锂是自然界中最轻的金属，每添加1%(质量分数)的锂于铝中，能使合金密度降低3%，弹性模量提高6%，比弹性模量增加9%，其强度可与2024，7075等铝合金媲美^{[1, 2]}。此外，少量的Li元素在铝合金时效过程中会析出共格强化相δ′ (Al₃Li)，提高铝合金的力学性能，因此Li成为制造低密度铝合金的首选合金元素。而铝锂合金具有低密度、高比强度、高比刚度、高弹性模量和良好的耐腐蚀性，用其取代常规铝合金，可使构件质量减小10%~15%，刚度提高15%~20%^[3]。铝锂合金具有优良的性能，它的成形、修复等都较复合材料简单，成本也远远低于复合材料，这使其在汽车、化工尤其是航空航天领域受到越来越多的关注，成为该领域的重要结构材料之一^[4-6]。

尽管铝锂合金在航空航天领域有着广阔的应用前景，但该合金在未再结晶状态下其力学性能具有明显的各向异性，这已成为制约其发展和应用的主要因素之一^{[7, 8]}。近年来，国内一些工作者对铝锂合金热处理工艺、显微组织与力学性能各向异性之间的关系进行了相关研究^[9-11]。陈铮等^[9]发现1420铝锂合金轧板随着时效的进行，各向异性逐渐增强，拉伸断裂特征也出现了各向异性。魏齐龙等^[10]研究了T₁相对铝锂合金各向异性的影响，发现T₁相会影响变形织构的存在，使其自身的分布及其位错的作用发生变化，从而使其强化贡献具有各向异性。李红英等^[11]研究了2195铝锂合金冷轧薄板的各向异性在150℃时效下随时间的变化规律，发现在峰值时效前，随时效时间的延长，合金的各向异性程度逐渐下降，过时效时合金的各向异性比峰值时效时有所增加。本工作着重研究了2A66铝锂合金力学性能的各向异性水平及其表现规律，并从晶粒形貌和时效析出相对合金各向异性的影响入手，对合金各向异性的产生机理进行探究。

1 实验材料与方法

实验用2A66铝锂合金为轧制板材，由北京航空材料研究院提供，厚度为2mm。试样的热处理工艺为：520℃固溶90min，水淬+165℃人工时效，水淬。硬度测试采用HBRVU-187.5型布洛维光学硬度计，加载载荷为612.9N，保荷时间为30s，取5个点的平均值作为测试值。

在轧制平面内沿与轧制方向成0°(轧向)，30°，45°，60°，90°(横向)方向上裁取拉伸试样。热处理工艺为：固溶520℃，90min，水淬+人工时效165℃/12，40，64h(峰时效)，80h，水淬。试样按照GB/T228-2002《金属材料室温拉伸试验方法》的规定进行加工，然后在Instron3369电子万能试验机上进行室温拉伸性能测试，拉伸速率为1mm/min。拉伸试样断口形貌在Quanta 200型环境扫描电子显微镜(SEM)上进行观察。金相组织观察在Ployvar-Met金相显微镜下进行。

TEM试样经线切割制成400μm薄片后再经机械减薄至约100μm，冲裁成直径为3mm的圆片，然后采用体积分数为30%硝酸+70%甲醇混合溶液双喷减薄。在JEM-3010高分辨透射电子显微镜(TEM)上进行显微组织观察，电镜加速电压为200kV。

2 结果与分析 2.1 时效硬化曲线

图 1为2A66铝锂合金165℃时效硬化曲线。可以看出，2A66铝锂合金具有明显的时效强化效应。时效初期硬度迅速上升，时效至12h硬度已达到120HB；随后硬度上升变缓，时效至40h硬度达到130HB；之后随着时效时间的延长，合金的硬度继续缓慢上升，时效64h后达到峰值硬度146HB；继续时效将会进入过时效状态，合金硬度开始缓慢下降；因此，将拉伸试样的时效时间定为12，40，64，80h。

2.2 力学性能

表 1列出了不同时效时间下5个取样方向上测得的试样力学性能，其中力学性能的平面各向异性指标IPA值由公式(1)^[7]得出：

(1)

式中：X_max，X_min，X_mid分别代表力学性能指标(σ_b，σ_0.2，δ)各自所对应5个方向上的最大值、最小值及中间值(1，2，3分别表示3个中间值)。

