2种时效制度对2A97合金组织和性能的影响

李红英^{1, 2}，王晓峰¹，宾杰¹，魏冬冬¹，张建飞¹

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

2. 中南大学 航空航天学院，湖南 长沙，410083)

摘要：研究2种时效制度对2A97合金组织性能的影响。研究结果表明：塑性指标随时效温度提高和时效时间延长而降低；对于同一时效温度，随着时效时间的延长，强度出现峰值，时效温度越高，出现峰值的时间越短；时效前适当的预变形可以增加位错密度，为θ′相和T₁相提供更多的形核点，使时效析出相数目增多，析出相尺寸细化，从而保证合金具有良好塑性的同时有较高的强度；2A97合金的峰值时效制度是在165 ℃保温60 h，最佳应变时效制度为预变形6%后在135 ℃保温60 h。

关键词：2A97合金；时效；组织

中图分类号：TG156           文献标志码：A         文章编号：1672-7207(2011)05-1261-09

Effect of two aging processes on microstructure and properties of alloy 2A97

LI Hong-ying^{1, 2}, WANG Xiao-feng¹, BIN Jie¹, WEI Dong-dong¹, ZHANG Jian-fei¹

(1. Key Laboratory of Nonferrous Metal Materials Science and Engineering, Ministry of Education,

 Central South University, Changsha 410083, China;

2. School of Aeronautics and Astronautics, Central South University, Changsha 410083, China)

Abstract: The effect of two different aging processes on microstructure and mechanical properties for alloy 2A97 were studied. The results show that plasticity decreases with the increase of aging temperature and aging time. Strength can reach the peak value with the increase of aging time, and the higher the aging temperature, the shorter the time for peak value. Proper predeformation amount before aging can increase the dislocation density which provides more nucleation for phase θ′ and phase T₁. As a result, more and finer precipitates form and lead to higher strength with favorable plasticity. The aging process for peak value of alloy 2A97 is aged at 165 ℃ for 60 h, and the optimum strain aging process is aged at 135 ℃ for 60 h with a predeformation amount of 6%.

Key words: alloy 2A97; aging; microstructure

随着航空航天工业的快速发展，具有较高比刚度和比强度的铝锂合金受到了越来越多的关注^[1-3]。由于航空和航天对材料性能的要求差别很大，传统铝锂合金的强韧性配合不好，难以同时满足航空航天高强高韧的目标^[4-5]。目前，铝锂合金的研究开发的基本思路都是针对航空航天的不同需求特点，分别开发满足航空或航天不同需求的铝锂合金。而研究开发一种航空航天通用的高性能新型铝锂合金，通过2种不同的热处理状态同时满足航空航天结构件的不同需求，实现“一型两用”，不仅可以节约大量的新合金研发费用，同时也为材料研制提供一种新思路。对铝合金固溶处理后进行不同的时效处理，可形成不同类型、不同尺寸和形态的第二相，对合金的组织性能产生不同的影响^[6]。工业上应用的铝锂合金通常采用T6和T8这2种热处理工艺，T8态合金具有较好的强韧性配合，但对形状复杂的工件，不能施加预变形^[7]。2A97合金是我国自主开发的一种新型Al-Cu-Li系合金，为可热处理强化的变形铝合金，同一种成分在2种热处理状态下同时满足高强高韧的要求，T6态的锻件可用于航天工业，T8态的板材可用于航空工业^[8]。本文作者研究T6和T8 2种时效制度对相同成分的2A97铝锂合金组织性能的影响，从而为调控实验合金的微观组织和性能提供基础，并最终实现高强高韧的总目标。

1  实验材料及方法

实验合金为Al-Cu-Li系铝合金，添加微量的Zn，Mg，Mn和Zr。制备方法如下：2A97合金铸锭→于(500±5) ℃均匀化退火24 h，空冷→锯切铣面→于460 ℃挤压成长×宽×高为10 mm×50 mm×500 mm的坯料→于470 ℃退火2 h→热轧成12 mm厚的板材→于450 ℃退火1.5 h→热轧成5 mm厚的板材→于450 ℃退火2 h→随炉冷却至室温→冷轧至2.0~2.3 mm，沿冷轧方向取样。

在盐浴槽中进行固溶处理，(520±1) ℃固溶处理2 h。采用水淬，水温＜38 ℃，淬火转移时间≤5 s。单级时效实验温度范围为150~180 ℃，时效时间在4~108 h范围内取值。T8处理实验温度范围为120~ 150 ℃，时效时间在12~120 h范围内取值，预变形量在3%~12%范围内取值。

