牛鳳姣 ，馬子博 ，郭亞杰 ，劉海明

（1.長(zhǎng)安大學(xué) 現(xiàn)代工程訓(xùn)練中心，陜西 西安 710061；2.長(zhǎng)安大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，陜西 西安 710061）

Al-Cu-Li 合金屬于可熱處理強(qiáng)化鋁合金，具有較高的比強(qiáng)度、良好的耐蝕性和抗疲勞性能，是航空、航天領(lǐng)域中重要的輕合金結(jié)構(gòu)材料.這是因?yàn)長(zhǎng)i是很輕的金屬元素，鋁合金中每添加1%的Li，密度下降3%，彈性模量提高6%，具有非常優(yōu)異的減重效果［1］.我國(guó)自主研發(fā)的合金2A97，其綜合性能與國(guó)外第三代鋁鋰合金性能相當(dāng)［2］.

2A97 超塑性合金板材晶粒細(xì)小、制備難度較高，具有較高的耐高溫性能［3］和抗疲勞性能［4］，可以滿足航空鋁材的應(yīng)用需求.對(duì)于可熱處理強(qiáng)化鋁合金而言，固溶處理過程非常關(guān)鍵，直接影響鋁合金后續(xù)的時(shí)效過程及最終性能［5］.超塑性鋁合金一般為細(xì)晶結(jié)構(gòu)，區(qū)別于粗晶合金，其固溶溫度較低時(shí)的第二相溶解不充分，合金性能得不到充分開發(fā)，固溶溫度越高且時(shí)間越長(zhǎng)，合金中的第二相溶解越充分，可為后續(xù)時(shí)效提供更多的固溶原子［6］.然而，過高的固溶溫度和過長(zhǎng)的固溶時(shí)間可能會(huì)導(dǎo)致過燒、淬火開裂、晶粒異常長(zhǎng)大等現(xiàn)象發(fā)生，對(duì)合金的力學(xué)性能不利［7］.另外，合金原本的細(xì)晶狀態(tài)使得晶粒長(zhǎng)大的可能性進(jìn)一步增大，同時(shí)晶界和位錯(cuò)密度的變化對(duì)合金的析出行為也會(huì)產(chǎn)生直接影響［8-9］.Dorin 等［10］研究了2198 鋁鋰合金晶粒發(fā)生回復(fù)前、后的析出行為變化，發(fā)現(xiàn)T1相有明顯的晶界異質(zhì)形核現(xiàn)象.

對(duì)于可熱處理強(qiáng)化型鋁合金，強(qiáng)化來源一般有固溶強(qiáng)化、晶界強(qiáng)化、位錯(cuò)強(qiáng)化、析出強(qiáng)化等4 種［11］，通過定量或半定量計(jì)算，明確合金中各類強(qiáng)化機(jī)制對(duì)宏觀性能的貢獻(xiàn)，有助于針對(duì)性地調(diào)控合金微觀結(jié)構(gòu)，實(shí)現(xiàn)合金性能的深度開發(fā)［8，12-14］.

Ma 等［15］比較了粗晶和超細(xì)晶7075 合金的力學(xué)性能，結(jié)果表明，經(jīng)T6 處理后納米級(jí)細(xì)晶7075 合金的屈服強(qiáng)度比粗晶時(shí)高120 MPa，量化分析強(qiáng)化來源時(shí)發(fā)現(xiàn)，超細(xì)晶時(shí)屈服強(qiáng)度高的主要原因是優(yōu)異的晶界強(qiáng)化效果，其析出強(qiáng)化效果反而不如粗晶狀態(tài).Ma等［11］利用同樣的定量計(jì)算方法研究了超細(xì)晶Al-Zn-Mg 合金中位錯(cuò)與析出強(qiáng)化對(duì)宏觀性能的貢獻(xiàn)，T6 時(shí)效工藝使晶內(nèi)包含位錯(cuò)的超細(xì)晶合金強(qiáng)度降低，塑性提高；在不含高密度位錯(cuò)的超細(xì)晶合金中影響相反，原因在于位錯(cuò)強(qiáng)化和晶界強(qiáng)化的貢獻(xiàn)降低，析出強(qiáng)化的作用不足以補(bǔ)償.Rodgers 等［16］利用類似的定量計(jì)算方法研究了3%～15% 的預(yù)拉伸對(duì)AA2195 合金后續(xù)人工時(shí)效的影響，從而證明了隨著形變量的提高，位錯(cuò)強(qiáng)化的作用增強(qiáng)，析出強(qiáng)化的作用減弱.

