热暴露对不同时效处理的铝锂合金微观组织与性能的影响

2023-11-22张淑英姜波肖盼

粉末冶金材料科学与工程 2023年5期

张淑英，姜波，肖盼

(1. 湖南工业大学材料与先进制造学院，株洲 412000；2. 常州大学材料科学与工程学院，常州 213164)

铝锂合金具有密度低、弹性模量高、比强度和比刚度高的优点，同时还具有低的疲劳裂纹扩展速率、较好的高温及低温性能。相比于复合材料，在抗冲击、塑性和修复性等方面也具有不可替代的优势[1-3]。因此，铝锂合金是现代航空航天器材设计中最具竞争力的材料之一。由于在使用过程中，Al-Cu-Li 合金不可避免地会在177 ℃下经历气动加热，特别是超音速飞机在长期运行中可能会将其结构部件加热到300 ℃左右[4]。所以近年来，以铝锂合金为原材料的部件能否在高温环境下不失效，成为研究者们关注的重要课题。目前，已有大量学者研究了低温长时或高温短时热暴露对合金微观组织与性能的影响[5-6]。KATSIKIS等[7]对Al-Li-Cu-Mg系合金在70 ℃热暴露1 000 h 过程中的组织稳定性进行研究，发现热暴露会使合金的强度增加、韧性降低。DESCHAMPS 等[8]研究了85 ℃热暴露3 000 h 对Al-Cu-Li-Mg 合金的影响，发现合金的屈服强度随暴露时间的延长而增加。ORTIZ等[9]研究了83、135 和177 ℃热暴露1 000 h 对C458 铝锂合金性能的影响，发现在135 ℃以下合金具有良好的热稳定性和力学性能，断裂韧性随热暴露温度升高而下降。WU 等[4]系统地研究了经 T85 处理的 Al-3.78Cu-1.17Li-0.7Mg-0.32Ag-0.25Mn-0.33Zn-0.12Zr合金在100～300 ℃ 热暴露100、500 和1 000 h 后的性能，指出热暴露的温度对合金热稳定性的影响大于热暴露的时间。2A97 铝锂合金是我国自主研发的一种第3 代通用型 Al-Cu-Li 系铝锂合金，北京有色金属研究总院、北京航空材料研究院、中南大学等科研院校，从2A97 材料的固溶处理工艺、时效制度、微观组织和力学性能等多方面展开研究，为材料的推广应用提供了技术基础[10-11]，但关于高温热暴露对2A97 铝锂合金微观组织与性能影响的报道不多。本文以2A97 铝锂合金为研究对象，研究热暴露对不同时效处理的铝锂合金微观组织与性能的影响，以期拓宽铝锂合金的使用范围。

1 实验

以工业纯Al(99.95%，质量分数，下同)、高纯Li(99.99%)、纯Mg(99.99%)、纯Cu(99.99%)、纯Zn(99.99%) 以及Al-13Mn、Al-2Zr 中间合金为原料。将纯Al 加入电阻炉中加热至760 ℃，待完全熔化后，加入LiCl+LiF 熔盐进行表面覆盖，向熔体中依次添加Al-13Mn、Al-2Zr 中间合金、纯Li、纯Mg、纯Cu，经搅拌、静置后在水冷铜模中浇注，获得合金铸锭。2A97 铝锂合金的化学成分如表1所列。

表1 2A97 铝锂合金的化学成分Table 1 The chemical composition of 2A97 Al-Li alloy (mass fraction, %)

将合金铸锭放入盐浴炉中均匀化处理，再进行热轧和冷轧，得到厚度为2 mm 的板材。将板材放入盐浴炉中，经505 ℃/2 h 固溶处理后在冷水中进行淬火，再切割成尺寸为10 mm×10 mm×2 mm 的样品。然后进行160 ℃/15 h 的T6(固溶处理后进行人工时效)和T8(固溶处理后经7%预变形，然后进行人工时效)时效处理，分别得到T6 和T8 态合金。

用磨抛机将T6 和T8 态合金打磨光滑平整，分别放入200、250、300 和350 ℃的马弗炉中进行热暴露。每隔2 h 取一次样，取出后放入冷水中进行水淬，样品转移时间≤ 3 s，将样品捞出用纸巾吸干水后进行硬度测试。当热暴露时间达到24 h 后每隔12 h 取样一次，达到120 h 后每隔24 h 取样一次，进行硬度测试。

