时效温度对铝锂合金组织及性能影响研究

赵 彤，张 罡，马鹏程，杜晓明

(1.沈阳理工大学 材料科学与工程学院，沈阳 110159；2.航天材料及工艺研究所，北京 100076)

铝锂合金凭借其优良的综合性能，已经成为了航空航天领域的支柱性材料。其主要应用于飞机蒙皮、框、腹板、梁、底板梁等位置。铝锂合金具备明显的减重效果，在承压缩应力、弯曲应力和扭转应力方面，铝锂合金能够表现出足够的强度以及足够的抗疲劳性能；同时，铝锂合金具有良好的成型性，传统的铝合金成型工艺、装备大部分也适用于铝锂合金[1-2]。在热处理过程中，时效温度、时效时间、预先变形程度以及预时效等因素都会对第二相的沉淀产生显著的影响，进而产生不同种类、不同形貌特征的沉淀相，并以此给铝合金的工艺性能、使用性能、力学性能带来显著影响。

在Al-Li-Cu-Mg系合金中，T1(Al2CuLi)和δ′(Al3Li)相是合金的主要强化相。T1相促使位错以绕过的形式通过δ′相，分散共面滑移，与δ′相共同对合金产生强化作用[3-4]。通过改变热处理制度，可以对合金的强化相进行相应的调控，除δ′和T1相外，还有G.P.区、θ′(Al2Cu)、T2(Al5Li3Cu)、S′(A12CuMg)等相大量析出[5]，这些析出相对材料的强化也起到了重要作用，也进一步增加了合金强化微观机制的研究难度。国内外一些学者研究了Al-Li-Cu-Mg合金沉淀析出和硬化行为。研究结果表明，固溶的Cu或Mg不会影响δ′相的一般特征[6]。但也有研究认为，Mg可降低Li在铝中的溶解度，并可溶入δ′，从而增加其体积分数[7]。因此有关T1和δ′相的形成与相互影响机制并不是很清楚。

因此本文重点研究新型Al-Li-Cu-Mg合金在时效过程中主要强化相T1和δ′相的形成及演变过程，为进一步改善铝锂合金的力学性能提供参考。

1 实验材料及方法

1.1 实验材料

试验选用的材料是由某公司提供的Al-Li-Cu-Mg合金热轧板坯，合金的原始状态为退火态，板坯厚度为20mm，合金的化学成分见表1。

表1 Al-Li-Cu-Mg系铝合金试样的化学成 wt %

1.2 实验方法

在垂直于板材轧制的方向截取试样，加工制成10mm×10mm×3mm试样。然后将试样放于空气炉中在510℃固溶处理90min后立即在室温下水淬，淬火转移时间控制在30s之内。在电热鼓风烘箱中，进行人工时效处理，分别在150℃、165℃和180℃下时效34小时后空冷。

将时效处理后的试样依次用400#、800#、1200#、2000#、4000#砂纸从粗磨到细磨与精磨，使样品表面没有划痕平滑亮洁，然后进行抛光，用keller腐蚀试剂(1.0mLHF+1.5mLHCL+2.5mLHNO3+95mLH2O混合溶液)腐蚀20s，在200TAM型倒置金相显微镜下进行金相观察。在TESCAN扫描电子显微镜下对其进行显微组织观察。利用日本理学Rigaku Ultima IV衍射仪(Cu Kα靶，加速电压40kV，电流40mA)鉴定析出相，探测器扫描范围为15°～100°，扫描步长为0.04°，速度为2°/min。在HVS-50数字式光学硬度计测量维氏硬度。每个样品表面测试五个点，施加载荷为9.8N，加载时间15s。

2 实验结果及讨论

2.1 显微组织

图1为合金原始态和固溶淬火后的显微组织对比。

图1 Al-Li-Cu-Mg合金的SEM图

由图1a可见，合金原始组织中存在大小不均匀的第二相，而经过510℃固溶淬火后的图1b，只有极少量的第二相尚未完全溶解。

图2为合金固溶后的X射线衍射图谱。

由图2可见，衍射峰全部为α(Al)基体峰，未发现其它第二相的存在。

图3为不同时效温度下试样的光学显微镜金相图。

图2 Al-Li-Cu-Mg合金的X射线衍射图

从图3中可见，三种时效温度下，晶粒沿轧制方向排列，保持板条状晶粒的特征，表明合金在时效过程中没有发生再结晶。但晶粒尺寸随着时效温度的升高而增加。三种时效温度下，在α(Al)基体中均有析出相存在，且随时效温度增加，析出相数量增加。

