DOI：10.19476/j.ysxb.1004.0609.2017.11.01

固溶时效工艺对2297铝锂合金微观组织和力学性能的影响

李红英^{1, 2, 3, 4}，王小雨^{1, 2}，余玮琛^{1, 2}

(1. 中南大学 材料科学与工程学院，长沙 410083；

2. 中南大学 有色金属材料科学与工程教育部重点实验室，长沙 410083；

3. 中南大学 有色金属先进结构材料与制造协同创新中心，长沙 410083；

4. 轻质高强结构材料重点实验室，长沙 410083)

摘  要：通过扫描电镜(SEM)、透射电镜(TEM)和拉伸性能测试等方法系统研究固溶和时效工艺对2297铝锂合金组织和性能的影响。结果表明：实验合金较为适宜的固溶制度为((535±5) ℃，1.5 h)，基体中的第二相得到比较充分的溶解，同时抑制再结晶晶粒长大。T6态的主要强化相为T₁相和θ′相，T8态的主要强化相为T₁相，时效前的预变形可以促进T₁相的形成，提高合金的强度峰值，缩短合金达到峰值的时间，160 ℃时效后，未经预变形的合金的强度峰值为392 MPa，到峰时间为48 h，变形量为7%时，合金的强度峰值最高，达到482 MPa，到峰时间为23 h。

关键词：2297铝锂合金；固溶；时效；微观组织；力学性能

文章编号：1004-0609(2017)-11-2187-08　　     中图分类号：TG166.2　　     文献标志码：A

Al-Cu-Li合金具有比强度和比刚度高、疲劳裂纹扩展速率低等优点，其制备成本比复合材料低，因此是很有竞争力的轻质高强结构材料，广泛应用于航空航天飞行器的结构件^[1-3]。问世至今，铝锂合金经历了4个发展阶段，相应研制出了4代铝锂合金，目前，航空航天领域正在应用第3代铝锂合金^[4-5]。第3代铝锂合金和正在发展的第4代铝锂合金不再片面追求低密度，通过适当的微合金化及固溶时效改善其综合性能，既能实现结构减重，又能达到较好的强韧性平衡及良好的耐损伤性能^[6-8]。Al-Cu-Li合金经固溶处理后将合金元素溶解到基体中，淬火后得到过饱和固溶体，合金元素的固溶度和晶粒尺寸等因素对后续的时效行为会产生影响^[9-12]。Al-Cu-Li系合金的时效强化相包括δ′(Al₃Li)、θ′(Al₂Cu)、T₁(Al₂CuLi)相等^[13]，其析出顺序受Cu/Li比的影响，其形状、尺寸、数量、分布等对合金的性能产生较大影响。GAO等^[14]研究预变形量对铝锂合金的影响时发现，无预拉伸的合金存在δ′和T₁两种强化相，随着预变形的增加，合金中出现了少量S′相，拉伸强度逐渐升高。孙刚等^[15]研究热处理对2A97铝锂合金组织与性能影响时发现，高温时效初期，细小δ′相的回溶会导致铝锂合金的硬度下降，出现回归现象，随着时效时间继续增加，合金的硬度上升。袁志山等^[16]研究2A97合金时效行为时发现，经165 ℃时效18 h后，基体中形成较多的θ′′相、δ′相和分布不均匀的T₁相，使得合金强度和塑性较高。2297合金与2A97合金一样属于Al-Cu-Li系合金，是在航空航天领域具有广泛应用前景的第3代铝锂合金，但目前对于2297合金的研究报道较少。因此，本文作者研究固溶时效制度对2297铝锂合金组织和力学性能的影响，探讨其影响机理和确定适宜的固溶时效工艺，为提高合金的综合性能提供理论依据及实验指导。

1  实验

实验材料为2297合金的冷轧板材，化学成分如表1所示。在盐浴炉中进行固溶处理，温度误差在±1 ℃以内，固溶温度分别为505、520、535和550 ℃，保温时间为0.5~2 h，固溶后立即室温水淬，转移时间不超过5 s。分别对实验合金进行T6和T8时效处理，时效温度为160 ℃，时效时间为4~64 h，时效前分别进行2%、5%、7%的预变形。

