都昌兵,熊 純,官瑞春,江 茫,唐啟東,徐進軍

（1．空軍航空維修技術學院 航空機電設備維修學院，長沙 410124；2．中國石油管道壓縮機組維檢修中心，河北 廊坊065000）

輕質綜合性能優(yōu)良的鋁鋰合金能夠從材料自身和結構設計兩個方面對航空航天器材進行減重，已成為現(xiàn)代航空航天領域的理想材料[1-3]。在第三代鋁鋰合金 Al-Cu-Li-X（X 主要包含 Mg、Ag、Zn、Ti、Zr以及Mn等元素）的基礎上，我國通過調整合金成分，研發(fā)出第四代新型Al-Cu-Li-X系合金，如2A97、X2A66等[4-5]。Al-Cu-Li-X系合金是可時效強化合金，主要的強化相包括：δ′（Al3Li）、θ′（Al2Cu）和 T1（Al2CuLi）[3，6]。進行適宜的時效處理是Al-Cu-Li合金改善強塑性的關鍵手段，常見的時效處理主要包括單級、多級人工時效（T6）及預變形 + 人工時效（T8）等。與T6時效處理相比，T8時效可增大合金基體位錯密度，促進時效過程中強化相的均勻形核析出。

Gable等[7]指出T8時效處理能夠減小T1相的直徑和厚度并顯著增加析出密度，有益于提升合金約100 MPa的屈服強度。鄧燕君等[8]在研究Al-4.16Cu-1.15Li-X合金形變熱處理過程中析出相演變規(guī)律及力學性能變化時發(fā)現(xiàn)：T6時效處理后，試樣中的析出相以大尺寸的T1相和θ′相為主，而T8時效處理后，T1相的析出密度明顯增多，而θ′相的析出密度則減少。Rodgers等[6]研究不同預拉伸程度下T1相析出形態(tài)，并定量的分析T1相對2195鋁鋰合金力學性能生成的影響；隨著預拉伸量的增加，合金強度不斷增加，但伸長率逐漸下降；當預拉伸量增至15%時，試樣峰值時效態(tài)屈服強度可達到670 MPa，伸長率為7.5%；Tao等[9]在對Al-4Cu-1Li-0.3Mg 合金進行 2% 預變形 + 125 ℃/32 h的時效處理后，與125 ℃/32 h的人工時效相比，屈服、抗拉強度和伸長率分別提高 94 MPa、48 MPa和2.2%。Li等[10]對比研究三種不同峰值時效制度下Al-3.7Cu-1.5Li-X合金的性能變化，研究結果表明與單級、雙級人工時效相比，T8（6%預變形 +135 ℃/60 h）時效能夠在稍微降低伸長率的情況下獲得最高強度，且試樣中只發(fā)現(xiàn)T1強化相。程彬等[11]研究Al-3.81Cu-1.28Li-X時發(fā)現(xiàn)：無論是T6還是T8時效處理，峰值時效態(tài)試樣中的強化相均為T1相和θ′相，但T1相起主要的強化作用；預拉伸量控制在5%左右時，合金獲得最好的強塑性配比（抗拉強度為623.6 MPa，伸長率為10.2%）。綜上研究成果可知：不同合金成分以及時效制度處理導致鋁鋰合金中強化相的類型、尺寸以及析出密度情況不盡相同，時效析出行為的差異顯著影響合金的力學性能[12-13]。雖然時效前進行預變形處理有助于提升Al-Cu-Li-X合金力學性能已成為共識，但不同合金成分下的最佳預變形量也不盡相同。因此，有必要更加深入的探討新型X2A66合金在不同時效制度以及不同預拉伸量下，合金的時效析出行為與力學性能生成的關聯(lián)性。

本工作結合一系列的力學性能測試以及微觀組織觀察，研究時效前預拉伸處理對X2A66合金力學性能的影響；進一步研究不同預拉伸量（2.5%、5%和7.5%）對X2A66合金的時效析出特性與力學性能生成的影響規(guī)律，并對形變位錯強化與析出相強化進行定量分析；以期獲得能夠提升X2A66合金力學性能的熱處理方法并提供實驗參考和理論依據(jù)。

