楊勝利，沈 健，蔣 鵬，李培躍，郁 炎，宋德軍，陶 歡，郭 偉，付 文

?

熱處理制度對(duì)新型Al-Cu-Li合金組織與性能的影響

楊勝利1，沈 健2，蔣 鵬1，李培躍1，郁 炎1，宋德軍1，陶 歡1，郭 偉1，付 文1

(1. 中國(guó)船舶重工集團(tuán)公司 第七二五研究所，洛陽(yáng) 471039；2. 北京有色金屬研究總院 有色金屬材料制備加工國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，北京 100088)

采用硬度測(cè)試、力學(xué)性能測(cè)試、SEM、EDS和TEM分析等方法，研究不同固溶處理和時(shí)效處理制度對(duì)新型Al-Cu-Li合金組織與性能的影響。結(jié)果表明：合金經(jīng)490 ℃、1.5 h固溶處理后，第二相粒子回溶充分，未回溶第二相為AlCuFeMn相，合金斷口形貌呈沿晶斷裂與少量韌窩形貌混合特征。合金適宜的T6制度為175 ℃、48 h，抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率分別為447 MPa、369 MPa和8.9%。適宜的T8制度為預(yù)變形6%+(160 ℃、36 h)，抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率分別為500 MPa、454 MPa和10.5%，此時(shí)合金具有較好的強(qiáng)塑性匹配。合金在T6和T8態(tài)的強(qiáng)化相均為復(fù)合相′/′相、′相和1相3種。時(shí)效前的預(yù)變形可顯著提高合金強(qiáng)度，隨預(yù)變形量的增加，合金強(qiáng)化相由′/′相、′相和1相為主逐漸轉(zhuǎn)向以1相為主，1相比′相、′相具有更佳的強(qiáng)化效果。

Al-Cu-Li合金；固溶處理；時(shí)效處理；力學(xué)性能

鋁鋰合金屬于可熱處理強(qiáng)化型鋁合金，與傳統(tǒng)2xxx和7xxx鋁合金相比，其具有低密度、彈性模量高、比強(qiáng)度和比剛度高、良好的抗損傷性等特點(diǎn)，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)材料之一，在航空航天領(lǐng)域得到了廣泛應(yīng)用[1?5]。其中，Al-Cu-Li系合金是目前鋁鋰合金研究的重點(diǎn)。歐美等國(guó)工業(yè)強(qiáng)國(guó)都將其列入航空航天結(jié)構(gòu)材料的重點(diǎn)發(fā)展方向，2016年5月，美國(guó)輕質(zhì)材料創(chuàng)新研究所啟動(dòng)了鋁鋰合金項(xiàng)目研究。我國(guó)從第七個(gè)五年計(jì)劃以來(lái)先后研制了2091、2090、2195、2197、2A97等第二代和第三代鋁鋰合金，并取得了一定的成果[6]。2016年試航的國(guó)產(chǎn)C919大型客機(jī)的機(jī)身等直段是采用第三代鋁鋰合金。通過(guò)添加主要合金元素Cu，以及微合金元素如Zr、Mn、Mg、Ti和Ag等，可顯著改善合金強(qiáng)度、塑性和耐蝕性能[7]，是目前鋁鋰合金研究的重點(diǎn)方向之一。歐美等國(guó)即是通過(guò)調(diào)節(jié)Cu與Li摩爾比和微量元素添加量，研制出了2197、2099和2050等一系列性能優(yōu)異的第三代鋁鋰合金。Cu和Li在鋁鋰合金中起固溶強(qiáng)化作用，且合金成分中Cu與Li摩爾比的不同會(huì)改變時(shí)效強(qiáng)化相的體積分?jǐn)?shù)和分布，Cu能減小無(wú)沉淀帶寬度，提高合金強(qiáng)度和改善塑韌性；同時(shí)，添加Mg和Ag可以改變鋁鋰合金時(shí)效析出過(guò)程，明顯提高合金時(shí)效強(qiáng)化效果，單獨(dú)添加則強(qiáng)化效果不如同時(shí)添加；Zn則同時(shí)具備固溶強(qiáng)化和時(shí)效強(qiáng)化的作用，且Zn與Mg同時(shí)添加，具有Ag和Mg同時(shí)添加的類(lèi)似效果，且添加Zn可以改善鋁鋰合金的腐蝕性能；Mn和Zr的添加則可以形成彌散質(zhì)點(diǎn)，調(diào)節(jié)合金再結(jié)晶程度以及合金各向異性[3]。近年來(lái)，諸多研究者研究了熱處理制度對(duì)鋁鋰合金組織性能的影響。高文理等[1]研究了熱處理制度對(duì)2A97鋁鋰合金組織與力學(xué)性能的影響，結(jié)果表明采用雙級(jí)時(shí)效比單級(jí)時(shí)效合金能獲得更加優(yōu)異的綜合性能。程彬等[8]研究了熱處理對(duì)一種新型Al-Cu-Li合金組織與性能的影響，分析了合金的時(shí)效強(qiáng)化特點(diǎn)與熱穩(wěn)定性。VICENTE等[9]研究了Al-Cu-Li-合金時(shí)效過(guò)程中的顯微組織演化，討論了1(Al2CuLi)相的形核機(jī)制。總結(jié)可知，鋁鋰合金的強(qiáng)化相種類(lèi)和強(qiáng)化機(jī)理，主要由合金成分組成、變形工藝和熱處理制度等決定。針對(duì)我國(guó)航空航天的需求背景，本文作者以鋁鋰合金微合金化為理論依據(jù)，在傳統(tǒng)Al-Cu-Li系合金基礎(chǔ)上，通過(guò)添加多種微量元素設(shè)計(jì)了一種新型Al-Cu-Li合金，并已對(duì)合金的熱變形行為和熱變形過(guò)中的顯微組織演變規(guī)律進(jìn)行了初步探索研究[10?11]，但該合金熱處理過(guò)程中其組織與性能的變化規(guī)律尚未做進(jìn)一步研究。本研究中以新合金為研究對(duì)象，研究固溶處理、時(shí)效處理和時(shí)效前的預(yù)變形對(duì)合金微觀組織和力學(xué)性能的影響，分析合金主要強(qiáng)化相之間的位相關(guān)系，討論合金的時(shí)效強(qiáng)化機(jī)理，為新合金的組織與性能控制提供詳實(shí)的實(shí)驗(yàn)依據(jù)。