研究者們對(duì)2A97 合金，尤其是析出行為方面進(jìn)行了相關(guān)研究.Zhang 等［17］結(jié)合低倍（S）TEM 圖像和衍射花樣認(rèn)為2A97 合金T6 處理后的主要析出相為T1相、δ′相和少量θ′相，大角度晶界處析出連續(xù)分布的針狀析出相，周圍存在約300 nm 的晶界無(wú)析出帶.Yuan 等［18］認(rèn)為2A97 合金135 °C 時(shí)效時(shí)的主要析出相為T1相、θ"/θ′相和δ′相.對(duì)于2A97合金，亞晶界內(nèi)的位錯(cuò)作為異質(zhì)形核點(diǎn)起到促進(jìn)T1相析出的作用［19］.固溶制度對(duì)晶粒尺寸、晶界角度的調(diào)控一方面直接影響拉伸、耐蝕性等宏觀性能，另一方面可以影響合金的析出行為［20］.為使細(xì)晶2A97 合金性能通過熱處理達(dá)到最佳服役狀態(tài)，有必要對(duì)細(xì)晶的2A97 超塑性板材進(jìn)行固溶制度的探索，研究合金熱處理工藝、位錯(cuò)密度、晶粒尺寸、析出行為與力學(xué)性能之間的密切聯(lián)系，為理解“成分-工藝-結(jié)構(gòu)-性能”的四角關(guān)系提供參考，同時(shí)為進(jìn)一步的熱處理工藝改善奠定基礎(chǔ).

1 實(shí)驗(yàn)材料與方法

1.1 實(shí)驗(yàn)材料

本文所用合金為鄭州輕研合金科技有限公司提供的國(guó)產(chǎn)2A97 合金，化學(xué)成分如表1 所示.實(shí)驗(yàn)處理前的原始樣品為板材.合金在出廠前先、后經(jīng)過鑄造、均勻化、熱軋、冷軋以及分級(jí)熱處理，最終得到厚度為2 mm的板材，晶粒直徑在10 μm以下.

表1 實(shí)驗(yàn)所用2A97合金的化學(xué)成分Tab.1 The chemical composition of the 2A97 alloy used in the experiment

首先將2A97 板材線切割成10 mm×10 mm×2 mm 的試樣，在箱式電阻爐中進(jìn)行不同溫度的保溫處理（時(shí)間均為1.5 h）后水淬，溫度為500～550 °C（560 °C 固溶時(shí)合金出現(xiàn)明顯過燒）.根據(jù)晶粒尺寸及電導(dǎo)率變化，選取510 °C 和540 °C 分別作為低溫和高溫的固溶溫度，選取依據(jù)在2.1 節(jié)進(jìn)行論述，保溫時(shí)間均為1.5 h.樣品經(jīng)固溶處理后室溫水淬，之后在101-1AB型電熱鼓風(fēng)干燥箱中進(jìn)行165 °C 的中溫時(shí)效處理.

1.2 實(shí)驗(yàn)方法

硬度和拉伸性能是鋁合金的重要力學(xué)性能指標(biāo).本文采用HV-1000A 型數(shù)顯式顯微硬度計(jì)對(duì)時(shí)效樣品進(jìn)行維氏硬度測(cè)試，加載力為4.9 N，加載時(shí)間為15 s.樣品測(cè)試前進(jìn)行機(jī)械研磨、拋光、清洗，之后均勻選取至少7 個(gè)位置測(cè)試，最終結(jié)果取其平均值.拉伸試樣根據(jù)《變形鋁、鎂及其合金加工制品拉伸試驗(yàn)用試樣及方法》（GB/T 16865—2013）設(shè)計(jì)，總長(zhǎng)為55 mm，樣品的長(zhǎng)軸方向平行于板材的軋制方向.拉伸實(shí)驗(yàn)按照《金屬材料拉伸試驗(yàn)第1部分：室溫試驗(yàn)方法》（GB/T 228.1—2010）施行，拉伸速度為1.5 mm/min，每組拉伸試樣不少于4 個(gè)，最終結(jié)果取其平均值.電導(dǎo)率測(cè)試按《鋁合金電導(dǎo)率渦流測(cè)試方法》（GB/T 12966—2008）進(jìn)行，測(cè)3 個(gè)以上樣品取平均值.

微觀結(jié)構(gòu)的表征設(shè)備包括金相顯微鏡、掃描電子顯微鏡（SEM）、透射電子顯微鏡（TEM）、X 射線衍射儀（XRD）等.金相顯微鏡可以觀察鋁合金的金相組織，反映晶粒的形態(tài)及尺寸，金相觀察方向垂直于樣品的軋向和橫向，平行于軋面法向.在金相顯微鏡觀察前，合金樣品依次經(jīng)過W14、W7、W2、W0.1的砂紙研磨；之后選用0.5 μm 的金剛石懸浮液作為拋光液進(jìn)行精拋光，得到非常光亮的平面；接下來配制Keller 試劑，在樣品平面上腐蝕15 s 左右；最后在金相顯微鏡下拍攝樣品的金相組織圖像.

