雙級時效對含Sc的Al-Cu-Li-Zr合金組織與性能的影響

梁文杰，潘清林，何運斌

(1. 中南大學 化學與化工學院，湖南 長沙，410083；2. 中南大學 材料科學與工程學院，湖南 長沙，410083)

Al-Li系合金具有低密度、高比強度和高比剛度等優(yōu)良特性，用其取代常規(guī)的鋁合金，可使構件質量減小10%～15%，剛度提高15%～20%，被認為是21世紀航空航天工業(yè)最理想的輕質高強結構材料[1]。但Al-Li合金的塑性差、斷裂韌性低，尤其是短橫向強度較低，限制了其發(fā)展與應用。Sc既是稀土元素，又是3d型過渡族金屬，在鋁合金中兼具兩者的作用。將Sc加到Al-Li合金中不僅能改善合金鑄錠組織和抑制合金熱變形過程中的再結晶，而且能大幅度地提高 Al-Li合金的強度、塑韌性，改善合金焊接性能、抗蝕性能、輻照穩(wěn)定性和超塑性[2?6]，因此，開展含Sc鋁鋰合金的研究具有重要意義。分級時效是改善 Al-Li系合金塑、韌性的熱處理方式之一。采用分級時效，可通過調整強化相的分布而改善 Al-Li合金的性能。劉北興等[7]研究了分級時效工藝對1420鋁鋰合金組織與性能的影響，結果表明分級時效處理可使1420鋁鋰合金中的強化相分布均勻、尺寸細小，顯著的提高合金的綜合力學性能。尹志民等[8]研究2091鋁鋰合金認為，雙級時效能使晶界平衡相減小和晶界無沉淀析出帶變窄，從而改善合金的強塑性。然而，分級時效對含Sc的Al-Cu-Li-Zr合金組織與性能的影響，目前尚缺乏研究。在此，本文作者采用正交設計實驗方案，研究雙級時效對含Sc的Al-Cu-Li-Zr合金顯微組織與力學性能的影響，并對其影響機理進行探討。

1 材料與實驗方法

以純Al、純Li和Al-Cu，Al-Zr，Al-Sc中間合金為原料，采用活性熔劑和惰性氣體雙重保護，水冷銅模激冷鑄造法制備了實驗用 Al-3.5Cu-1.5Li-0.22(Sc+Zr)合金。合金鑄錠均勻化處理后經熱軋、冷軋成2.5 mm厚的薄板，總變形量達到90%。之后沿軋向裁取拉伸試樣，試樣在鹽浴爐中經530 ℃/60 min固溶處理后水淬，然后經3.5%的預冷變形后進行分級時效處理。分級時效工藝采用4因素3水平的正交實驗法確定，各因素及水平如表1所示。

表1 正交實驗各因素及水平Table 1 Factors and levels for orthogonal experiment

合金的室溫拉伸力學性能測試在 CSS?44100電子萬能材料實驗機上進行，拉伸速度為1 mm/min。透射電鏡樣品經機械預減薄后雙噴穿孔而成，電解液為硝酸+乙醇(體積比為 1:2)，溫度約為?20 ℃。顯微組織觀察在TECNAI G220分析電鏡上進行。

2 實驗結果

2.1 雙級時效工藝對合金拉伸性能的影響

合金的拉伸力學性能測試按上述因素水平采用L9(34)正交表進行試驗，試驗結果見表2。對正交實驗結果進行極差分析，圖1所示為各性能指標在每一水平下的平均值與試驗因素之間的關系趨勢圖。

從圖1可以看出：抗拉強度σb和屈服強度σ0.2的變化趨勢是一致的；都是隨預時效溫度θ1、終時效時間t2的增加而增加，隨預時效時間t1的增加而下降，然而，卻隨終時效溫度θ2的增加而先升后降。伸長率δ的變化則是隨預時效溫度θ1、終時效時間t2和終時效溫度θ2的增加而下降，隨預時效時間t1的增加而先降后升。終時效溫度θ2變化所引起的強度變化幅度最大，而其他條件的變化影響較小，因此，終時效溫度θ2對合金強度的影響程度最大。而預時效溫度θ1和終時效溫度θ2所引起的伸長率δ的變化幅度較大，說明伸長率δ對這2個影響因素較敏感。

以抗拉強度σb和伸長率δ為性能指標進行方差分析，采用常規(guī)方法，將偏差平方和中最小項近似地看作誤差估計，用來計算各因子列的F值，方差分析結果見表 3。對于各性能指標，目的是要使其達到最大值。因此，以各性能指標達到最大值作為判據，用方差分析和極差分析結果確定各性能指標的最佳工藝制度。以性能指標抗拉強度為例，表3所示結果表明：因素B對其有很大的顯著影響，因素A和因素C對其也有顯著影響，各因素的主次順序為(由主至次)B→A→C→D，結合極差分析，可確定最佳雙級時效工藝為A3B1C2D3。同理，可以對其他性能指標進行類似的分析。若以屈服強度為考察指標，則最佳雙級時效工藝為A3B1C2D3；若以伸長率為考察指標，則最佳雙級時效工藝為A1B3C1D1。