1 實(shí)驗(yàn)

實(shí)驗(yàn)用合金化學(xué)成分組成如下：Cu 2.42，Li 1.49，Mn 0.28，Mg 0.032，Ti 0.026，Zr 0.092，Si 0.015，Al余量(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)。合金鑄錠首先在電阻爐中經(jīng)(460 ℃, 20 h)+(525 ℃, 24 h)雙級(jí)均勻化空冷處理，之后切割銑面成規(guī)格為250 mm(長(zhǎng))×100 mm(寬)×40 mm(厚)的板材，板材經(jīng)525 ℃、2 h保溫后在直徑450 mm×500 mm二輥軋機(jī)熱軋，終軋溫度不低于380 ℃，然后進(jìn)行固溶水淬處理，最后進(jìn)行T6(160 ℃，175 ℃，190 ℃，h，為時(shí)效時(shí)間)和T8(2%、6%、8%預(yù)拉伸變形+(160 ℃，h，為時(shí)效時(shí)間)時(shí)效處理。

合金室溫拉伸試驗(yàn)在日本島津萬(wàn)能實(shí)驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行，執(zhí)行標(biāo)準(zhǔn)為GB/T 228.1—2010。棒形試樣尺寸為直徑10 mm×60 mm，標(biāo)距25 mm，拉伸速率2 mm/min。軋板試樣取樣未特別說(shuō)明其方向?yàn)榘宀?°(軋向)方向，每個(gè)測(cè)量點(diǎn)測(cè)3個(gè)平行點(diǎn)，求平均值。維氏硬度在401MVA型數(shù)顯小負(fù)荷維氏硬度儀上測(cè)試，試驗(yàn)載荷() 9.8 N，保載時(shí)間()10 s，每個(gè)試樣測(cè)試5個(gè)點(diǎn)，取其平均值。硬度檢測(cè)試樣按照標(biāo)準(zhǔn)金相試樣進(jìn)行磨制。采用JEOL JSM?7001F型掃描電子顯微鏡觀察合金斷口形貌和EDS分析。采用JEM?2010型高分辨透射電鏡透射觀察，透射試樣經(jīng)線切割切至3 mm，再機(jī)械研磨至50~60 μm，沖壓成直徑3 mm圓片，后采用MTP?1型雙噴電解儀減薄，雙噴液體積配比(HNO3):(CH3OH)=1:3，減薄電壓20 mV，電流50~60 mA，溫度?35~?30 ℃。

