熱暴露對Al-Cu-Li 合金的組織及性能影響

吳名冬，肖代紅，黃蘭萍，劉文勝

（中南大學輕質高強結構材料重點實驗室，湖南 長沙 410083）

引言

Al-Cu-Li 合金因其低密度、優異的耐腐蝕性以及良好的強度和韌性，被廣泛應用于航空航天領域［1-2］。然而，在服役過程中，飛行器與空氣摩擦引起的氣動加熱可使機身溫度高達90～190 ℃［3］。特別是超音速飛行器在3.5 馬赫長期運行時，其部分結構 件可被加熱到約300 ℃［4］。Al-Cu-Li 合金主要通過人工時效（120～200 ℃）產生的納米析出相強化，如T1（Al2CuLi），θ'（Al2Cu），S'（Al2CuMg）和σ（Al5Cu6Mg2），這些析出相對溫度十分敏感［5-7］。因此，長時間熱暴露可通過熱力學和動力學之間的相互作用而引起析出相的變化［8-9］。服役部件微觀結構的演變會影響其安全可靠性，因而在實際應用之前了解其熱穩定性顯得至關重要。

目前，已有大量關于熱暴露對Al-Cu-Li 合金微觀結構和力學性能影響的研究。例如，Deschamps等［10］分析了Al-Cu-Li-Mg 合金在85 ℃下長達3000 h的熱暴露組織及性能。他們發現增加暴露時間可提高屈服強度，這是由于T1 相低溫下具有優異的熱穩定性。Balducci 等［11］研究了AA2099-T83 合金在200～305 ℃之間暴露200 h，認為T1 相比θ′和S′相具有更高的熱穩定性是該合金呈現出優異耐熱性的主要原因。相比于AA2099-T83 合金，添加了Ag 的AA2055-T83Al-Li 合金在305 ℃下暴露24 h 后，T1相轉變為更耐熱的Ω 相（Al2Cu，慣習面為｛1 1 1｝Al）和θ′相（Al2Cu，慣習面為｛0 0 1｝Al），這使合金呈現出更為優異的耐熱性能［12-13］。與2050-T84 合金相比，添加了微量V 和Mn 的2219-T851 合金在200 ℃下經較長時間的暴露后，其強度下降幅度減小是由于θ′相的熱穩定性優于T1 相［14］?；谏鲜龇治?，合金的熱穩定性不僅取決于析出相的特征，還受微量元素的影響。同時，已有對熱暴露的研究大多只關注高溫短時間或長時間低溫條件下，未系統分析不同熱暴露溫度區間的力學性能與顯微組織之間的關系。盡管Jabra 等［15］研究了2099-T6 和2099-T83合金在不同溫度（180～290 ℃）下長時間（0.1～1000 h）暴露的力學性能，但并未分析相應熱暴露條件下的微觀結構演變特征。

在本文中，系統地研究了T85 態Al-Cu-Li 合金在100～300 ℃溫度范圍內熱暴露500 h 后的微觀結構演變及其力學性能，分析了不同熱暴露溫度下合金的微觀結構與力學性能之間的相關性。本研究所獲得的結果有利于加深人們對熱暴露下Al-Cu-Li 合金微觀結構和力學性能影響的理解，為合金的實際應用提供有價值的參考。

1 實驗過程

本實驗用Al-Cu-Li合金為自主研制、厚度30 mm的T85 態板材。熱暴露試驗是對經T85 處理的試樣在100，125，150，175，200，250 和300 ℃下保溫處理500 h，熱暴露后的試樣經水冷以進行組織性能分析。

采用HVS-50 顯微硬度計在加載載荷5 kg，載荷保持時間為15 s 的條件下測試合金的維氏硬度；電導率使用渦流裝置（FD102）進行測量，每種狀態試樣檢測7 個點取平均值。使用Instron 3609 萬能試驗機以2 mm/min 的位移速率測試試樣沿軋制方向的拉伸性能，每種狀態的拉伸結果為3 個平行試樣的平均值，并計算其標準偏差。拉伸試樣的尺寸為Φ4 mm×35 mm 的標準棒狀樣，取自于板材的中心區域。采用Nava Nano SEM 230 型掃描電子顯微鏡（SEM）觀察拉伸試樣的斷口形貌，并通過能譜儀（EDS）分析相的元素組成。采用配備了EDS 的TalosF200X 透射電鏡（TEM）對時效析出相的演變特征進行觀察。透射試樣首先經機械磨拋至厚度約為70 μm，然后沖裁為直徑3 mm 的圓片，之后在雙噴電解減薄儀上進行最終減薄。雙噴電解液為體積比1：3 的硝酸和甲醇溶液，待雙噴電解液冷卻至-30 ℃，在電壓為15 V 下進行減薄。