采用小负荷维氏硬度仪测试实验合金时效后的硬度，载荷质量为1 kg，加载时间为30 s，每个试样取5点平均值。采用万能拉伸试验机进行常规拉伸试验，获得实验合金经不同时效处理后的抗拉强度、屈服强度和伸长率数据。采用Sirion200扫描电镜对样品进行二次电子扫描分析，主要观察实验合金拉伸断口形貌。采用TECNAIG²20型透射电镜观察时效析出相的形貌、尺寸和分布。

表1  2297合金化学成分表

Table 1 Chemical composition of 2297 alloy (mass fraction, %)

2  结果与分析

2.1  固溶组织

图1所示为实验合金分别在不同固溶温度保温

1.5 h后的显微组织照片，图1(a)、(c)、(e)和(g)为金相照片，图1(b)、(d)、(f)和(h)为SEM像。由金相照片可以看出，几种温度下的合金都发生不同程度的再结晶。经505 ℃固溶处理的实验合金的晶粒较为细小，随着固溶温度的升高，再结晶晶粒逐步长大，当固溶温度超过535 ℃后，再结晶晶粒明显粗化。由SEM像可以看出，随着固溶温度升高，基体中第二相逐渐减少，当固溶温度升高至535 ℃时，残留第二相的数量相对较少，进一步提高固溶温度至550 ℃时，残留第二相的数量及尺寸没有明显的变化。综上可知，实验合金适宜的固溶温度为535 ℃，基体中的第二相得到较充分的溶解，同时合金的晶粒度适中。

OM image                        SEM image

图1  不同温度下固溶的OM像与SEM像

Fig. 1  OM and SEM images of 2297 alloy after solution treatment at different temperatures

图2所示为实验合金在535 ℃固溶不同时间后的显微组织照片，图2(a)、(c)、(e)和(g)为金相照片，图2(b)、(d)、(f)和(h)为SEM像。由图2(a)可以看出，固溶0.5 h后，晶粒较为细小；随着固溶时间的延长，晶粒尺寸逐渐增大；当固溶时间超过1.5 h后，如图2(e)和(g)所示，晶粒明显粗化。由SEM像可以看出，固溶0.5 h后，实验合金存在较多的残留第二相粒子，随着固溶时间的延长，残留第二相的数量逐渐减少，当固溶时间延长至1.5 h时，残留第二相的数量较少；当固溶时间进一步延长至2 h时，固溶效果没有明显提高。综上可知，在535 ℃固溶保温1.5 h为实验合金适宜的固溶制度。

OM image                        SEM image

图2  合金经不同固溶时间后的OM像和SEM像

Fig. 2  OM and SEM images of 2297 alloy after solution treatment for different time

2.2  时效组织分析

在2297合金中，球状的δ′相与基体共格，具有有序的LI₂型超点阵结构，产生有序强化，但容易引起位错塞积，降低合金的韧性。θ′相是一种与基体半共格的亚稳相，形貌通常呈针状或盘片状，其从θ′′相→θ′相→θ相的演变可以使合金出现峰值应力。T₁相为不可切割的脆性析出相，呈六角形板条状，通过位错绕过机制使合金强度增加^[17-18]。图3所示为实验合金在不同时效状态下的TEM像，图3(a)和(b)对应T6峰值时效态，图3(c)和(d)对应T8状态。T6峰值时效的析出相为δ′相、θ′相、T₁相和S′相，其中θ′相和T₁相的体积分数较高，而δ′相和S′相的数量较少，表明T₁相θ′相有较好的强化效果。在图3(c)和(d)中没有观察到δ′相和S′相，且θ′相数量明显减少，基体中弥散分布了大量细小的T₁相，说明实验合金在T8态下的强化相以T₁相为主。这是由于实验合金在时效前引入了一定量的冷变形，产生大量的位错和变形带，为T₁相提供形核位置和变形储能，增加了T₁相的形核率，改善了T₁相的析出和分布情况。同时，由于T₁相大量形核，消耗了基体中的Cu、Li原子，抑制或减少了δ′相、S′相和θ′相析出。