1 實驗材料及方法

采用Al-50Cu以及Al-10Li等中間合金和工業(yè)純 Al、Mg 等為原料，在 LiCl + LiF 熔劑的保護下在大氣環(huán)境中進行熔煉（熔煉溫度750 ℃左右）；待合金充分熔化后，進行扒渣處理并沖入C2Cl6在720 ℃ 下精煉 10 min，待充分靜置 30 min 后在氬氣的保護下將熔液（710 ℃）澆入已預先加熱至200 ℃左右的方形模具中，待熔液冷卻至室溫后獲得方形合金鑄錠；將方形鑄錠進行均勻化處理，再經(jīng)過切頭銑面機械去除后在460 ℃下保溫6 h；隨后在?400 mm × 1000 mm 二輥熱軋機上進行熱軋（每道次軋制量控制在30%左右）加工至4 mm，再冷軋至2 mm獲得本實驗用板材，其化學成分如表1所示。

表1 X2A66 合金的化學成分（質量分數(shù)/%）Table 1 Chemical composition of the X2A66 alloy （ mass fraction/%）

圖1 室溫拉伸樣品尺寸示意圖Fig.1 Size diagram of the tensile specimen at room temperature

沿實驗板材的軋制方向切取如圖1所示的標準室溫拉伸試樣，試樣經(jīng)510 ℃/1 h固溶處理后淬火至室溫（淬火轉移時間少于 5 s），隨后在DDL100電子萬能材料試驗機上進行不同變形量（0%、2.5%、5%、7.5%）的預拉伸處理（借助引伸計精確控制變形量），所有預拉伸后的試樣都在155 ℃下進行不同時間的時效處理，并分別簡稱為AA（0%）、P1（2.5%）、P2（5%）和 P3（7.5%）。

通過維氏硬度和室溫拉伸實驗來評估時效處理對X2A66合金力學性能的影響。在顯微維氏硬度HV-1000A儀上進行硬度測試，實驗所用載荷為1 kg、加載時間為 10 s，所得硬度值為最少 5 個測試值的平均值。在DDL100電子萬能材料試驗機進行室溫拉伸試驗，拉伸速率為2 mm/min。采用MA10掃描電子顯微鏡（SEM）對拉伸試樣斷口進行觀察。透射電鏡樣品用砂紙精磨至約為80 μm，并借助沖孔器沖壓成直徑約為3 mm的小圓片。隨后采用MTP-1A型雙噴電解減薄儀對小圓片進行減薄、穿孔處理，實驗過程中電解溶液配比為30%HNO3+ 70%CH3OH，實驗溫度在–20 ℃ 以下，實驗電壓設置為10～20 V。最后，用TECNAIG20型透射電鏡（TEM）對制備好的標準試片進行透射電子顯微分析，實驗過程各階段示意圖如圖2所示。

圖2 實驗過程各階段示意圖Fig.2 Schematic diagram showing treatment procedures of different stages during experimental process

2 實驗結果

2.1 時效動力學

圖3所示為固溶態(tài)X2A66合金經(jīng)不同變形量（0%、2.5%、5%、7.5%）的預拉伸后，在 155 ℃時效溫度下，測試不同時效時間樣品的硬度值繪制而成的時效硬化曲線。由圖3可以看出，固溶態(tài)樣品經(jīng)預拉伸后，隨著變形量的增加，初始硬度值不斷增加；經(jīng)2.5%、5%、7.5%預變形后，合金初始硬度值從81.9HV分別提高至96.8HV、107.5HV、125.9HV，應變強化效果明顯。時效開始后，4種制度下的試樣都呈現(xiàn)出明顯的時效硬化效應。隨著時效時間的增加，AA試樣硬度值逐漸增加，在48 h附近硬度達到峰值（193.2HV）。與 AA相比，P1、P2、P3的時效響應速率明顯加快，都在28 h左右達到峰值且硬度值也依次升高，分別為195.5HV、201.7HV、202.8HV，所有試樣在到達峰值硬度后均在一定時間（60 h）內保持穩(wěn)定。時效動力學以及峰值硬度的差異與時效過程中析出的強化相種類、密度、尺寸等變化有關。

