铝锂合金凭借其低密度、高弹性模量及高比强度等综合性能，在航空航天领域有极大应用潜力，可用于制备飞机地板梁、 机身长桁等关键承力构件[1-2]。随着航空航天飞行器的结构逐渐趋向于复杂化和整体化，铸造、挤压等传统成形工艺在制备铝锂合金构件时面临着制造工序复杂，加工流程长等问题。而具有较高成形自由度能力的激光选区熔化成形(selective laser melting,SLM)技术则为这类问题提供了解决之道，结合结构的优化设计，可以同时实现材料减重和结构减重[3-4]。 然而，由于铝锂合金凝固温度区间较宽，在成形过程中极易出现裂纹缺陷，研究表明， 通过向合金中添加一定量的Sc、Zr 或Ti 元素，有助于抑制裂纹，提高SLM 成形铝锂合金的致密度[5-7]。
铝锂合金是一种典型的可热处理强化合金。 目前，针对铝锂合金常用的热处理工艺为T6 热处理，即通过高温固溶+低温时效的方法促进强化相析出，从而优化合金性能[8-9]。 在以2195、2196 为代表的第Ⅲ代铝锂合金中，主要析出相有T1(Al2CuLi)相、θ′(Al2Cu)相和δ′(Al3Li)相等[10]。 Chen 等[11]采用515 ℃/90 min+170 ℃/36 h 的T6 热处理工艺对挤压成形2196 铝锂合金进行了热处理， 利用T1 相和θ′相的强化作用将合金的屈服强度由挤压态下的254 MPa提高至451 MPa， 但是伸长率由10.7%降低到了9.1%。Qi 等[12]对SLM 2195 铝锂合金进行了T6 热处理(520 ℃/60 min+170 ℃/6 h)，结果表明，热处理前沉积态合金的屈服强度为208 MPa， 伸长率为17.2%；T6 热处理后，基体中析出大量T1 相，屈服强度显著提高至521 MPa，但伸长率降低为6.9%。
虽然T6 热处理制度可有效提高铝锂合金的强度，但会造成塑性明显下降。 为解决这一问题，有研究者[13-16]提出双级时效制度，包括先低温后高温和先高温后低温两种时效工艺， 并在铸造铝锂合金的组织性能调控中进行了尝试。 梁文杰等[15]研究发现， 经120 ℃/2 h+160 ℃/24 h 热处理后， 铸造Al-3.5Cu-1.5Li 合金强度与T6 态相当，且其伸长率由6.1%提高到7.2%。 Li 等[16]研究了两种不同双级时效制度对铸造Al-3.7Cu-1.5Li 合金组织与性能的影响， 对合金进行150 ℃/24 h+180 ℃/12 h 先低温后高温双级时效处理后，相较于T6 态，合金在保持高强度的同时，伸长率由12.0%提高到了14.0%，而对合金进行165 ℃/36 h+130 ℃/48 h 先高温后低温时效处理后， 不仅合金的屈服强度由453 MPa 提高到470 MPa，伸长率也由12.0%提高到了13.0%。
对于SLM 成形铝锂合金而言， 由于涉及到熔池的快速凝固及沉积层多道次热循环效应，其组织和相构成与铸造铝锂合金存在差异[17-18]，相关强塑性调控机制的厘清和热处理制度的探索还有待于开展。 因此，本文以SLM 成形的2196 铝锂合金为研究对象，在Ti 元素改性的基础上，考察T6 时效和双级时效热处理制度对组织演变和力学性能的影响规律和机制。
1 实验材料与方法
实验所用Ti 改性2196 铝锂合金粉末由长沙智启新材料公司以气雾化法制备， 粒径15~53 μm，采用电感耦合等离子体发射光谱法(ICP-OES)检测其化学成分，结果如表1 所示。 使用BLT-S210 设备制备2196 铝锂合金块状试样， 成形参数如表2 所示。沉积态试样经560 ℃保温90 min 后水淬，得到固溶态试样，并进行单级时效、先低温后高温双级时效与先高温后低温双级时效3 类热处理制度的筛选。 结合不同热处理制度下合金显微硬度的变化趋势，优化出的单级时效制度为170 ℃/36 h， 此时试样的硬度值为(152.4±2.1)HV；先低温后高温双级时效制度为130 ℃/6 h+170 ℃/24 h， 此时试样的硬度值提高为(158.6±1.6) HV；先高温后低温双级时效制度为170 ℃/36 h+115 ℃/4 h， 此时试样的硬度值提高为(166.8±1.2)HV。 为了便于简述，后面将先低温后高温双级时效态表示为DTA-1 态；先高温后低温双级时效态表示为DTA-2 态。
表1 Ti-2196铝锂合金化学成分
Tab.1 Chemical composition of the Ti-2196 Al-Li alloy(mass fraction/%)
?
