重固溶−不同温度T8再时效2195铝锂合金的力学性能与显微组织演化

马云龙，李劲风，刘观日，刘丹阳，叶志豪，汪洁霞，郑子樵



重固溶−不同温度T8再时效2195铝锂合金的力学性能与显微组织演化

马云龙1，李劲风2，刘观日1，刘丹阳2，叶志豪2，汪洁霞2，郑子樵2

(1. 北京宇航系统工程研究所，北京 100076;2. 中南大学材料科学与工程学院，长沙 410083)

以5.2 mm厚度2195-T8铝锂合金为对象，进行重固溶、4.5%预变形后不同温度(145C~160℃)的T8再时效处理，研究其力学性能与晶内显微组织演化。结果表明：重固溶处理后的晶粒形态与原始2195-T8态晶粒形态一样，仍然保持为拉长的带状晶粒组织。重固溶并经4.5%预变形后，再采用适当的温度和时间进行T8时效处理，2195铝锂合金可以回复到原始T8态的显微组织和力学性能，即2195铝锂合金采用重固溶−T8再时效处理不会明显损害其力学性能。2195铝锂合金的晶内时效析出相包括1相(Al2CuLi)、′相(Al3Li)、′相(Al2Cu)及″相(Al2Cu)，其中优先析出相为1相；较低温度及较短时间时效可形成较多′相和″相；随着时效时间延长，1相生长，″相转化为′相并减少，′相消失；时效温度提高可促进该转变过程，加快铝锂合金的时效响应速度。

铝锂合金；重固溶；再时效；显微组织；力学性能

铝锂合金是航空航天最理想的结构材料，其发展大致可分为3个阶段，相应出现的铝锂合金产品也划分为三代[1−4]。20世纪90年代以来开发的第三代铝锂合金具有密度小、模量高、良好的强度−韧性平衡、优良的耐损伤性能、各向异性小、热稳定性好、耐腐蚀、加工成形性好等优点[4−6]，其中尤以低各向异性铝锂合金和高强可焊铝锂合金最引人注目。由于综合性能提高，第三代铝锂合金在航空及航天工业上已经获得广泛应用。

第三代铝锂合金在航天工业中最成功、最具有里程碑意义的应用是2195铝锂合金(美国)及1460铝锂合金(前苏联)在航天飞机外挂燃料贮箱和运载火箭上的应用。美国于1997年采用2l95铝锂合金代替22l9铝合金，制造了直径8.4 m、长47 m的航天飞机超轻外挂燃料外贮箱(Super Lightweight Tank, SLWT)，用于盛装低温燃料；在随后的20多年时间内，SLWT连续发射了43次直至航天飞机退役。按照NASA原计划，航天飞机退役后的航天工程“星座计划”中，战神(Ares)系列火箭(战神-Ⅰ、Ⅳ、Ⅴ)将成为执行美国空间探索的新型运输基础设施的重要单元。原设计战神-Ⅰ火箭上面级和芯级的液氢、液氧贮箱将全部采用2195铝锂合金制造[7−8]。

我国已经可以成熟进行2195铝锂合金的工业化生产，但一直没有进行应用。2195铝锂合金是一种时效强化型铝合金，主要通过固溶淬火处理、人工时效后析出的析出第二相进行强化。铝合金的时效析出与固溶是可逆过程，即铝合金中已经时效析出的第二相在高温时可以重新发生固溶，在随后的时效过程中又可再次析出。因此，对于时效强化型铝合金而言，如果由于时效处理制度不当而导致性能差异，应该可以采用这一可逆热处理(即重固溶、再时效)工艺进行性能的调整；或者由于加工过程的需要，已经时效硬化的铝合金需要先软化加工，之后再进行时效强化处理。

目前已有部分7XXX系铝合金重固溶再时效研究报道[9−12]。但这一重固溶再时效过程是否导致2195铝锂合金的性能损害，或2195铝锂合金能否进行重固溶−再时效处理，目前尚无文献报道。基于此，本文作者进行了2195-T8铝锂合金重固溶后，采用4.5%的预拉伸变形，之后再于不同温度(145~160 ℃)进行T8再时效处理，研究了其显微组织及力学性能。