图3  不同热处理后实验合金的TEM像

Fig. 3  TEM images of 2297 alloy after different heat treatments

图4  实验合金拉伸试样断口形貌

Fig. 4  Fracture surface morphologies of 2297 alloy after different heat treatments

T8态实验合金θ′相的数量明显减少有两个原因：一方面，预变形有促进T₁相形核的作用，T₁相会优先于θ′相在位错等缺陷处形核；另一方面，由于时效初期θ′相和T₁相互相之间争夺Cu原子，峰时效阶段T₁相通过消耗θ′相获得Cu原子，从而使θ′相溶解，导致θ′相的体积分数减少^[19]，因此随着时效时间的延长，合金中的θ′相逐渐减少，且与T6态相比T8态的θ′相数量更少。

图4所示为实验合金在不同时效状态下的拉伸断口形貌。图4(a)和(b)对应T6峰值时效态，断口形貌表现为穿晶断裂和沿晶断裂的混合型断口，可以看到少量的韧窝，但韧窝的深度较浅，尺寸不大。图4(c)和(d)对应T8态，断裂方式主要为穿晶韧性断裂，断口的韧窝数量较多，可以观察到尺寸较大且较深的韧窝，表现出较好的韧性。

2.3  时效性能分析

图5所示为实验合金分别经0(未经过预变形)、2%、5%、7%预变形后在160 ℃时效不同时间的时效硬化曲线。由图5可以看出，随时效时间延长，硬度逐渐升高，达到峰值后逐渐下降。随着预变形量的增加，合金峰值硬度明显提高，且达到峰值的时间逐渐缩短。时效初期，实验合金形成GP区和细小弥散的δ′相，随着时效时间的延长，会析出θ′′相、T₁相和少量的θ′相，且含量逐渐升高，合金强度逐渐增大。当合金的硬度达到峰值以后，细小弥散的T₁相逐渐粗化，θ′′相会转化为θ′相，最后逐渐转变成平衡θ相^[20-21]，同时，晶界附近的无沉淀析出带变宽，导致合金硬度下降。

图5  不同预变形量的实验合金在160 ℃的时效硬化曲线

Fig. 5  Aging curves of 2297 alloy with different pre-deformation aged at 160 ℃

图6  实验合金时效后力学性能随时效时间的变化曲线

Fig. 6  Tensile properties of 2297 alloy by heat treatment with different pre-deformation after aging

图6所示为实验合金时效后的力学性能随时效时间的变化曲线。由图6可以看出，随着预变形量的增加，合金的屈服强度和抗拉强度逐渐增加，且达到峰值强度的时间越来越短，伸长率逐渐减小，相比T6态，T8态合金的强度明显提高。不进行预变形处理的合金在160 ℃时效的强度峰值为392 MPa；到峰时间为48 h，当变形量为7%时，合金的强度峰值最高，达到482 MPa，到峰时间为23 h。

时效前引入一定量的冷变形，可以产生大量位错和形变带，为T₁和θ′强化相提供形核位置和变形储能，增加T₁相和θ′相的形核率，促进强化相析出并改善其分布情况^[22]。随着预变形量从2%增加到7%，实验合金的位错密度逐渐增大，形成的强化相尺寸逐渐变小，分布更加均匀，合金强度峰值越来越高，且到峰时间逐渐缩短，说明时效前的预变形对合金强化有显著作用。析出相的形状和取向都会影响铝合金的强化效果，基体位错柏式矢量在平面{111}_α上，板状T₁相以{111}_α为惯析面析出，引起的临界分切应力较大，盘状θ′相以{100}_α为惯析面析出，产生的临界分切应力要小于T₁相，因而其强化效果不如T₁相的明显^[23-25]。从透射电镜照片可以看出，相比T6态，T8态析出了大量的T₁相，且随着预变形量从2%增加到7%，合金中T₁相的数量逐渐增加，故与前几种实验条件相比，预变形量为7%时合金的强度最高。

3  结论

1) 固溶温度和时间对2297铝合金的组织和性能都有较大的影响，实验合金适宜的固溶工艺为535 ℃保温1.5 h，在该条件下固溶，基体中的第二相数量明显减少，且再结晶晶粒尺寸适中。