表2 SLM 成形工艺参数
Tab.2 Parameters applied in the SLM process
?
在Instron-3382 电子万能试验机上进行室温拉伸性能测试，拉伸速率为1 mm/min，拉伸方向与试样沉积方向垂直。 采用FEI Themis 双球差校正透射电子显微镜对沉积态和不同热处理态试样进行透射观察。透射试样采用如下步骤制备：利用电火花切割出厚度为0.8 mm 的薄片后，采用1000#砂纸将薄片厚度研磨至50 μm 左右，再通过Gatan PIPS-695 型离子减薄仪研磨制备用于TEM 表征的薄区。
2 实验结果及讨论
2.1 沉积态与固溶态试样组织与性能
2.1.1 沉积态组织与性能
在TEM 下观察沉积态试样， 可见大量微米级共晶相及方形相， 如图1a 所示。 图1b 能谱分析表明， 共晶相中Cu 元素富集， 判断共晶相可能为Al2Cu 相； 方形相中Ti 元素富集， 判断为初生β′(Al3Ti)相，该相可以促进晶粒细化，达到抑制裂纹的效果。 如图1c 所示还存在少量针状相，根据图2 给出的铝锂合金沿<110>α 和<100>α 晶带轴衍射花样标准图，结合图1d，判断该针状析出相为T1 相，推测该相与试样成形过程中沉积层多道次热循环效应过程有关[17-18]。 由于纳米级析出相较少，强化效应有限，因此试样屈服强度和抗拉强度较低，分别为(274.3±1.5)MPa 和(364.2±4.1)MPa，但断后伸长率较高，达到19.6%±0.5%(图3)。
图1 沉积态试样微观组织：(a)形貌；(b)图a EDS 图；(c)晶内针状T1(Al2CuLi)相；(d)T1 相衍射花样
Fig.1 Microstructure of the as-built samples：(a)morphology;(b)EDS of(a);(c)intragranular needle-like T1(Al2CuLi)phase;(d)SAED patterns of T1
图2 铝锂合金中主要析出相的标准衍射花样：(a)<110>α；(b)<100>α[10]
Fig.2 SAED patterns of the main precipitates phase in Al-Li alloys：(a)<110>α;(b)<100>α[10]
图3 不同热处理状态下2196 铝锂合金力学性能
Fig.3 Mechanical properties of 2196 Al-Li alloy in different heat treatment states
2.1.2 固溶态组织与性能
图4为经560 ℃/90 min 固溶处理后试样的微观组织。 图4a 为固溶态试样在<110>α 晶带轴下的微观组织，可以看出，经固溶处理之后，T1 相全部溶解，而初生β′相由于熔点高而保留，试样内部有大量位错形成。 HAADF 图像中未发现析出相， 但在{100}α 平面上观察到一些白色针状团簇(图4b)，根据文献中关于Al-Cu 合金的报道[19-20]，这些团簇可能为富Cu 团簇。 虽然没有观察到其他析出物，但图4c 在1/2{200}α 和1/2{220}α 位置显示出了超晶格斑点，表明铝锂合金中存在L12 型的析出相，考虑到初生β′相的尺寸较大，不会在衍射斑点中呈现出来， 推断这些斑点与富含Li 的有序结构有关，Neibecker 等[21]在淬火后的铝锂合金自然时效过程中观察到相似的有序结构，但并未形成δ′相。由于溶质原子回溶进铝基体中， 增加了基体中合金化元素的过饱和度，增强固溶强化效果，试样的屈服强度、抗拉强度和断后伸长率分别提高至(303.9±5.4) MPa、(429.6±4.3)MPa、20.5%±2.4%。
图4 固溶态试样微观组织：(a)<110>α 晶带轴下微观组织；(b)基体中富Cu 团簇；(c)沿<100>α 晶带轴衍射花样
Fig.4 Microstructure of solution-treated sample：(a)microstructure under<110>α zone axis;(b)Cu-rich clusters in matrix;(c)SAED patterns along<100>α zone axis