1 实验

研究材料为2195-T8铝锂合金板材成品(已进行T8热处理，即505~510 ℃固溶处理、约4.5%预变形之后再于150 ℃时效)，其厚度为5.2 mm，合金成分经分析如表1所列。板材于508 ℃重新固溶处理50 min、冷水淬火后，再次经4.5%的预变形后，分别于145、152及160 ℃进行时效处理。时效前预变形为拉伸预变形，通过拉伸试验机，采用引伸计进行预变形量的控制。

表1 2195铝锂合金化学成分

重固溶−T8再时效2195铝锂合金的室温拉伸性能采用MTS 810材料试验机进行测试，拉伸速度为2 mm/min。拉伸测试样品平行段宽度12.5 mm，平行段长度为 50 mm。

分别进行原始T8态及重固溶−T8再时效处理后板材的金相组织观察。样品经打磨、抛光及阳极覆膜处理后，再采用Leica DMILM 金相显微镜进行观察。

原始T8态及重固溶−T8再时效处理后显微组织观察采用透射电镜(TEM)进行观察。TEM试样首先机械减薄至0.08 mm左右，而后采用双喷电解减薄仪制取。电解溶液为25%硝酸+75%甲醇(体积分数)混合溶液，采用液氮冷却至−20℃以下，工作电压为15~ 20 V，电流控制在80~95 mA。而后在Tecnai G220型TEM上进行观察，加速电压为200 kV。

2 实验结果

2.1 时效力学性能

图1所示为2195铝锂合金重固溶后不同温度再T8时效(4.5%预变形)的时效拉伸性能曲线。为评价其重固溶再时效行为，图1中同时绘出了原始2195-T8铝锂合金板材实测性能及ASM标准的最低性能。由图1可知，不同温度进行T8时效时，合金的时效响应速度明显不同；145 ℃时，时效响应速度最慢，约时效40 h左右，强度达到原始2195-T8铝锂合金实测性能；160 ℃时，时效响应速度最快，约时效20 h时，其测试强度即可达到原始2195-T8铝锂合金实测性能。152 ℃时，时效22 h时后其强度达到原始2195-T8铝锂合金实测性能。

另外，比较2195铝锂合金ASM标准，可以发现重固溶−T8再时效后2195铝锂合金的强度、伸长率均满足ASM标准的性能最低值。上述结果说明2195铝锂合金重固溶−T8再时效后的力学性能完全可以回复到原始T8态力学性能，即重固溶−T8再时效处理没有明显损害2195铝锂合金力学性能。

图1 2195铝锂合金重固溶−不同温度T8再时效(4.5%预变形)的时效拉伸性能曲线

2.2 显微组织

图2所示分别为原始2195-T8铝锂合金及重固溶处理后纵截面的金相照片，二者纵截面均表现为明显拉长的带状晶粒组织，且重固溶处理后晶粒长大程度很小。由于2195铝锂合金时效温度(152 ℃)远低于其固溶温度(505~510 ℃)，时效处理时不会对晶粒组织(包括晶粒尺寸、形态、织构等)产生影响。因此，上述金相观察表明重固溶处理基本没有改变原始2195-T8铝锂合金晶粒组织。

Al-Cu-Li系合金中时效析出的强化相比较多，可能的析出强化相包括1相(Al2CuLi)、′相(Al2Cu)、′相(Al3Li)。为方便通过衍射斑点确认第二相，图3直接给出文献中铝锂合金á100ñ及á112ñ入射方向的衍射斑图谱中第二相的对应斑点[13−14]。值得注意的是合金中′相形成过程中可能会先形成亚稳过渡相″相(或GPII区)，再转化成亚稳相q¢相。在衍射花样中″相表现为连续茫线(见图3(c))，与′相显示的不连续斑点不同(见图3(d))。