2) T6状态的主要强化相为T₁相和θ′相，T8状态的主要强化相为T₁相，实验合金的断裂形式为混合型断裂，T8态以韧性断裂为主。

3) 时效前的预变形可以缩短2297铝合金达到强度峰值的时间，并提高峰值强度；未经预变形的合金在160 ℃时效达到强度峰值的时间为48 h，强度峰值为392 MPa；相应的预变形量为7%的合金达到强度峰值的时间为23 h，强度峰值为482 MPa，提高了90 MPa。

REFERENCES

[1] 魏修宇, 谭澄宇, 郑子樵, 李劲风, 李 海, 李艳芬. 时效对2195铝锂合金腐蚀行为的影响[J]. 中国有色金属学报, 2004, 14(7): 1196-1200.

WEI Xiu-yu, TAN Cheng-yu, ZHENG Zi-qiao, LI Jin-feng, LI Hai, LI Yan-fen. Influence of aging on corrosion behavior of 2195 Al-Li alloy[J]. The Chinese Journal of Nonferrous Metals, 2004, 14(7): 1196-1200.

[2] LEQUEU P. Advances in aerospace aluminum[J]. Advanced Mater and Processes, 2008, 12(2): 47-49.

[3] 张振强, 许晓静, 宋 涛, 张允康, 罗 勇, 吴 瑶, 邓平安. 2099铝锂合金挤压材的组织与力学性能[J]. 中国有色金属学报, 2013, 23(4): 964-969.

ZHANG Zhen-qiang, XU Xiao-jing, SONG Tao, ZHANG Yun-kang, LUO Yong, WU Yao, DENG Ping-an. Microstructure and mechanical properties of 2099 Al-Li alloy extrusion materials[J]. The Chinese Journal of Nonferrous Metals, 2013, 23(4): 964-969.

[4] 杨守杰, 陆 正, 苏 彬, 戴圣龙, 刘伯操, 颜鸣皋. 铝锂合金研究进展[J]. 材料工程, 2001, 5(4): 44-47.

YANG Shou-jie, LU Zheng, SU Bin, DAI Sheng-long, LIU Bo-cao, YAN Ming-gao. Development of aluminum-lithium alloys[J]. Journal of Materials Engineering, 2001, 5(4): 44-47.

[5] WILLIAMS J C, STARKE J E. Progress in structural materials for aerospace systems[J]. Acta Materialia, 2003, 51(5): 5775-5799.

[6] 范春平, 郑子樵, 贾 敏, 钟继发, 程 彬, 李红萍, 吴秋萍. 2397铝锂合金显微组织、拉伸性能和断裂韧性研究[J]. 稀有金属材料与工程, 2015, 44(1): 92-95.

FAN Chun-ping, ZHENG Zi-qiao, JIA Min, ZHONG Ji-fa, CHENG Bin, LI Hong-ping, WU Qiu-ping. Microstructure, tensile property and fracture toughness of 2397 Al-Li alloy[J]. Rare Metal Materials and Engineering, 2015, 44(1): 92-95.

[7] WARNER T. Recently-developed aluminum solutions for aerospace applications[J]. Materials Science Forum, 2006, 519(521): 1271-1278.

[8] MUKHOPADHYAY A K. High strength aluminum alloy for structural application[J]. Metals Materials and Processes, 2007, 119(1): 1-26.

[9] 刘胜胆, 张新明, 黄振宝, 杜予晅, 周卓平. 固溶处理对高纯7055铝合金组织的影响[J]. 材料热处理学报, 2006, 27(3): 54-59.

LIU Sheng-dan, ZHANG Xin-ming, HUANG Zhen-bao, DU Yu-xuan, ZHOU Zhuo-ping. Effect of solution treatment on microstructure of 7055[J]. Transactions of Materials and Heat Treatment, 2006, 27(3): 54-59.

[10] ROBSON J D. Optimizing the homogenization of Zirconium containing commercial aluminium alloys using a novel process model[J]. Materials Science and Engineering A, 2002, 38(1): 219-229.