2 結(jié)果與討論

2.1 固溶處理的影響

圖1所示為合金經(jīng)不同固溶溫度和時(shí)間處理后經(jīng)相同時(shí)效處理后獲得的合金力學(xué)性能。由圖1(a)可知，在440~550 ℃內(nèi)進(jìn)行固溶處理，初期隨溫度升高，合金抗拉強(qiáng)度(UTS)和屈服強(qiáng)度(YS)逐漸升高。合金經(jīng)490 ℃、1.5 h固溶處理后，其抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率分別為396 MPa、291 MPa和11.5%。當(dāng)溫度高于490 ℃時(shí)，合金抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度趨于穩(wěn)定，甚至出現(xiàn)下降趨勢(shì)；而伸長(zhǎng)率隨溫度的升高呈單調(diào)下降的趨勢(shì)。圖1(b)所示為(490 ℃,h)+(170 ℃, 24 h)處理的拉伸性能，可以看出，固溶時(shí)間對(duì)合金強(qiáng)度的影響較小，間接證明合金均勻化階段第二相粒子回溶較充分，熱軋過(guò)程析出的第二相較少，少量析出的第二相在固溶處理過(guò)程能較快回溶至合金基體，合金伸長(zhǎng)率在1.5 h有所升高，可能因固溶溫度的升高，合金出現(xiàn)部分再結(jié)晶。綜合考慮，合金適宜的固溶制度為490 ℃，1.5 h。

圖2所示為不同固溶溫度處理后合金的SEM像。表1所列為對(duì)應(yīng)標(biāo)示位置的能譜分析。由圖2(a)可看出，合金晶粒內(nèi)部存在大量細(xì)小的未回溶第二相，能譜分析晶界附近的大尺寸第二相為AlCuFeMn相(見(jiàn)表1中點(diǎn))，小尺寸相為Al2Cu相(見(jiàn)表1中點(diǎn))，說(shuō)明450 ℃條件下固溶處理，第二相回溶不充分，合金過(guò)飽和固溶度仍較低，將導(dǎo)致后續(xù)時(shí)效析出驅(qū)動(dòng)力不足。升高溫度至490 ℃后，如圖2(b)所示，晶界仍殘余部分細(xì)小球形，以及局部較粗大的難容第二相粒子。晶粒內(nèi)部第二相粒子回溶充分，晶界附近大尺寸未回溶相能譜分析顯示為AlCuFeMn相(見(jiàn)表1中和點(diǎn))，該含F(xiàn)e和Mn相為難容第二相，表明490 ℃固溶處理可使可溶第二相粒子充分回溶至合金基體，提高固溶體固溶度，有利于增加合金后續(xù)時(shí)效驅(qū)動(dòng)力。

圖1 固溶處理對(duì)Al-Cu-Li合金拉伸性能的影響：

圖2 不同固溶溫度處理后Al-Cu-Li合金的SEM像

表1 對(duì)應(yīng)圖2中未溶第二相粒子成分組成

圖3所示為不同固溶溫度處理1.5 h后經(jīng)相同時(shí)效處理后的拉伸斷口形貌，固溶溫度分別為450、490和550 ℃。當(dāng)固溶溫度為450 ℃(見(jiàn)圖3(a))，斷口為微孔聚集形斷口，主要為穿晶斷裂，而沿晶斷裂比例較低，分布有大量的細(xì)小韌窩，說(shuō)明合金塑性較好。固溶溫度升高至490 ℃(見(jiàn)圖3(b))，斷口形貌中沿晶斷裂比例增加，可看到少量冰糖狀的斷口形貌，是沿晶斷裂特征，但斷口仍存在少量細(xì)小的韌窩，合金塑性降低。當(dāng)固溶溫度升高至550 ℃(見(jiàn)圖3(c))，斷口形貌以沿晶斷裂為主，穿晶斷裂比例低，出現(xiàn)典型的分層特點(diǎn)，對(duì)應(yīng)合金塑性較差。此外，從圖3(b)和(c)中還可觀察到斷口中分布著尺寸明顯不均勻的組織特征，可能是當(dāng)固溶溫度較高時(shí)，合金發(fā)生了不同程度的再結(jié)晶和晶粒長(zhǎng)大，這導(dǎo)致合金強(qiáng)度特別是塑性的降低。