利用帶能譜附件的FEI Quanta 200 型掃描電子顯微鏡，可以觀察合金經(jīng)不同固溶溫度處理后的第二相種類和含量，觀察前樣品須經(jīng)過研磨、拋光處理.同時(shí)利用SEM 觀察拉伸樣品的斷口形貌，以此判斷合金不同熱處理之后的斷裂形式，斷口觀察前對(duì)樣品進(jìn)行酒精超聲波清洗，去除表面污垢.

利用FEI Tecnai G2 F20 型透射電子顯微鏡表征合金的析出行為，分析合金經(jīng)不同熱處理后析出相類型、尺寸、分布等參數(shù).為全面表征合金析出行為，成像模式有TEM和HAADF-STEM 兩種，樣品觀察方向有［110］Al和［100］Al兩種.透射電鏡測(cè)試樣品采用電解雙噴方式制備，電解液是體積比為1∶3 的硝酸甲醇混合溶液，工作電流約為60 mA.

利用Rigaku Smartlab SE 型X 射線衍射儀（XRD）測(cè)試合金位錯(cuò)密度.XRD 譜圖測(cè)試前樣品須做電解拋光處理，目的是去除表面機(jī)械研磨及拋光引入的內(nèi)應(yīng)力.

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果

2.1 金相組織觀察

實(shí)驗(yàn)所用2A97 薄板的原始晶粒非常細(xì)小，尺寸在10 μm以下，經(jīng)不同溫度固溶1.5 h后，可能發(fā)生回復(fù)再結(jié)晶，影響晶粒尺寸，并且在溫度較高時(shí)不可避免地出現(xiàn)晶粒異常長(zhǎng)大的現(xiàn)象，如圖1 所示.依據(jù)《金屬平均晶粒度測(cè)定方法》（GB/T 6394—2017），500 °C、510 °C 保溫時(shí)晶粒度等級(jí)均為11.0～11.5，晶粒尺寸相差不大，在此前提下，高溫可以溶解更多的溶質(zhì)原子，因此本文選擇510 °C 作為較低的固溶溫度代表.520 °C 時(shí)發(fā)生再結(jié)晶和異常長(zhǎng)大的晶粒增多，540 °C 及以上晶粒出現(xiàn)100 μm 以上的粗大晶粒，平均等效直徑增大明顯.520～540 °C 保溫時(shí)晶粒度等級(jí)為5.5～7.0，550 °C 保溫后晶粒尺寸異常長(zhǎng)大明顯，晶粒度等級(jí)為4.0～4.5.晶粒尺寸過大時(shí)，明顯降低晶界強(qiáng)化效果，影響力學(xué)性能，而540 ℃固溶時(shí)晶粒尺寸適當(dāng)增大，因此本文選擇540 °C 作為較高的固溶溫度代表.

圖1 合金經(jīng)不同溫度固溶處理后的金相組織和晶粒的平均等效直徑Fig.1 Metallurgical structure of alloys after solution treatment at different temperatures and average equivalent diameter of grains

一般認(rèn)為，在不過燒的前提條件下，較高的固溶溫度可使第二相更加充分地溶入基體.圖2（a）～（c）中的低倍背散射電子像展示了合金經(jīng)固溶前、后的第二相分布情況，原始樣品的第二相面積占所拍攝位置總面積的5.122%；510 ℃保溫1.5 h后，第二相所占面積比降至0.992%；540 ℃保溫1.5 h后，第二相所占面積比進(jìn)一步降至0.504%，高溫時(shí)更多的第二相粒子溶入基體.另外，金屬的導(dǎo)電性能對(duì)其微觀結(jié)構(gòu)很敏感.溶質(zhì)原子、晶格自振動(dòng)和缺陷都會(huì)成為電子運(yùn)動(dòng)的散射源，阻礙電子的運(yùn)動(dòng)，從而使鋁合金的導(dǎo)電性能下降［21］.圖2（d）為電導(dǎo)率隨固溶溫度的變化規(guī)律.在固溶時(shí)間相同的情況下，固溶溫度越高，電導(dǎo)率越低.510 ℃和540 ℃固溶淬火后，兩者的電導(dǎo)率分別為17.91%IAGS 和17.16%IAGS.可能的原因是，與510 ℃相比，540 ℃固溶淬火后基體內(nèi)容納了更多的溶質(zhì)原子.

