时效处理对挤压成型2195铝锂合金组织和力学性能的影响

王志文， 杨荣东， 黄元春， 李 辉

(1. 中南大学 轻合金研究院， 湖南 长沙 410083； 2. 西南铝业有限责任公司， 重庆 401326；3. 中南大学 机电工程学院， 湖南 长沙 410083)

铝锂合金作为一种可热处理强化的铝合金，由于其密度低、耐腐蚀性好、高低温综合力学性能好、疲劳裂纹扩展速率低等优点，在航空航天领域具有广阔的应用前景。作为自然界中密度最小的金属元素锂，在总体积不变的情况下，铝基体中的锂含量每增加1%，铝合金的弹性模量便会增加约6%，比弹性模量增加9%，质量减少3%。与普通铝合金相比，铝锂合金的生产工艺没有更高的制备技术要求，被认为是21世纪最具竞争力的航天航空材料之一[1-2]。

在2195铝锂合金中，多种合金元素的添加，使得基体中除α-Al基本粒子外，还存在大量的第二相粒子，根据这些第二相粒子形成条件以及对合金性能的影响，可以将这些第二相粒子分为金属间化合物、弥散相和沉淀相[3]。T1相作为δ′相的结晶核心形成复合强化，阻止并分散了平面滑移，从而起到合金强化作用。实际上，铝锂合金的成分比较复杂，在不同结晶条件和热处理冷却速度下所沉淀的相可有多种多样，不同的合金热处理制度，可以生成不同的稳定沉淀相和亚稳定杂质相[4]。本文采用透射电镜等手段研究了时效工艺对2195铝锂合金性能的影响，并对其析出相规律进行了讨论。

1 试验材料和方法

本试验所用材料为通过挤压成型得到的2195铝锂合金型材，挤压比为11∶1，试验取样均按照挤压方向取样。不同2195铝锂合金的成分会有所偏差，表1为本试验所用2195铝锂合金的化学成分。

表1 试验Al-Li合金的化学成分(质量分数，%)

从挤压成型后的型材上切取一段长锭坯，将其线切割为数块方形试样，尺寸为10 mm×5 mm×5 mm。将切割后的方形试样置于SX2-12-10箱炉中进行固溶，固溶制度为525 ℃×60 min，随后将其取出水淬，对水淬后的试样进行后续抛光和精磨处理，处理方向为挤压方向。

时效处理选择的箱炉为FN101-lS鼓风干燥箱，将固溶后的试样立刻放入已经升温至相应温度的干燥箱内，取出试样后空冷。固溶后试样分别在130、150、170、190 ℃下单级时效18 h，比较不同时效温度下合金的力学性能并确定最佳单级时效温度，在最佳单级时效温度下对2195铝锂合金挤压板材分别进行0～72 h的单级时效试验。

沿着挤压方向取室温拉伸试样，拉伸试样参数严格按照GB/T 228.1—2010《金属材料 拉伸试验 第1部分：室温试验方法》设计，使用线切割机按参数切取数块拉伸样，并使用砂纸打磨表面至光滑，室温拉伸试验在DDL100拉伸机上进行，拉伸速率为2 mm/min。待试样断裂后，测量其伸长率，拉伸试样如图1所示。