图2 2195铝锂合金纵截面金相照片

图3 铝锂合金衍射斑点示意图

图4所示为145 ℃进行T8再时效不同时间的衍射斑点及相应TEM暗场像。时效16 h时，á112ñ入射方向的存在非常明显的1相斑点，相应的暗场相中也发现较多的1相(见图4(a))。而á100ñ入射方向的衍射斑点中则可以发现比较明显的″相(Al2Cu)连续茫线和′相斑点，相应的暗场相中也发现较多垂直分布的″相和′相(见图4(b))。同时，á100ñ入射方向的衍射斑点中也可发现微弱的′相斑点，暗场像中则观察到′相(见图4(b)中白色虚线圆圈球状相)。当时效时间延长至34 h，在该温度(145 ℃)仍然处于欠时效阶段(见图1)，其1相尺寸略有增加(见图4(c))，同样存在比较多垂直分布的″相和′相(尺寸较小)，但″相明显含量降低；而且仍然可以发现′相，但其尺寸缩小(见图4(d))。当时效时间进一步延长至70 h(对应于峰时效)，1相数量增加(见图4(e))，另一个明显不同的是′相基本消失(见图4(f))；另外，″相的连续茫线转变为不连续分布的斑点，表明此时形成′相(而不是″相)，相应暗场像也可观察到比较粗大而且垂直分布的′相(见图4(f))。

图4 145 ℃时效不同时间的衍射斑及TEM暗场像

图5所示为152 ℃进行T8再时效不同时间时的衍射斑点图及相应TEM暗场像。时效16 h时，析出较多的1相(见图5(a))，同时á100ñ入射方向衍射斑表明有″相和′相形成，暗场像则观察到较多互相垂直″相和′相，同时没有出现′相(见图5(b))。当时效时间延长至34 h时，1相尺寸及分数增加(见图5(c))；而根据á100ñ入射方向衍射斑点分析，{100}面析出相以′相为主，″相基本消失(见图5(d))。当时效时间进一步延长至70 h，1相尺寸及分数进一步增加(见图5(e))；″相完全消失，′相尺寸有所长大但数量减少(衍射花样表现为不连续斑点)(见图5(f))。

图5 152 ℃时效不同时间的衍射斑及TEM暗场像

图6所示为160 ℃进行T8再时效不同时间时的衍射斑及相应TEM暗场像。15 h时效时，析出较多的1相(见图6(a))，同时形成较多的″相和′相，且没有观察到′相存在(见图6(b))；当时效时间延长至34 h，主要析出相为1相及′相，″相消失(见图6(c), (d))。时效时间进一步延长至60 h，1相粗化(见图6(e))；而′相部分粗化，部分尺寸减小，但总的分数减少(见图6(f))。

图6 160 ℃时效不同时间的衍射斑及TEM暗场像

图7所示为原始2195-T8铝锂合金衍射斑及TEM暗场像，合金主要第二相为1相(见图7(a))及′相(衍射花样表明应该为′相)。根据1相密度、′相衍射斑点及其分布与尺寸综合分析，可以发现原始2195-T8铝锂合金中时效析出相与152 ℃进行T8(4.5%预变形)再时效34 h(见图6(c), (d))的合金一致。即2195-T8铝锂合金重固溶处理后，采用合理的预变形、时效温度和时效时间组合进行T8再时效后，可以回复到原始T8态的显微组织，进而获得与原始T8态一致的力学性能。

图7 原始2195-T8铝锂合金衍射斑及TEM暗场像

3 分析与讨论

综上所述，2195-T8铝锂合金经重固溶-T8再时效处理后，可能的晶内时效析出相包括1相、′相、″相及′相，不同温度及时间时效后析出组成归纳如表2所列。较低温度(145 ℃)或较短时间时效时，在优先析出1相的同时，一个重要的特征是有″相、′相及′相析出；提高温度或延长时效时间，1相生长的同时消耗′相，′相消失，″相演变为′相并逐渐减少。而且，在相同温度时效至峰时效阶段后，合金析出相以1相和′相为主；随时效时间进一步延长，1相生长，部分′相粗化，但′相总分数降低。

对于Cu含量为2%~5%(质量分数) 的Al-Cu-Li系合金，时效析出顺序的过程大致如下[15]：过饱和固溶体→GP区+′相→1相+′相+(′相)→1相。有文献认为″相也是GP区，并定义为GPII区[13]。表2所列的时效析出相组成可以反应这一规律。低温(145 ℃)时效时，由于原子扩散速度更小，析出速率更低，因此16 h及34 h时效时可以观察到′相。较高温度(152 ℃、160 ℃)时效时，原子扩散速度增加，析出速率加快，′相在更短的时效时间内即已析出，并转化为1相而消失，因此152~160℃，16 h时效时较难观察到′相。