圖2 合金不同固溶溫度處理后的背散射電子像和電導(dǎo)率Fig.2 Backscattered electron images and electrical conductivity of alloys treated at different solution temperatures

圖3 為合金表面第二相的能譜面掃描（EDSmapping）圖像.原始樣品中存在大量A12Cu 以及少量 A12CuMg 等低熔點(diǎn)第二相以及Al7Cu2Fe 等高熔點(diǎn)第二相，經(jīng)過固溶處理后，A12Cu、A12CuMg 等低熔點(diǎn)的彌散相逐漸消失，剩余Al7Cu2Fe、Al6（Fe，Mn）等熔點(diǎn)較高的第二相粒子保留在基體中.

圖3 合金表面第二相的EDS-mapping圖像Fig.3 EDS-mapping images of the second phases on the surface of alloy

本文選取510 °C 和540 °C 分別作為低溫和高溫的固溶溫度，研究固溶溫度的高、低對(duì)合金后續(xù)時(shí)效樣品微觀結(jié)構(gòu)和性能的影響.為表述方便，分別以LST 和HST 作為低溫和高溫固溶的簡(jiǎn)稱，對(duì)應(yīng)的溫時(shí)效簡(jiǎn)稱為L(zhǎng)ST-AA 和HST-AA，峰值時(shí)效簡(jiǎn)稱為L(zhǎng)ST-PA和HST-PA.

2.2 力學(xué)性能測(cè)試

2A97 合金分別經(jīng)510 ℃和540 ℃固溶淬火后，再165 ℃人工時(shí)效，時(shí)效-硬度曲線和峰值樣品的應(yīng)力-應(yīng)變曲線如圖4 所示.時(shí)效早期屬于快速時(shí)效硬化響應(yīng)階段，硬度快速上升，48 h 之后硬度上升速度放緩，分別于72 h和96 h時(shí)達(dá)到硬度峰值，峰值硬度分別為177 HV和181 HV，保持一段時(shí)間的平臺(tái)期后隨著時(shí)效時(shí)間的延長(zhǎng)，硬度開始逐漸下降，出現(xiàn)過時(shí)效現(xiàn)象.選取510 ℃和540 ℃固溶時(shí)效后的峰值樣品進(jìn)行拉伸性能測(cè)試后發(fā)現(xiàn)，前者的屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度和延伸率分別為498 MPa、546 MPa、5.7%；后者的屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度和延伸率分別為481 MPa、506 MPa、3.0%.也就是說，510 ℃固溶時(shí)效工藝得到略低的峰值硬度，但是屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度、延伸率等指標(biāo)都明顯優(yōu)于540 ℃固溶時(shí)效工藝.為探究目標(biāo)合金出現(xiàn)這種現(xiàn)象的原因，選取510 ℃和540 ℃固溶時(shí)效后的峰值樣品，即LST-PA 樣品和HST-PA 樣品作為研究對(duì)象，進(jìn)行析出行為表征以及拉伸試樣斷口觀察，結(jié)合晶粒尺寸等微觀結(jié)構(gòu)特征研究合金斷裂機(jī)理，分析合金強(qiáng)化機(jī)制.

圖4 實(shí)驗(yàn)合金力學(xué)性能的表征結(jié)果Fig.4 Characterization results of mechanical properties of the experimental alloys

2.3 顯微結(jié)構(gòu)表征

圖5 和圖6 分別為沿［110］Al和［100］Al方向觀察時(shí)LST-PA 和HST-PA 樣品的晶內(nèi)（S）TEM 圖像，電子束方向分別平行于鋁基體的［110］Al和［100］Al方向，顯示了晶內(nèi)的析出相類型和形貌.

圖5 沿［110］Al方向觀察時(shí)LST-PA和HST-PA樣品的晶內(nèi)（S）TEM圖像Fig.5 Intragranular（S）TEM images of the LST-PA and HST-PA samples viewed along the ［110］Aldirection

圖6 沿［100］Al方向觀察時(shí)LST-PA和HST-PA樣品的晶內(nèi)（S）TEM圖像Fig.6 Intragranular（S）TEM images of the LST-PA and HST-PA samples viewed along the ［100］Aldirection