2 實驗結果

2.1 微觀組織

圖1 為Al-Cu-Li 合金板材在不同熱暴露溫度下的SEM 圖。T85 態合金中含有大量沿軋制方向分布且尺寸為 0.5～2 μm 的棒狀Al20Cu2Mn3彌散相和含有少量Mg 和Ag 元素的圓形Al-Cu 相。Al20Cu2Mn3彌散相形成于均勻化過程中，低溫（＜350 ℃）對其形狀、尺寸和成分無明顯影響，是Al-Cu-Li 合金中最主要的耐熱相，主要作用為抑制再結晶晶粒長大［16］。在100 ℃熱暴露500 h 后，合金中的微觀組織未發生明顯變化。當熱暴露溫度升高至200 ℃時，觀察到大量板狀相在晶粒內部和晶界處同時析出。值得注意的是，該狀態下晶界處析出物更加密集且為連續分布。進一步升高熱暴露溫度至300 ℃時，富Cu 析出相產生明顯粗化，但伴隨著數密度的降低，特別是晶界處富Cu 相的尺寸約為1 μm，其分布由連續轉變為斷續。

圖1 T85 態Al-Cu-Li 合金板材在不同溫度下熱暴露500 h 的SEM 圖Fig.1 SEM images of the T85 treated plates subjected to thermal exposure for 500 h at different temperatures

圖2 為Al-Cu-Li 合金板材在不同熱暴露溫度下的TEM 圖?；贏l-Cu-Li 合金中主要的強化相為T1 相和θ′相，考慮到T1和θ′相與基體的取向關系：（1 0 1 0）T1//（1 1 0）Al，［0 0 1］Al//［1 1 0］θ′，觀察方向為晶帶軸［110］Al。結合高分辨特征：＜1 1 1＞α方向的條紋和斑點1/3＜2 2 0＞Al和2/3＜2 2 0＞Al（見圖2（g）），在T85 態合金中僅存在平均直徑約為47.8 nm 的板狀T1 相，且分布不均勻。隨著熱暴露溫度的升高，T1 相的直徑逐漸增大，但數密度先增加后急劇降低（見圖2（i））。當熱暴露溫度由100 ℃升高至150 ℃時，T1相的直徑從51.8 nm增至64.3 nm，而其數密度則顯著增加，由485 μm-2增加至858 μm-2。進一步升溫至 175 ℃，T1 相的平均直徑明顯增加（～100.5 nm），且發生粗化。此外，基體中出現了沿［2 0 0］Al方向的板狀析出相（紅色箭頭標注），結合 HRTEM（見圖2（h））可以確認該板狀析出相為θ′-Al2Cu［17］。這表明合金經175 ℃熱暴露500 h后，基體中同時存在θ′和T1 兩種類型的析出相，且后者占主導地位，這與Balducci 等［12］和Chen 等［18］觀察的結果相似。隨著熱暴露溫度升高至200 ℃，基體中開始析出少量類圓形相（紫色圓圈標注），之前的研究表明該相為S-Al2CuMg［19］。因此，高溫暴露使粗大θ′和S 相析出，同時T1 相顯著粗化，數密度急劇降低。

圖2 Al-Cu-Li合金板材在100～200 ℃熱暴露下的TEM 圖Fig.2 TEM images of the Al-Cu-Li alloy plate at thermal exposure temperture 100～200 ℃

圖3 為合金在高于250 ℃下熱暴露的TEM 圖。從圖3（a）中可以看出，主要析出強化相T1 已完全溶解，取而代之的是大量粗大的棒/塊狀析出相。通過進一步放大觀察（見圖3（b）），基體中還存在許多花瓣狀的Al3Zr 粒子。當熱暴露溫度進一步升高至300 ℃時，Al3Zr 粒子的數量和尺寸無明顯變化（見圖3（e）），粗大的棒/塊狀析出相仍然存在。結合EDS圖譜分析（如圖4 所示），可從元素含量和形態上確定這些相的類型。點1 處中具有棒狀形態的析出相富含Cu 和Mg，基于之前的研究結果，該板狀析出相為T2 相（Al6Cu（Li，Mg）3）［20］。相比于T2 相，點2 處方形相中的Cu 和Mg 元素較少，可鑒別為C 相［21］。Al3Zr 粒子位于這兩種相的中心，表明 Al3Zr 在高溫熱暴露過程中可作為T2 相和C 相的形核點。此外，還存在少量粗大的Al2Cu 相（見圖4（d））和AlCu-FeMn 相。