圖3 合金在四種不同時效制度下的時效硬度曲線Fig.3 Age hardening curves of the alloy four different aging treatment conditions

根據(jù)圖3所示的硬化曲線結果，分別選取四種時效制度下峰值態(tài)的試樣進行室溫拉伸力學性能測試。除特別說明外，以下文章中的AA、P1、P2和P3均指四種時效制度下的時效峰值狀態(tài)。

2.2 力學性能測試

根據(jù)時效硬化曲線結果，分別選取各時效制度下峰值態(tài)試樣進行室溫拉伸力學性能測試，其測試結果以及對應的應力應變曲線如圖4所示。由圖4（a）可知，不同時效制度處理合金試樣的強度（抗拉強度和屈服強度）與峰值硬度變化規(guī)律基本一致。值得注意的是，P1、P2和P3試樣的強度要明顯高于人工時效處理合金試樣（AA），說明預變形處理確實有利于提升X2A66合金的力學性能。AA處理后試樣的屈服強度、抗拉強度以及伸長率分別為 566 MPa、597 MPa以及 10.9%。與 AA 相比，時效前進行2.5%預拉伸處理（P1），合金屈服強度只提升了9 MPa，增量不多；預拉伸量增加至5% 時（P2），屈服強度增加 27 MPa，抗拉強度增加14 MPa且伸長率（10.7%）幾乎沒有降低；預拉伸量進一步增加到7.5%時，屈服強度增加32 MPa，抗拉強度增加12 MPa，但伸長率下降至9.3%。

圖4 四種不同時效制度下室溫拉伸測試結果 （a）力學性能；（b）應力應變曲線Fig.4 Tensile test results of the studied alloy under four different aging conditions （a）mechanical properties；（b）stress strain curve

從實驗結果可知，預拉伸處理提升屈服強度較抗拉強度更為明顯，且變形量對合金力學性能生成具有一定的影響。其中，5%的預拉伸對于優(yōu)化合金強度和伸長率的匹配效果最佳。

對四種不同時效制度下的拉伸試樣斷口進行SEM分析，其典型拉伸斷口形貌如圖5所示。由圖5可知，所有試樣斷口中均呈現(xiàn)出韌窩、穿晶以及沿晶斷裂等特征，但三者比例不盡相同。AA處理試樣斷口中存在較多的深淺不一的韌窩同時也有沿晶斷裂現(xiàn)象，如圖5（a）所示。對比圖5（a）、（b）、（c）可知，AA、P1以及 P2三者斷口形貌較為相似，韌窩分布區(qū)域廣、數(shù)量多且韌窩較深，其斷裂模式為典型韌性斷裂模式，具有更高的斷后伸長率。圖5（d）所示為P3處理試樣斷口形貌圖，與AA相比，P3斷口試樣中的韌窩數(shù)量明顯減少、斷口處有明顯的分層特性，沿晶斷裂特征更加明顯且比重加大，呈現(xiàn)出典型的準解理性斷裂。

2.3 透射組織觀察

圖5 四種不同時效制度下室溫拉伸斷口 （a）AA；（b）P1；（c）P2；（d）P3Fig.5 Tensile fracture images of the alloy four different aging conditions （a）AA；（b）P1；（c）P2；（d）P3