兩種時(shí)效樣品的晶內(nèi)析出相均包括T1相（Al2CuLi）、δ′/θ′/δ′復(fù)合相（Al3Li/Al2Cu/ Al3Li）［22］、S相（Al2CuMg）、σ相（Al5Cu6Li2）和GPB區(qū)（Al3x-2Cu2x+2Mg2x+2）等多種類型，從數(shù)量和所占體積比例來看，T1相為主要強(qiáng)化相.圖7 為峰值樣品的低倍HAADF-STEM 圖像.由圖7 可知，晶界處主要析出T1相，并且可以看出LST-PA 樣品的晶粒尺寸明顯小于HST-PA 樣品，在拍攝范圍內(nèi)LST-PA 透射照片中的平均等效直徑約為1.4 μm，HST-PA 樣品的平均等效直徑約為3.8 μm.值得注意的是，透射電鏡拍攝區(qū)域較小，所測(cè)晶粒尺寸不能作為整體晶粒尺寸的代表，用金相組織圖統(tǒng)計(jì)晶粒尺寸更具代表性.LST-PA 樣品的晶界絕大部分屬于小角度晶界，小角度晶界處有大量T1相異質(zhì)形核，并且小角度晶界處附近沒有明顯的晶界析出帶（Precipitate-free Zone，PFZ），晶界析出的T1相尺寸與晶內(nèi)差距較小.HST-PA樣品中大角度晶界比例遠(yuǎn)高于LST-PA 樣品，晶界處同樣析出T1相，不同的是析出相尺寸更加細(xì)小、分布更加連續(xù).并且晶界附近出現(xiàn)明顯PFZ，寬度約為100 nm.

圖7 峰值樣品的低倍HAADF-STEM 圖像Fig.7 Low-magnification HAADF-STEM images of the peak-aged samples

PFZ 的寬度與相鄰兩個(gè)晶粒之間的取向差有關(guān)系，在相同處理?xiàng)l件下，小角度晶界附近PFZ 寬度小于大角度晶界［23］.與小角度晶界相比，大角度晶界處更易形成PFZ，并且有研究證明PFZ直接影響力學(xué)性能.Srivatsan 等［24］認(rèn)為晶界處的PFZ 對(duì)Al-Cu-Li 系列合金的強(qiáng)度影響不大，但是明顯降低整體塑性.Ogura等［25-27］在Al-Zn-Mg和Al-Cu-Li合金中都發(fā)現(xiàn)了PFZ 的寬化會(huì)引起合金延伸率的下降，納米壓痕硬度實(shí)驗(yàn)證明PFZ 相對(duì)于晶內(nèi)的低硬度是延伸率下降的主要原因.此外，Liu 等［28］通過晶體塑性有限元方法和擴(kuò)展有限元計(jì)算方法證明 PFZ 易引發(fā)應(yīng)力集中，加速晶界處的裂紋擴(kuò)展速率，進(jìn)而產(chǎn)生沿晶斷裂.因此，HST-PA 樣品中存在的寬大PFZ 是其延伸率較低的主要原因.

T1相為盤片狀，其強(qiáng)化效果不僅與數(shù)量密度、分布有關(guān)，與徑厚比同樣關(guān)系密切，研究證明，體積密度相同的情況下，盤片狀析出相徑厚比越大，析出強(qiáng)化的作用越強(qiáng)［29］.高倍TEM 圖像顯示，峰值時(shí)T1相基本均為1 個(gè)單胞厚度.因此，本文通過統(tǒng)計(jì)T1相的直徑，即HAADF-STEM 二維圖像中T1相的長(zhǎng)度，即可實(shí)現(xiàn)不同樣品析出相徑厚比的定性比較.峰值樣品中的主要析出相T1相的尺寸統(tǒng)計(jì)圖如圖8 所示.LST-PA 和HST-PA 樣品晶內(nèi)T1相的平均直徑分別為200.8 nm 和176.6 nm，晶界T1相的平均直徑分別為70.6 nm 和49.4 nm.也就是說，LST-PA 樣品中晶內(nèi)和晶界析出的T1相徑厚比均大于HST-PA 樣品.值得注意的是，兩者析出相的體積密度可能并不相同，因?yàn)镠ST-PA 樣品的溶質(zhì)原子數(shù)分?jǐn)?shù)更高，所以需要結(jié)合斷裂機(jī)制及強(qiáng)化機(jī)制分析得到析出強(qiáng)化在兩種合金中對(duì)強(qiáng)度的貢獻(xiàn)差異.

圖8 峰值樣品中的主要析出相T1相的尺寸統(tǒng)計(jì)圖Fig.8 Size statistics of the main T1precipitates in the peak-aged sample

