2198铝锂合金后续热处理制度及对织构影响的研究

朱宇波，王大鹏，于 浩，武保林

(1.沈阳航空航天大学材料科学与工程学院，沈阳 110136;2.中航工业沈阳飞机工业(集团)有限公司，沈阳 110034)

增加飞机的有效载荷和燃油效率已成为摆在航空航天领域的重大课题，因此发展质轻且具有高力学性能和加工性能的材料成为了热门话题。铝锂合金家族以其低密度和高强度、高模量以及良好的抗腐蚀性能在商业应用方面已经获得了高度的关注，在军事、航空航天领域更是击败了常规商用的2xxx系和7xxx系铝合金成为飞行器材料的首选。在Al中每增加1%的Li，就会使Al合金的密度降低3%，并且弹性模量增加6%［1－2］。在这些系列中，2198Al-Li合金显示出了良好的静态拉伸性能，容损和成型的综合性能。与先前的2195等一些铝锂合金相比，2198铝锂合金引入了更低含量的铜(从4%左右下降到3%左右)，使材料密度更低的同时在基本保持原有材料强度的情况下显著增加了材料的延伸率。

但是铝锂合金本身也存在着一些问题。例如，铝锂合金的制备问题;合金化主要限于细化组织和抑制杂质危害等方面，效果有限，需要开辟新的材料强化途径;铝锂合金结构型材本身有着比较强的各向异性，严重影响材料的加工性能及抗疲劳与抗腐蚀性能，如何弱化材料织构也是热门话题［3］。本文寄于研究这种新型材料的后续热处理制度以及热处理对织构的影响。

1 实验

本实验采用的是由加拿大庞巴迪公司生产的2198新型铝锂合金成品板材，产品厚度统一为3.18 cm，初始热处理制度为T851，其成分为Cu 3.3%、Li 1.0%、Zn 0.02%、Mn 0.01%、Zr 0.11%［4］。

将实验板材用电火花线切割切成12 mm×12 mm的方片和符合国标要求的拉伸试样。首先进行固溶温度的选取，固溶温度分别拟定为475℃、485 ℃、495℃、505℃、515℃、525℃，固溶时间初始拟定为1 h。然后把固溶淬火后的试件进行同一时效处理，时效制度选为165℃ ×24 h。其次进行固溶时间的选取，在上一步选定的固溶温度下，固溶时间分别拟定为 20 min，40 min，60 min，80 min。在选取了最佳的固溶温度和固溶时间后进行单级时效，时效温度拟定为175℃，时效总时间选定为 38 h，并分别在 10 h、14 h、18 h、22 h、26 h、30 h、34 h、38 h 时取出试件进行静态拉伸实验。

将原始板材和经过已选好的热处理制度后的试样取出，表面打磨抛光后，在DX－2000型衍射仪上进行XRD扫描，测算极图并绘制ODF图。

2 结果

2.1 后续热处理制度的制定

图1为不同固溶温度下时效后的拉伸性能曲线，材料的抗拉强度和屈服强度则是随温度增长而上升，在490～510℃到达极值并在此后基本保持平稳。而延伸率再经过极值之后有缓慢下降的趋势，由图2可知，3条曲线都呈上升趋势，到达60 min后基本不再增加。所以综合考虑，我们选500℃ ×60 min为最佳的固溶制度。

图3为时效的力学性能曲线。由图可知，抗拉强度和屈服强度随着时效时间的增加而逐渐增大，在20 h后基本保持平稳，而延伸率却随着时效时间的增加而下降，所以我们选20 h为最佳时效时间。

图4 合金在不同状态下的显微组织

2.2 微观组织分析

图4是2198铝锂合金微观组织金相图。图4(a)为原始板材，从图中可看出晶粒细长均匀，三维形貌呈长饼状，与轧制方向一致，晶粒纵向尺寸大约为5 μm，横向尺寸大约为400 μm以上，样品组织晶界清晰。图4(b)为500℃ ×1 h固溶后的金相图，晶粒形貌基本与原始组织一致，晶粒虽经过高温固溶但基体仍未明显向等轴状发展，只有少许晶粒被打断分裂。图4(c)为时效后的金相图，晶粒基本保持了原有形貌，金相中出现了些许黑质点，这些质点可能为时效后析出的第二相。