表2 重固溶- T8再时效(4.5%预变形)2195铝锂合金晶内时效析出相组成

另外，根据TEM观察，2195铝锂合金进行T8态时效处理时，1相为优先析出相，其时效析出速度明显快于′相和′相的，这与合金成分及时效前预变形有关。2195铝锂合金同时添加微合金元素Mg和Ag，Mg-Ag之间的具有很强的相互作用，淬火后及时效初期，可形成大量Ag-Mg原子团簇，促使Li和Cu原子不断向Ag-Mg原子团簇扩散，从而促进1相析 出[16−17]。时效前进行预变形，在基体中引入位错，对盘状1相和′相的形核析出均具有促进作用。但在Al-Cu-Li系合金中，存在1相和′相竞争析出关系，位错对1相形核具有更大的促进作用[18−19]，相应地对′相形核的促进作用减弱。上述两个因素导致T8态时效处理时2195铝锂合金中1相优先析出。

根据上述显微组织分析，在1相生长的同时，′相逐渐减少直至完全消失，而′相虽然存在且有部分′相粗化，但其总分数降低。由于1相组成元素包括Al、Cu、Li元素，其生长过程必须有Cu、Li元素不断提供。当合金中Cu、Li元素以第二相′相及′相形式析出后，1相继续生长则消耗′相及′相的Cu、Li元素[20]，从而导致′相消失，′相总分数降低。

可时效强化铝合金的力学性能主要由两部分决定，一方面是其晶粒组织形态，另一方面是时效强化相的类型与分布。由于原始固溶处理时形变储能释放，重固溶处理时不会发生新的再结晶晶粒形核过程；而且2195铝锂合金中微合金元素Zr形成弥散Al3Zr粒子，具有钉扎晶界、阻碍晶界迁移的作用[21]，因而在50 min重固溶时间内晶粒难以长大，导致重固溶处理后仍然保持为原始2195-T8铝锂合金的拉长带状晶粒组织。这种晶粒组织形态特征不变是重固溶-T8再时效后2195铝锂合金力学性能不降低的基础。另外，在晶粒形态特征不变的基础上，经适当预变形及时效温度和时效时间组合的T8再时效，可以控制合金中时效析出相的类型、分布与尺寸(如152 ℃，34 h)与原始T8态一致，从而回复到原始2195-T8铝锂合金的力学性能。

4 结论

1) 重固溶处理后的晶粒形态与原始2195-T8态晶粒形态一样，仍然保持为拉长的带状晶粒组织。

2) 2195铝锂合金时效阶段中的晶内时效析出相包括1相、′相、′相和″相，其中1相为优先析出相。较短时间时效，可形成较多′相和″相；时效时间延长，″相转化为′相，1相生长并消耗′相和′相。

3) 提高时效温度，可促进上述转变过程，加快铝锂合金的时效响应速度。

4) 重固溶处理后，经4.5%预变形，再采用适当时效温度和时效时间组合的T8再时效，可回复到原始T8态的显微组织，进而获得与原始T8态基本一致的力学性能，即2195-T8铝锂合金可以采用重固溶-T8再时效工艺进行处理。

[1] STARKER E A Jr. Aerospace materials for future technologies[J]. Journal of the Japan Institute of Light Metals, 2001, 51: 77−85.

[2] WARNER. Recently-developed aluminium solutions for aerospace applications[J]. Materials Science Forum, 2006, 519/521: 1271−1278.

[3] FRIDLYANDER I J. Aluminum alloys in aircraft in the periods of 1970-2000 and 2001-2015[J]. Metal Science and Heat Treatment, 2001, 43(1/2): 6−10.

[4] 郑子樵, 李劲风, 陈志国, 李红英, 李世晨, 谭澄宇. 铝锂合金的合金化与微观组织演化研究[J]. 中国有色金属学报, 2011, 21(10): 2337−2349. ZHENG Zi-qiao, LI Jin-feng, CHEN Zhi-guo, LI Hong-ying, LI Shi-chen, TAN Cheng-yu. Alloying and microstructural evolution of Al-Li alloys[J]. The Chinese Journal of Nonferrous Metals, 2011, 21(10): 2337−2349.