2.4 斷口形貌觀察

LST-PA 和HST-PA 拉伸試樣經(jīng)拉伸斷裂后斷口的SEM 圖像如圖9 所示，同時(shí)展示了二次電子像和背散射電子像.從斷口上看，兩者都是韌脆混合斷裂.LST-PA 斷口傾斜度大，這是韌性斷裂的典型特征，同時(shí)在斷口的其他位置也存在較平的平面，屬于脆性斷裂的特征.HST-PA 樣品的斷口絕大部分較平，脆性斷裂比例大.LST-PA 樣品內(nèi)的韌窩較多，如圖9 中的橙色箭頭所示，一般來說，韌窩是由材料斷裂時(shí)空洞聚集而形成的，空洞容易在第二相顆粒處形成，有些顆粒位于韌窩中，如圖9 中藍(lán)色圓圈所示，有些顆粒在材料分離時(shí)發(fā)生脫落［30］.經(jīng)EDS表征可知，這些第二相顆粒成分為AlCuFeMn.晶間斷裂的形貌取決于晶粒形狀，從圖9 可以看出，LST-PA和HST-PA 樣品晶間斷裂的比例都比較高.晶間斷裂的原因在于晶界的強(qiáng)度低于晶內(nèi)，容易成為局部斷裂的初始位置，較高的晶界強(qiáng)度可使材料具備更高的拉伸性能［31］.LST-PA 樣品中的晶界多為小角度晶界，并且晶界析出相的尺寸也明顯高于HST-PA樣品，HST-PA 樣品中大角度晶界比例較高，晶間的析出相與晶內(nèi)差別大，尺寸細(xì)小、分布連續(xù)，同時(shí)具有較寬的PFZ，拉伸時(shí)更容易在晶界處產(chǎn)生應(yīng)力集中，這是LST-PA 樣品強(qiáng)度更高、塑性更好的重要原因.

3 分析討論

Al-Cu-Li 合金屬于析出強(qiáng)化型鋁合金，其主要的強(qiáng)化來源有4 種，分別為固溶強(qiáng)化、晶界強(qiáng)化、位錯(cuò)強(qiáng)化及析出強(qiáng)化，用公式可以表示為［16］：

式中：ΔσYS為材料的屈服強(qiáng)度；Δσss、ΔσHP、Δσd、Δσppt分別為固溶強(qiáng)化、晶界強(qiáng)化、位錯(cuò)強(qiáng)化和析出強(qiáng)化的強(qiáng)度增量.

3.1 固溶強(qiáng)化

合金的固溶強(qiáng)化效果與溶質(zhì)原子和基體原子的原子半徑差、溶質(zhì)原子數(shù)分?jǐn)?shù)有關(guān)［32］.本文合金中主要的溶質(zhì)原子包括Cu、Li、Mg 原子等幾種類型，由圖5～圖7可知，該合金中析出強(qiáng)化相的種類繁多，包括T1相（Al2CuLi）、δ′/θ′/δ′復(fù)合相（Al3Li/Al2Cu/ Al3Li）、S 相（Al2CuMg）、σ相（Al5Cu6Li2）、GPB區(qū)（Al3x-2Cu2x+2Mg2x+2）等.溶質(zhì)原子與基體原子之間相互配合，在峰值時(shí)多數(shù)以強(qiáng)化相的形式析出.假設(shè)2A97 合金的主要合金元素全部以固溶形式存在，根據(jù)Fleischer 公式［33］計(jì)算其固溶強(qiáng)化作用，如表2所示.其中Li原子在鋁合金中單位含量的固溶強(qiáng)化作用沒有查閱到相關(guān)數(shù)據(jù)，但是Noble 等［34］在研究Al-Li 合金的強(qiáng)化機(jī)制時(shí)發(fā)現(xiàn)，Li 原子的固溶強(qiáng)化作用非常弱，并且Li 在Al-Li 合金中的常溫固溶度非常低（原子數(shù)分?jǐn)?shù)低于1%）［35］，Cu、Mg 等合金元素的添加使Li 的固溶度進(jìn)一步降度［36］，使得Li 原子極容易以析出相的形式存在，因此此處沒有列出Li 原子的固溶強(qiáng)化值.經(jīng)計(jì)算，主要合金元素固溶強(qiáng)化效果最強(qiáng)時(shí)為屈服強(qiáng)度貢獻(xiàn)約61.3 MPa.峰值時(shí)絕大部分溶質(zhì)原子以析出相的形式析出，僅余少量固溶原子.

表2 2A97合金中主要溶質(zhì)原子對(duì)屈服強(qiáng)度的貢獻(xiàn)Tab.2 Data on the primary solute atoms in Al 2A97 and their contribution to yield strength

Dacostateixeira 等［37］利用TEM 和核磁共振技術(shù)研究Al-Cu 合金的強(qiáng)化機(jī)制時(shí)發(fā)現(xiàn)，過時(shí)效階段與峰值時(shí)相比，固溶狀態(tài)的Cu 原子數(shù)分?jǐn)?shù)保持不變，峰值時(shí)可析出的溶質(zhì)原子已經(jīng)充分析出.而且與析出強(qiáng)化相比，固溶強(qiáng)化在不同時(shí)效工藝峰值時(shí)的差別很?。?5］，Rodgers 等［16］在計(jì)算不同強(qiáng)化方式對(duì)變形時(shí)效AA2195合金屈服強(qiáng)度的貢獻(xiàn)時(shí)，將固溶強(qiáng)化的效果認(rèn)定為一個(gè)相同的近似值.Topping［32］在研究鋁合金強(qiáng)化機(jī)制時(shí)也采取了類似的處理方法.

