梁文杰，潘清林，何運(yùn)斌

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

Al-Li系合金具有低密度、高比強(qiáng)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(gòu)件質(zhì)量減小10%～15%，剛度提高15%～20%，被認(rèn)為是21世紀(jì)航空航天工業(yè)最理想的輕質(zhì)高強(qiáng)結(jié)構(gòu)材料[1]。但Al-Li合金的塑性差、斷裂韌性低，尤其是短橫向強(qiáng)度較低，限制了其發(fā)展與應(yīng)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(jié)晶，而且能大幅度地提高 Al-Li合金的強(qiáng)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(jí)時(shí)效是改善 Al-Li系合金塑、韌性的熱處理方式之一。采用分級(jí)時(shí)效，可通過調(diào)整強(qiáng)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(jí)時(shí)效工藝對(duì)1420鋁鋰合金組織與性能的影響，結(jié)果表明分級(jí)時(shí)效處理可使1420鋁鋰合金中的強(qiáng)化相分布均勻、尺寸細(xì)小，顯著的提高合金的綜合力學(xué)性能。尹志民等[8]研究2091鋁鋰合金認(rèn)為，雙級(jí)時(shí)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(qiáng)塑性。然而，分級(jí)時(shí)效對(duì)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(shè)計(jì)實(shí)驗(yàn)方案，研究雙級(jí)時(shí)效對(duì)含Sc的Al-Cu-Li-Zr合金顯微組織與力學(xué)性能的影響，并對(duì)其影響機(jī)理進(jìn)行探討。

1 材料與實(shí)驗(yàn)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(hù)，水冷銅模激冷鑄造法制備了實(shí)驗(yàn)用 Al-3.5Cu-1.5Li-0.22(Sc+Zr)合金。合金鑄錠均勻化處理后經(jīng)熱軋、冷軋成2.5 mm厚的薄板，總變形量達(dá)到90%。之后沿軋向裁取拉伸試樣，試樣在鹽浴爐中經(jīng)530 ℃/60 min固溶處理后水淬，然后經(jīng)3.5%的預(yù)冷變形后進(jìn)行分級(jí)時(shí)效處理。分級(jí)時(shí)效工藝采用4因素3水平的正交實(shí)驗(yàn)法確定，各因素及水平如表1所示。

表1 正交實(shí)驗(yàn)各因素及水平Table 1 Factors and levels for orthogonal experiment

合金的室溫拉伸力學(xué)性能測(cè)試在 CSS?44100電子萬能材料實(shí)驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行，拉伸速度為1 mm/min。透射電鏡樣品經(jīng)機(jī)械預(yù)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(jìn)行。

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果

2.1 雙級(jí)時(shí)效工藝對(duì)合金拉伸性能的影響

合金的拉伸力學(xué)性能測(cè)試按上述因素水平采用L9(34)正交表進(jìn)行試驗(yàn)，試驗(yàn)結(jié)果見表2。對(duì)正交實(shí)驗(yàn)結(jié)果進(jìn)行極差分析，圖1所示為各性能指標(biāo)在每一水平下的平均值與試驗(yàn)因素之間的關(guān)系趨勢(shì)圖。

從圖1可以看出：抗拉強(qiáng)度σb和屈服強(qiáng)度σ0.2的變化趨勢(shì)是一致的；都是隨預(yù)時(shí)效溫度θ1、終時(shí)效時(shí)間t2的增加而增加，隨預(yù)時(shí)效時(shí)間t1的增加而下降，然而，卻隨終時(shí)效溫度θ2的增加而先升后降。伸長率δ的變化則是隨預(yù)時(shí)效溫度θ1、終時(shí)效時(shí)間t2和終時(shí)效溫度θ2的增加而下降，隨預(yù)時(shí)效時(shí)間t1的增加而先降后升。終時(shí)效溫度θ2變化所引起的強(qiáng)度變化幅度最大，而其他條件的變化影響較小，因此，終時(shí)效溫度θ2對(duì)合金強(qiáng)度的影響程度最大。而預(yù)時(shí)效溫度θ1和終時(shí)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(duì)這2個(gè)影響因素較敏感。

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

表2 正交試驗(yàn)表及試驗(yàn)結(jié)果Table 2 Form of orthogonal test and experimental results

表3 實(shí)驗(yàn)方差分析表Table 3 Variance analysis for experimental results

圖1 各性能指標(biāo)均值與試驗(yàn)因素之間的關(guān)系Fig.1 Relationship between factors and the mean of results