利用CSS-44100电子万能试验机对热处理试样进行拉伸实验，拉伸速度为2 mm/min，测出相应的屈服强度R_p0.2、抗拉强度R_m和伸长率A。

用PLOYUAR-MET金相显微镜观察显微组织。用KYKY2800扫描电镜观察拉伸断口的形貌特征，加速电压为20 kV，利用Finder1000型能谱分析仪对第二相粒子进行能谱分析。用TecnaiG²20型透射电子显微镜观察微观组织，加速电压为160 kV，将试样机械减薄至40~60 μm，再用双喷法化学减薄，双喷液为硝酸(HNO₃)和甲醇(CH₃OH)的混合液，双喷电压为9 V左右，工作电流为90~100 mA，液氮冷却，双喷温度控制在-35~-25 ℃。

2  结果与分析

2.1  单级时效工艺

图1所示为在不同温度时效不同时间的拉伸性能，时效温度分别为150，165和180 ℃，对应的时效时间分别在48~108，24~84和4~60 h范围内取值，时间间隔均为12 h。从图1可以看出：在一定温度时效

图1 不同时效温度下合金力学性能随时效时间的变化曲线

Fig.1  Mechanical properties as a function of aging time at different aging temperatures

时，抗拉强度和屈服强度首先呈上升趋势，达到强度峰值后呈下降趋势，伸长率始终呈下降趋势；此外，时效温度越高，时效进程就越快，达到强度峰值的时间越短，当时效温度分别为150，165和180 ℃时，达到强度峰值的时间分别为84，60和12 h；在180 ℃时效时，达到峰值时效时间较短，但其强度峰值较低，塑性较差；在150 ℃时效时，达到峰值的时间较长(84 h)，最佳时效温度为165 ℃，因此，2A97合金T6态最佳时效制度为165 ℃保温60 h。

图2所示为实验合金在不同温度时效不同时间的微观组织形貌。由图2可以看出：合金显微组织主要存在球状相、针状相、方形相。球状相是δ′(Al₃Li)相或β′(Al₃Zr)相，针状相为T₁(Al₂CuLi)相或θ′(Al₂Cu)相，方形相为σ(Al₅Cu₆Mg₂)相^[9-10]。δ′相和β′相为面心立方结构，θ′相为正方结构，T₁相为六方结构，σ相为立方晶体结构。δ′相、β′和σ相与基体共格，θ′相与基体半共格，T₁相与基体不共格。σ相与基体间的共格应变能和界面能均较低，其脱溶机制不依赖晶体缺

图2  不同时效制度的微观组织

Fig.2  Microstructures of alloy 2A97 under different aging processes

陷，理论上可以在基体内普遍脱溶，实际上只有达到一定温度和时效到一定时间后，才会有部分σ相析出，随着时效过程的进行，σ相长大，但到一定时间后基本保持稳定，较高的时效温度促使σ相较快析出，但过高的温度又会导致σ相粗化。图2(a)和(b)显示：当时效温度为150 ℃时，时效24 h的组织为GP区和细小的过渡相，时效84 h后，析出了针状相(θ′或T₁)和方形相(σ)；图2(c)为在165 ℃时效24 h的组织，析出了较细密的球状相(δ′)和针状相。图2(d)为在165 ℃时效60 h的峰值时效组织，可观察到球状相、较为粗大的针状相和大量的方形相；图2(e)和(f)显示：当时效温度为180 ℃时，时效12 h后，便有较为粗大的针状相和方形相析出，时效24 h后，针状相和方形相都变得更粗大。图2(a)，(c)和(f)所示为合金在不同温度时效24 h后的微观组织，可见：当时效温度为150 ℃时，表现为明显的欠时效，当时效温度为165 ℃时，析出相较多，尺寸也较为细小的第二相；当时效温度为   180 ℃时，析出相较为粗大，出现明显的过时效现象。对应较低的时效温度，固溶体的相对过饱和程度较高，相变驱动力较大，形核率较高，而且原子扩散速率较慢，长大受到抑制，对应较高的时效温度，形核率较低且生长速率较快，第二相容易粗化。

对于固溶时效强化的合金，其强化效果取决于位错与脱溶相质点间的相互作用。当运动位错遇到脱溶质点时，或以绕过的方式通过质点并在质点周围形成位错环，或以切过质点的方式通过脱溶质点。当析出的第二相粒子较软并与基体共格或尺寸较小时，位错主要以切过粒子的方式移动，其产生的强化效果可由下式表达^[11]：

              (1)

