時效處理對2198 鋁鋰合金硬度及力學性能的影響

漆 誠，彭亮亮，呂 晨，吳莉華

（航空工業江西洪都航空工業集團有限責任公司，江西 南昌330000）

鋁合金具有優異的綜合性能、成熟的設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構材料[1]。鋁鋰合金因是理想的航空航天高質量結構材料和其優異的綜合性能而被廣泛應用于航空航天領域[2]。2198 鋁鋰合金是近年來發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點，在航空航天領域必將具有廣闊的應用前景。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′相會復合產生富Cu 相和富Mg 相，促進穩定的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定沉淀相和亞穩定雜質相。除產生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，構成提高變形抗力的共格應力場，合金強度開始增加，當GP 區極度彌散時，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，而且目前已經在討論使用該材料作為C919 蒙皮材料的可能性。然而，目前關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 態到人工時效的T83 態轉變后的力學性能及硬度變化等，找尋其綜合性能優異的區域，為確定該合金板材的最佳熱處理工藝提供參考依據。為該鋁鋰合金在C919 大飛機上更好的應用打下基礎。

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 空氣循環爐中進行，爐溫均勻性滿足±3℃，系統精度滿足±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 狀態下通過人工時效熱處理處理到T83 狀態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 試驗結果分析

T83 狀態的2198 鋁鋰合金較T3 狀態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，這種不穩定的固溶體會發生沉淀過程，這個過程隨著溫度的增加和時間的延長而加快或發展。鋁固溶體中銅元素富集的GP 區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 狀態中存在的GP 富銅區和低溫δ′相發生溶解，這就是導致合金在150℃時效0～6h 時產生硬度下降的原因。隨著人工時效溫度進一步提高，δ′相的體積分數和尺寸明顯減小，形成結構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構的針狀T1相[5]，該相作為δ'相的結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′相還未發生大量分解，T1相就已經大量出現且覆蓋了由于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過時效現象，導致合金發生再結晶，合金開始軟化。綜上分析，考慮到工廠生產的效率及節能環保的需求，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異的綜合性能。

3 結論

（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。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 后基本穩定。

（3）2198 鋁鋰合金時效的主要強化相是δ′相和T1相。