表2 正交試驗表及試驗結果Table 2 Form of orthogonal test and experimental results

表3 實驗方差分析表Table 3 Variance analysis for experimental results

圖1 各性能指標均值與試驗因素之間的關系Fig.1 Relationship between factors and the mean of results

本文采用的正交實驗法相當于是抽取了一般網格法中的一些實驗點進行實驗，從而最終優(yōu)化出來的最佳雙級時效工藝實驗點可能并不正好是正交實驗點，所以對于這些實驗點要進行驗證實驗，以確定最佳雙級時效工藝。同時，以單級時效工藝 160 ℃保溫 24 h(T8峰時效)作為對比工藝。對于各個性能指標優(yōu)化出來的最佳雙級時效工藝的驗證實驗結果見表4。

從表4可以看出：根據不同性能指標而制訂的最佳雙級時效工藝經過驗證實驗證明均達到了目標。比較表2和表4中各雙級時效態(tài)下的試驗結果可知：合金綜合性能較好的雙級時效工藝為：120 ℃/2 h+160℃/24 h。在此條件下，合金的抗拉強度σb、屈服強度σ0.2和伸長率δ分別為551 MPa，517 MPa和7.2%，與 T8峰時效態(tài)相比，合金在強度保持基本不變的情況下，其伸長率δ提高了近1.1%。

表4 雙級時效驗證結果Table 4 Verifying results of double-stage aging treatment

2.2 合金的拉伸斷口形貌

實驗合金在雙級時效(110 ℃/6 h+150 ℃/16 h；120℃/2 h+160 ℃/24 h)和單級時效(160 ℃/24 h)條件下的拉伸斷口形貌見圖2。由圖2可知，雙級時效態(tài)的斷口形貌為典型的層狀斷口(圖2(a)，2(b))，主要特征是有大量垂直主斷裂面的短橫向分層，斷裂方式為穿晶斷裂+短橫向沿晶分層開裂的混合型斷裂。比較圖2(a)和圖2(b)可知：合金經110 ℃/6 h+150 ℃/16 h雙級時效后的斷口形貌比合金經120 ℃/2 h+160 ℃/24 h雙級時效后的斷口形貌存在更多的細小韌窩，與合金經110 ℃/6 h+150 ℃/16 h雙級時效后具有更好的塑性相對應。而合金經單級時效后的斷口形貌無層狀特征，以等軸韌窩和卵形韌窩形貌為主(圖2(c))。

圖2 不同時效態(tài)合金的拉伸斷口形貌Fig.2 Morphology of tensile fracture surface

2.3 雙級時效對合金顯微組織的影響

由圖3可以看出：實驗合金的主要沉淀強化相為T1(Al2CuLi)相。雖然合金在不同時效制度下均有針狀的 T1相析出，但T1相的分布狀態(tài)及形貌是不同的。與單級時效態(tài)相比，合金經雙級時效后，晶內析出的T1相要相對細小且分布密度較高(圖3(a)，3(c)，3(e))。比較圖3(a)和圖3(c)，合金經120 ℃/2 h+160 ℃/24 h雙級時效后析出的 T1相要比合金經 110 ℃/6 h+150℃/16 h雙級時效后析出的T1相多且分布更加密集、均勻，這與合金經120 ℃/2 h+160 ℃/24 h雙級時效后的高強度相對應。2種雙級時效制度下，晶界處都無平衡相析出(圖3(b)和3(d))。

由圖3還可以看出：在合金中析出一種魚眼狀的復合粒子(圖3(b)，3(d)和3(e))。圖3(f)所示是這些魚眼狀復合粒子的放大照片。分析Al-Sc-Zr三元合金相圖[9]及參考本課題組以前的研究工作[10]可知：該復合粒子為Al3(Sc，Zr)復合相，這些復合相并沒有隨時效狀態(tài)的改變而呈現出明顯的變化。

3 分析與討論

實驗采用先低溫后高溫的雙級時效工藝，低溫時效的目的是形成大量的脫溶產物核心，因為低溫時過飽和度大，脫溶產物晶核尺寸小且極為彌散。在高溫時效階段則達到必要的脫溶程度以及得到理想尺寸的脫溶產物。與高溫一次時效相比，這種雙級時效可使脫溶產物密度更高且分布更均勻。