[11] 陈康华, 刘红卫, 刘允中. 强化固溶对Al-Zn-Mg-Cu合金力学性能和断裂行为的影响[J]. 金属学报, 2001, 37(1): 29-33.

CHEN Kang-hua, LIU Hong-wei, LIU Yun-zhong. Effect of promotively-solutionizing heat treat on the mechanical properties and fracture behavior of Al-Zn-Mg-Cu alloys[J]. Acta Metallurgica Sinica, 2007, 37(1): 29-33.

[12] ROBSON J D, PRANGUELL P B. Predicting the recrystallized volume fraction in AA7050 hot rolled plate[J]. Materials Science and Technology, 2002, 18(6): 607-619.

[13] 赵志龙, 刘 林, 陈 铮. 2090铝锂合金中δ′相和T₁相的复合强化作用[J]. 中国有色金属学报, 2006, 16(1): 90-93.

ZHAO Zhi-long, LIU Lin, CHEN Zheng. Co-strengthening contribution of δ′ and T₁ phases of Al-Li alloy 2090[J]. The Chinese Journal of Nonferrous Metals, 2006, 16(1): 90-93.

[14] GAO Chong, LUAN Yang, YU Jun-chuan, MA Yue. Effect of thermal-mechanical properties of 2A97 Al-Li alloy[J]. Transaction of Nonferrous Metals Society of China, 2014, 24(7): 2196-2402.

[15] 孙 刚, 苏 海, 高文理, 刘洪波, 陆 政, 冯朝辉, 张显峰. 热处理对2A97铝锂合金轧板微观组织与力学性能的影响[J]. 金属热处理, 2011, 36(2): 75-78.

SUN Gang, SU Hai, GAO Wen-li, LIU Hong-bo, LU Zheng, FENG Zhao-hui, ZHANG Xian-feng. Effect of heat treatment on microstructure and mechanical properties of rolled 2A97 Al-Li alloy plate[J]. Heat Treatment of Metal, 2011, 36(2): 75-78.

[16] 袁志山, 吴秀亮, 陆 政, 谢优华, 戴圣龙, 刘常升. 2A97铝锂合金时效行为研究[J]. 稀有金属材料与工程, 2008, 37(11): 1898-1902.

YUAN Zhi-shan, WU Xiu-liang, LU Zheng, XIE You-hua, DAI Sheng-long, LIU Chang-sheng. The aging behavior of aluminum-lithium alloy 2A97[J]. Rare Metal Materials and Engineering, 2008, 37(11): 1898-1902.

[17] 钟 申, 郑子樵, 廖中全, 蔡 彪. 时效制度对2A97铝锂合金强韧性的影响[J]. 中国有色金属学报, 2011, 21(3): 547-553.

ZHONG Shen, ZHENG Zi-qiao, LIAO Zhong-quan, CAI Biao. Effects of aging treatment on strength and fracture toughness of 2A97 aluminum-lithium alloy[J]. The Chinese Journal of Nonferrous Metals, 2011, 21(3): 547-553.

[18] 林 毅, 郑子樵, 李世晨, 孔 祥, 韩 烨. 2099铝锂合金微观组织及性能[J]. 中国有色金属学报, 2013, 23(7): 1848-1854.

LIN Yi, ZHENG Zi-qiao, LI Shi-chen, KONG Xiang, HAN Ye. Microstructures and properties of 2099 Al-Li alloy[J]. The Chinese Journal of Nonferrous Metals, 2013, 23(7): 1848-1854.

[19] KUMAR K S, BROWN S A, PICKENS J R. Structure and properties of an ultra-high strength Al-Cu-Li-Mg alloy[J]. Scripta Materiallia, 1990, 24(5): 79-84.

[20] 王喜琴, 张贵一, 王业伟. 2195铝锂合金热处理工艺研究[J]. 上海航天, 2014, 31(Z): 53-55.

WANG Xi-qin, ZHANG Gui-yi, WANG Ye-wei. Heat treatment process of 2195 aluminum-lithium alloy[J]. Aerospace Shanghai, 2014, 31(Z): 53-55.