2.3 织构演变分析

如图所示，图5和图6分别为原始板材和热处理后的恒ΨODF图。通过ODF图我们得到的信息归结成表1和表2，原始板材有着较为强烈的{213}＜634＞的S组分，其强度级别达到了此ODF图最大值19.93;其次还有比较强烈的{011}＜211＞的B组分，其级别也达到了15。最后还有较弱的{001}＜100＞立方织构组分和{112}＜111＞的C组分。原始板材织构组分没有Goss({011}＜100＞)组分，所以没有形成典型的α-β取向线。从表2可以看出，经过后续固溶热处理之后，板材仍然具有较强的S{123}＜634＞组分，而B{011}＜112＞组分出现弱化，其强度级别都达到了8级。与此同时，原始板材中的立方织构组分消失，继此而重新出现了{112}＜111＞C组分，但其强度级别不高，约为8左右。由于C组分的出现使热处理后的板材形成了明显的β取向线。

表1 原始样品织构分析

表2 后续热处理后织构分析

3 分析与讨论

2198新型铝锂合金为 Al-Cu-Li合金，T851热处理制度过程中时效强化主要析出相为T1和δ'相。δ'相是铝锂合金中的一种亚稳相，它与基体及表面错配程度不大导致δ'相极易析出。时效开始时δ'相形状不规则，但会随时间的延长粗化为球形。再在其中加入Cu，则一方面提高δ'层错能，有利于从切过机制变为绕过机制，从而强化基体;另一方面则有助于析出T1相，提高合金程度［5］。

本材料为进口成品型材，重新固溶热处理一般情况下不会提高材料的强度，固溶处理是将合金元素溶解回到铝基体中去，这过程实际上是固溶强化和第二相强化的一个竞争过程，曲线中的极值处为固溶程度最好且晶粒尺寸长大不多的温度。固溶过程中第二相先是溶回基体，产生固溶强化使合金硬度提高;随固溶时间的延长，中间相质点减少，增加了位错的易动性，降低合金硬度;随固溶温度的降低，中间相扩散减慢，溶解度降低，合金固溶时间延长且硬度降低。温度过低会使机体内残留一部分过剩相，成为时效时第二相长大的质点，使第二相粗大，不易于材料性能。过高会使晶粒发生再结晶，从而使晶粒长大，出现受力不均匀的现象，这样同样制约材料性能。当Cu的含量小于5%时一般很难产生。所以2198铝锂合金的析出过程多为先从过饱和固溶体中生成G.P.区然后生成亚稳相 δ'，δ'为无优先惯析面的球状粒子，最后在 δ'的基础上生成 T1［1］。

对应于T851热处理制度，原始板材在热轧过程中同时发生形变和动态再结晶，这对织构的形成有很大的影响。如果析出相与基体共格则较易于切过，变形多以平面滑移方式。变形量不大，变形可均匀进行，但如变形量增大，形变将趋向于非均匀进行，产生相应的Brass等织构组分。对层错能较高的铝锂合金来说，如在轧制中引入显著的动态回复，则Brass组分的形成几率也将提高。如颗粒不可切过，析出相周围会引入大量局部内应力，使相邻晶粒旋转，产生细小且取向凌乱的亚晶结构，及增添些许弱织构。T1相为{111}惯析面析出相，它对织构起到调整作用。而在面心立方的Al-Cu-Li合金中 Brass织构是主要织构［6］。热轧Al-Li-Cu合金中的Brass织构与T1相是有关联的，在Al-Cu-Li合金中，当T1相在相组成中占主导地位时会导致Brass织构的密度增加，从而增加各向异性。同时，T1相在{111}上的不均匀分布也会强烈地影响合金的各向异性［7］。

对于fcc的铝合金，滑移主要在沿八面体的{111}面＜110＞方向发生，也可能在非八面体的{110}面 ＜110＞方向发生滑移［8］。对于{111}滑移面，以(111)为惯析面的T1相与{111}滑移面呈0°所以，颗粒面密度相同的情况下，非八面体滑移因其临界分切应力较小而易于进行，这对变形织构的形成有重要影响［6］。重新固溶之后，第二相被溶回基体中去，相当一次不彻底的再结晶过程。晶体形貌变化不大，亚晶发生转动，导致一些弱织构的产生。

4 结论

本研究通过力学性能测试和组织观察研究了2198新型铝锂合金的后续固溶时效热处理制度，并通过XRD衍射仪对原始板材和后续热处理的板材进行织构测算以期确定后续热处理制度对织构演变规律的影响，从而确定提高板材各向同性的最佳工艺参数。得到以下主要结论:

(1)2198新型铝锂合金的最佳后续热处理制度为固溶500℃ ×1 h，淬火后时效175℃ ×20 h。

(2)重新固溶时效之后，材料抗拉强度和屈服强度略有下降，但延伸率基本保持不变。

(3)原始板材有着较为强烈的{213}＜634＞的S组分和比较强烈的{011}＜211＞的B组分以及比较弱的Cube{001}＜100＞组分。经重新热处理后，织构的S组分没有发生改变，B组分出现弱化，只是出现了较弱{112}＜111＞的C组分，而原始板材的Cube{001}＜100＞组分基本消除。

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