圖3 不同固溶溫度處理時(shí)效態(tài)對(duì)Al-Cu-Li合金拉伸斷口形貌的影響

2.2 T6處理的影響

圖4所示為合金經(jīng)490 ℃、1.5 h固溶水淬處理后，再進(jìn)行160、175和190 ℃下不同時(shí)間時(shí)效處理的維氏硬度變化曲線。可以看出，合金具有較強(qiáng)的時(shí)效硬化效應(yīng)。在不同溫度下，隨時(shí)間的延長(zhǎng)，合金硬度變化趨勢(shì)大致相同，均可分為3個(gè)階段：欠時(shí)效、峰時(shí)效和過(guò)時(shí)效。在時(shí)效初期，硬度隨時(shí)間延長(zhǎng)而急劇增加；160℃較低溫度時(shí)效時(shí)，時(shí)效初期合金硬度值上升趨勢(shì)平緩，經(jīng)72 h后才達(dá)到峰值硬度133HV。時(shí)效溫度越高，合金的時(shí)效硬化速率越快，硬化程度越高。提高時(shí)效溫度至175 ℃后，54 h即可達(dá)到峰值硬度142HV。進(jìn)一步升高時(shí)效溫度至190 ℃，時(shí)間縮短到36h即可達(dá)到峰值硬度143HV，說(shuō)明溫度高于175 ℃時(shí)，峰值硬度值升高不明顯。而在過(guò)時(shí)效階段，隨著時(shí)效時(shí)間的延長(zhǎng)，合金硬度略有降低并趨于穩(wěn)定。

圖4 Al-Cu-Li合金經(jīng)490 ℃、1.5 h固溶水淬處理后再經(jīng)不同溫度(160、175和190 ℃)時(shí)效的時(shí)效硬化曲線

圖5所示為合金在不同時(shí)效條件下的室溫拉伸性能變化曲線。由圖5可以看出，在不同溫度下，隨著時(shí)效時(shí)間的延長(zhǎng)，合金的強(qiáng)度不斷增加，達(dá)到峰值后趨于穩(wěn)定。溫度越高，合金到達(dá)強(qiáng)度峰值的時(shí)間越短，反之，時(shí)間越長(zhǎng)，伸長(zhǎng)率則隨著時(shí)效時(shí)間的延長(zhǎng)而逐漸降低。如圖5所示，合金經(jīng)160、175和190 ℃時(shí)效處理，其抗拉強(qiáng)度(UTS)峰值分別為441、448和432 MPa，屈服強(qiáng)度(YS)峰值分別362、369和354 MPa，達(dá)到峰值強(qiáng)度的時(shí)間分別為96、48和36 h，對(duì)應(yīng)合金的伸長(zhǎng)率分別為9.6%，8.9%和7.8%。

2.3 T8處理的影響

圖6所示為合金經(jīng)不同預(yù)變形量(2%、6%和8%)變形后160 ℃時(shí)效處理的維氏硬度變化曲線。由圖6可以看出，在不同預(yù)變形量條件下，隨著時(shí)效時(shí)間的延長(zhǎng)，合金硬度值先增加，到達(dá)峰值后略有降低并趨于穩(wěn)定。隨著預(yù)變形量的增加，合金到達(dá)峰值硬度的時(shí)間越短，峰值硬度值越大。如圖6所示，預(yù)變形量分別為2%、6%和8%時(shí)，合金達(dá)到峰值硬度的時(shí)間分別為72、36和30 h；對(duì)應(yīng)峰值硬度值分別為157HV、163HV和165HV。當(dāng)預(yù)變形量大于6%，硬度峰值升高不明顯。與T6(160 ℃)處理相比，時(shí)效前的預(yù)變形提高了合金的時(shí)效相應(yīng)，縮短了合金達(dá)到峰值硬度的時(shí)間，且預(yù)變形提高了合金的峰值硬度值。

圖5 時(shí)效溫度對(duì)Al-Cu-Li合金拉伸性能的影響

圖7所示為經(jīng)不同預(yù)變形量后合金在160 ℃時(shí)效的拉伸性能曲線。由圖7可以看出，隨著時(shí)間的延長(zhǎng)，合金的抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度升高，達(dá)到峰值后略有降低后趨于穩(wěn)定，伸長(zhǎng)率則不斷降低。與合金硬化變化趨勢(shì)類(lèi)似，合金強(qiáng)度隨預(yù)變形量的增加而增加，預(yù)變形量為6%時(shí)，時(shí)效36 h后，合金抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度分別達(dá)到峰值500 MPa和454 MPa，應(yīng)伸長(zhǎng)率為10.5%。超過(guò)6%，強(qiáng)度變化不明顯，如圖7所示，當(dāng)預(yù)變形量為8%，時(shí)效24 h后合金抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度分別達(dá)到峰值499 MPa和455 MPa，對(duì)應(yīng)伸長(zhǎng)率為10.1%。