将热暴露120 h 的合金用抛光剂和洗洁精抛光成镜面状，在扫描速度为7 (°)/min、扫描角度为10°～80°的条件下进行XRD 分析(日本理学公司，UItima-Ⅳ型X 射线衍射仪)，在30 kV 电压下进行SEM 分析(荷兰FEI 公司，Quanta-200 型扫描电镜)，在30 kV 电压下进行TEM 分析(荷兰FEI 公司，Tecnai G2 20 型透射电镜)，并在加载力2 kg、保压时间15 s 的条件下进行硬度测试(德国徕卡公司，LEICA VHMT 型维氏硬度计)。

2 结果及讨论

2.1 微观组织

服役过程中，合金微观组织的稳定性是性能稳定的决定因素。因此，首先对不同热暴露条件下合金的微观组织进行分析，以获得微观组织与性能稳定性之间的内在联系。图1 和图2 所示分别为T6和T8 态合金在200、250、300 和350 ℃热暴露120 h 后的XRD 衍射图谱。由图1 可知，2θ为38.47°、44.72°、65.09°和78.23°时出现的衍射峰与Al(JCPSD 03-065-2869)标准卡片特征峰位置和特征峰强度基本一致。2θ为20.62°、29.39°和42.07°时出现的衍射峰与Al2Cu(JCPSD 00-025-0012)标准卡片特征峰位置和特征峰强度基本一致。2θ为26.43°、43.87°和51.94°时出现的衍射峰与Al7Cu4Li(JCPSD 00-028-0012)标准卡片特征峰位置和特征峰强度基本一致。因此，当热暴露温度为200 ℃时，T6 态合金的主要组成相为Al 和Al2Cu 相；热暴露温度升高至250 ℃时，出现了Al7Cu4Li 相；热暴露温度继续升高至300 ℃时，Al2Cu 相消失，只存在Al 和Al7Cu4Li 相；热暴露温度为350 ℃的合金物相与300 ℃时一致。热暴露温度在300 ℃以下，合金中θ′相(Al2Cu 相)较稳定。合金在300 ℃以上暴露120 h后，θ′相溶解于基体。随热暴露温度升高，合金中溶质原子Li 和Cu 原子的扩散速率提高，更易于形成稳定性更强的Al7Cu4Li 平衡相。T8 态合金热暴露后的物相变化规律与T6 态的基本一致，热暴露并没有引起不同时效态合金中物相种类的变化。

图1 不同温度热暴露120 h 后T6 态铝锂合金的XRD 图谱Fig.1 XRD patterns of T6 Al-Li alloy after thermal exposure at different temperatures for 120 h

图2 不温度热暴露120 h 后T8 态铝锂合金的XRD 图谱Fig.2 XRD patterns of T8 Al-Li alloy after thermal exposure at different temperatures for 120 h

图3和图4 所示分别为不同温度热暴露120 h后T6 和T8 态合金的SEM 图。从图3 可知，热暴露温度为200 ℃时，T6 态合金中未见大量粗大相形成。随热暴露温度升高，晶界形成连续的粗大相与无析出带，晶内析出相粗化，这主要是由于晶界属于面缺陷，在热暴露过程中，原子热振动扩散加剧，大量元素向晶界扩散，导致晶界相粗化速度加快，抢夺邻近基体内的溶质原子，形成无析出带[12-15]。T8 态合金的SEM 结果与T6 态的相似，说明热暴露对T6 和T8 态合金的微观组织的影响规律基本一致。

图3 不同温度热暴露120 h 后T6 态铝锂合金的SEM 图Fig.3 SEM images of T6 Al-Li alloy after thermal exposure at different temperatures for 120 h

图4 不同温度热暴露120 h 后T8 态铝锂合金的SEM 图Fig.4 SEM images of T8 Al-Li alloy after thermal exposure at different temperatures for 120 h

图5和图6 所示分别为200 ℃和300 ℃热暴露120 h 后T6 态合金的TEM 图。从图5(a)可知，与2A97-T6 合金相比[16]，200 ℃热暴露后T6 态合金中θ′相(Al2Cu 相)有粗化的趋势，且θ′相数量减少，立方相数量增多。随着热暴露温度升高至300 ℃，θ′相严重粗化，且数量较200 ℃时明显减少，立方相消失，如图6(b)所示。

图6 300 ℃热暴露120 h 后T6 态铝锂合金沿[112]Al 带轴、[001]Al 带轴的暗场像和近[001]Al 带轴的明场像Fig.6 Dark field TEM images along [112]Al axis (a), [001]Al axis (b) and bright field TEM image near [001]Al axis(c) of T6 Al-Li alloy after thermal exposure at 300 ℃ for 120 h