式中：为取决于位错的系数；f为质点的体积分数；r为质点半径。

当析出的第二相粒子较硬且与基体不共格或尺寸较大时，位错主要以绕过粒子的方式移动，其产生的强化效果可由下式表达：

             (2)

式中：为取决于位错位型的系数，对于刃型位错，= 0.093，对于螺型位错，=0.14。

由式(1)和(2)可以看出：第二相的强化效果随质点的体积分数f的增大而增加，当第二相尺寸较小且较软时，强化效果随第二相尺寸增大而增加；当第二相尺寸较大且较硬时，强化效果随第二相尺寸增大而  降低。

由图1和图2可知：时效时间也对2A97合金的组织性能产生较大的影响。第二相形核和长大均需要一定时间，随着时效时间的延长，不断有析出相形核长大，导致析出量不断增大，从而使合金强度不断升高。但是，过长时间的时效会使细小的δ′相溶解^[12]，溶解后的溶质原子又会以较稳定的相析出，或促使合金中的第二相粗化，降低了第二相的弥散度。在研究中发现，时效时间比时效温度更能对2A97合金的组织性能产生影响。

图3所示为对应不同时效时间和时效温度的晶界无沉淀析出带。可以看出：经165 ℃时效60 h的晶界

图3  不同时效温度和时效时间的晶界无沉淀带

Fig.3  PFZ at different aging temperatures and time

PFZ细窄；时效时间延至84 h，或在180 ℃时效24 h后，晶界PFZ均宽化。时效前期，由于θ′和T₁相所需的相变驱动力较大，δ′相大量形核析出，释放出大量被Li原子束缚的淬火空位，自由空位浓度增加，大大减缓因“贫空位机制”而导致的晶界PFZ宽化。在高温时效，往往在晶界析出粗大相，导致晶界附近的溶质原子贫乏，因“贫溶质机制”而使PFZ宽化。

2.2  应变时效工艺

图4所示为不同预变形量的常规力学性能与时效时间的关系曲线，时效温度均为135 ℃。从图4可见：当预变形量为3%时，塑性较高，强度较低，抗拉强度R_m峰值为555 MPa，屈服强度R_p0.2峰值为515 MPa；当预变形量为6%时，抗拉强度峰值为570 MPa，与预变形量为3%时的相比提高了15 MPa，屈服强度峰值为540 MPa，提高了25 MPa，当预变形量增至12%时，强度峰值基本与6%持平，但塑性指标降幅较大。

图5所示为不同预变形量对应的微观组织。由图5可以看出：主要析出相为球状δ′相、针状θ′和T₁相，没有观察到方形σ相；当预变形量为3%时，析出较少的针状相和球状相，且球状相较为粗大；当预变形量为6%时，析出了大量细密的针状相和球状相，且分布均匀；当预变形量为12%时，针状相较多，但球状相有所减少，且分布不均匀。由于针状θ′相和T₁相与基体呈半共格和非共格关系，界面能较高，形核功较大，为了降低新相形成的界面能，θ′和T₁相主要依靠位错、亚晶界等晶体缺陷处形核，而时效前的预变形可以增加位错密度，为θ′相和T₁相提供更多的形核点^[13-14]。由于析出了数量更多、尺寸更为细小的θ′相和T₁相，合金的沉淀强化效果显著增加，从而保证合金有良好塑性的同时有较高的强度。但是，并不是预变形量越大越好，当预变形量提高到12%时，峰值强度与变形量为6%时的差不多，伸长率却降到低于9%。这是因为预变形量太大，基体中的位错数量过多，造成大量的位错缠结在一起，位错密度分布不均匀，位错密度较大的区域提供较大的变形储能，为新相形核长大提供了较大的驱动力，促使与基体呈非共格关系的第二相优先在这些区域形核，位错少的区域形核较少，因此，致使析出相分布不均匀。根据实验结果，6%的预变形较为适宜。

图6所示为经6%预变形后，不同时效温度的拉伸性能随时效时间的变化曲线。可见：伸长率随温度提高整体下降，相同温度下随时间延长呈下降趋势；在150 ℃时效24 h强度达到峰值，在135 ℃时效60 h强度达到峰值，时效温度为120 ℃时，强度呈现单一上升趋势，时效至120 h还未出现强度峰值。随着时

图4  不同预变形量下的力学性能随时效时间的变化(时效温度为135 ℃)

Fig.4  Mechanical properties as a function of aging time with different predeformation amounts