圖6 不同預(yù)變形量下Al-Cu-Li合金應(yīng)時(shí)效硬化曲線(160 ℃)

圖7 預(yù)變形量對(duì)Al-Cu-Li合金拉伸性能的影響(時(shí)效溫度為160 ℃)

2.4 TEM分析

圖8和9所示為合金分別經(jīng)T6(160 ℃, 96 h)和T8(6%+160 ℃, 36 h)峰時(shí)效處理的TEM像，其中圖8(a)和圖9(a)分別為選區(qū)電子衍射斑，電子束入射方向?yàn)閇110]Al方向；圖8(a)和圖9(a)中各自的標(biāo)識(shí)“1”分別對(duì)應(yīng)圖8(b)和圖9(b)，均為′(Al3Li)相的暗場(chǎng)像；芒線2和3則對(duì)應(yīng)圖8(c)，(d)和圖9(c)，(d)，均為1(Al2CuLi)相變體的暗場(chǎng)像。

由圖8和9可以看出，合金經(jīng)T6和T8時(shí)效處理后，合金中主要存在′相、′相(Al2Cu)和1相3種析出相。由′相的暗場(chǎng)像可知，′相主要以?xún)煞N形式存在，即尺寸較小的單一球形′相粒子和尺寸較大的′/′(Al3Zr)復(fù)合相(魚(yú)眼狀)，如圖8(b)所示。研究表 明[12?15]：析出的′相與合金基體具有較低的錯(cuò)配度，約0.08%~0.3%，兩者之間的界面能低，約14 mJ/m2，致使其易在淬火階段即可細(xì)小析出。另外，研究認(rèn) 為[16]′相在均勻化階段已經(jīng)產(chǎn)生，′相和′相晶體均為L(zhǎng)I2結(jié)構(gòu)，導(dǎo)致時(shí)效處理階段′相易包裹′相形核長(zhǎng)大，形成魚(yú)眼狀的′/′復(fù)合相。′相在{100}Al慣習(xí)面，與合金基體呈半共格關(guān)系，它位于3個(gè)正交立方軸位置上，所以在[110]Al方向衍射斑，′相衍射斑以基體菱形衍射斑的短對(duì)角芒線形式出現(xiàn)。′相析出數(shù)量較少，致使圖8(a)衍射花樣中短對(duì)角線處的芒線并不明顯。衍射花樣中菱形的長(zhǎng)對(duì)角線1/3和2/3處的斑點(diǎn)以及組成菱形4個(gè)邊的芒線的出現(xiàn)說(shuō)明1相的存在。而1相為六方晶格結(jié)構(gòu)，與基體關(guān)系為：(0001)1// {111}Al，且á1010?T1//á110?Al。1相具有4個(gè)變體，在[110]Al向，1相的兩個(gè)變體偏離晶帶軸，在菱形長(zhǎng)對(duì)角線處產(chǎn)生斑點(diǎn)，其余兩個(gè)變體平行于晶帶軸，從而產(chǎn)生菱形的四邊芒線[17]。其中的兩芒線(見(jiàn)圖8(a)和圖9(a)中2和3)對(duì)應(yīng)的1相暗場(chǎng)像(見(jiàn)圖8(c)，(d)和圖9(c)，(d))，可以看出1相的兩個(gè)變體均呈現(xiàn)層狀分布。

對(duì)比圖8和9可知，合金經(jīng)T6和T8后析出相種類(lèi)相同，但與T6態(tài)相比，T8處理后的選區(qū)電子衍射斑菱形短對(duì)角線位置的芒線更加明顯(見(jiàn)圖8(a)和圖9(a))，說(shuō)明′相數(shù)量有所增加，但尺寸明顯減小，由對(duì)應(yīng)的′相暗場(chǎng)像(見(jiàn)圖8(b)和圖9(b))可更明顯看出(因?yàn)檫x取′相超點(diǎn)陣斑時(shí)，選區(qū)光柵不可避免的將套取到′相對(duì)應(yīng)的芒線)。同樣的，對(duì)比T6(見(jiàn)圖8(c)，(d))與T8(見(jiàn)圖9(c)，(d))峰時(shí)效1相芒線2和3對(duì)應(yīng)變體尺寸、數(shù)量和分布可以看出，T8處理后，1相尺寸減小，數(shù)量和密度顯著增加，分布更加均勻。這是因?yàn)?相和′相與合金基體分別呈半共格和非共格的關(guān)系，界面能高，形核所需形核功較大，所以位錯(cuò)、晶界和亞晶界等晶體缺陷成為它們有利的形核位 置[18]。預(yù)變形產(chǎn)生的大量位錯(cuò)增加了合金基體內(nèi)的缺陷密度，為1相和′相提供了更多的形核點(diǎn)，導(dǎo)致1相和′相數(shù)量、密度增加。

