不同預(yù)變形量T8態(tài)時(shí)效2195鋁鋰合金微觀組織與強(qiáng)度貢獻(xiàn)

向正武 李勁風(fēng) 寧 紅 陳永來(lái) 張緒虎

（1 中南大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，長(zhǎng)沙 410083）

（2 航天材料及工藝研究所，北京 100076）

文 摘 以21 mm厚度2195鋁鋰合金板材為對(duì)象，研究了T8態(tài)時(shí)效時(shí)預(yù)變形量對(duì)其微觀組織及力學(xué)性能的影響以及不同因素對(duì)屈服強(qiáng)度的貢獻(xiàn)。結(jié)果表明：隨著預(yù)變形量增大，時(shí)效時(shí)析出的T1相尺寸減小，數(shù)密度增大；而θ′相尺寸和數(shù)密度都減小。148 ℃/38 h時(shí)效時(shí)，預(yù)變形量從3%增加到15%，屈服強(qiáng)度由596 MPa增大到638 MPa，但伸長(zhǎng)率由13.8%降低到10.7%。隨著預(yù)拉伸量逐漸增大，時(shí)效析出相對(duì)屈服強(qiáng)度貢獻(xiàn)逐漸降低，而加工硬化對(duì)屈服強(qiáng)度的貢獻(xiàn)逐漸提高。合金的屈服強(qiáng)度取決于加工硬化和時(shí)效析出強(qiáng)化的共同作用。

0 引言

第三代（Gen3）鋁鋰合金比傳統(tǒng)鋁（Al）合金有更多特性優(yōu)點(diǎn)，比如密度低、比強(qiáng)度高、耐腐蝕性能好等［1］，而且克服了第二代鋁鋰合金低韌性和高各向異性的缺點(diǎn)，逐漸取代了傳統(tǒng)的2xxx系和7xxx系合金，在航空航天工業(yè)中得到了廣泛應(yīng)用［2］。

鋁鋰合金的性能在很大程度上取決于時(shí)效過程中析出的強(qiáng)化相，一般包括球狀的δ′（Al3Li）相，圓盤狀的θ′（Al2Cu）相和T1（Al2CuLi）相［3］，其中T1相對(duì)強(qiáng)度性能貢獻(xiàn)最大［4］。大量研究表明［5?10］，時(shí)效前進(jìn)行預(yù)變形處理是促進(jìn)第二相析出，提高時(shí)效強(qiáng)度的有效方法。

2195鋁鋰合金是航天運(yùn)載火箭低溫燃料貯箱的新型結(jié)構(gòu)材料，其T8時(shí)效熱處理預(yù)變形范圍通常在2%～5%［11］，而預(yù)變形量對(duì)微觀組織產(chǎn)生顯著的影響，進(jìn)而導(dǎo)致宏觀力學(xué)性能的變化。同時(shí)，預(yù)變形產(chǎn)生的加工硬化也對(duì)力學(xué)性能產(chǎn)生明顯的影響。本文研究預(yù)拉伸量到接近過飽和固溶體拉伸塑性極限時(shí)對(duì)T8態(tài)時(shí)效時(shí)微觀組織和力學(xué)性能的影響，在定量統(tǒng)計(jì)析出相演變數(shù)據(jù)和宏觀力學(xué)性能數(shù)據(jù)的基礎(chǔ)上，闡明析出強(qiáng)化和形變強(qiáng)化的貢獻(xiàn)，并對(duì)不同預(yù)變形導(dǎo)致合金力學(xué)性能差異原因進(jìn)行深入研究。

1 實(shí)驗(yàn)

實(shí)驗(yàn)使用的材料為西南鋁業(yè)集團(tuán)有限公司提供的21 mm 厚度2195 鋁鋰合金熱軋板材，其標(biāo)準(zhǔn)成分如表1所示。根據(jù)ASTM?E8M 標(biāo)準(zhǔn)制備室溫拉伸力學(xué)性能試驗(yàn)樣品，在板材T/2 層沿軋制方向取棒狀拉伸樣。試樣直徑為8 mm，標(biāo)距為40 mm。室溫拉伸在MTS?810 萬(wàn)能力學(xué)試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行，拉伸速率為2 mm/min。