Al-Li-Cu-Mg铝合金高强度得益于固溶时效后不同强化相的析出。多数研究表明[8-10]，Al-Li-Cu-Mg合金中的Cu含量达到2%至5%(质量分数)时，固溶时效后析出相会以下列的方式进行析出：α过饱和固溶体→GP区+δ′相→T1相+δ′相+θ′相→T1相。为了更清楚地分析时效温度对析出相的形状、大小和分布的影响，图4给出了时效温度分别为150℃、165℃和180℃的SEM微观形貌图。

图3 Al-Li-Cu-Mg合金不同时效温度下的金相组织

图4 Al-Li-Cu-Mg合金不同时效温度下的SEM形貌

由图4可见，Al-Li-Cu-Mg合金在三种时效温度下均有大量的析出相产生，且析出相都沿轧制方向分布，既存在于晶内，又分布于晶界，且析出相的数量、形态和尺寸都存在明显的差别。150℃下(图4a)，析出相的形态主要以球状为主，且有少量盘片状结构。由图2中的X射线衍射图谱可知，150℃下出现了δ′相和T1的衍射峰，表明析出相以δ′相为主，并伴有少量的T1相。165℃下(图4b)，析出相的形态主要以盘片状结构为主，并有少量的球状和板条状结构。此外由X射线衍射图(图2)也可见，T1相对应的衍射峰强度急剧增加，δ′相衍射峰强度减弱，并出现了θ′相的衍射峰。表明析出相以T1相为主，并伴有少量的δ′相和板条状θ′相。

当时效温度增加到到180℃时(图4c)，析出相的形态主要以盘片状和板条状结构为主，并有少量的球状结构。由X射线衍射图(图2)可证实，析出相主要是T1相，仅有少量的δ′相和θ′相。以上分析表明，随时效温度增加，析出相由亚稳相δ′和θ′逐步转变为T1相。这一相转变过程势必会对合金的力学性能产生重要的变化。

2.2 时效硬化行为

Al-Li-Cu-Mg铝合金在510℃/90min固溶制度下，经不同时效温度时效34h得到的维氏硬度如表2所示。

表2 Al-Li-Cu-Mg铝合金的硬度 HV

由表2可见，合金经固溶淬火后，硬度显著增加，这是因为固溶淬火后溶入基体中的溶质原子会引起晶格畸变，畸变所产生的应力场和位错周围的应力场发生相互作用，使合金元素的原子聚集到位错附近，形成柯氏气团，阻碍位错运动，从而使合金硬度提高。此外，随时效温度升高，合金的硬度增加。沉淀强化是铝锂合金的主要强化机制，析出相种类、数量和尺寸受时效制度的影响较大，进而不同程度地影响合金的力学性能。结合前述的微观组织演变可知，引起合金硬度变化的主要原因是，随着时效温度的改变，合金的析出相种类和数量都发生了变化。铝锂合金较低温度时效的主要强化相为δ′相[8]。文献[9]指出，铝锂合金人工时效初期，因δ′相引起的强化作用在110～150℃短时间时效即可造成合金发生软化，极不稳定。随着时效温度的升高，T1相析出，在温度高于165℃时，T1相析出的热力学动力学门槛值越来越小，析出更加迅速。析出的T1相与δ′相对合金产生协同强化作用。此外，T1相与基体间的错配度较小，具有良好的匹配性，这使得T1相在高温下不易粗化，使其具有良好的力学性能。

3 结论

(1)对Al-Li-Cu-Mg合金在150～180℃时效34小时后产生的强化相主要有δ′相、T1相和θ′相。在150℃时析出大量δ′相和少量T1相；随着时效温度的升高，在165℃以上主要为大量T1相，少量θ′相和δ′相。

(2)硬度分析表明，随时效温度升高，硬度增加，时效温度高于165℃时，T1相与δ′相对合金产生协同强化作用。