本文采用的正交實(shí)驗(yàn)法相當(dāng)于是抽取了一般網(wǎng)格法中的一些實(shí)驗(yàn)點(diǎn)進(jìn)行實(shí)驗(yàn)，從而最終優(yōu)化出來的最佳雙級(jí)時(shí)效工藝實(shí)驗(yàn)點(diǎn)可能并不正好是正交實(shí)驗(yàn)點(diǎn)，所以對(duì)于這些實(shí)驗(yàn)點(diǎn)要進(jìn)行驗(yàn)證實(shí)驗(yàn)，以確定最佳雙級(jí)時(shí)效工藝。同時(shí)，以單級(jí)時(shí)效工藝 160 ℃保溫 24 h(T8峰時(shí)效)作為對(duì)比工藝。對(duì)于各個(gè)性能指標(biāo)優(yōu)化出來的最佳雙級(jí)時(shí)效工藝的驗(yàn)證實(shí)驗(yàn)結(jié)果見表4。

從表4可以看出：根據(jù)不同性能指標(biāo)而制訂的最佳雙級(jí)時(shí)效工藝經(jīng)過驗(yàn)證實(shí)驗(yàn)證明均達(dá)到了目標(biāo)。比較表2和表4中各雙級(jí)時(shí)效態(tài)下的試驗(yàn)結(jié)果可知：合金綜合性能較好的雙級(jí)時(shí)效工藝為：120 ℃/2 h+160℃/24 h。在此條件下，合金的抗拉強(qiáng)度σb、屈服強(qiáng)度σ0.2和伸長率δ分別為551 MPa，517 MPa和7.2%，與 T8峰時(shí)效態(tài)相比，合金在強(qiáng)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(jí)時(shí)效驗(yàn)證結(jié)果Table 4 Verifying results of double-stage aging treatment

2.2 合金的拉伸斷口形貌

實(shí)驗(yàn)合金在雙級(jí)時(shí)效(110 ℃/6 h+150 ℃/16 h；120℃/2 h+160 ℃/24 h)和單級(jí)時(shí)效(160 ℃/24 h)條件下的拉伸斷口形貌見圖2。由圖2可知，雙級(jí)時(shí)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(jīng)110 ℃/6 h+150 ℃/16 h雙級(jí)時(shí)效后的斷口形貌比合金經(jīng)120 ℃/2 h+160 ℃/24 h雙級(jí)時(shí)效后的斷口形貌存在更多的細(xì)小韌窩，與合金經(jīng)110 ℃/6 h+150 ℃/16 h雙級(jí)時(shí)效后具有更好的塑性相對(duì)應(yīng)。而合金經(jīng)單級(jí)時(shí)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(shí)效態(tài)合金的拉伸斷口形貌Fig.2 Morphology of tensile fracture surface

2.3 雙級(jí)時(shí)效對(duì)合金顯微組織的影響

由圖3可以看出：實(shí)驗(yàn)合金的主要沉淀強(qiáng)化相為T1(Al2CuLi)相。雖然合金在不同時(shí)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(jí)時(shí)效態(tài)相比，合金經(jīng)雙級(jí)時(shí)效后，晶內(nèi)析出的T1相要相對(duì)細(xì)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(jīng)120 ℃/2 h+160 ℃/24 h雙級(jí)時(shí)效后析出的 T1相要比合金經(jīng) 110 ℃/6 h+150℃/16 h雙級(jí)時(shí)效后析出的T1相多且分布更加密集、均勻，這與合金經(jīng)120 ℃/2 h+160 ℃/24 h雙級(jí)時(shí)效后的高強(qiáng)度相對(duì)應(yīng)。2種雙級(jí)時(shí)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(fù)合粒子(圖3(b)，3(d)和3(e))。圖3(f)所示是這些魚眼狀復(fù)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(fù)合粒子為Al3(Sc，Zr)復(fù)合相，這些復(fù)合相并沒有隨時(shí)效狀態(tài)的改變而呈現(xiàn)出明顯的變化。

3 分析與討論

實(shí)驗(yàn)采用先低溫后高溫的雙級(jí)時(shí)效工藝，低溫時(shí)效的目的是形成大量的脫溶產(chǎn)物核心，因?yàn)榈蜏貢r(shí)過飽和度大，脫溶產(chǎn)物晶核尺寸小且極為彌散。在高溫時(shí)效階段則達(dá)到必要的脫溶程度以及得到理想尺寸的脫溶產(chǎn)物。與高溫一次時(shí)效相比，這種雙級(jí)時(shí)效可使脫溶產(chǎn)物密度更高且分布更均勻。