圖8 Al-Cu-Li合金經(jīng)160 ℃、96 h處理后的TEM像

圖9 Al-Cu-Li合金經(jīng)6%+(160 ℃, 36 h)處理后的TEM像

2.5 分析與討論

鋁鋰合金因Li元素的添加引起合金析出相產(chǎn)生很大變化，在Al-Cu-Li系合金中，′相、′相和1相是其主要強(qiáng)化相。研究表明[19?20]，′相為球形，與合金基體共格，錯(cuò)配度很小(′相：=0.4304~0.4308 nm；Al基體：=0.404 nm)，結(jié)構(gòu)，與基體關(guān)系為：(100)′//(100)Al，[001]′//[001]Al，選區(qū)電子衍射斑中以超點(diǎn)陣斑出現(xiàn)?！湎酁楸P(pán)狀，在{100}Al慣習(xí)，與合金基體呈半共格關(guān)系，′相結(jié)構(gòu)為：=0.404 nm，=0.58 nm，2結(jié)構(gòu)，與基體的關(guān)系為：(100)Al//(100)′；[001]Al//[001]′。T1(Al2CuLi)相為六方晶系，= 0.496 nm，=0.935 nm；6/結(jié)構(gòu), 與基體關(guān)系為：(0001)1//{111}Al，且[1010]1//[110]Al。由于1相的兩個(gè)變體在{111}Al慣習(xí)，′相的變體在{100}Al慣習(xí)，兩者在[110]Al向的TEM明場(chǎng)像分布呈交叉針網(wǎng)狀分布，如圖10(a)所示(=[110]Al)。根據(jù)′相和1相在面心立方晶體中的位相關(guān)系，兩相對(duì)應(yīng)的取向關(guān)系示意圖如圖10(b)所示。

圖10 Al-Cu-Li合金經(jīng)6%+(160 ℃, 36 h)處理后的TEM像

3 結(jié)論

1) 合金適宜的固溶處理制度為490 ℃、1.5 h，此時(shí)可溶第二相粒子回溶充分，未回溶第二相為AlCuFeMn相，斷口形貌呈現(xiàn)沿晶斷裂與少量韌窩形貌混合特征。

2) 合金具有良好的常規(guī)力學(xué)性能，適宜的T6制度為175 ℃、48 h，抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率分別為447 MPa、369 MPa和8.9%。適宜的T8制度為預(yù)變形6%+(160 ℃, 36 h)，抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率分別為500 MPa、454 MPa和10.5%，此時(shí)，合金具有較好的強(qiáng)塑性匹配。

3) 合金在T6和T8態(tài)的強(qiáng)化相均為復(fù)合相′/′相、′相和1相3種。時(shí)效前的預(yù)變形可顯著提高合金強(qiáng)度，隨預(yù)變形量的增加，合金強(qiáng)化相由′相、′相和1相為主逐漸轉(zhuǎn)向以1相為主，1相比′相、′相具有更佳的強(qiáng)化效果。

[1] 高文理, 閆 豪, 馮朝輝, 陸 政. 時(shí)效制度對(duì)2A97鋁鋰合金組織和力學(xué)性能的影響[J]. 中國(guó)有色金屬學(xué)報(bào), 2014, 24(5): 1206?1211. GAO Wen-li, YAN Hao, FENG Zhao-hui, LU Zheng. Effect of aging treatment on microstructure and mechanical properties of 2A97 Al-Li alloy[J]. The Chinese Journal of Nonferrous Metals, 2014, 24(5): 1206?1211.

[2] VICENTE A P, BAPTISTE G, FREDERIC D G, ALEXIS D, JULIE M C. Microstructural evolution during ageing of Al-Cu-Li-X alloys[J]. Acta Materialia, 2014, 66: 199?208.

[3] 鄭子樵, 李勁風(fēng), 陳志國(guó), 李紅英, 李世晨, 譚澄宇. 鋁鋰合金的合金化與微觀組織演化[J]. 中國(guó)有色金屬學(xué)報(bào), 2011, 21(10): 2337?2351. ZHENG Zi-qiao, LI Jin-feng, CHEN Zhi-guo, LI Hong-ying, LI Shi-chen, TAN Cheng-yu. Alloying and microstructural evolution of Al-Li alloys[J]. The Chinese Journal of Nonferrous Metals, 2011, 21(10): 2337?2351.