2.2 不同热处理制度下的试样组织和性能
2.2.1 T6 时效
图5为T6(170 ℃/36 h)时效态试样的显微组织。图5a 和b 分别为沿<100>α 晶带轴观察到的显微组织及衍射斑点图， 图5c 和d 分别为沿<110>α 晶带轴观察到的显微组织及衍射斑点图。 可以发现，T6时效态试样内部存在大量针状相、 白色衬度的球形相、黑色衬度的球形相，同时还有少量白色点状相和方形相。 参考图2 铝锂合金中主要析出相的标准衍射斑点，判断{111}α 晶面上析出的针状相为T1 相，{100}α 晶面上析出的针状相为θ′相， 点状相为S′(Al2CuMg)相[10]。 图5f 为图5e 中紫色方框内的方形相的放大图， 根据EDS 分析， 方形相内富含Cu 元素，Mg 元素略有富集， 判断该相可能为Pm3 结构的σ(Al6Cu5Mg2)相[10]。 图5g 为图5e 中浅黄色方框内的球形相的放大图，根据EDS 分析，白色衬度的球形相富含Ti 元素，为次生β′相，黑色衬度的球形相为δ′相。 δ′相周围包裹次生β′相，形成Al3(Li,Ti)复合结构，如图5h 所示。 由于针状相对合金强度贡献较大[22]，采用Image J 统计其平均尺寸及其数密度，170 ℃/36 h 单级时效下，θ′相和T1 相平均尺寸分别为(55.31±32.18) nm 和(110.71±61.63) nm，数密度分别为36 个/μm2 及228 个/μm2(图6)。 正是由于大量析出相的存在，T6 时效态试样的强度得到明显提升，其屈服强度、抗拉强度分别提高到了(436.6±3.4) MPa、(487.5±9.0) MPa， 但断后伸长率大大损失，降低为6.2%±0.7%(图3)。
图5 T6 时效态试样微观组织：(a)<100>α 晶带轴下微观组织；(b)沿<100>α 晶带轴衍射花样；(c)<110>α 晶带轴下微观组织；(d)沿<110>α 晶带轴衍射花样；(e)图(c)放大图；(f)σ(Al6Cu5Mg2)相放大图；(g)β′(Al3Ti)相放大图；(h)Al3(Li,Ti)复合结构放大图
Fig.5 Microstructure of T6 sample：(a)microstructure under<100>α zone axis;(b)SAED patterns along<100>α zone axis;(c)microstructure under<110>α zone axis;(d)SAED patterns along<110>α zone axis;(e)enlarged view of(c);(f)enlargement of σ(Al6Cu5Mg2)phase;(g)enlargement of β′(Al3Ti)phase;(h)enlargement of Al3(Li,Ti)composite structure
图6 不同时效制度下析出相平均尺寸及数密度的统计：(a)T1 相；(b)θ′相
Fig.6 Statistics of the average size and number density of precipitated phases under different heat treatment states：(a)T1 phase;(b)θ′phase
2.2.2 先低温后高温双级时效
图7为试样经先低温后高温双级时效(DTA-1)处理后的显微组织。 由图7a 可见，经130 ℃预时效6 h 后，试样中首先形成了富Cu 团簇以及GP 区，再经170 ℃二次时效24 h 后，如图7b 和c 所示，试样内部析出大量针状相； 析出相种类与T6 时效下相似，但尺寸及数密度有所不同。 根据统计结果，先低温后高温时效态下试样内部θ′相的平均尺寸和数密度分别为(75.48±32.76)nm 和45 个/μm2，而T1 相的平均尺寸降低为(104.18±52.74)nm，数密度升高到240 个/μm2， 这是因为低温预时效形成大量富Cu团簇及GP 区，随着二次高温时效的进行，溶质原子扩散，GP 区和富Cu 团簇可作为θ′相的前驱体，促进θ′相的析出。 同时，当Mg 和Ag 原子扩散富集到GP 区和富Cu 团簇处时，GP 区和富Cu 团簇也可作为形核质点促进T1 相的析出，相较于T6 时效态，θ′相和T1 相的数密度得到提高。 而小尺寸高密度T1 相的析出是导致试样力学性能提升的主要原因[23-24]，相较于T6 时效态试样，先低温后高温时效态试样的屈服强度、 抗拉强度和断后伸长率均有所提升，分别为(443.1±7.1)MPa、(490.1±7.3)MPa、8.3%±0.5%。