从IPA值可以看出，σ_b的IPA值最低，δ的IPA值最高，合金的伸长率各向异性大于强度各向异性。时效12h时，σ_b，σ_0.2，δ的IPA值都较大，说明此时合金具有较强的各向异性。继续时效至40h和64h时，合金的强度各向异性减小，但伸长率各向异性仍较明显。时效80h(过时效)状态下，σ_b，σ_0.2，δ的IPA值均比峰值时效有所增大。综上所述，峰时效(64h)时合金的σ_b，σ_0.2，δ的IPA值均达到了最低值，分别为3.0%，3.0%，12.2%，此时合金获得了较好的强塑性结合，轴向拉伸性能中σ_b为526.5MPa，σ_0.2为448.9MPa，δ为10.1%。由此可知，在峰值时效前，合金各力学性能指标的IPA值都随时效时间的延长而降低，并且随着时效时间的延长，IPA值的降幅减小；过时效状态合金的各向异性比峰值状态有所增强。

合金的抗拉强度、屈服强度和伸长率随取样方向与时效状态的变化规律如图 2所示。随着时效时间的延长，合金的抗拉强度和屈服强度变化规律相同，峰值时效(64h)前，随时效时间的延长，合金在各个方向的σ_b和σ_0.2均逐渐提高，时效80h(过时效)后，强度开始降低；伸长率则随着时效时间的延长逐渐下降。通过比较不同方向上的力学性能可以发现，合金在纵向(0°)和横向(90°)的强度最高，45°和60°方向最低，30°方向居中；而伸长率的变化规律为：45°方向最高, 纵向和横向最低，30°和60°方向居中。

2.3 拉伸断口形貌

图 3为165℃/64h峰时效状态下2A66铝锂合金不同取样方向试样的拉伸断口形貌。可以看出，3个试样的断口形貌主要为沿晶和沿亚晶分层开裂。其中，纵向试样的断口上存在一定量的韧窝，表现出较为明显的分层特征，且沿垂直于主裂纹的方向前进，有较多深的沿晶二次裂纹；45°方向试样的断口上分布着大量细小的韧窝，同时还存在一定量的韧性脊，分层特征减弱；横向试样的断口形貌与纵向相似。上述规律与力学性能结果相吻合。

2.4 金相组织分析

图 4为2A66铝锂合金165℃/64h时效状态的晶粒组织。在轧制平面内，大小晶粒并存，并有少量的细小再结晶晶粒。横截面和纵截面内均为普遍的流线变形组织，晶粒形态均为扁平状晶粒组织。总体而言，晶粒形貌属于典型的纤维态变形组织与再结晶晶粒混合的不完全再结晶组织，其空间形貌为薄饼状，且其界面平行于轧面。

图 5为沿 < 100>_Al，< 110>_Al方向观察到的2A66铝锂合金经165℃时效不同时间的TEM图像。由图 5(a), (b)可知，经165℃时效12h后合金中析出了大量细小的θ′相和δ′相，部分δ′相包覆在θ′相表面，基体[110]带轴衍射花样中对应δ′相的1/2(200) 斑点明亮。随着时效时间的延长，经40h时效后合金中仍存在大量均匀分布的θ′相，同时还观察到了少量的δ′相和T₁相，基体[110]带轴衍射花样中的1/2(200) 斑点亮度明显减弱，1/3，2/3(220) 斑点微弱(图 5(c), (d))。从图 5(e), (f)可以看出，峰值时效时合金的主要析出相为θ′相、T₁相和少量的δ′相，相较于40h，δ′相数量变化不大，θ′相的数量减少、尺寸增大，T₁相数量和尺寸均增加，基体[110]带轴衍射花样中可以观察到 < 111>条纹和1/3，2/3(220) 斑点。

3 讨论

材料的各向异性是多方面因素综合作用的结果，Rioja^[12]认为其影响因素主要包括晶体学织构、晶粒形貌和时效析出相。由图 4可知，2A66铝锂合金的晶粒组织为沿轧制方向拉长的扁平状的不完全再结晶组织，研究表明当材料中存在拉长的非等轴晶粒时，合金的各向异性会增强^[13]。这是因为与轧向成不同角度的各个方向的晶界密度不同，外加应力引起的晶内最大切应力的方向与晶界之间的夹角不同，集中于晶界处的位错向晶内运动的难易程度也不同，从而在宏观上造成材料沿不同方向的变形阻力、变形程度及变形方式的差异，进而导致了拉伸时合金力学性能的各向异性。