圖3 Al-Cu-Li 合金板材在250 ℃和300 ℃熱暴露下的TEM 圖Fig.3 Bright-field TEM images of the Al-Cu-Li alloy plate exposed at 250 ℃ and 300 ℃

圖4 （a）Al-Cu-Li 合金板材在300 ℃熱暴露處理下的EDS 能譜分析；（b）、（c）和（d）是（a）中析出物的EDS 點分析Fig.4 （a）EDS mapping of the T85 treated alloy exposed at 300 ℃ for 500 h；（b），（c），and（d）are the EDS analysis showing the composition of the precipitates in（a）

圖5 顯示了合金在不同熱暴露處理下典型的晶界TEM 圖。T85 態合金晶界析出相（GBPs）沿晶界呈現出連續分布（見圖5（a））。經100 ℃熱暴露后，晶界特征仍與T85 態相似，無明顯變化。在較高溫度下熱暴露（150 ℃）使晶界析出物粗化、斷續分布為長條狀。同時，沿晶界觀察到與斷續分布析出物相鄰的狹窄無沉淀析出區（PFZs）。在200 ℃時，PFZs 的寬度和GBPs 的尺寸同時增大，GBPs 的形貌也由板條狀轉變為圓形。已有研究表明，沿晶界分布的具有棒狀或圓狀形態的析出相為T2 或TB 相［22］。當熱暴露溫度高于250 ℃時，晶界和晶粒內都以粗大富Cu 相為主，這使晶內與晶界之間的析出差異減小。

圖5 Al-Cu-Li 合金板材不同熱暴露溫度下的晶界形貌圖Fig.5 Grain boundaries of the T85 treated plates exposed for 500 h at different temperatures

2.2 力學性能

圖6 為不同熱暴露溫度下合金的維氏硬度和電導率曲線。T85 態合金的硬度值隨著熱暴露溫度的增加呈現先增加后降低的趨勢。熱暴露溫度低于150 ℃的試樣硬度高于T85 態，表明合金在150 ℃以下具有良好的熱穩定性。其中，在125 ℃時，合金具有最大的硬度值（195 HV）和最低的電導率（18.4%IACS）。在150 ℃和200 ℃之間，硬度會隨著暴露溫度的增加而急劇降低，電導率則呈現相反的趨勢。熱暴露溫度高于250 ℃時，隨著暴露溫度的增加，硬度降低趨勢變緩，300 ℃時硬度值達到最低（67 HV），電導率則高達25.4 %IACS。這表明溶質原子從鋁基體中充分析出，對電子的散射效應降至最低［23］，電導率顯著提高。

圖6 合金在不同熱暴露溫度下的硬度和電導率變化曲線Fig.6 Hardness and conductivity evolution of T85 treated alloy after thermal exposure at different temperatures

圖7（a）為Al-Cu-Li 合金在不同熱暴露溫度下的拉伸應力-應變曲線，相應的強度和伸長率隨熱暴露溫度的變化如圖7（c）所示。T85 態合金的抗拉強度（UTS）為570 MPa，屈服強度（YS）為507 MPa，伸長率（EL）為10.9%?？梢钥闯?，YS 和UTS 在100～125 ℃范圍內先增加，然后隨著熱暴露溫度的升高而逐漸降低，但EL 的變化趨勢與強度相反。熱暴露溫度為125 ℃時，合金具有最高UTS 和YS，分別為648 MPa 和622 MPa，比T85 狀態下分別提高了13.6%和22.7%，對應的EL 為6.8%，比T85 態降低了36.7%。這主要歸因于T1 相的直徑和數密度隨著熱暴露溫度的增加而增加（見圖1 和圖2）。在175 ℃暴露下，T1 相粗化且數量密度急劇降低，這導致合金的UTS 下降至438 MPa，EL 增加至8.3%。當熱暴露溫度高于250 ℃時，合金的強度和延伸率隨溫度的增加無顯著變化，此時，析出相急劇粗化（見圖1 和圖3），UTS 達到最低點，約為250 MPa，延伸率卻高達17%。合金的強韌性可通過加工硬化特征反映，圖7（b）展示了合金在不同熱暴露溫度下的加工硬化速率θ，其可表示為：