本文將固溶強(qiáng)化對(duì)LST-PA 和HST-PA 樣品屈服強(qiáng)度的貢獻(xiàn)認(rèn)定為一個(gè)相同的遠(yuǎn)小于61.3 MPa 的近似值m.

3.2 晶界強(qiáng)化

在鋁合金領(lǐng)域，晶粒尺寸大于15 nm 的條件下，一般認(rèn)為細(xì)晶相比于粗晶具有更好的強(qiáng)化效果，具體可用Hall-Petch公式［38］表示：

式中：σ0為合金在單晶內(nèi)的固有強(qiáng)度；k為Hall-Petch 常數(shù)，代表晶界強(qiáng)化的有效程度［39］；d為晶粒等效直徑.對(duì)于鋁合金而言，σ0約為20 MPa，k約為0.12 MPa·m0.5［32］.結(jié)合晶粒直徑估算可得，LST-PA合金和HST-PA 合金中晶界對(duì)強(qiáng)度的貢獻(xiàn)分別約為63.8 MPa和37.1 MPa.

3.3 位錯(cuò)強(qiáng)化

LST-PA 和HST-PA 樣品都經(jīng)過了高溫固溶，均會(huì)發(fā)生回復(fù)再結(jié)晶，然而保溫溫度不同，得到的位錯(cuò)密度也不盡相同，從而影響位錯(cuò)強(qiáng)化的強(qiáng)度增量.合金內(nèi)位錯(cuò)的存在引起基體發(fā)生微應(yīng)變，Williamson-Hall 方法［40-41］證明微應(yīng)變大小與衍射峰的半高寬有關(guān)，因此可以通過以下方法計(jì)算位錯(cuò)密度對(duì)強(qiáng)度的貢獻(xiàn)：

首先，利用X 射線衍射儀在2θ角為30°～ 90°內(nèi)對(duì)固溶前、后的合金樣品進(jìn)行掃描，得到XRD 圖譜；之后用Jade 6.5 軟件得到鋁基體不同布拉格衍射角度下的半高寬B，然后利用以下公式計(jì)算樣品內(nèi)部的微應(yīng)變?chǔ)牛?2］：

式中：λ為入射電子束波長(zhǎng)；K為常數(shù)；θB為布拉格角；d為晶粒等效直徑.利用式（4）［43］計(jì)算位錯(cuò)密度ρ.

式中：b為伯格斯矢量；d為晶粒等效直徑.位錯(cuò)強(qiáng)化提供的強(qiáng)度增量與位錯(cuò)密度正相關(guān)，可用Bailey-Hirsch關(guān)系式［44］表示為：

式中：M是平均取向因子；α為與晶格結(jié)構(gòu)有關(guān)的常數(shù)［45］；μ為剪切模量度.對(duì)于本文Al-Cu-Li 合金而言，M=3.06，α=0.2，μ=26.9 GPa，b=0.286 nm［46］.

合金經(jīng)固溶前、后得到的XRD譜圖如圖10所示.利用Jade 6.5軟件得到Al基體各個(gè)衍射峰的半高寬，利用式（3）和式（4），計(jì)算得到LST-PA 和HST-PA 樣品中的位錯(cuò)密度，分別為2.08×1014m-2和0.82×1014m-2，相對(duì)于原始樣品的位錯(cuò)密度3.12×1014m-2均有明顯減小.這是由于合金在510 °C 和540 °C 保溫過程發(fā)生了回復(fù)再結(jié)晶.而540 °C保溫時(shí)溫度較高，合金發(fā)生回復(fù)再結(jié)晶的程度高于510 °C，因此位 錯(cuò)密度更低.結(jié)合式（5）計(jì)算得到LST-PA和HST-PA樣品中位錯(cuò)對(duì)強(qiáng)度的貢獻(xiàn)分別為67.9 MPa和42.7 MPa.