表1 2195鋁鋰合金標(biāo)準(zhǔn)成分表Tab.1 Standard composition of 2195 Al-Li alloy %（w）

試樣T8熱處理制度：拉伸預(yù)變形量分別為3%、6%、9%、12%、15%；人工時(shí)效溫度148 ℃；時(shí)效時(shí)間38 h。

采用TecnaiG220型透射電鏡（TEM）對(duì)T8時(shí)效態(tài)樣品進(jìn)行微觀組織觀察，加速電壓為200 kV。TEM試樣首先機(jī)械減薄至80～100μm，再使用雙噴電解減薄儀制取，雙噴液采用硝酸和甲醇（體積比為3∶7）的混合溶液，儀器溫度控制在?25 ℃左右。

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果

2.1 力學(xué)性能

圖1（a）所示為不同預(yù)變形量T8態(tài)時(shí)效2195鋁鋰合金拉伸時(shí)的工程應(yīng)力?應(yīng)變曲線。由圖1（a）可知，預(yù)變形量越大，合金屈服后強(qiáng)度越高。在0%?6%預(yù)變形范圍內(nèi)增加預(yù)變形量可以顯著提高合金的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度；當(dāng)預(yù)變形量增大到9%后，對(duì)材料強(qiáng)度的提升十分有限，試樣達(dá)到屈服后，隨著拉伸形變量增加，加工硬化趨勢(shì)并不明顯，應(yīng)力應(yīng)變曲線接近水平，這一現(xiàn)象在預(yù)變形量大于9%后尤其突出。由圖1（b）可知，隨著預(yù)變形量增加，材料的屈服強(qiáng)度顯著提高；預(yù)變形量從3%增加到15%時(shí)，屈服強(qiáng)度由596 MPa增加到638 MPa，伸長(zhǎng)率則隨著預(yù)變形量的增大而降低。材料整體的抗拉強(qiáng)度在預(yù)變形量大于6%后基本處于645 MPa平臺(tái)值附近，增大預(yù)變形量對(duì)合金強(qiáng)度的貢獻(xiàn)效果減弱。由圖1（b）可知合金的綜合力學(xué)性能在3%～6%預(yù)變形范圍內(nèi)取得良好匹配。

在圖1的基礎(chǔ)上，通過建立樣品拉伸時(shí)真應(yīng)力?應(yīng)變曲線，進(jìn)而可計(jì)算不同預(yù)變形量T8 態(tài)時(shí)效樣品發(fā)生屈服后，其塑形變形階段的加工硬化率曲線，即Kocks?Mecking圖［12］。

由圖2可知，3%預(yù)變形量的合金在塑性變形階段的初始加工硬化應(yīng)力為2 700 MPa 左右，隨著應(yīng)變程度增加，加工硬化應(yīng)力降低到750 MPa 左右，對(duì)應(yīng)拉伸后期頸縮階段。預(yù)變形量從3%增加到6%，強(qiáng)度明顯提高，同時(shí)加工硬化率快速下降。當(dāng)預(yù)變形量大于9%時(shí)，加工硬化應(yīng)力處于1 000 MPa 左右，而預(yù)變形量（≥12%）增加時(shí)，加工硬化率進(jìn)一步降低。加工硬化率通常反映了材料的均勻塑性變形能力，圖2表明，隨著預(yù)變形量的增大，2195 鋁鋰合金均勻塑性變形能力減弱。