根據(jù)文獻[3，14]的報道，圖 6為 Al-Cu-Li合金在[110]Al方向上的衍射斑點校準示意圖。T1相具有六方晶格結構，其晶格常數(shù)為 a = 0.4965 nm，c = 0.9345 nm，慣析面為{111}面。在 [110]Al方向上，T1相的兩個變體偏離晶帶軸，從而在衍射花樣中的1/3<220>Al和2/3<220>Al菱形長對角線處產生斑點（圖6中紅色的圓點），其余兩個變體與晶帶軸平行組成菱形的四條芒線（如圖6中紅色的實線），需要指出的是T1相實際上為盤片狀但在透射電鏡下[110]Al方向下顯示為針狀。θ′相為正方晶格結構，晶格常數(shù) a = 0.404 nm，c = 0.58 nm，慣析面為{100}面。θ′相剛好位于正交立方軸上，所以以衍射花樣<200>Al方向中的菱形短對角邊芒線的形式出現(xiàn)（圖6中綠色的虛線）。δ′相為L12結構球狀相，晶格常數(shù) a = 0.4304～0.4308 nm，與基體共格，以選區(qū)電子衍射斑中1/2<220>處的衍射斑點出現(xiàn)（如圖6中藍色的圓點）。

圖6 [110]Al軸 T1，θ′，δ′析出相的透射電子衍射斑點示意圖Fig.6 Schematic electron diffraction patterns showing T1，θ′，δ′ precipitates reflections and typical double diffraction relative to the aluminum matrix in the incidence direction [110]Al

圖7所示為時效處理后試樣在透射電鏡下[110]Al方向下的 TEM 暗場像（dark field，DF）照片及TEM選區(qū)衍射譜（如圖中右上角所示）。為更加清楚的了解T1相的析出密度和尺寸分布，采用Image J軟件對不同區(qū)域的多張TEM圖片進行統(tǒng)計，其結果如圖8所示。通過觀察圖7右上角TEM選區(qū)衍射譜可知，AA處理試樣中主要的強化相有 T1和 δ′相（與文獻 [5，15]結果一致）；與AA相比，P1處理后試樣中主要的強化相也是T1和 δ′相，但 δ′相斑點較 AA 試樣更弱，說明 δ′相的析出量較少。而P2、P3處理試樣中只有清晰的T1相衍射條紋顯示，且沒有發(fā)現(xiàn)明顯的δ′相衍射斑點。

結合圖7所示的TEM暗場像照片和圖8所示的統(tǒng)計結果可知，AA處理試樣中有大量針狀的直徑尺寸分布在10~90 nm的T1相析出，且存在一定區(qū)域的無沉淀析出區(qū)（none precipitation zone），說明析出相分布不夠均勻且析出密度不高（204.1 個/μm2）。與AA相比，P1處理后試樣中的T1析出數(shù)量增多（287.9 個/μm2），無沉淀析出區(qū)范圍減小，如圖7（b）所示。預變形量至5%時（P2），合金中幾乎不存在無沉淀析出區(qū)，T1相的析出密度也增加至 324.5 個/μm2，特別是直徑為 10～39 nm 的小尺寸T1相顯著增加，占比高達73.6%。與P2相比，預拉伸量提升至7.5%時（P3），合金中T1相的析出密度進一步增加至 343.8 個/μm2，小尺寸 T1相的占比也提升至75.3%，說明T1相尺寸更加細小且分布均勻。由圖8（b）可知，隨預拉伸量的增加，合金T1相的平均直徑逐漸減小，析出密度逐漸增加。說明時效前進行預拉伸處理能夠促進T1相在晶內高密度均勻細小析出。

圖8 四種不同時效制度下T1相相關參數(shù)的統(tǒng)計結果 （a）直徑分布圖；（b）析出密度和平均直徑Fig.8 Statistical results of T1 precipitate correlation parameters under four aging conditions （a）evolution of the diameter distribution of T1 precipitate；（b）statistical results of precipitation density and average diameter of T1 precipitate