雙級(jí)時(shí)效對(duì)合金性能的影響主要是通過對(duì)δ′(Al3Li)和 T1(Al2CuLi)等強(qiáng)化相的影響來實(shí)現(xiàn)，δ′相粒子和T1相的尺寸、大小和分布情況與合金的強(qiáng)度和塑性直接相關(guān)[11]。在較低溫度預(yù)時(shí)效時(shí)形成的δ′相極為細(xì)小，隨后在較高溫度終時(shí)效時(shí)，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(yù)時(shí)效時(shí)，δ′相的析出消耗了大量的Li原子，與之相結(jié)合的空位因此得到釋放。所以，預(yù)時(shí)效后的晶內(nèi)空位濃度增加，為T1相的析出提供了更多的非均勻形核點(diǎn)。同時(shí)，晶內(nèi)的高空位濃度還為溶質(zhì)原子的擴(kuò)散提供了高擴(kuò)散通道，從而加快了T1相的析出速度?？瘴粷舛鹊脑黾舆€削弱了因“貧空位機(jī)制”而引起的無沉淀析出帶(PFZ)[12]，致使晶界平衡相數(shù)量減少，從而提高合金的強(qiáng)度和塑性。

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

隨著強(qiáng)化相δ′和T1尺寸和分布情況的變化，合金的強(qiáng)度和塑性也隨之改變，因此，決定這些相大小和分布的終時(shí)效溫度和時(shí)間就顯得更為重要。終時(shí)效溫度較低時(shí)，較細(xì)小的δ′相及數(shù)量不多的T1相不能對(duì)位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)構(gòu)成較強(qiáng)的阻礙，時(shí)效強(qiáng)化作用不明顯，合金表現(xiàn)為較低的強(qiáng)度和較高的塑性。終時(shí)效溫度升高，δ′相尺寸增大，T1相增多，使強(qiáng)化效果增大，伸長率下降。當(dāng)δ′和T1相具有合適的尺寸和數(shù)量分布時(shí)，合金強(qiáng)化效果達(dá)到峰值。此后，若繼續(xù)升高終時(shí)效溫度會(huì)造成δ′向T1相的轉(zhuǎn)化，使得δ′相減少，T1相數(shù)量增加且嚴(yán)重粗化并沿晶界分布，結(jié)果使合金的強(qiáng)度和塑性降低。

與 T8峰時(shí)效狀態(tài)的斷口相比，通過適當(dāng)?shù)碾p級(jí)時(shí)效工藝處理后，合金斷裂的最重要特點(diǎn)是分層斷口(圖2)。這種斷裂特征對(duì)合金的強(qiáng)度和塑性都有明顯的作用。首先，短橫向分層不僅不導(dǎo)致試樣斷裂，而將其分成為一系列平行主應(yīng)力的薄帶，大大減小了沿晶開裂的危害，同時(shí)，還將隨后的變形限制在相互獨(dú)立的薄帶中，宏觀上表現(xiàn)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(jìn)主裂紋擴(kuò)展，反而有阻礙作用，有益于合金強(qiáng)度和塑性，此效應(yīng)稱為“分層強(qiáng)化”。究其斷裂方式改變的原因，主要是通過適當(dāng)?shù)碾p級(jí)時(shí)效制度，使T1相的析出更加細(xì)化和彌散化(圖3)，增強(qiáng)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(duì)微觀形變的影響上講，其細(xì)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(jí)時(shí)效后，在合金中發(fā)現(xiàn)很多彌散析出的魚眼形復(fù)合相質(zhì)點(diǎn)(圖 3)，根據(jù) Berezina等[13]的研究，這些彌散的析出相對(duì)合金的強(qiáng)度和塑性都有很重要的貢獻(xiàn)。在Al-Li基合金中加入Sc后，由于Sc與空位結(jié)合能高[14]，與Li和空位結(jié)合能相近，一方面減少了Li原子和空位的結(jié)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(zhì)原子和空位的結(jié)合，抑制了溶質(zhì)原子向晶界的擴(kuò)散，抑制晶界粗大平衡相的析出，也提高合金的強(qiáng)塑性。微量Sc添加到合金中增加了其分解產(chǎn)物次生Al3Sc或Al3(Sc，Zr)相質(zhì)點(diǎn)的數(shù)量及彌散度，這些質(zhì)點(diǎn)與基體共格，非常細(xì)小，分布均勻，在加工變形過程中強(qiáng)烈釘扎位錯(cuò)和亞晶界，增加位錯(cuò)滑移時(shí)的臨界分切應(yīng)力，提高合金的強(qiáng)塑性，并使合金變形時(shí)更加均勻，改善合金的強(qiáng)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(qiáng)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(guān)系對(duì)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(xì)化和彌散化增強(qiáng)了抑制共面滑移的能力，有利于提高合金的塑性。

4 結(jié)論

(1) 通過正交設(shè)計(jì)實(shí)驗(yàn)，優(yōu)選出合金適宜的雙級(jí)時(shí)效工藝為120 ℃/2 h+160 ℃/24 h。與T8態(tài)單級(jí)峰值時(shí)效相比，經(jīng)過雙級(jí)時(shí)效處理后的合金在強(qiáng)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(qiáng)化相是T1相。雙級(jí)時(shí)效處理后，合金晶內(nèi)析出非常彌散均勻細(xì)小的針狀T1相，晶界處無平衡相析出。

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