2.2 微觀組織

2195鋁鋰合金峰時(shí)效時(shí)析出相為T1相、θ′相，以及少部分的δ′相，其主要強(qiáng)化相為T1 相［13?14］。圖3和圖4所示分別為不同預(yù)變形量T8態(tài)2195鋁鋰合金［100］Al晶帶軸選區(qū)電子衍射（SAED）譜和TEM 暗場(chǎng)（DF）像照片。

圖3 不同預(yù)變形量T8態(tài)2195鋁鋰合金［100］Al晶帶軸SAED譜Fig.3 ［100］AlSAED patterns of 2195?T8 Al?Li alloy with different pre?stretching

圖4 不同預(yù)變形量T8態(tài)2195鋁鋰合金［100］Al晶帶軸θ′相TEM暗場(chǎng)像照片F(xiàn)ig.4 TEM?DF images of θ′phase in 2195?T8 Al?Li alloy with different pre?stretching along［100］Alzone axis

從圖3（a）和（b）所示的［100］Al晶帶軸SAED譜中可以觀察到十分明亮的θ′相和δ′相衍射斑點(diǎn)，且圖3（a）中θ′相和δ′相斑點(diǎn)相對(duì)較明亮，斑點(diǎn)強(qiáng)度更高。相應(yīng)地在圖4（a）和（b）所示的TEM?DF 照片中可以觀察到大量的θ′相和δ′相析出。3%預(yù)變形量樣品對(duì)應(yīng)TEM?DF 照片［圖4（a）］中觀察到的θ′相數(shù)量最多、尺寸最大，球狀的δ′相清晰可見，且數(shù)量較多。圖3（c）、（d）對(duì)應(yīng)12%、15%預(yù)變形量合金θ′相衍射斑點(diǎn)的強(qiáng)度明顯減弱，且δ′相衍射斑點(diǎn)不明顯。對(duì)應(yīng)圖4（c）、（d）DF 照片可知，隨著預(yù)變形量的增大，析出θ′相的尺寸和數(shù)量明顯減小。上述觀察說明，隨著預(yù)變形量的增大，析出θ′相尺寸和數(shù)密度都減小；δ′相數(shù)密度減少。

圖5所示為3%、9%、15%預(yù)變形量T8 態(tài)時(shí)效2195 鋁鋰合金［112］Al軸選區(qū)衍射SAED 譜及TEM?DF 照片。由圖5（a）、（c）、（d）可知，隨著預(yù)變形量的增大，T1 相衍射斑點(diǎn)亮度增強(qiáng)，說明T1 相衍射強(qiáng)度變強(qiáng)。圖5（b）、（d）、（f）表示的TEM?DF 照片可以觀察到析出T1相的尺寸隨著預(yù)變形量的增加而顯著減小。如圖5（b）、（d）、（f）所示，3%預(yù)變形量時(shí)析出T1相的尺寸遠(yuǎn)大于9%和15%預(yù)變形量時(shí)析出的T1 相尺寸；由TEM?DF照片中T1相分布可知，隨著預(yù)變形量的增加，析出T1相的數(shù)量明顯增多，且在基體中的分布更加均勻。

圖5 不同預(yù)變形量T8態(tài)2195鋁鋰合金［112］Al晶帶軸SAED譜及T1相的TEM暗場(chǎng)像照片F(xiàn)ig.5 ［112］AlSAED patterns and TEM?DF images of T1 phase in 2195?T8 Al?Li alloy with different pre?stretching

由于T1 相強(qiáng)化效果最好，因此對(duì)微觀區(qū)域內(nèi)時(shí)效析出T1 相的平面尺寸和數(shù)密度進(jìn)行了詳細(xì)的統(tǒng)計(jì)，利用Image?Pro 圖像處理軟件對(duì)不同預(yù)變形量樣品的T1 相TEM 暗場(chǎng)像進(jìn)行尺寸與數(shù)密度的統(tǒng)計(jì)（每一個(gè)狀態(tài)統(tǒng)計(jì)三張TEM 圖片），統(tǒng)計(jì)的T1 相尺寸分布如圖6所示。