3 討論與分析

上述研究結果表明，X2A66合金的強度與其時效析出相的組成密切相關，而析出相的強化效果取決于析出相的類型、尺寸、形貌和數(shù)密度等。Al-Cu-Li合金的主要時效析出強化相包括T1、θ′和δ′相。T1相和θ′相都與基體為非共格關系，所需的形核功較大，為減少形核功極易在晶體缺陷處析出，以便減小形核析出所需的界面自由能[16-17]。T1相和θ′相的界面能相似，T1相的體積自由能則大于θ′相；雖然T1相和θ′相的剪切應變相似，但T1相的剪切應變位于（111）Al[112]Al，而 θ′相的剪切應變位于（001）Al[100]Al。由于 T1相的剪切應變位于鋁基體位錯的柏氏矢量所在的（111）Al晶面，因此，T1相較θ′相更容易在位錯上優(yōu)先形核析出。T1相的持續(xù)析出勢必消耗基體中的溶質Cu原子，又進一步限制θ′相的形核析出[3]。具有L12結構的球狀 δ'相與基體幾乎共格，且 δ'相界面能很小（0.014 個J/m2），但與空位和Li原子的結合能卻較高（0.26 eV），在淬火和時效初期就能夠彌散析出。所以，在AA處理試樣中只有T1和δ'相。預變形處理能夠在基體內引入大量位錯，位錯可以作為Cu、Li原子快速擴散區(qū)域為T1相的快速析出創(chuàng)造優(yōu)異條件[16]。所以，預變形處理后試樣的T1相析出密度不斷增加。預拉伸為2.5%時（P1），引入的位錯為T1相析出提供更多的形核質點但析出密度增加量不多，基體中Li原子的過飽和度仍足以維持δ'生長。所以P1試樣中還有少量的δ'相存在。當預拉伸量增加至5%、7.5%時，T1相的高密度析出消耗大量 Li，有效的抑制δ′析出和生長，所以P2和P3試樣中幾乎沒有δ′相，只有T1相[10]，這與圖7所觀察到的實驗結果相吻合。

在基體{111}面上析出的片狀粒子形成的臨界分切應力增量Δτ總是大于{100}面上析出的球狀粒子，故T1相的強化效果明顯高于δ′相；且T1相的析出密度遠高于δ′，所以合金主強化相為T1相。T1相的高密度析出減小了析出相間的距離，從而縮短溶質原子的擴散路徑并加速溶質溶解降低了基體溶質過飽和度，最終減小了T1相直徑，這與圖8所示的統(tǒng)計結果相一致。在室溫拉伸過程中，在T1相的周圍產生應力場，從而加大位錯移動所需的臨界切應力。T1相的致密析出，增大了位錯的線張力，使位錯移動越困難；因此，需要較大的拉應力才會使合金發(fā)生屈服變形，從而能夠有效的提高合金的屈服強度。根據(jù)Rodgers等[6]的研究成果，經(jīng)預拉伸處理的時效態(tài)鋁鋰合金的屈服強度σy可以簡化為式（1）：

式中：σy是合金的屈服強度；M是Taylor因子；τB是基礎強度（恒定的剪切強度和固溶強化的綜合結果）；τs和τp分別是形變位錯強化和T1相析出強化的強度。需要指出的是：第二相的析出會消耗基體中的溶質原子，但大量的Cu原子在時效后仍然存在于基體中，所以在時效過程中本文假定合金基礎強度保持不變。預拉伸處理后試樣基體中將引入大量位錯，產生明顯的應變強化（見圖3所示的初始硬度值），前期研究結果表明預拉伸處理后試樣在155 ℃的時效溫度下幾乎沒有發(fā)生靜態(tài)回復，可以認為在峰值時效態(tài)合金中，位錯強化導致的屈服強度增量都將大部分保留。將固溶態(tài)試樣進行預拉伸處理后，取下變形后試樣在常溫下靜置10 min后進行室溫拉伸測試，固溶態(tài)試樣、2.5%、5%以及7.5%預拉伸后試樣屈服強度分別為176 MPa、305 MPa、363 MPa和 422 MPa。在此基礎上，預拉伸后試樣進行峰值時效處理后，屈服強度的增加可認為是T1相的析出強化所致。圖9所示為四種不同時效處理峰值時效態(tài)合金的主要強化機制的分布圖。由圖9可知，隨著預拉伸量的增加，形變位錯強化效果明顯增大，而T1相的析出強化效果逐漸減小。