[5] RIOJIA R J, LIU J. The evolution of Al-Li base products for aerospace and space applications[J]. Metallurgical & Materials Transactions A, 2012, 43(9): 3325−3337.

[6] MORAN J P, BOVARD F S, CHRZAN J D, VANDENBURGH P. Corrosion performance of new generation Aluminum Lithium alloys for aerospace applications[C]// Proc 13th International Conference on Aluminum Alloys (ICAA13). USA: TMS, 2012: 425−430

[7] 李劲风, 郑子樵, 陈永来, 张绪虎. 铝锂合金及其在航天工业上的应用[J]. 宇航材料工艺, 2012, 42(1): 13−19. LI Jin-feng, ZHENG Zi-qiao, CHEN Yong-lai, ZHANG Xu-hu. Al-Li alloys and their application in aerospace industry[J]. Aerospace Materials and Technology, 2012, 42(1): 13−19.

[8] PRASAD N E, GOKHALE A A, WANHILL R J H. Aluminum-lithium alloys: Processing, properties and applications[M]. London: Butterworth-Heinemann, 2014: 525−528.

[9] 尚 勇, 李建康, 张立武. 重固溶再时效处理对7175铝合金组织和性能的影响[J]. 热加工工艺, 2005(5): 35−38. SHANG Yong, LI Jian-kang, ZHANG Li-wu. Effect of re-solution re-aging on microstructure and properties of 7175 aluminum alloy[J]. Hot Working Technology, 2005(5): 35−38.

[10] 李 海, 郑子樵, 王芝秀. 过时效−重固溶−再时效处理对7055铝合金组织与性能的影响[J]. 材料热处理学报, 2004, 25(3): 57−61. LI Hai, ZHENG Zi-qiao, WANG Zhi-xiu. Effect of over-ageing and re-solution and re-ageing treatment on microstructures and properties of 7055 Al alloy[J]. Transactions of Materials and Heat Treatment, 2004, 25(3): 57−61.

[11] 尚 勇, 张立武. 重固溶再双级时效处理对7175铝合金力学性能和微观组织的影响[J]. 固体火箭技术, 2006, 29(3): 225−228. SHANG Yong, ZHANG Li-wu. Effects of resolution and reaging treatment on mechanical properties and microstructure of 7175 aluminum alloy[J]. Journal of Solid Rocket Technology, 2006, 29(3): 225−228.

[12] 尚 勇, 张立武, 李建康. 重固溶再多级时效处理对7175铝合金组织和性能的影响[J]. 热加工工艺, 2005(7): 41−43. SHANG Yong, ZHANG Li-wu, LI Jian-kang. Effects of re-solution and re-aging on microstructural and mechanical properties 7175 aluminum[J]. Hot Working Technology, 2005(7): 41−43.

[13] WANG S C, STARINK M J. Precipitates and intermetallic phases in precipitation hardening Al-Cu-Mg-(Li) based alloys[J]. International Materials Reviews, 2005, 50(4): 193−215.

[14] WANG Z M, SHENOY R N. Microstructural characterization of aluminum-lithium alloys 1460 and 2195[R]. National Aeronautics and Space Administration, NASA/CR-1998- 206914.

[15] 陈秋妮, 郑子樵, 魏修宇, 李世晨, 王 哲. C47A 铝锂合金组织和性能的研究[J]. 稀有金属, 2008, 32(2): 129−134. CHEN Qiu-ni, ZHENG Zi-qiao, WEI Xiu-yu, LI Shi-chen, WANG Zhe. Microstructures and properties of C47A Al-Li alloy[J]. Chinese Journal of Rare Metals, 2008, 32(2):129−134.

[16] 罗先甫, 郑子樵, 钟继发, 张海锋, 钟 警, 李世晨, 李劲风. Mg、Ag、Zn多元微合金化对新型 Al­Cu­Li 合金时效行为的影响[J]. 中国有色金属学报, 2013, 23(7): 1833−1842. LUO Xian­fu, ZHENG Zi­qiao, ZHONG Ji­fa, ZHANG Hai­feng, ZHONG Jing, LI Shi­chen, LI Jin­feng. Effects of Mg, Ag and Zn multi-alloying on aging behavior of new Al-Cu-Li alloy[J]. The Chinese Journal of Nonferrous Metals, 2013, 23(7): 1883−1842.

