時效處理對擠壓成型2195鋁鋰合金組織和力學性能的影響

王志文， 楊榮東， 黃元春， 李 輝

(1. 中南大學 輕合金研究院， 湖南 長沙 410083； 2. 西南鋁業(yè)有限責任公司， 重慶 401326；3. 中南大學 機電工程學院， 湖南 長沙 410083)

鋁鋰合金作為一種可熱處理強化的鋁合金，由于其密度低、耐腐蝕性好、高低溫綜合力學性能好、疲勞裂紋擴展速率低等優(yōu)點，在航空航天領域具有廣闊的應用前景。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)工藝沒有更高的制備技術要求，被認為是21世紀最具競爭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)晶核心形成復合強化，阻止并分散了平面滑移，從而起到合金強化作用。實際上，鋁鋰合金的成分比較復雜，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效工藝對2195鋁鋰合金性能的影響，并對其析出相規(guī)律進行了討論。

1 試驗材料和方法

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

表1 試驗Al-Li合金的化學成分(質(zhì)量分數(shù)，%)

從擠壓成型后的型材上切取一段長錠坯，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箱爐中進行固溶，固溶制度為525 ℃×60 min，隨后將其取出水淬，對水淬后的試樣進行后續(xù)拋光和精磨處理，處理方向為擠壓方向。

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

沿著擠壓方向取室溫拉伸試樣，拉伸試樣參數(shù)嚴格按照GB/T 228.1—2010《金屬材料 拉伸試驗 第1部分：室溫試驗方法》設計，使用線切割機按參數(shù)切取數(shù)塊拉伸樣，并使用砂紙打磨表面至光滑，室溫拉伸試驗在DDL100拉伸機上進行，拉伸速率為2 mm/min。待試樣斷裂后，測量其伸長率，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光學顯微鏡上進行，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號砂紙水磨和800、1500號金相砂紙打磨擠壓面至表面光滑，在表面無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。隨后使用吹風機吹干試樣表面，再將試樣置于OLYMPOS-DSX500光學顯微鏡上觀察組織。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號的砂紙水磨薄片至厚度為60 μm，隨后將薄片置于沖孔機，沖出直徑約為φ3 mm的小圓片。使用成分為30%(體積分數(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，加速電壓為200 kV。

2 試驗結(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，這是因為材料的變形是其內(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。在壓力加工過程中材料發(fā)生塑性變形，晶粒沿著擠壓方向被拉長，使晶界變得不規(guī)則，在低倍鏡下晶粒變得模糊不清，難以通過晶界辨別晶粒，只能呈現(xiàn)出纖維狀的條紋。晶粒在被拉長的同時也會導致晶粒之間發(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纏結(jié)，可以看出主要的強化析出相為T1相，但T1相和其他強化相在基體中的分布較為彌散，且總體占比較少，此時的合金并沒有獲得一個良好的強化效果，通過測量發(fā)現(xiàn)固溶前合金的抗拉強度、屈服強度分別是429 MPa和346 MPa，伸長率為7.2%。此時將擠壓成型的合金固溶處理并直接水淬至過飽和固溶體，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 時效處理對拉伸性能的影響

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

圖3 固溶態(tài)2195鋁鋰合金經(jīng)170 ℃時效不同時間后的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525 ℃×60 min固溶后，在不同時效溫度下時效18 h的力學性能。從圖4可以看出，當時效溫度升高后，合金的強度總體呈現(xiàn)先上升后下降的趨勢，當試樣在較高溫度下時效時，固溶后的過飽和固溶體中空位以及空位團簇擴散速度加快，并迅速在表面、晶界、位錯等缺陷處消失，從而晶內(nèi)的過飽和空位濃度減小[6]。相比于低溫時效，高溫時效晶內(nèi)空位、位錯環(huán)、晶內(nèi)的其他缺陷密度低，T1相等強化相會優(yōu)先在晶界析出，而晶內(nèi)強化相減少，因此高溫時效晶界晶內(nèi)強化相分布不均勻。