由圖6可知：預(yù)變形量為3%時(shí)，T1 相尺寸分布范圍十分廣泛，且分布頻率較低，T1 相尺寸差異較大；隨著預(yù)變形量的增加，T1相尺寸主要分布范圍逐漸縮小，說明T1 相尺寸差異減小。當(dāng)變形量增加到15%，T1 相的尺寸分布十分集中，這意味著基體中析出的T1相尺寸更加均勻。

圖6 不同預(yù)變形量T8態(tài)時(shí)效2195鋁鋰合金T1相尺寸分布Fig.6 Size distribution of T1 phase in 2195?T8 Al?Li alloy with different pre?stretching

圖7所示為2195鋁鋰合金不同預(yù)變形量T8態(tài)時(shí)效測(cè)量的T1相平均尺寸及數(shù)密度統(tǒng)計(jì)圖。隨著預(yù)變形量增大到15%，平均尺寸不斷減小，這與以前的研究結(jié)果一致［15?16］。Thomas Dorin 等人［17］的研究表明T1 相的粗化一般出現(xiàn)在長(zhǎng)時(shí)間人工時(shí)效（＞500 h）或者較高溫度（190 ℃）時(shí)效過程中。因此可以認(rèn)為本文T8 態(tài)時(shí)效T1 相的厚度保持不變，一般認(rèn)為T8態(tài)峰時(shí)效T1 相的厚度保持在1.3 nm 左右。由于溶質(zhì)含量一定，2195 鋁鋰合金在同一溫度峰時(shí)效狀態(tài)下析出的體積分?jǐn)?shù)保持恒定［11］，由公式（1）可以推導(dǎo)數(shù)密度的變化：

圖7 不同預(yù)變形量T8態(tài)2195鋁鋰合金T1相平均尺寸及數(shù)密度Fig.7 Average size and number density of T1 phase in 2195?T8 Al?Li alloy with different pre?stretching

式中，t是T1 相平均厚度，D是T1 相平均直徑，fv是析出相體積分?jǐn)?shù)。即同等溶質(zhì)濃度，由公式（1）可得析出相數(shù)密度與平均直徑的平方成反比。測(cè)量的平均尺寸與數(shù)密度很好的符合了上述數(shù)量關(guān)系。以3%預(yù)變形量T8 態(tài)時(shí)效的TEM 照片統(tǒng)計(jì)數(shù)密度作為基準(zhǔn)，通過公式（1）預(yù)測(cè)不同預(yù)變形量T8 態(tài)時(shí)效時(shí)T1相的面密度，預(yù)測(cè)數(shù)密度與實(shí)際統(tǒng)計(jì)數(shù)密度基本吻合且符合數(shù)量關(guān)系。