圖10 合金經(jīng)固溶前、后得到的XRD圖譜Fig.10 XRD patterns of the alloy before and after solid solution treatment

3.4 析出強(qiáng)化

析出強(qiáng)化的效果與析出相類型、體積密度、尺寸、分布等多種因素相關(guān)，盡管有材料科學(xué)工作者對(duì)于T1相和θ′相總結(jié)出了一定的經(jīng)驗(yàn)強(qiáng)化公式［29，47］，然而針對(duì)本文所研究的鋁合金，其析出相類型包括盤片狀T1相、盤片狀δ′/θ′/δ′復(fù)合相、板條狀S 相、方塊狀σ 相、針狀GPB 區(qū)等，種類眾多，相結(jié)構(gòu)、慣習(xí)面、尺寸等參數(shù)差異很大，可剪切性也各不相同，難以分類計(jì)算其強(qiáng)化效果，所以無(wú)法根據(jù)已有的經(jīng)驗(yàn)公式定量計(jì)算析出強(qiáng)化對(duì)力學(xué)性能的貢獻(xiàn).因此，本文采用半定量的方式，利用式（1），根據(jù)已知數(shù)據(jù)推測(cè)析出強(qiáng)化對(duì)屈服強(qiáng)度的貢獻(xiàn)，如表3所示.LST-PA和HST-PA 樣品屈服強(qiáng)度的強(qiáng)化來源以圖11中柱狀的示意圖形式表示.

圖11 固溶溫度影響下T6態(tài)合金屈服強(qiáng)度的強(qiáng)化來源Fig.11 Effect of solid solution temperature on the main components contributing to the yield strength in the T6 temper

表3 不同強(qiáng)化方式對(duì)合金強(qiáng)度的貢獻(xiàn)Tab.3 The contribution of different strengthening methods to strength of peak-aged samples MPa

由圖11 可知，LST-PA 樣品中析出強(qiáng)化對(duì)強(qiáng)度的貢獻(xiàn)低于HST-PA 樣品約35 MPa，原因在于以下幾個(gè)方面.根據(jù)圖2 中粗大第二相含量的SEM 圖像，結(jié)合電導(dǎo)率測(cè)試結(jié)果，HST-PA樣品合金元素的固溶更加充分，溶質(zhì)原子數(shù)分?jǐn)?shù)更高，并且晶界面積更小，晶界析出相尺寸也更小，因此晶內(nèi)析出相的體積密度更大.前人的研究結(jié)果表明，析出相類型相同的情況下，體積密度越大，析出強(qiáng)化對(duì)強(qiáng)度的貢獻(xiàn)也越大.另外，HST-PA 樣品中的晶界面積小于LST-PA樣品，并且晶界析出相尺寸更小，這也是HST-PA 樣品晶內(nèi)析出相體積密度更大的原因之一，并且晶內(nèi)析出相尺寸及分布更加細(xì)小彌散.綜合以上原因，HST-PA樣品析出相對(duì)強(qiáng)度的貢獻(xiàn)整體大于LST-PA樣品.

綜上所述，對(duì)于細(xì)晶合金，為使合金得到良好的力學(xué)性能，在不過燒的前提的下，固溶溫度并不是越高越好，而是必須同時(shí)保證晶粒尺寸沒有明顯長(zhǎng)大.另外，盡管510 °C 的固溶溫度相對(duì)于540 °C 使得合金T6 峰值時(shí)效時(shí)取得了更為優(yōu)異的力學(xué)性能.但是通過分析發(fā)現(xiàn)，低溫固溶時(shí)合金的析出強(qiáng)化能力并沒有得到充分展現(xiàn)，后期可通過分級(jí)固溶、調(diào)整時(shí)效工藝等手段進(jìn)一步提高該類薄板細(xì)晶2A97 合金的宏觀力學(xué)性能.

4 結(jié)論

固溶過程通過影響薄板細(xì)晶2A97 合金的晶粒尺寸、后續(xù)時(shí)效析出行為、位錯(cuò)密度等微觀結(jié)構(gòu)，可以實(shí)現(xiàn)宏觀力學(xué)性能的調(diào)控，經(jīng)過硬度、拉伸性能測(cè)試，結(jié)合金相、SEM、TEM、XRD 等表征方式，得到的主要結(jié)論如下：

1）對(duì)于細(xì)晶2A97 合金，在不過燒的前提下，固溶溫度越高，電導(dǎo)率越低，同時(shí)晶粒尺寸越大，510 °C以下合金原本的細(xì)晶組織得以保持，540 °C 及以上晶粒尺寸明顯增大.

2）510 °C 固溶時(shí)效的峰值樣品相對(duì)于540 °C 具有更高的強(qiáng)度和延伸率，主要原因在于后者位錯(cuò)密度低，晶粒尺寸較大，并且具有較寬的PFZ，造成晶界強(qiáng)度弱，不利于強(qiáng)度和塑性.

3）盡管510 °C 固溶時(shí)效的峰值樣品晶內(nèi)和晶界的主要析出相T1徑厚比均大于540 °C，但是由于540 °C 固溶后溶質(zhì)原子數(shù)分?jǐn)?shù)更高，并且晶內(nèi)析出相比例較高，因此，540 °C 固溶時(shí)效合金的析出強(qiáng)化作用更強(qiáng).