拉強(qiáng)度為579 MPa，屈服強(qiáng)度為537 MPa，伸長(zhǎng)率為5.5%；繼續(xù)延長(zhǎng)時(shí)效時(shí)間至72 h，合金的最大抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度均有所下降，但伸長(zhǎng)率有所提高，達(dá)到9.2%。在18 h時(shí)效時(shí)間不變的情況下，當(dāng)時(shí)效溫度由130 ℃升高到190 ℃時(shí)，合金的最大抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度呈現(xiàn)先增大后降低的趨勢(shì)，在170 ℃時(shí)，抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度最高，分別為576 MPa 和563 MPa；伸長(zhǎng)率也隨著時(shí)效溫度的升高，呈現(xiàn)先上升后下降的趨勢(shì)，在150 ℃時(shí)具有最大的伸長(zhǎng)率，為19.6%。

3) 擠壓成型2195鋁鋰合金的最佳熱處理工藝為525 ℃×60 min固溶+170 ℃×36 h人工時(shí)效。