3 分析與討論

研究發(fā)現(xiàn)［16］，人工時(shí)效前進(jìn)行預(yù)變形處理可以有效地促進(jìn)T1 相的形核，并影響主要析出相如T1相、θ′相等的尺寸以及分布，進(jìn)而對(duì)析出相強(qiáng)化產(chǎn)生影響。TEM?DF 照片表明：隨著預(yù)變形量增大，T1 相尺寸減小，數(shù)密度增大；θ′相尺寸減小，數(shù)密度減小；δ′相數(shù)密度減少。這是因?yàn)轭A(yù)變形引入的大量位錯(cuò)可以作為T1 相的非均勻形核位置，從而使整個(gè)基體中析出高數(shù)密度的T1彌散相［18］。Al?Cu?Li?Mg 系合金中T1 相在析出時(shí)具有最強(qiáng)的競(jìng)爭(zhēng)力，Mg、Cu 原子在位錯(cuò)處相互作用強(qiáng)烈，形成大量的Mg?Cu 原子團(tuán)簇，Mg?Cu 原子團(tuán)簇結(jié)構(gòu)極大地促進(jìn)T1 相的形核長(zhǎng)大［19］。雖然T1相、θ′相均可在位錯(cuò)上形核析出，但是T1 相在位錯(cuò)處的大量形核減少了θ′相的形核位置。同時(shí)T1 相、θ′相的形核長(zhǎng)大均需要消耗Cu 原子，其長(zhǎng)大過程中存在析出競(jìng)爭(zhēng)。因此預(yù)變形引入位錯(cuò)密度越大，越促進(jìn)T1相的析出，從而抑制了θ′相在位錯(cuò)處的析出。圖3和圖4表明增大預(yù)變形量可抑制δ′相的時(shí)效析出，與KIM 等人［20］的研究一致。這一方面是因?yàn)棣摹湎啾旧頌閬喎€(wěn)相，與基體完全共格，預(yù)變形引入位錯(cuò)對(duì)其形核無(wú)促進(jìn)作用；另外一方面是因?yàn)轭A(yù)變形引入的大量位錯(cuò)促進(jìn)了T1 相的析出，T1 相析出長(zhǎng)大過程需要與δ′相爭(zhēng)奪Li 原子；而且T1 相在大預(yù)變形量處理后能夠在基體中更快的形核長(zhǎng)大，時(shí)效中后期T1相的生長(zhǎng)消耗δ′相和θ′相。上述原因?qū)е略龃箢A(yù)變形量將同時(shí)抑制θ′相和δ′相的析出［15，21］。

圖1表明增加預(yù)變形量到9%及以上時(shí)對(duì)2195鋁鋰合金強(qiáng)度提升作用十分有限，本文利用RODGERS等人［11］構(gòu)建的屈服強(qiáng)度模型［式（2）］來(lái)探究不同預(yù)變形量對(duì)屈服強(qiáng)度以及不同強(qiáng)化方式強(qiáng)化貢獻(xiàn)的影響。

式中，σy為材料的屈服強(qiáng)度，τB為材料基體的抗剪切強(qiáng)度，Δτd為應(yīng)變硬化貢獻(xiàn)的強(qiáng)度，ΔτP為析出相強(qiáng)化，M為泰勒因子［22?23］。合金固溶態(tài)的抗剪切強(qiáng)度通常由兩部分構(gòu)成，一部分為晶格本身的抗剪切強(qiáng)度，一部分為固溶強(qiáng)化貢獻(xiàn)的強(qiáng)度。有研究表明［24］，時(shí)效后基體中仍然會(huì)有大量的Cu 原子殘留，同時(shí)因?yàn)楣倘軒?lái)的強(qiáng)化貢獻(xiàn)相對(duì)較少，本文將時(shí)效過程中固溶強(qiáng)化貢獻(xiàn)視為與固溶態(tài)固溶強(qiáng)化貢獻(xiàn)一致。因此τB可以視為基體固溶態(tài)屈服強(qiáng)度的表現(xiàn)。P.B.Prangnell等人［11］利用XRD 衍射峰半高寬研究不同預(yù)變形量的位錯(cuò)密度，結(jié)果表明隨著預(yù)變形量的增加，150 ℃人工時(shí)效過程中位錯(cuò)得到了很好的保留。可以認(rèn)為預(yù)變形引起應(yīng)變強(qiáng)化對(duì)材料屈服強(qiáng)度的強(qiáng)化貢獻(xiàn)大部分被保留到了峰時(shí)效狀態(tài)。通過測(cè)試固溶處理后馬上進(jìn)行預(yù)變形處理試樣的屈服強(qiáng)度（此狀態(tài)相當(dāng)于未進(jìn)行自然時(shí)效，定義為Pre?T3 態(tài)），可以視作基體固溶強(qiáng)化和預(yù)變形導(dǎo)致應(yīng)變強(qiáng)化兩者的疊加。