因变形引起的晶体学织构和晶粒形貌影响2A66铝锂合金的各向异性，而时效处理同样影响合金的各向异性。本工作着重研究了不同的时效时间下合金的各向异性，而时效工艺对合金织构的影响较小，合金在时效过程中力学性能及其各向异性的变化主要取决于沉淀相的析出^[11]。由图 5可知，时效初期2A66铝锂合金析出大量细小的δ′相和θ′相；随着时效时间的延长，δ′相逐渐溶解，少数长大变为球状，θ′相的尺寸增加、数量减少；峰值时效时合金的主要析出相为θ′相和T₁相。其中，δ′相为面心立方结构，是具有有序的Li₂型(Cu₃Au)超点阵结构，与基体共格；θ′相为正方结构，其形貌呈盘片状或针状，与基体的位向关系为(100)_θ′//(100)_Al和[010]_θ′//[010]_Al^[14]；T₁相为密排六方结构，其形貌与θ′相相似但更为粗大，与基体的位向关系为(1120)_T1//(211)_Al，(0001)_T1//(111)_Al，(1010)_T1//(110)_Al^[15]。

弥散分布且与基体共格的Li₂型结构的δ′相容易被位错切过而形成共面滑移，致使变形被集中在几个特定的滑移面上进行，导致基体变形不均匀。此外，由于δ′相与基体共格，且晶粒在多组元织构存在的条件下择优取向，δ′相的分布也相应具有择优取向。结合图 5，随着时效时间的延长，δ′相逐渐溶解，对合金各向异性的影响减弱。

对于FCC的铝合金，滑移主要在八面体的{111}面并沿 < 110>方向发生，也可能在非八面体的{110}面且沿 < 110>方向发生滑移^[16]。对于{111}滑移面，以{111}为惯析面的T₁相的1个变体与滑移面成0°，另外3个变体与滑移面成70.5°，以{100}为惯析面的θ′相，其3个变体与{111}滑移面成54.7°。对于{110}滑移面，T₁相的2个变体与滑移面垂直，另外2个变体与滑移面成35.26°，θ′相的1个变体与滑移面垂直，另2个变体与滑移面下角成45°。这些与滑移面成不同角度的析出相会在{111}，{110}滑移面上产生不同的临界分切应力，从而导致合金力学性能的各向异性。

此外，2A66铝锂合金轧制时形成的位错在T₁相{111}4个惯析面上的密度不同，导致T₁相形核不均匀，时效时T₁相在每个惯析面上析出的数量不同，而不同取向上T₁相的强化作用的差异是由滑移面单位面积上T₁相数量的不同造成的^[17]，从而导致板材力学性能的各向异性；因此，各个析出相的大小、数量和分布都是导致合金力学性能的各向异性变化的原因。

铝锂合金往往具有较高的沿晶断裂倾向，由于各位向晶界密度不同，沿晶断裂所占比例与作用也不同，导致断裂方式的各向异性，进而影响合金伸长率的各向异性^[11]。拉伸断裂时，第二相和杂质处形成等轴微孔，在45°方向，微孔的扩展受到晶界的阻碍较小，进而不断长大和聚合形成显微裂纹，造成沟槽状韧窝断口形貌，如图 3(b)所示，合金塑性较高。而纵向和横向，晶界对于微孔的扩展有明显的阻碍作用，合金发生沿晶断裂，进而形成平行轧面的扁平状孔洞^[18]，最终导致样品断裂，合金塑性较差。

4 结论

(1) 峰值时效前，随时效时间的延长，2A66铝锂合金力学性能的各向异性程度逐渐下降，过时效后合金的各向异性有所增强，伸长率的各向异性大于强度各向异性。峰时效时合金的σ_b，σ_0.2，δ的IPA值均达到了最低值，分别为3.0%，3.0%，12.2%，此时合金也获得了较好的强塑性结合，拉伸性能中σ_b，σ_0.2，δ分别为526.5，448.9MPa和10.1%。

(2)2A66铝锂合金平面各向异性的表现规律为：纵向(0°)和横向(90°)的强度最高，45°和60°方向最低，30°方向居中；45°方向试样的伸长率最高，纵向和横向最低，30°和60°方向居中。

(3) 在达到峰时效之前，随着时效时间的延长，2A66铝锂合金力学性能的各向异性程度逐渐下降，而且降幅减小，这主要是由δ′相、θ′相和T₁相的大小、数量以及分布的变化所致。