[17] 王瑞琴, 郑子樵, 陈圆圆, 李世晨, 魏修宇. Ag, Mg合金化对Al-Cu-Li合金时效特性和显微组织的影响[J]. 稀有金属材料与工程, 2009, 38(4): 622−626. WANG Rui-qin, ZHENG Zi-qiao, CHEN Yuan-yuan, LI Shi-chen, WEI Xiu-yu. Effects of Ag, Mg micro-alloying on aging characteristics and microstructure of Al-Cu-Li alloy[J]. Rare Metal Materials and Engineering, 2009, 38(4): 622−626.

[18] 魏修宇, 郑子樵, 潘峥嵘, 陈圆圆, 李世晨, 陈秋妮. 预变形对2197铝锂合金显微组织和力学性能的影响[J]. 稀有金属材料与工程, 2008, 37(11): 1996−1999. WEI Xiu-yu, ZHENG Zi-qiao, PAN Zheng-rong, CHEN Yuan-yuan, LI Shi-chen, CHEN Qiu-ni. The role of plastic deformation on microstructure and mechanical properties of 2197 Al-Li alloy[J]. Rare Metal Materials and Engineering, 2008, 37(11): 1996−1999.

[19] GABLE B M, ZHU A W, CSONTOS A A, STARKER E A Jr. The role of plastic deformation on the competitive microstructural evolution and mechanical properties of a novel Al-Li-Cu-X alloy[J]. Journal of Light Metals, 2004(1): 1−14.

[20] HUANG B P, ZHENG Z Q. Precipitation kinetics of an Al-4.01Cu-1.11Li-0.39Mg-0.19Zr-0.11Ti alloy[J]. Scripta Materialia, 1998, 38(4): 611−616.

[21] TSIVOULAS D, PRANGNELL P B. The effect of Mn and Zr dispersoid-forming additions on recrystallization resistance in Al-Cu-Li AA2198 sheet[J]. Acta Materialia, 2014, 77: 1−16.

Microstructural evolution and mechanical properties of 2195 Al-Li alloy during T8 re-aging at various temperatures following re-solution

MA Yun-long1, LI Jin-feng2, LIU Guan-ri1, LIU Dan-yang2, YE Zhi-hao2, WANG Jie-xia2, ZHENG Zi-qiao2

(1. Beijing Institute of Aerospace Systems Engineering, Beijing 100076, China;2. School of Materials Science and Engineering, Central South University, Changsha 410083, China)

Based on 2195-T8 Al-Li alloy with 5.2 mm thickness, the mechanical properties and intragranular microstructural evolution during T8 (4.5% pre-deformation) re-aging at 145−160 ℃ after re-solution were investigated. The results show that the grain after re-solution still maintains as elongated pancake-like appearance, which is the same as that of original 2195-T8. The micro-structures and mechanical properties can recover to those of the original 2195-T8 Al-Li alloy through using appropriate T8 re-aging temperature and time. Re-solution and T8 re-aging treatment do not obviously damage 2195 Al-Li alloy mechanical property. The intragranular precipitates include1(Al2CuLi),′(Al3Li),′(Al2Cu) and″(Al2Cu), among which the preferential precipitates are1 phases. Re-aging at lower temperature or for shorter time, much more′ and″ precipitates are formed. With time extension,1 precipitates grow, but″ precipitates are transformed to′ precipitates, and′ precipitates disappear. As re-aging temperature is elevated, the transformation process is accelerated, and the aging response is promoted.

Al-Li alloy; re-solution; re-aging; microstructure; mechanical property

(编辑 王 超)

Project(2013AA032401) supported by the National High Research Development Program of China

2016-03-28; Accepted date:2016-08-31

MA Yun-long; Tel: +86-10-68382013; E-mail: i56567@sina.com

1004-0609(2017)-02-0234-09

TG146.2

A

国家高技术研究发展计划资助项目(2013AA032401)

2016-03-28；

2016-08-31

马云龙，高级工程师；电话：010-68382013；E-mail: i56567@sina.com