對(duì)于2195 鋁鋰合金而言，T1 相是其主要強(qiáng)化相，其析出相強(qiáng)化效果主要是基于時(shí)效過程中T1 相的析出。因此，時(shí)效前后屈服強(qiáng)度的變化可以視作T1 相析出強(qiáng)化的貢獻(xiàn)。通過分別測(cè)試樣品固溶態(tài)，Pre?T3 態(tài)以及T8 時(shí)效態(tài)力學(xué)性能數(shù)據(jù)，將其與理論模型結(jié)合起來(lái)構(gòu)建了2195?T8 鋁鋰合金強(qiáng)化貢獻(xiàn)占比模型，如圖8所示。隨著預(yù)變形量的增加，T1 相強(qiáng)化效果逐漸減弱，應(yīng)變硬化貢獻(xiàn)的強(qiáng)度逐漸增強(qiáng)。

通常認(rèn)為T8時(shí)效態(tài)屈服強(qiáng)度的增加是析出相強(qiáng)化的結(jié)果。圖8所示模型表明，2195 鋁鋰合金的屈服強(qiáng)度取決于應(yīng)變硬化和析出相強(qiáng)化的共同作用。T1 相作為2195 鋁鋰合金主要的強(qiáng)化相，其形態(tài)、尺寸、數(shù)密度以及分布情況決定了析出強(qiáng)化對(duì)屈服強(qiáng)度的貢獻(xiàn)。根據(jù)NIE 等人［25］的研究，T1 相的長(zhǎng)寬比與直徑大小比高數(shù)密度的析出分布更能決定其強(qiáng)化貢獻(xiàn)。圖7統(tǒng)計(jì)結(jié)果表明，隨著預(yù)變形量的增大，盤狀T1相的數(shù)密度增加，但是其直徑大幅度下降，這直接導(dǎo)致了T1 相析出強(qiáng)化效果的減弱，同時(shí)使得合金均勻塑形變形能力減弱。而由于預(yù)變形量增加，位錯(cuò)密度大幅增加，引起的應(yīng)變硬化效果增強(qiáng)。當(dāng)變形量為15%時(shí)，應(yīng)變強(qiáng)化帶來(lái)的強(qiáng)化效果與T1 相析出強(qiáng)化效果相當(dāng)。同時(shí)位錯(cuò)密度的大幅度增加可能導(dǎo)致位錯(cuò)纏結(jié)，對(duì)T1相的析出形態(tài)和分布不利，高數(shù)密度的T1相會(huì)導(dǎo)致拉伸變形時(shí)位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的自由程極大減小，從而導(dǎo)致伸長(zhǎng)率降低［15］。

圖8 預(yù)變形量對(duì)T8態(tài)時(shí)效屈服強(qiáng)度強(qiáng)化貢獻(xiàn)模型的影響Fig.8 The influence of pre?stretching on contribution model of T8 aging yield strength enhancement

4 結(jié)論

（1）預(yù)變形引入大量位錯(cuò)促進(jìn)了2195 鋁鋰合金中T1相的時(shí)效析出，同時(shí)抑制了θ′相和δ′相的析出。隨著預(yù)變形量的增大，T1 相尺寸減小，數(shù)密度增大；θ′相尺寸和數(shù)密度都減小；δ′相數(shù)密度減少。

（2）預(yù)變形量從3%增大到15%，2195 鋁鋰合金的屈服強(qiáng)度由596 MPa 增加到638 MPa，但伸長(zhǎng)率由13.8%降低到10.7%；隨著預(yù)變形量的增大，T8 時(shí)效態(tài)的加工硬化率降低，塑形變形能力減弱。

（3）2195 鋁鋰合金的屈服強(qiáng)度取決于應(yīng)變硬化和時(shí)效析出相強(qiáng)化的共同作用。隨著預(yù)變形量逐漸增大，時(shí)效析出相對(duì)屈服強(qiáng)度的貢獻(xiàn)逐漸降低，而應(yīng)變硬化對(duì)屈服強(qiáng)度的貢獻(xiàn)逐漸提高。