2124铝合金是在传统2024铝合金基础上，降低铁、硅等杂质含量发展起来的Al-Cu-Mg系高纯、高强、高韧型铝合金。该合金不仅保持了2024铝合金的强度，而且具有较好的断裂韧度和疲劳性能。该合金T851状态具有较高的强度、抗腐蚀性能，特别适用于中温下对强度和稳定性有要求的部位，用于整体制造、大截面的飞机主承力结构件及受压承力构件^[1-3]。该合金研制成功后很快成为西方战机和空客A320、波音737/747等民用飞机的主体结构用材^[4-7]。目前仍广泛应用于美国的第四代F-22，F-35战机的主体结构件，并在未来军用及民用飞机上有着广阔的应用前景。

随着武器装备越来越高的减重需求，机身主承力框、梁、接头等主承力结构趋向整体制造，2124铝合金板材厚度规格也不断扩展，目前国外成熟应用的2124板材规格厚度达152mm，国内针对2124铝合金板材制备工艺也开展了广泛的研究。如潘清林等^[8-11]对2124铝合金的制备工艺进行了系统的研究，探讨了铸锭的均匀化工艺及其过程中的组织演变，热变形工艺参数及热变形过程的组织演化，时效过程微观组织与腐蚀性能的关系等。随着国内冶金厂设备条件的改善，国内研制的板材规格也不断扩展，目前最大已达155mm，达到国际先进水平。针对板材规格扩展，国内也进行了大量的研究^[12-16]，重点针对合金的淬透性，超厚板的时效工艺、组织与性能的关系，加工变形控制等，但上述研究重点关注2124超厚板材的纵向及横向性能，对高向性能研究较少。随着板材厚度规格的扩展和整体制造技术的发展，板材高向作为主承力方向，其高向性能水平与板材的应用紧密相关，本工作针对国产155mm厚2124铝合金预拉伸板材进行时效工艺研究，重点研究时效制度对高向拉伸性能及组织的影响，旨在为该合金的工业化生产和应用提供一定的参考。

1 实验材料与方法

实验材料采用西南铝业公司生产的155mm规格2124铝合金厚板，合金成分如表 1所示，试样原始状态为T351状态(固溶后自然时效96h)，研究的T851时效工艺参数为：时效温度170~180℃，时效时间0~20h。所有拉伸试样沿高向在板材同一宽度处取样，拉伸试样毛坯尺寸为20mm×20mm×120mm。时效处理在循环鼓风干燥箱中进行，炉温精度为±2℃。

室温拉伸实验在Instron 5887电子万能试验机上进行，实验过程按国家标准GB/T 228.1-2010进行。利用MTP-1双喷电解减薄仪制备透射电镜试样，电解液为硝酸:甲醇=1:3(体积比)。组织观察在JEM-2000FX型透射电镜上进行。采用JSM 5600LV扫描电镜进行断口形貌观察，加速电压为20kV。

2 结果与分析 2.1 不同时效工艺下合金的力学性能

图 1为不同时效工艺处理后试样的力学性能。可以看出，合金具有显著的时效硬化特性，在不同的时效制度下，随着时效时间的延长，合金的强度逐渐升高而后趋于稳定，随着时效时间的延长，伸长率下降明显。对比不同温度下的时效曲线可以看出，随着时效温度的升高，合金达到强度峰值的时间缩短，强化速率加快。综合考虑强度和伸长率，适宜的时效制度为175℃保温10h，在此条件下，合金高向的屈服强度，抗拉强度和伸长率分别为372，422MPa，2.9%。

2.2 不同时效制度下合金的组织特征 2.2.1 显微组织

图 2为2124铝合金175℃时效10h时沿[100]_Al方向的显微组织。从图 2(a)可以看出，合金基体中均匀地分布着针状的S′相以及棒状形态的弥散T相(Al₂₀Cu₂Mn₃)。图 2(b)为基体GPB区的高分辨图像，白色方框区域的FFT图，消光点{110}_Al处形成明锐的衍射斑点表明其为GPB区。图 2(c)，(d)分别为S′相的变体1和变体4。从图 2可以看出，2124铝合金经175℃时效10h后，主要强化相为S′相，基体中仍有少量GPB区存在以及少量的弥散T相。

图 3为不同时效制度下沿[100]_Al方向的显微组织。当时效时间为10h，时效温度为170℃时(图 3(a))，晶内析出相以均匀分布的针状S′相为主，晶界处析出了细小的针状S′相。随着时效温度升高到175℃(图 3(b))与180℃(图 3(c))时，晶内析出相数量明显增加，析出相间距减小，S′相形貌仍以针状为主，同时可以看出S′相在位错上析出的衬度更加清晰；晶界平衡S′相的尺寸更加粗大，但是数量减少且析出相间距增大，此外可以观察到晶界无沉淀析出带宽度增大。