[4] RIOJA R J. Fabrication methods to manufacture isotropic isotropic Al-Li alloys and products for space and applications[J]. Materials Science and Engineering A, 1998, 257(1): 100?107.

[5] 王東林, 李世晨, 王小寧, 鄭子樵. 鋁鋰合金新型立方相的析出規(guī)律及機(jī)理[J]. 中國(guó)有色金屬學(xué)報(bào), 2009, 19(12): 2119?2127.WANG Dong-lin, LI Shi-chen, WANG Xiao-ning, ZHENG Zi-qiao. Precipitation of new cubic phase in Al-Li alloys and its mechanism[J]. The Chinese Journal of Nonferrous Metals, 2009, 19(12): 2119?2127.

[6] 李紅英. 航空航天通用型鋁鋰合金的成分設(shè)計(jì)和組織結(jié)構(gòu)與性能研究[D]. 長(zhǎng)沙: 中南大學(xué), 2007: 45?54. LI Hong-ying. Alloy designing and study of microstructure and properties of a Al-Li alloy for aerospace and aviation[D]. Changsha: Central South University, 2007: 45?54.

[7] GUPTA P K, NAYAN N, NAGASIREESHA G, SHARMA S C. Development and characterization of Al-Li alloys[J]. Materials Science and Engineer A, 2006, 420(1): 228?234.

[8] 程 彬, 鄭子樵, 范春平, 鐘繼發(fā), 韓 燁, 孫景峰. 時(shí)效制度對(duì)新型 Al-Cu-Li 合金組織與性能的影響[J]. 中國(guó)有色金屬學(xué)報(bào), 2014, 24(4): 926?933. CHENG Bin, ZHENG Zi-qiao, FAN Chun-ping, ZHONG Ji-fa, HAN Ye, SUN Jing-feng. Effect of aging treatments on microstructures and properties of new Al-Cu-Li alloy[J]. The Chinese Journal of Nonferrous Metals, 2014, 24(4): 926?933.

[9] VICENTE A P, BAPTISTE G, FREDERIC D G, ALEXIS D, JULIE M C. Microstructural evolution during ageing of Al-Cu-Li-alloys[J]. Acta Materialia, 2014, 66(11): 199?208.

[10] 楊勝利, 沈 健, 閆曉東, 李錫武, 孫寶慶, 張 飛. Al-Cu-Li-Mg-Mn-Zn-Ag合金熱變形流變行為與本構(gòu)方程[J]. 中國(guó)有色金屬學(xué)報(bào), 2015, 25(8): 2083?2091. YANG Sheng-li, SHEN Jian, YAN Xiao-dong, LI Xi-wu, SUN Bao-qing, ZHANG Fei .Flow behavior and constitutive equations of Al-Cu-Li-Mg-Mn-Zn-Ag alloy during isothermal compression[J]. The Chinese Journal of Nonferrous Metals, 2015, 25(8): 2083?2091.

[11] 楊勝利, 沈 健, 閆曉東, 李錫武, 孫寶慶, 毛柏平. 基于Al-Cu-Li合金流變行為的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶動(dòng)力學(xué)與形核機(jī)制研究[J].中國(guó)有色金屬學(xué)報(bào), 2016, 26(2): 365?374. YANG Sheng-li, SHEN Jian, YAN Xiao-dong, LI Xi-wu, SUN Bao-qing, MAO Bai-ping. Dynamic recrystallization kinetics and nucleation mechanism of Al-Cu-Li alloy based on flow behavior[J]. The Chinese Journal of Nonferrous Metals, 2016, 26(2): 365?374.

[12] HUANG J C, ARDELL A J. Addition rules and the contribution of′ precipitates to strengthening of aged Al-Li-Cu alloys[J]. Acta Metallurgica, 1988, 36(11): 2995?3006.

[13] GAYLE F W, VANDER SANDE J B. Composite recipitates in an Al-Li-Zr alloy[J]. Scripta Metallurgica, 1984, 18(2): 473?478.

[14] GREGSON P J, FLOWER H M.′ precipitation in Al-Li-Mg-Cu-Zr alloys[J]. Journal of materials Science Letters, 1984, 3(9): 829?834.

[15] PRASAD Y, SESHACHARYULU T. Processing maps for hot working of titanium alloys[J]. Materials Science and Engineering A, 1998, 243(1/2): 82?88.