圖7 合金在不同熱暴露溫度下的拉伸性能Fig.7 Tensile properties of T85 treated alloy after thermal exposure at different temperatures

式中σ表示真應力，?表示真應變。合金強度和應變硬化特性的變化可歸因于不同熱暴露溫度下析出相的演變。結合上述分析，Al-Cu-Li合金在不同熱暴露溫度下的析出演變規律為：T1 相→T1 相+θ′相→T1 相+θ′相+S 相→T2 相+C 相（見圖2 和圖3）。在熱暴露溫度低于175 ℃時，持續增加的高密度不可剪切T1 相是發生應變硬化能力降低的主要原因。高于175 ℃時，析出相類型發生轉變，且產生明顯粗化，在塑性變形過程中，位錯以Orowan 機制繞過不可剪切的粗大析出物，導致強度下降，但對位錯的存儲能力卻增加，加工硬化速率曲線也證實了該現象。

圖8 為合金在不同熱暴露溫度下拉伸試樣斷口表面的SEM 圖?？梢钥闯?，隨著熱暴露溫度的升高，合金的拉伸斷口形貌存在明顯差異，這與晶內和晶界析出相的變化相關。T85 合金的斷口形貌不規則，以光滑的表面和大量的細小韌窩為主，光亮平整的斷面伴隨著撕裂特征，這是典型的解理斷裂，呈現出韌性和脆性混合斷裂模式。熱暴露溫度為100 ℃時，合金的斷裂形貌與T85 態相似，但解理面占比增加，對應合金的伸長率降低（見圖7（c））。通過對解理面進一步放大觀察，發現解理面上存在粗大的Al-CuFeMn 和富Cu 相粒子，但這些粒子的存在并未誘發韌窩的形成（如圖8（c）所示）。隨著熱暴露溫度的升高（≤200 ℃），合金存在明顯的分層現象，即發生沿晶斷裂。相比于150 ℃暴露處理，在200 ℃下暴露后，脆性沿晶斷裂（晶界表面光滑）的比例明顯降低，取而代之的是伴有細小韌窩的韌性沿晶和穿晶斷裂。晶間斷裂表面的細小韌窩可歸因于粗大斷續的GBPs 和較軟的PFZs［24］。暴露溫度進一步提高至250 ℃，整個斷裂表面被大量細小韌窩和少量沿晶斷裂面占據。300 ℃下合金的斷裂面平整，全部為細且淺的韌窩，這表明主要的斷裂模式轉變為完全韌性穿晶斷裂（如圖8（h）所示）。進一步觀察，發現這些韌窩的大小為0.5～1.7 μm（300 ℃），高于200 ℃下的韌窩尺寸（如圖8（f）和（i）所示）。高溫下暴露使韌窩數量及尺寸不斷增加，這表明合金對位錯的存儲能力提升，與圖7（b）的結果相符。在部分韌窩底部發現了大量的小顆粒（＜500 nm），這些顆粒富含Cu，可以推斷是在高溫熱暴露過程中形成的粗大相［25］。因此，隨著熱暴露溫度的升高，斷口形貌從T85 態下的典型解理-穿晶混合型斷口轉變為150 ℃時的沿晶斷裂，超過200 ℃時，韌性穿晶斷裂逐漸占據整個斷裂面。

圖8 合金在不同熱暴露溫度下的拉伸斷口形貌Fig.8 Fracture morphology of the T85 plate before and after thermal exposure at different temperatures

3 結論

（1）在熱暴露過程中，晶粒內部的析出演變特征為：T1 相→T1 相+θ′相 →T1 相+θ′相+S 相→T2 相+C 相。

（2）熱暴露溫度低于150 ℃時，T1 相的直徑和數密度隨著溫度的增加而持續增加，相應的合金強度提升。當溫度超過150 ℃時，盡管T1 相的直徑進一步增加，但數密度卻急劇降低，同時，粗大的θ′和S 相不斷形成。因此，隨著暴露溫度升高（＞150 ℃），合金的強度和硬度降低，而導電率和伸長率增加。

（3）熱暴露溫度低于150 ℃時，斷口形貌以典型的解理-穿晶混合型斷裂為主。在150～200 ℃之間，由于 GBPs 由連續轉變為斷續，且伴隨著明顯的PFZs，這使沿晶斷裂占主導地位，對應的延伸率也隨之增加。熱暴露溫度超過250 ℃時，晶內析出相急劇粗化，對位錯的存儲能力增加，導致合金韌性顯著增加。