圖4 2195鋁鋰合金在不同溫度下時效18 h(a)和170 ℃下 時效不同時間(b)的力學性能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)

當采用低溫時效時，空位擴散減慢，增大了晶內(nèi)的位錯密度，有利于T1相在晶內(nèi)形核。T1相作為2195鋁鋰合金的主要強化相，其形成極大地影響了合金的強化效果，這也能解釋當時效時間相同時，時效溫度的升高會在一定情況下導致合金的力學性能出現(xiàn)下降。當時效溫度過低，在新相形成時，基體內(nèi)部的原子運動驅(qū)動力較少，所以時效時第二相析出較為緩慢。當合金在低溫長時進行人工時效，晶內(nèi)的T1相數(shù)量會增多，并有效改善晶界的強度。其中2195鋁鋰合金在130 ℃時效18 h時抗拉和屈服強度最低，分別為466 MPa和310 MPa，此時伸長率為16.4%，當時效溫度提高，抗拉和屈服強度會繼續(xù)增長，且在150 ℃時效18 h時獲得最大伸長率19.6%，當在170 ℃時效18 h時，合金獲得了最大抗拉和屈服強度，分別為576 MPa和563 MPa，此時的伸長率為6.4%，在190 ℃時效18 h時，抗拉強度、屈服強度、伸長率分別為503 MPa、505 MPa、4.5%，相比于170 ℃時效18 h，均出現(xiàn)了下降，因此，選擇170 ℃為單級時效溫度。

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

2.3 時效過程中的析出相演變

圖5 2195鋁鋰合金經(jīng)170 ℃時效不同時間后的TEM圖(a)6 h;(b)36 h;(a)72 h;(b)6 h對應的衍射斑點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)說明在時效的初期，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)形成的同時會形成一種亞穩(wěn)態(tài)的過渡相，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)可以看到大量交錯存在的T1相，2195鋁鋰合金擠壓型材在欠時效階段T1相的寬度較小，僅有2個原子面間距。通過觀察，可以發(fā)現(xiàn)球狀析出相δ′大量存在且部分存在重疊，這是因為δ′相和鋁基體完全共格，導致δ′相與鋁基體之間的晶格畸變較小，在時效過程中生長較為容易[9]。由衍射斑點可以知道，該狀態(tài)下的2195鋁鋰合金存在大尺寸的δ′/β′復合相，一般來說，δ′相會以多種形式存在，如彌散存在的δ′相或是其他復合結(jié)構相。作為其中一種復合結(jié)構相，δ′/β′復合相的形成原因是由于固溶過程中形成的β′相在時效過程中為δ′相提供非均勻形核的形核位點[10]。δ′/β′復合相會在形成時釋放出自由空位，從而促進Cu原子的擴散，也在一定程度上促進GP區(qū)和T1相的形成[11]。

圖5(b)為2195鋁鋰合金在峰時效(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，整體為交錯排列，T1相長度較欠時效狀態(tài)下明顯增加，且分布彌散均勻。峰時效狀態(tài)下的θ′相分布更加彌散，可以更為有效地阻礙位錯運動，起到強化合金的效果。同時能發(fā)現(xiàn)GP區(qū)已基本消失，這是因為GP區(qū)是T1相和θ′相的早期形核區(qū)域[12]。隨著時效行為的進行，T1相和θ′相會逐漸消耗GP區(qū)的Cu原子，導致在峰時效狀態(tài)下，已經(jīng)無法觀察到GP區(qū)的存在。

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

3 結(jié)論

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

1) 欠時效時，合金中析出相主要為球形δ′/β′復合相，并伴有GP區(qū)形成。隨著時效時間的延長，T1相和θ′相不斷析出，在峰時效附近，主要的析出相為θ′和δ′相，并伴隨著T1相的長大，峰時效時T1相和θ′相是合金的主要強化相。過時效過程中，θ′相和T1相開始發(fā)生粗化，析出強化作用減弱。合金析出相的演化順序為過飽和固溶體→ GP區(qū)+δ′/β′→T1+θ′+δ′→T1+θ′。

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