[16] TSIVOULAS D, PRANGNELL P B, SIGLI C, BES B. Effects of combined Zr and Mn additions on dispersoid formation and recrystallisation behaviour of AA2198 sheet[J]. Advanced Materials Research, 2010, 89(11): 568?573.

[17] ZHANG S F, ZENG W D, YANG W H, SHI C L, WANG H G. Ageing response of a Al-Cu-Li 2198 alloy[J]. Materials and Design, 2014, 63(7): 368?374.

[18] NOBLE B, THOMPSON G E. (AlCuLi) precipitation in aluminium-copper-lithium alloys[J]. Metal Science, 2013, 6(1): 167?174.

[19] YOSHIMURA R, KONNO T J, ABE E, HIRAGA K. Transmission electron microscopy study of the early stage of precipitates in aged Al-Li-Cu alloys[J]. Acta Materialia, 2003, 51(10): 2891?2903.

[20] CHEN Z W, ZHAO K, FAN L. Combinative hardening effects of precipitation in a commercial aged Al-Cu-Li-X alloy[J]. Materials Science and Engineering A, 2013, 588: 59?64.

[21] 毛柏平. 2197鋁鋰合金板材加工工藝與組織性能的研究[D]. 北京: 北京有色金屬研究總院, 2011. MAO Bai-ping. Study on processing technology and microstructure, property of 2197 Al-Li alloy plate[D]. Beijing: General Research Institute for Nonferrous Metals, 2011.

[22] CASSADA W A, SHIFLET G J, STARKE E A. Mechanism of Al2CuLi (1) nucleation and growth[J]. Metallurgical and Materials Transactions A, 1991, 22(2): 287?297.

[23] HUANG J C, ARDELL A J. Addition rules and the contribution of' precipitates to strengthening of aged Al-Li-Cu alloys[J]. Acta Metallurgica, 1988, 36(11): 2995?3006.

[24] NIE J F, MUDDLE B C, POLMEAR I J. The effect of precipitate shape and orientation on dispersion strengthening in high strength aluminium alloys[J]. Materials Science Forum, 1996, 217: 1257?1262.

Effect of heat treatment on microstructure and properties of new Al-Cu-Li alloy

YANG Sheng-li1, SHEN Jian2, JIANG Peng1, LI Pei-yue1, YU Yan1, SONG De-jun1, TAO Huan1, GUO Wei1, FU Wen1

(1. Luoyang Ship Material Research Institute, Luoyang 471039, China; 2. State Key Laboratory of Nonferrous Metals and Processes, General Research Institute for Nonferrous Metals, Beijing 100088, China)

The relationship between microstructures and properties of a new Al-Cu-Li alloy under different solid solution and aging treatments were studied by hardness test, tensile test, SEM, EDS and TEM analysis. The results show that the second phase particles of the alloy are fully dissolved by solid solution treatment at 490 ℃ for 1.5 h, and the remaining second phase is AlCuFeMn phase. The fracture mode of the alloy is characterized by intergranular fracture and small dimple mixed fracture. The suitable T6 temper of the alloy is (175 ℃, 48 h), and the corresponding tensile strength, yield strength and elongation rate are 447 MPa, 369 MPa and 8.9%, respectively. The suitable T8 temper of the alloy is 6%+(160 ℃, 36 h), and the corresponding tensile strength, yield strength and elongation rate are 500 MPa, 454 MPa and 10.5%, respectively. The alloy shows excellent combination of strength and ductility when the pre-deformation ratio is controlled at about 6%. The strength phase of the alloy are composite phase′/′,′ and1in T6 and T8 temper. The pre-deformation greatly improves the strength of the alloy. With the increase of the pre-deformation, the mainly strengthening phase of the alloy gradually change from′/′,′ and1to the1phase.1has better strengthening effect compared with′/′ phase and′ phase.

Al-Cu-Li alloy; solid solution treatment; aging treatment; mechanical property

Project(2013CB619208) supported by the National Basic Research Development Program of China

2017-04-07;

2017-07-10

YANG Sheng-li; Tel: +86-379-67256053; E-mail: bravictors@126.com

國(guó)家重點(diǎn)基礎(chǔ)研究發(fā)展計(jì)劃資助項(xiàng)目(2013CB619208)

2017-04-07；

2017-07-10

楊勝利，工程師，博士；電話(huà)：0379-67256053；E-mail: bravictors@126.com

10.19476/j.ysxb.1004.0609.2018.06.04

1004-0609(2018)-06-1111-09

TG146.2

A

(編輯 龍懷中)