圖9 不同時效制度下X2A66合金的屈服強度組成分布Fig.9 The main components distribution to the yield strength of X2A66 alloy under different aging systems

Rodgers[6]和Dorin等[18]根據(jù)T1相與位錯的交互作用機制，在假設T1相體積分數(shù)一定時（合金成分一定時，峰值時效態(tài)試樣的析出相體積分數(shù)為定值。）建立了T1相的析出密度和尺寸與析出強化（?τ）之間的函數(shù)關系：

式中：D為盤片狀T1相的直徑；N為T1相的數(shù)密度；t為T1相厚度。由上述公式可知，D和N皆與強度成正比關系，t與強度成反比。其中D對第二相強度的影響最大，當D減小時將導致T1相的強化效果降低。圖10（a）為AA處理后T1相高分辨TEM 圖，圖 10（b）為 P2 試樣。用 Image J軟件對T1相厚度進行測量，不同時效處理后T1相都約為1.86 nm，說明預拉伸處理不明顯改變T1相厚度。將圖8（b）所測的T1相直徑和析出密度代入公式（2）計算可知：AA、P1、P2和P3處理后試樣的析出強化?τ值依次減小，這與圖 9所測的結果相吻合。

圖10 T1 相高分辨圖 （a）AA；（b）P2Fig.10 HRTEM images of the T1 precipitates （a）AA；（b）P2

圖11 不同時效制度下處理后試樣的晶界 TEM 圖 （a）AA；（b）P1；（c）P2；（d）P3Fig.11 TEM images of the specimens treated under four different ageing systems （a）AA；（b）P1；（c）P2；（d）P3

此外，合金的力學性能與晶界的析出行為有關，特別是沿晶界無沉淀帶（PFZ）。圖11為不同時效處理制度下試樣的晶界TEM圖。在拉伸過程中，PFZ容易產生應力集中，過早的引起合金發(fā)生沿晶的脆性斷裂，所以有PFZ的AA和P1試樣的強度都不高（如圖 11（a）、（b）所示）；而 P2處理在基體引入位錯為T1相在基體內析出提供了形核質點，基體中均勻析出的T1相，能夠有效的窄化甚至消除晶界PFZ（如圖11（c）所示）；析出相均勻分布在基體中有助于材料均勻變形，所以P2處理試樣能夠獲得高強度的同時保持較高的伸長率。與P2相比，P3也消除了 PFZ（如圖 11（d）所示），但T1相析出密度過高導致合金易在T1相的周圍發(fā)生應力集中；造成合金在強度增幅不大的情況下，顯著降低了其伸長率。

4 結論

（1）與AA處理試樣相比，引入預拉伸后加速合金時效響應速率，縮短峰值時效時間；隨著預變形量的增加，P1、P2和P3試樣的峰值時效態(tài)硬度值也有所增加。

（2）AA和P1處理后試樣中主要的強化析出相有 T1相和δ′相；增加預拉伸量至 5%、7.5%時，T1相析出密度顯著增加，直徑減??；高密度T1相的析出消耗了大量Li，抑制了δ′相的形核生長，所以試樣中沒有發(fā)現(xiàn)δ′。預拉伸處理能夠增加T1相的析出密度，細化T1直徑，但不改變T1相厚度（約為1.86 nm）。

（3）增加預變形量，使峰值時效態(tài)試樣的強度升高。其中，形變位錯強化作用隨預拉伸量的增加而升高，T1相析出強化作用逐漸減小，但所有試樣中析出強化都大于形變位錯強化。5%的預拉伸量使T1相在基體內均勻細小析出以及消除了PFZ獲得了良好的晶界析出形貌，使P2試樣獲得最佳的強塑性配比。預拉伸量增加7.5%時，基體內T1相析出密度過高導致合金易在T1相的周圍發(fā)生應力集中，使試樣伸長率下降明顯。