時效溫度對鋁鋰合金組織及性能影響研究

趙 彤，張 罡，馬鵬程，杜曉明

(1.沈陽理工大學 材料科學與工程學院，沈陽 110159；2.航天材料及工藝研究所，北京 100076)

鋁鋰合金憑借其優良的綜合性能，已經成為了航空航天領域的支柱性材料。其主要應用于飛機蒙皮、框、腹板、梁、底板梁等位置。鋁鋰合金具備明顯的減重效果，在承壓縮應力、彎曲應力和扭轉應力方面，鋁鋰合金能夠表現出足夠的強度以及足夠的抗疲勞性能；同時，鋁鋰合金具有良好的成型性，傳統的鋁合金成型工藝、裝備大部分也適用于鋁鋰合金[1-2]。在熱處理過程中，時效溫度、時效時間、預先變形程度以及預時效等因素都會對第二相的沉淀產生顯著的影響，進而產生不同種類、不同形貌特征的沉淀相，并以此給鋁合金的工藝性能、使用性能、力學性能帶來顯著影響。

在Al-Li-Cu-Mg系合金中，T1(Al2CuLi)和δ′(Al3Li)相是合金的主要強化相。T1相促使位錯以繞過的形式通過δ′相，分散共面滑移，與δ′相共同對合金產生強化作用[3-4]。通過改變熱處理制度，可以對合金的強化相進行相應的調控，除δ′和T1相外，還有G.P.區、θ′(Al2Cu)、T2(Al5Li3Cu)、S′(A12CuMg)等相大量析出[5]，這些析出相對材料的強化也起到了重要作用，也進一步增加了合金強化微觀機制的研究難度。國內外一些學者研究了Al-Li-Cu-Mg合金沉淀析出和硬化行為。研究結果表明，固溶的Cu或Mg不會影響δ′相的一般特征[6]。但也有研究認為，Mg可降低Li在鋁中的溶解度，并可溶入δ′，從而增加其體積分數[7]。因此有關T1和δ′相的形成與相互影響機制并不是很清楚。

因此本文重點研究新型Al-Li-Cu-Mg合金在時效過程中主要強化相T1和δ′相的形成及演變過程，為進一步改善鋁鋰合金的力學性能提供參考。

1 實驗材料及方法

1.1 實驗材料

試驗選用的材料是由某公司提供的Al-Li-Cu-Mg合金熱軋板坯，合金的原始狀態為退火態，板坯厚度為20mm，合金的化學成分見表1。

表1 Al-Li-Cu-Mg系鋁合金試樣的化學成 wt %

1.2 實驗方法

在垂直于板材軋制的方向截取試樣，加工制成10mm×10mm×3mm試樣。然后將試樣放于空氣爐中在510℃固溶處理90min后立即在室溫下水淬，淬火轉移時間控制在30s之內。在電熱鼓風烘箱中，進行人工時效處理，分別在150℃、165℃和180℃下時效34小時后空冷。

將時效處理后的試樣依次用400#、800#、1200#、2000#、4000#砂紙從粗磨到細磨與精磨，使樣品表面沒有劃痕平滑亮潔，然后進行拋光，用keller腐蝕試劑(1.0mLHF+1.5mLHCL+2.5mLHNO3+95mLH2O混合溶液)腐蝕20s，在200TAM型倒置金相顯微鏡下進行金相觀察。在TESCAN掃描電子顯微鏡下對其進行顯微組織觀察。利用日本理學Rigaku Ultima IV衍射儀(Cu Kα靶，加速電壓40kV，電流40mA)鑒定析出相，探測器掃描范圍為15°～100°，掃描步長為0.04°，速度為2°/min。在HVS-50數字式光學硬度計測量維氏硬度。每個樣品表面測試五個點，施加載荷為9.8N，加載時間15s。

2 實驗結果及討論

2.1 顯微組織

圖1為合金原始態和固溶淬火后的顯微組織對比。

圖1 Al-Li-Cu-Mg合金的SEM圖

由圖1a可見，合金原始組織中存在大小不均勻的第二相，而經過510℃固溶淬火后的圖1b，只有極少量的第二相尚未完全溶解。

圖2為合金固溶后的X射線衍射圖譜。

由圖2可見，衍射峰全部為α(Al)基體峰，未發現其它第二相的存在。

圖3為不同時效溫度下試樣的光學顯微鏡金相圖。

圖2 Al-Li-Cu-Mg合金的X射線衍射圖

從圖3中可見，三種時效溫度下，晶粒沿軋制方向排列，保持板條狀晶粒的特征，表明合金在時效過程中沒有發生再結晶。但晶粒尺寸隨著時效溫度的升高而增加。三種時效溫度下，在α(Al)基體中均有析出相存在，且隨時效溫度增加，析出相數量增加。