图1 拉伸样尺寸Fig.1 Dimensions of tensile specimen

显微组织观察在OLYMPOS-DSX500光学显微镜上进行，将试样切割成尺寸为10 mm×5 mm×5 mm的小块，随后依次使用600、1000、1500号砂纸水磨和800、1500号金相砂纸打磨挤压面至表面光滑，在表面无明显的划痕后将打磨好的试样使用抛光膏抛光，将试样轻轻放在抛光布上，利用离心抛光机抛光试样表面，约3 min后，使用洗洁精液冲洗试样表面并继续在干净的抛光布区域进行二次抛光。待试样表面抛至光亮后使用清水冲洗试样。于腐蚀液中浸泡2 min后取出洗净。随后使用吹风机吹干试样表面，再将试样置于OLYMPOS-DSX500光学显微镜上观察组织。扫描电镜试样的处理和金相试样相同，但不需要经过腐蚀处理。透射试样制备方法：将试样线切割为厚度约500 μm的薄片，随后使用800号的砂纸水磨薄片至厚度为60 μm，随后将薄片置于冲孔机，冲出直径约为φ3 mm的小圆片。使用成分为30%(体积分数，下同)硝酸和70%甲醇的电解双喷液电解双喷减薄，控制电解双喷减薄仪的电压为15～20 V。随后在Tecnai-F20型透射电镜上观察显微结构，加速电压为200 kV。

2 试验结果和分析

2.1 微观组织形貌

图2 固溶前后2195铝锂合金的显微组织(a，b)及[110]Al方向上的TEM图(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

图2(a，b)为2195铝锂合金挤压成型的初始型材的显微组织，可以看出，初始型材经挤压后沿轧制方向取向明显，且晶粒大小分布不均匀，这是因为材料的变形是其内部各晶粒变形的结果，所以各晶粒的变形与材料总体变形大体一致。在压力加工过程中材料发生塑性变形，晶粒沿着挤压方向被拉长，使晶界变得不规则，在低倍镜下晶粒变得模糊不清，难以通过晶界辨别晶粒，只能呈现出纤维状的条纹。晶粒在被拉长的同时也会导致晶粒之间发生不同程度的直接接触，并且晶粒位向呈现一定的有序化，这有利于增大导电率[5]。图2(c)为固溶前的2195铝锂合金在[110]Al方向上的微观组织，黑色部分可能为位错缠结，可以看出主要的强化析出相为T1相，但T1相和其他强化相在基体中的分布较为弥散，且总体占比较少，此时的合金并没有获得一个良好的强化效果，通过测量发现固溶前合金的抗拉强度、屈服强度分别是429 MPa和346 MPa，伸长率为7.2%。此时将挤压成型的合金固溶处理并直接水淬至过饱和固溶体，这一步是为了将第二相颗粒重新溶入至基体中，只留下少量尺寸较大的不溶第二相。图2(d)为2195铝锂合金经固溶处理后在[110]Al方向上的TEM图，可以看出，经过固溶处理后，第二相的数量和大小显著减少，已基本回溶至基体。

2.2 时效处理对拉伸性能的影响

图3为2195铝锂合金挤压后型材在525 ℃×60 min 固溶后经170 ℃人工时效的SEM图，可以看出，经过6 h时效后，第二相析出并不明显，大颗粒第二相可能是固溶过程中残留的Al-Cu-Fe相，细小第二相尚未充分析出，这是由于时效时间不足，Cu原子还没完全发生扩散，而导致第二相无法充分析出。随着时效时间增加到18 h，细小的第二相数量开始增加，此时可以在图3(b)中观察到弥散分布的颗粒状第二相，当时效时间增加到36 h和72 h，第二相析出变得更为明显，此时还出现了部分第二相长大的行为，粗大的第二相会对材料的力学性能造成不利影响。

图3 固溶态2195铝锂合金经170 ℃时效不同时间后的SEM图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

图4(a)为2195铝锂合金挤压型材经过525 ℃×60 min固溶后，在不同时效温度下时效18 h的力学性能。从图4可以看出，当时效温度升高后，合金的强度总体呈现先上升后下降的趋势，当试样在较高温度下时效时，固溶后的过饱和固溶体中空位以及空位团簇扩散速度加快，并迅速在表面、晶界、位错等缺陷处消失，从而晶内的过饱和空位浓度减小[6]。相比于低温时效，高温时效晶内空位、位错环、晶内的其他缺陷密度低，T1相等强化相会优先在晶界析出，而晶内强化相减少，因此高温时效晶界晶内强化相分布不均匀。