对比175℃条件下，时效不同时间的显微组织(图 3(b)，(d))可以看出，时效时间从10h延长至14h，晶内针状S′相的尺寸变大，析出相数量密度增加，同时S′相在位错上析出并长大粗化，衬度越来越清晰；晶界处析出相形貌变化不大仍为短粗棒状形态，其排列的断续程度不断增加，晶间析出相随着时效时间延长发生轻微长大，其间距略有增大，此外晶界无沉淀析出带的宽度变化不是很明显。

2.2.2 扫描断口观察

图 4为不同时效制度下2124铝合金的拉伸断口形貌。可以看出，在不同的时效制度下，合金均呈现沿晶断裂和韧窝断裂的混合断裂特征。从图 4(a)~(d)可以看出，时效10h时，随着时效温度的升高，断口中韧窝特征逐渐降低，沿晶断裂比例逐渐上升，合金伸长率下降。从图 4(c)的拉伸断口放大图可以看出，175℃时效10h时，断口中存在不同尺寸的韧窝。其中尺寸较大的孔洞是在夹杂第二相颗粒处形核长大，为一次孔洞；尺寸小且浅的孔洞在弥散相处形核长大为二次孔洞。从图 4(b)，(e)，(f)可以看出，175℃时效不同时间时，随着时效时间的延长，断口中韧窝断裂的比例逐渐降低，沿晶比例逐渐上升，合金伸长率逐渐下降。

2.3 时效制度对合金组织与性能的影响 2.3.1 时效制度对合金析出行为的影响

2124铝合金在T351自然时效状态下，主要的析出相为与基体共格的GPB区及少量的S′相。在后续的人工时效过程中，已有小于临界尺寸的GPB区发生回溶，少量大于临界尺寸的GPB区和S′相开始长大；新的S′相形核并不断长大。

从热力学角度来说，析出与长大需要一定的驱动力。析出相的析出和长大与时效温度密切相关，时效温度越高，析出相析出和长大的驱动力越大，析出相的形核析出越快，析出相密度越大，长大越明显，析出相尺寸越大。这与图 3的观察结果相符，在180℃时效10h时，S′相的密度和尺寸最大。175℃时效14h析出相的密度和尺寸明显小于180℃时效10h，说明时效温度是影响析出相析出和长大的主要因素。

2.3.2 时效制度对合金性能的影响

对于时效强化的合金，其强化效果主要受基体析出相的体积分数、大小和分布影响，其强化主要取决于位错与析出相质点间的相互作用。

在自然时效状态下，合金晶内主要析出相为与基体共格的GPB区及少量的S′相，此时析出相尺寸较小，且自身强度较弱，析出相可变形，位错主要以切过粒子的方式移动，因此T351状态下合金强度较低。T851人工时效状态时，合金晶内主要析出相为S′相，如图 3所示，析出相尺寸较大，与基体不共格，位错无法切过它们，主要以绕过为主，变形机制从剪切转变为Orowan机制，析出相对强度的贡献与析出相的体积分数和析出相尺寸密切相关。在较高的时效温度下，析出相密度迅速增大，因此，在人工时效初始阶段，时效温度越高，屈服强度增大越快。值得注意的是，在不同的时效温度下，随着时效温度的升高和时效时间的延长，合金的屈服强度增大很快，而抗拉强度变化不大，这是因为屈服强度主要受析出相的影响，与析出相密度、尺寸、间距等密切相关；而抗拉强度除了受析出相的影响外，还与合金的塑性有很大的关系，本工作研究的合金在T851状态时，塑性较低，基体与晶界处的强度差较大，合金来不及发生充分的塑性变形即发生断裂，因此，不同时效制度下合金抗拉强度变化不大。

在时效热处理过程中，2124铝合金断口形貌的变化主要可以从晶粒内部和晶界处强度的变化来考虑。晶粒内部和晶界处的强度是受基体析出相尺寸、间距和密度，晶界析出相尺寸以及晶界无沉淀析出带宽度的影响。随着时效温度的升高或者时效时间的延长，晶粒内部S′相的尺寸变粗，析出相密度增加，基体强度增强。同时晶界析出相长大以及无沉淀析出带的增宽使晶界弱化，如图 3所示。基体与晶界处的强度差越来越大，更容易在晶界处发生应力集中，并产生变形集中，促使沿晶开裂的发生。因此，合金在时效温度升高或者时效时间延长后，拉伸断口形貌中沿晶断裂比例增加，合金的塑性下降。

3 结论

(1) 综合考虑合金的强度和伸长率，2124铝合金板材适宜的T851时效制度为175℃保温10h，此条件下合金高向的屈服强度，抗拉强度，伸长率分别为372，422MPa，2.9%。此时主要的强化相为S′相，含有少量的GPB区以及粗大的T相。

(2) 随着时效温度的升高和时效时间的延长，合金的屈服强度迅速升高，时效温度越高，强度上升越快，达到强度最大值的时间越短，时效温度是影响合金析出相密度和尺寸的主要因素。

(3) 随着时效温度的升高和时效时间的延长，合金的伸长率不断降低。随着时效程度的加深，晶内析出相密度不断增加，基体强度增强，晶界析出相长大以及无沉淀析出带不断增宽使晶界弱化，基体与晶界处的强度差越来越大是导致伸长率降低的主要原因。