Al-Li-Cu-Mg鋁合金高強度得益于固溶時效后不同強化相的析出。多數研究表明[8-10]，Al-Li-Cu-Mg合金中的Cu含量達到2%至5%(質量分數)時，固溶時效后析出相會以下列的方式進行析出：α過飽和固溶體→GP區+δ′相→T1相+δ′相+θ′相→T1相。為了更清楚地分析時效溫度對析出相的形狀、大小和分布的影響，圖4給出了時效溫度分別為150℃、165℃和180℃的SEM微觀形貌圖。

圖3 Al-Li-Cu-Mg合金不同時效溫度下的金相組織

圖4 Al-Li-Cu-Mg合金不同時效溫度下的SEM形貌

由圖4可見，Al-Li-Cu-Mg合金在三種時效溫度下均有大量的析出相產生，且析出相都沿軋制方向分布，既存在于晶內，又分布于晶界，且析出相的數量、形態和尺寸都存在明顯的差別。150℃下(圖4a)，析出相的形態主要以球狀為主，且有少量盤片狀結構。由圖2中的X射線衍射圖譜可知，150℃下出現了δ′相和T1的衍射峰，表明析出相以δ′相為主，并伴有少量的T1相。165℃下(圖4b)，析出相的形態主要以盤片狀結構為主，并有少量的球狀和板條狀結構。此外由X射線衍射圖(圖2)也可見，T1相對應的衍射峰強度急劇增加，δ′相衍射峰強度減弱，并出現了θ′相的衍射峰。表明析出相以T1相為主，并伴有少量的δ′相和板條狀θ′相。

當時效溫度增加到到180℃時(圖4c)，析出相的形態主要以盤片狀和板條狀結構為主，并有少量的球狀結構。由X射線衍射圖(圖2)可證實，析出相主要是T1相，僅有少量的δ′相和θ′相。以上分析表明，隨時效溫度增加，析出相由亞穩相δ′和θ′逐步轉變為T1相。這一相轉變過程勢必會對合金的力學性能產生重要的變化。

2.2 時效硬化行為

Al-Li-Cu-Mg鋁合金在510℃/90min固溶制度下，經不同時效溫度時效34h得到的維氏硬度如表2所示。

表2 Al-Li-Cu-Mg鋁合金的硬度 HV

由表2可見，合金經固溶淬火后，硬度顯著增加，這是因為固溶淬火后溶入基體中的溶質原子會引起晶格畸變，畸變所產生的應力場和位錯周圍的應力場發生相互作用，使合金元素的原子聚集到位錯附近，形成柯氏氣團，阻礙位錯運動，從而使合金硬度提高。此外，隨時效溫度升高，合金的硬度增加。沉淀強化是鋁鋰合金的主要強化機制，析出相種類、數量和尺寸受時效制度的影響較大，進而不同程度地影響合金的力學性能。結合前述的微觀組織演變可知，引起合金硬度變化的主要原因是，隨著時效溫度的改變，合金的析出相種類和數量都發生了變化。鋁鋰合金較低溫度時效的主要強化相為δ′相[8]。文獻[9]指出，鋁鋰合金人工時效初期，因δ′相引起的強化作用在110～150℃短時間時效即可造成合金發生軟化，極不穩定。隨著時效溫度的升高，T1相析出，在溫度高于165℃時，T1相析出的熱力學動力學門檻值越來越小，析出更加迅速。析出的T1相與δ′相對合金產生協同強化作用。此外，T1相與基體間的錯配度較小，具有良好的匹配性，這使得T1相在高溫下不易粗化，使其具有良好的力學性能。

3 結論

(1)對Al-Li-Cu-Mg合金在150～180℃時效34小時后產生的強化相主要有δ′相、T1相和θ′相。在150℃時析出大量δ′相和少量T1相；隨著時效溫度的升高，在165℃以上主要為大量T1相，少量θ′相和δ′相。

(2)硬度分析表明，隨時效溫度升高，硬度增加，時效溫度高于165℃時，T1相與δ′相對合金產生協同強化作用。