图4 2195铝锂合金在不同温度下时效18 h(a)和170 ℃下 时效不同时间(b)的力学性能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)

当采用低温时效时，空位扩散减慢，增大了晶内的位错密度，有利于T1相在晶内形核。T1相作为2195铝锂合金的主要强化相，其形成极大地影响了合金的强化效果，这也能解释当时效时间相同时，时效温度的升高会在一定情况下导致合金的力学性能出现下降。当时效温度过低，在新相形成时，基体内部的原子运动驱动力较少，所以时效时第二相析出较为缓慢。当合金在低温长时进行人工时效，晶内的T1相数量会增多，并有效改善晶界的强度。其中2195铝锂合金在130 ℃时效18 h时抗拉和屈服强度最低，分别为466 MPa和310 MPa，此时伸长率为16.4%，当时效温度提高，抗拉和屈服强度会继续增长，且在150 ℃时效18 h时获得最大伸长率19.6%，当在170 ℃时效18 h时，合金获得了最大抗拉和屈服强度，分别为576 MPa和563 MPa，此时的伸长率为6.4%，在190 ℃时效18 h时，抗拉强度、屈服强度、伸长率分别为503 MPa、505 MPa、4.5%，相比于170 ℃时效18 h，均出现了下降，因此，选择170 ℃为单级时效温度。

图4(b)为2195铝锂合金挤压型材经过525 ℃×60 min固溶后，在170 ℃时效温度下，从欠时效到过时效过程的力学性能曲线。可以看出，当时效时间延长后，2195铝锂合金挤压型材的抗拉和屈服强度呈现先增加后下降的趋势，在18 h的时效时间下合金力学性能获得第一个峰值，此时抗拉和屈服强度分别为576 MPa和563 MPa，当时效时间从18 h延长至30 h，合金抗拉和屈服强度下降至553 MPa和506 MPa。随着时效时间继续增加，合金在36 h的时效时间下达到峰时效，此时获得最大抗拉强度579 MPa，屈服强度为537 MPa。在达到峰时效后继续增加时效时间，合金抗拉强度及屈服强度呈现下降趋势，在72 h时效时间下分别为553 MPa和503 MPa。合金时效状态为欠时效时，伸长率随着时效时间增加而减小，在24 h的时效时间下，合金伸长率最低，仅为4.3%，在合金处于单级峰时效状态时，伸长率为5.5%。此后随着时效时间的增加，伸长率不断增加，在72 h的时效时间下，伸长率为9.2%。

2.3 时效过程中的析出相演变

图5 2195铝锂合金经170 ℃时效不同时间后的TEM图(a)6 h;(b)36 h;(a)72 h;(b)6 h对应的衍射斑点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

图5(a)为欠时效(170 ℃×6 h)状态下2195铝锂合金的TEM图，可以看出，沿(200)方向存在芒线，这种芒线的出现说明在时效的初期，基体中有GP区的存在[6]。GP区的成分介于基体和沉淀相之间，是一种在脱溶过程中由固溶体均匀成核形成的小而稳定的相。GP区形成的同时会形成一种亚稳态的过渡相，其成分接近于Al2Cu被称为θ″相，θ″相通常在GP区内优先形核生成θ′相，受Cu/Li含量比变化，θ′相的析出序列基本满足[7]：Cu/Li>4：α(Supersaturated solid solution， SSSS)→GP区→θ″→θ′。在[110]Al的入射方向内，T1相与θ′相的角度为125.3°，T1相之间的角度为109.4°[8]，从图5(a)可以看到大量交错存在的T1相，2195铝锂合金挤压型材在欠时效阶段T1相的宽度较小，仅有2个原子面间距。通过观察，可以发现球状析出相δ′大量存在且部分存在重叠，这是因为δ′相和铝基体完全共格，导致δ′相与铝基体之间的晶格畸变较小，在时效过程中生长较为容易[9]。由衍射斑点可以知道，该状态下的2195铝锂合金存在大尺寸的δ′/β′复合相，一般来说，δ′相会以多种形式存在，如弥散存在的δ′相或是其他复合结构相。作为其中一种复合结构相，δ′/β′复合相的形成原因是由于固溶过程中形成的β′相在时效过程中为δ′相提供非均匀形核的形核位点[10]。δ′/β′复合相会在形成时释放出自由空位，从而促进Cu原子的扩散，也在一定程度上促进GP区和T1相的形成[11]。