效温度提高，时效进程加快，达到强度峰值的时间缩短，但合金的峰值强度没有明显增加，伸长率却下降很多。时效前进行一定量的预变形处理，可明显降低时效温度，而时效温度的降低也可明显改善第二相的

图5  不同预变形量2A97合金的微观组织

Fig.5  Microstructures of 2A97 alloy with different predeformation amounts

析出数量与分布形态，使合金的沉淀强化效果显著增强，从而在保证良好塑性的同时大大提高了合金的   强度。

2.3  T6和T8的组织性能比较

根据前期研究结果，分别将经T6和T8 2种制度处理的力学性能指标描绘在同一坐标系。图7所示为实验合金经不同时效处理的常规力学性能随最终时效时间的变化曲线，相应的工艺制度分别为T6(165 ℃时效)、T8(预变形6%，135 ℃时效)。由图7可以看出：在保证良好塑性的前提下，采用T8时效工艺，合金

图6  不同时效温度下的力学性能随时效时间变化曲线(预变形量为6%)

Fig.6  Mechanical properties as a function of aging time at different aging temperatures with a predeformation amount of 6%

所获得的强度较高。

图8所示分别为2种不同热处理状态达到强度峰值的典型组织，T6态合金处理状态为在165 ℃时效60 h，T8态合金处理状态为预变形6%后在135 ℃时效60 h。由图8(a)可见，除了方形相外，还有针状θ′相和T₁相，暗场相显示还有球状相和豆瓣状相，这是δ′相的典型形貌和β′(Al₃Zr)/δ′(Al₃Li)复合粒子。从图8(b)可见：T8态组织只有球状相和针状相，观察不到方形σ相。T6态组织有针状相、球形相和大量方形相析出，

图7  2种不同时效处理合金常规力学性能随最终时效时间的变化曲线

Fig.7  Mechanical properties as a function of aging time of alloys aged at different temperatures and time

图8  2A97合金的典型组织

Fig.8  Typical microstructures of alloy 2A97

但针状析出物较少；在T8态组织中观察不到σ相，但有较多的针状T₁相，出现了T₁相和σ相竞争析出态势。这是因为预变形引入的晶体缺陷为T₁相提供了较多的形核点，大量细密T₁相析出，消耗了大量的Cu和Mg原子，从而抑制了σ相的析出^[15]。

采用T8时效工艺能获得较高强度，主要是因为预变形能促使合金均匀析出大量细密的针状θ′相和T₁相、θ′相，特别是T₁相的强化效果比σ相和δ′相的强化效果好。而采用T6工艺处理时，析出的第二相尺寸较为粗大，析出针状的θ′相和T₁相较少，因此，其强度较低。2A97合金T6态的时效温度为165 ℃，T8处理的最佳时效制度是：预变形为6%，在135 ℃保温60 h。说明时效前进行一定量的预变形处理，可明显降低时效温度，而时效温度降低也可明显改善第二相的析出数量与分布形态，从而在保证良好塑性的同时大大提高了合金的强度。

3  结论

(1) 随时效温度提高，塑性指标明显降低，出现强度峰值的时间缩短；当时效温度为180 ℃时，达到峰值的时间较短，但其强度峰值较低，塑性较差；当时效温度为150 ℃时，达到峰值的时间较长，在165 ℃时效的强塑性与150 ℃时的相当，而达到峰值的时间较短。2A97合金的峰值时效制度为在165 ℃保温60 h。

(2) 在保证良好塑性的前提下，采用T8时效工艺，2A97合金所获得的强度较高。时效前的预变形可以增加位错密度，为θ′相和T₁相提供更多的形核点，使时效析出相数目增多，析出相尺寸细化，合金的沉淀强化效果因此增加，从而保证合金在具有良好塑性的同时有较高的强度。过大的预变形量导致大量位错缠结在一起，位错分布不均匀而导致第二相分布不均   匀，不仅强化效果不佳，而且塑性受到影响。2A97合金的最佳T8时效制度是：预变形为6%，在135 ℃保温60 h。

参考文献：

[1] 霍红庆, 郝维新, 耿桂宏, 等. 航天轻型结构材料: 铝锂合金的发展[J]. 真空与低温, 2005, 11(2): 63-69.
HUO Hong-qing, HAO Wei-xin, GENG Gui-hong, et al. Development of the new aerocraft material: Aluminum-lithium alloy[J]. Vacuum and Cryogenics, 2005, 11(2): 63-69.

[2] 尹登峰, 郑子樵. 铝锂合金研究开发的历史与现状[J]. 材料导报, 2003, 17(2): 18-20.
YIN Deng-feng, ZHENG Zi-qiao. History and current status of aluminum-lithium alloys research and development[J]. Materials Review, 2003, 17(2): 18-20.