由5(b)、6(a)与6(c)可知，与热暴露温度为200 ℃时相比，300 ℃热暴露后T1相(Al2CuLi)沿厚度方向粗化，且密度显著下降，明场像中可观察到大量粗大相的形成。基于图1 的XRD 结果，该粗大相可能为Al7Cu4Li 相，该相为Al-Cu-Li 合金中的平衡相，稳定性较弱的T1相、θ′相在该热暴露温度下回溶，为该平衡相的形成提供Cu、Li 溶质原子，导致T1相、θ′相密度下降[17-20]。

图7和图8 所示分别为200 ℃和300 ℃热暴露120 h 后T8 态合金的TEM 图。与2A97-T8 合金相比[21]，200 ℃热暴露后T8 态合金中T1相粗化且数量减少，S/S′相(Al2CuMg)消失。300 ℃热暴露后T1相严重粗化，数量较200 ℃时明显减少，T1相的粗化会使合金的力学性能下降。200 ℃热暴露后θ′相长度变短，晶界处有粗大相形成。由图8(b)和(d) 可知，300 ℃热暴露后合金中的θ′相数量明显减少，θ′相的粗化与回溶可能同时发生，高于临界回溶半径的θ′相由于溶质原子扩散速率的提高而粗化，低于临界回溶半径的θ′相发生回溶，合金的力学性能下降[22-23]。

图7 200 ℃热暴露120 h 后T8 态铝锂合金沿[112]Al 带轴、[001]Al 带轴的暗场像和近[001]Al 带轴的明场像Fig.7 Dark field TEM images along [112]Al axis (a), [001]Al axis (b) and bright field TEM images near [001]Al axis (c),(d) of T8 Al-Li alloy after thermal exposure at 200 ℃ for 120 h

图8 300 ℃热暴露120 h 后T8 态铝锂合金沿[112]Al 带轴、[001]Al 带轴的暗场像和近[001]Al 带轴的明场像Fig.8 Dark field TEM images along [112]Al axis (a), [001]Al axis (b) and bright field TEM images near [001]Al axis (c),(d) of T8 Al-Li alloy after thermal exposure at 300 ℃ for 120 h

综上所述，随热暴露温度升高，T6 态和T8 态合金中T1相和θ′相都有粗化趋势，且数量明显减少，在晶界处有粗大相析出，使合金力学性能降低。但T6 态合金中会出现一种立方相，200 ℃热暴露后，立方相的数量会增多，300 ℃时立方相消失。

2.2 硬度

图9和图10 所示分别为T6 和T8 态铝锂合金在200、250、300 和350 ℃热暴露过程中的显微硬度-暴露时间曲线。从图看出，200 ℃和250 ℃热暴露过程中，随暴露时间延长，T8 态合金的硬度下降，T6 态合金的硬度先上升后下降；300 ℃和350 ℃热暴露过程中，T6 和T8 态合金的硬度(HV)在热暴露10 h 内急剧下降，随热暴露时间延长，下降幅度逐渐减小，最终稳定在60～80范围内。200 ℃和250 ℃热暴露过程中，T8 态合金硬度的下降幅度比T6 态的大；300 ℃和350 ℃热暴露过程中，T6 和T8 态合金的硬度下降幅度差别不大，但均明显低于低温热暴露时的硬度。综上所述，合金硬度随热暴露时间延长而下降，热暴露温度愈高，硬度下降愈快；T8 态合金热暴露后硬度的下降幅度较T6 态的更大，说明T6 态合金的热稳定性高于T8 态。

图9 热暴露时间对T6 态铝锂合金硬度的影响Fig.9 Effect of thermal exposure time on hardness of T6 Al-Li alloy

图10 热暴露时间对T8 态铝锂合金硬度的影响Fig.10 Effect of thermal exposure time on hardness of T8 Al-Li alloy

随热暴露温度升高，θ′相和T1相等强化相会长大粗化，密度降低，从而使合金的硬度下降。T6态合金经200 ℃热暴露后出现立方相，立方相有一定的强化作用，但300 ℃热暴露时立方相消失，所以低温热暴露后T8 态合金硬度的下降幅度大于T6态合金，T6 态合金的热稳定性高于T8 态。但立方相的强化效果远低于T1相和θ′相，抵消不了T1相和θ′相减少带来的强度下降，所以即便出现立方相，T6 态合金经200 ℃热暴露后硬度依然会下降。