[21] 陈永来, 李劲风, 张绪虎, 朱瑞华, 杨 柯. 2195铝锂合金搅拌摩擦焊接头组织[J]. 中国有色金属学报, 2016, 26(5): 964-972.

CHEN Yong-lai, LI Jin-feng, ZHANG Xu-hu, ZHU Rui-hua, YANG Ke. Structure of friction-stir wielding joint of 2195 Al-Li alloy[J]. The Chinese Journal of Nonferrous Metals, 2016, 26(5): 964-972.

[22] 游 文, 呙永林. 预变形量对2297合金组织与性能的影响[J]. 铝加工, 2015, 12(4): 21-25.

YOU Wen, GUO Yong-lin. Effects of pre-deformation on microstructure and properties of 2297 alloy[J]. Aluminum Fabrication, 2015, 12(4): 21-25.

[23] KUMAR K S, HEUBAUM F H. The effect of Li content on the natural aging response of Al-Cu-Li-Mg-Ag-Zr alloys[J]. Acta Materialia, 1997, 45(6): 2317-2327.

[24] 魏修宇, 郑子樵, 潘峥嵘, 陈圆圆, 李世晨, 陈秋妮. 预变形对2197铝锂合金显微组织和力学性能的影响[J]. 稀有金属材料与工程, 2008, 37(11): 1996-1999.

WEI Xiu-yu, ZHENG Zi-qiao, PAN Zheng-rong, CHEN Yuan-yuan, LI Shi-chen, CHEN Qiu-ni. The role of plastic deformation on microstructure and mechanical properties of 2197 AI-Li alloy[J]. Rare Metal Materials and Engineering, 2008, 37(11): 1996-1999.

[25] 张 健, 朱瑞华, 李劲风, 马云龙, 刘德博, 郑子樵. 时效前处理对新型Al-Cu-Li-X合金力学性能和显微组织的影响[J]. 中国有色金属学报, 2015, 25(12): 3300-3308.

ZHANG Jian, ZHU Rui-hua, LI Jin-feng, MA Yun-long, LIU De-bo, ZHENG Zi-qao. Effect of heat treatment before aging on tensile properties and microstructures of new Al-Cu-Li-X alloy[J]. The Chinese Journal of Nonferrous Metals, 2015, 25(12): 3300-3308.

Effect of solid solution and aging process on microstructure and mechanical properties of 2297 Al -Li alloy

LI Hong-ying^{1, 2, 3, 4}, WANG Xiao-yu^{1, 2}, YU Wei-chen^{1, 2}

(1. School of Materials Science and Engineering, Central South University, Changsha 410083, China;

2. Key Laboratory of Nonferrous Metal Materials Science and Engineering, Ministry of Education, Central South University, Changsha 410083, China;

3. Nonferrous Metal Oriented Advanced Structural Materials and Manufacturing Cooperative Innovation Center, Central South University, Changsha 410083, China;

4. Science and Technology on High Strength Structural Materials Laboratory, Changsha 410083, China)

Abstract: The effects of solid solution and aging process on structure and properties of 2297 Al-Li alloy were investigated by SEM, TEM and tensile tests systematically. The results show that the optimum solution treatment is determined as ((535±5) ℃, 1.5 h), and in this case, second phases can be more fully dissolved in the Al matrix and the sizes of recrystallized grains are moderate. The dominant strengthening phases during T6 are T₁ phase and θ′ phase. Pre-deforming before aging can promote the nucleation of T₁ phase, enhance the peak-aged strength and shorten the time to reach peak. The peak strength of the alloy under T6 state at 160 ℃ is 392 MPa after 48 h. The peak strength of the alloy at 7% pre-deformation is the highest strength which can reach 482 MPa after 23 h.

Key words: 2297 Al-Li alloy; solid solution; aging; microstructure; mechanical property

Received date: 2016-10-12; Accepted date: 2017-04-17

Corresponding author: LI Hong-ying; Tel: +86-731-88879341; E-mail: lhying@csu.edu.cn

(编辑  何学锋)

收稿日期：2016-10-12；修订日期：2017-04-17

通信作者：李红英，教授，博士；电话：0731-88879341；E-mail：lhying@csu.edu.cn