[3] 刘志义, 李云涛, 刘延斌, 等. Al-Cu-Mg-Ag合金析出相的研究进展[J]. 中国有色金属学报, 2007, 17(12): 1905-1915.
LIU Zhi-yi, LI Yun-tao, LIU Yan-bin, et al. Development of Al-Cu-Mg-Ag alloys[J]. The Chinese Journal of Nonferrous Metals, 2007, 17(12): 1905-1915.

[4] 袁志山, 吴秀亮, 陆政, 等. 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, et al. The aging behavior of aluminum-lithium alloy 2A97[J]. Rare Metal Materials and Engineering, 2008, 37(11): 1898-1902.

[5] 甘卫平, 周兆锋, 杨伏良. Al-Li合金强韧化机理及途径[J]. 材料导报, 2003, 17(9): 13-15.
GAN Wei-ping, ZHOU Zhao-feng, YANG Fu-liang. Obdurability of Al-Li alloy: Mechanism and improvement methods[J]. Materials Review, 2003, 17(9): 13-15.

[6] 曾周亮, 宁康琪, 彭北山. 高强铝合金第二相强化及其机理[J]. 冶金丛刊, 2008(4): 5-7.
ZENG Zhou-liang, NING Kang-qi, PENG Bei-shan. Mechanism and second phase strengthening of high strength aluminum alloy[J]. Metallurgical Collections, 2008(4): 5-7.

[7] Kim J D, Park J K. Effect of stretching on the precipitation kinetics of an Al-2.0Li-2.8Cu-0.5Mg(0.13Zr) alloy[J]. Metall Trans, 1993, 24A(12): 2613-2621.

[8] 李红英, 张孝军, 张建飞, 等. 分级时效对新型Al-Cu-Li系合金组织性能的影响[J]. 中国有色金属学报, 2008, 18(3): 426-432.
LI Hong-ying, ZHANG Xiao-jun, ZHANG Jian-fei, et al. Effect of multi-stage ageing treatments on microstructures and mechanical properties of new-type Al-Cu-Li alloy[J]. The Chinese Journal of Nonferrous Metals, 2008, 18(3): 426-432.

[9] Yoshimura R, Toyohiko J K, Abe E, et al. Transmission electron microscopy study of the evolution of precipitates in aged Al-Li-Cu alloys: The θ′ and T₁ phases[J]. Acta Materialia, 2003, 51(14): 4251-4266.

[10] Yoshimura R, Konno T J, Abe E, et al. Transmission electron microscopy study of the early stage of precipitates in aged Al-Li-Cu alloys[J]. Acta Materialia, 2003, 51(10): 2891-2903.

[11] 郑子樵. 材料科学基础[M]. 长沙: 中南大学出版社, 2005: 74-477.

ZHENG Zi-qiao. Foundations of materials science and engineering[M]. Changsha: Central South University Press, 2005: 74-477.

[12] 韩冬峰, 郑子樵, 蒋呐, 等. 高强可焊2195铝锂合金热压缩变形的流变应力[J]. 中国有色金属学报, 2004, 12(14): 2090-2095.
HAN Dong-feng, ZHENG Zi-qiao, JIANG Na, et al. Flow stress of high-strength weldable 2195 aluminium-lithium alloy during hot compression deformation[J]. The Chinese Journal of Nonferrous Metals, 2004, 12(14): 2090-2095.

[13] Pickens J R, Heubaum F H, Kramer L S. Ultra-high strength, forgeable Al-Cu-Li- Ag-Mg alloy[J]. Scripta Metall Mater, 1990, 24(3): 457-462.

[14] Tack W T, Heubaum F H, Pickens J R. Mechanical property evaluations of a new, ultra-high strength Al-Cu-Li-Ag-Mg alloy[J]. Scripta Metall Mater, 1990, 24(9): 1685-1690.

[15] LI Hong-ying, TANG Yi, ZENG Zai-de, et al. Effect of ageing time on strength and microstructures of an Al-Cu-Li-Zn- Mg-Mn-Zr alloy[J]. Materials Science and Engineering A, 2008, 498(1/2): 314-320.

(编辑 赵俊)

收稿日期：2010-03-20；修回日期：2010-06-09

基金项目：湖南有色研究基金资助项目(Y2008-01-006)

通信作者：李红英(1963-)，女，湖南湘乡人，博士，教授，从事金属及合金的强韧化研究；电话：0731-88836328；E-mail: lhying@csu.edu.cn