图5(b)为2195铝锂合金在峰时效(170 ℃×36 h)状态下[110]Al轴向的TEM图。2195铝锂合金基体中的析出相显著增加，主要为θ′、T1和δ′相，且T1相增加尤为显著，整体为交错排列，T1相长度较欠时效状态下明显增加，且分布弥散均匀。峰时效状态下的θ′相分布更加弥散，可以更为有效地阻碍位错运动，起到强化合金的效果。同时能发现GP区已基本消失，这是因为GP区是T1相和θ′相的早期形核区域[12]。随着时效行为的进行，T1相和θ′相会逐渐消耗GP区的Cu原子，导致在峰时效状态下，已经无法观察到GP区的存在。

图5(c)为2195铝锂合金在过时效(170 ℃×72 h)状态下[110]Al轴向的TEM图，T1相长度显著增加，δ′相数量减少，θ′相在数量减少的同时并部分发生粗化，这是因为时效刚开始时，较高的Li/Cu比促进δ′相和T1相形成，随着时效时间增加，与Li原子连接的空穴被释放，从而加速了Cu原子的扩散也导致了θ′相的生长和粗化[13]。从以上分析可以得出，2195铝锂合金在欠时效下的主要析出相为θ′相、T1相、以及δ′/β′相。在时效初期，基体中存在GP区及δ′/β′相，而随着时效时间的增加，基体中会出现大量的T1相以及针状的θ′相，其中θ′相的平均长度为30 nm，此时的合金在第二相的强化下已提高了一定的强度，当达到峰时效时，T1相数量明显增多，平均长度为200 nm左右。随着时效时间继续延长，过时效状态下，T1相和θ′相继续长大。综上所述，2195铝锂合金在170 ℃下从欠时效到过时效的单级人工时效析出相序列：过饱和固溶体→GP区+δ′/β′→T1+θ′+δ′→T1+θ′。

3 结论

本文对挤压成型的2195铝锂合金进行时效处理，并详细研究了不同时效处理工艺对挤压成型合金微观组织和力学性能的影响，主要结论如下：

1) 欠时效时，合金中析出相主要为球形δ′/β′复合相，并伴有GP区形成。随着时效时间的延长，T1相和θ′相不断析出，在峰时效附近，主要的析出相为θ′和δ′相，并伴随着T1相的长大，峰时效时T1相和θ′相是合金的主要强化相。过时效过程中，θ′相和T1相开始发生粗化，析出强化作用减弱。合金析出相的演化顺序为过饱和固溶体→ GP区+δ′/β′→T1+θ′+δ′→T1+θ′。

2) 在170 ℃时效不同保温时间下，随着时效时间的延长，合金的强度迅速增加，在36 h达到峰值，其最大抗拉强度为579 MPa，屈服强度为537 MPa，伸长率为5.5%；继续延长时效时间至72 h，合金的最大抗拉强度和屈服强度均有所下降，但伸长率有所提高，达到9.2%。在18 h时效时间不变的情况下，当时效温度由130 ℃升高到190 ℃时，合金的最大抗拉强度和屈服强度呈现先增大后降低的趋势，在170 ℃时，抗拉强度和屈服强度最高，分别为576 MPa 和563 MPa；伸长率也随着时效温度的升高，呈现先上升后下降的趋势，在150 ℃时具有最大的伸长率，为19.6%。

3) 挤压成型2195铝锂合金的最佳热处理工艺为525 ℃×60 min固溶+170 ℃×36 h人工时效。