雙級時效對合金性能的影響主要是通過對δ′(Al3Li)和 T1(Al2CuLi)等強化相的影響來實現，δ′相粒子和T1相的尺寸、大小和分布情況與合金的強度和塑性直接相關[11]。在較低溫度預時效時形成的δ′相極為細小，隨后在較高溫度終時效時，部分小于臨界尺寸的δ′相微粒重新溶入基體，使基體具有較大的過飽和度，從而使較多的T1相析出。另外，由于預時效時，δ′相的析出消耗了大量的Li原子，與之相結合的空位因此得到釋放。所以，預時效后的晶內空位濃度增加，為T1相的析出提供了更多的非均勻形核點。同時，晶內的高空位濃度還為溶質原子的擴散提供了高擴散通道，從而加快了T1相的析出速度。空位濃度的增加還削弱了因“貧空位機制”而引起的無沉淀析出帶(PFZ)[12]，致使晶界平衡相數量減少，從而提高合金的強度和塑性。

圖3 不同時效條件下合金的TEM像Fig.3 TEM images of studied alloys under different ageing conditions

隨著強化相δ′和T1尺寸和分布情況的變化，合金的強度和塑性也隨之改變，因此，決定這些相大小和分布的終時效溫度和時間就顯得更為重要。終時效溫度較低時，較細小的δ′相及數量不多的T1相不能對位錯運動構成較強的阻礙，時效強化作用不明顯，合金表現為較低的強度和較高的塑性。終時效溫度升高，δ′相尺寸增大，T1相增多，使強化效果增大，伸長率下降。當δ′和T1相具有合適的尺寸和數量分布時，合金強化效果達到峰值。此后，若繼續(xù)升高終時效溫度會造成δ′向T1相的轉化，使得δ′相減少，T1相數量增加且嚴重粗化并沿晶界分布，結果使合金的強度和塑性降低。

與 T8峰時效狀態(tài)的斷口相比，通過適當的雙級時效工藝處理后，合金斷裂的最重要特點是分層斷口(圖2)。這種斷裂特征對合金的強度和塑性都有明顯的作用。首先，短橫向分層不僅不導致試樣斷裂，而將其分成為一系列平行主應力的薄帶，大大減小了沿晶開裂的危害，同時，還將隨后的變形限制在相互獨立的薄帶中，宏觀上表現為變形抗力增大。其次，短橫向分層垂直于主裂紋，不僅不促進主裂紋擴展，反而有阻礙作用，有益于合金強度和塑性，此效應稱為“分層強化”。究其斷裂方式改變的原因，主要是通過適當的雙級時效制度，使T1相的析出更加細化和彌散化(圖3)，增強了其抑制共面滑移的能力，有益于合金的塑性。從T1相本身對微觀形變的影響上講，其細化和尺寸差減少，有助于減輕微觀形變的不均勻的程度。

另外，雙級時效后，在合金中發(fā)現很多彌散析出的魚眼形復合相質點(圖 3)，根據 Berezina等[13]的研究，這些彌散的析出相對合金的強度和塑性都有很重要的貢獻。在Al-Li基合金中加入Sc后，由于Sc與空位結合能高[14]，與Li和空位結合能相近，一方面減少了Li原子和空位的結合，抑制了δ′相在基體中的析出或延緩δ′相生長。這有助于減少共面滑移，提高合金的塑性；另一方面減少了其他溶質原子和空位的結合，抑制了溶質原子向晶界的擴散，抑制晶界粗大平衡相的析出，也提高合金的強塑性。微量Sc添加到合金中增加了其分解產物次生Al3Sc或Al3(Sc，Zr)相質點的數量及彌散度，這些質點與基體共格，非常細小，分布均勻，在加工變形過程中強烈釘扎位錯和亞晶界，增加位錯滑移時的臨界分切應力，提高合金的強塑性，并使合金變形時更加均勻，改善合金的強塑性。此外，Al?Li基合金中析出的T1相和其他析出相相比，有最大的強化效果，但T1相密排面和密排方向均與基體平行[15]，這種晶體取向關系對分散共面滑移效果不大，并不能改善合金的塑性。微量 Sc加入合金中，延緩T1相的長大，T1相的細化和彌散化增強了抑制共面滑移的能力，有利于提高合金的塑性。

4 結論

(1) 通過正交設計實驗，優(yōu)選出合金適宜的雙級時效工藝為120 ℃/2 h+160 ℃/24 h。與T8態(tài)單級峰值時效相比，經過雙級時效處理后的合金在強度保持基本不降低的情況下，其伸長率δ提高了近1.1%。

(2) 合金的主要強化相是T1相。雙級時效處理后，合金晶內析出非常彌散均勻細小的針狀T1相，晶界處無平衡相析出。

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