图7 DTA-1 态试样微观组织：(a)基体中富Cu 团簇及GP 区；(b)<100>α 晶带轴下微观组织；(c)<110>α 晶带轴下微观组织
Fig.7 Microstructure of DTA-1 sample：(a)Cu-rich clusters and GP zone in matrix;(b)microstructure under<100>α zone axis;(c)microstructure under<110>α zone axis
2.2.3 先高温后低温双级时效
图8为试样经先高温后低温双级时效(DTA-2)处理后的显微组织，在T6 时效(170 ℃/36 h)的基础上， 再进行115 ℃/4 h 的低温二次处理。 由图8 可知， 试样内部的析出相种类与前面所述两种时效状态下的析出相种类相似， 但析出相尺寸及数密度有所不同。 图6 显示，相较于T6 时效，先高温后低温时效态下试样内部θ′相的平均尺寸和数密度均提高，分别为(65.93±26.85)nm 和47 个/μm2，T1 相的平均尺寸稍有增大，为(114.40±66.37)nm，数密度提高为234 个/μm2，这是由于在高温时效后再对试样进行低温时效可以减缓已析出相的粗化， 同时由于时效温度降低，固溶体的相对饱和度提高，还会析出大量细小弥散δ′相、 针状相以及溶质原子团簇，会消耗Li 原子并增加晶内空位浓度， 为θ′相和T1 相的析出提供了更多的形核点[14,16]。正是由于大量细小弥散的针状相、δ′相和溶质原子团簇的形成，大大提高了试样的强度。如图3 所示，先高温后低温态试样的屈服强度、 抗拉强度和断后伸长率分别为(452.3±6.9)MPa、(490.7±3.5)MPa、8.1%±0.6%。 相较于T6 时效态试样， 先高温后低温双级时效态试样的力学性能均明显提升；相较于先低温后高温双级时效态试样，先高温后低温双级时效态试样在保持试样断后伸长率的同时，屈服强度有所提升。
图8 DTA-2 态试样微观组织：(a)<100>α 晶带轴下微观组织；(b)<110>α 晶带轴下微观组织
Fig.8 Microstructure of DTA-2 sample：(a)microstructure under<100>α zone axis;(b)microstructure under<110>α zone axis
3 结论
(1)沉积态试样内部存在少量纳米级析出相，试样的屈服强度、 抗拉强度和断后伸长率分别为(274.3±1.5)MPa、(364.2±4.1)MPa、19.6%±0.5%。 经固溶处理，基体过饱和度增大，固溶强化效果提升，试样屈服强度、 抗拉强度和断后伸长率分别提高至(303.9±5.4)MPa、(429.6±4.3)MPa、20.5%±2.4%。
(2)经170 ℃/36 h 的T6 时效处理后，试样内部形成大量析出相，在针状T1 相的强化作用下，试样强度大大提高，但断后伸长率下降，屈服强度、抗拉强度和断后伸长率分别为(436.6±3.4)MPa、(487.5±9.0)MPa、6.2%±0.7%。
(3)试样经130 ℃/6 h+170 ℃/24 h的先低温后高温双级时效处理后，由于试样在低温预时效过程中形成了大量富Cu 团簇与GP 区，高温二次时效过程中析出的T1 相尺寸更小、数密度更高，屈服强度、抗拉强度和断后伸长率均高于T6 时效态， 分别为(443.1±7.1)MPa、(490.1±7.3)MPa、8.3%±0.5%。
(4)试样经170 ℃/36 h+115 ℃/4 h 的先高温后低温双级时效处理后，试样在保持断后伸长率的同时强度提升，屈服强度、抗拉强度和断后伸长率分别为(452.3±6.9)MPa、(490.7±3.5)MPa、8.1%±0.6%。
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