2195、2050铝锂合金热处理组织及性能研究-USB迷|专注于互联网分享

2024年9月7日发(作者：宰丽文)

摘要

2195、2050铝锂合金因其优异的综合性能，在国外航空及航天领域应用十分广泛。

在国内，对于2195铝锂合金，目前已经有不少关于添加合金化元素来强化材料性能的

研究，也有一些研究时效工艺或者预变形对组织与性能的影响。但是对于多变量控制的

形变热处理的研究较少，对合金热稳定性能和低温、高温力学性能的研究也非常少。对

于2050铝锂合金，目前多数是关于原材料性能包括均匀化处理的研究，有关形变热处

理对其组织性能影响的研究比较少。两种铝锂合金在国内航空及航天领域均未实现广泛

应用。

本研究采用正交试验优化方法，以及金相显微镜（OM）、扫描电镜（SEM）、透

射电镜（TEM）、电子万能试验机等设备对2195、2050铝锂合金形变热处理中固溶温

度、预变形量、时效温度、时效时间四个工艺参数对组织、力学性能的影响进行研究，

从而对热处理工艺进行优化。并对优化工艺下两种铝锂合金的低温、高温力学性能以及

热稳定试验后材料力学性能和腐蚀性能进行系统研究。

通过研究2195、2050铝锂合金T6、T8热处理工艺后发现：T6热处理工艺中，对于

2195、2050铝锂合金，三个工艺参数对材料力学性能中屈服强度、抗拉强度和断后伸长

率的因素主次顺序均为时效温度＞时效时间＞固溶温度。T8热处理工艺中，对两种铝锂

合金的屈服强度、抗拉强度和断后伸长率三项性能指标，时效温度均为影响水平最大的

因素，固溶温度为影响水平最小的因素，对2195铝锂合金而言，时效时间对材料强度的

影响水平略高于预变形量；对2050铝锂合金而言，时效时间对材料强度的影响水平略低

于预变形量。T6、T8热处理工艺后，2195、2050铝锂合金内部主要析出强化相均为：

相、δ'相和θ'相，以T

相为主。从TEM图像可以观察到，2195铝锂合金析出的T

相数量

多于2050铝锂合金，其θ'相数量少于2050铝锂合金，与θ'相相比T

相对材料的强化效果更

为优异，因此与2050铝锂合金相比，2195铝锂合金强度性能更为优异。随着时效的不断

进行，T

相不断析出、长大，并伴随着δ'相和θ'相的消耗溶解，材料强度随时效的不断充

分而不断提高，峰时效时达到最高强度，之后继续时效进入过时效阶段，材料强度呈下

降趋势。

通过对不同预变形参数下材料低温力学性能的研究分析发现，2195、2050铝锂合金

均具有优异的低温力学性能，测试温度在从室温降至0℃、再至-70℃、最低至-196℃时，

材料的屈服强度和抗拉强度提高显著。两种铝锂合金工艺参数选择预变形量7%时材料

强度性能均略高于3%工艺参数下材料强度，但强度差异小于5%，并且随着温度的降低，

强度差距并无增大现象。由此获得两种铝锂合金较优热处理工艺参数方案，2195铝锂合

金工艺参数选择方案为固溶温度510℃，预变形量3%，时效温度160℃，时效时间18h；

2050铝锂合金工艺参数选择方案固溶温度525℃，预变形量3%，时效温度160℃，时效

时间18h。对较优工艺下两种铝锂合金进行高温力学性能测试发现，两种铝锂合金在

100℃和200℃下均能保持一定的力学强度，100℃下两种铝锂合金强度降低幅度相近，

200℃时2195铝锂合金强度降低幅度略大于2050铝锂合金。

通过对优化工艺下材料热稳定性能研究发现，优化工艺下2195铝锂合金和2050铝锂

合金抗晶间腐蚀能力相近，均较为优异， 2195铝锂合金在热稳定试验温度100℃和120℃

和时间10h时仍能保持与2050铝锂合金相近的抗晶间腐蚀能力，但随着热稳定温度的升

高以及时间的延长，2195铝锂合金抗晶间腐蚀能力下降明显，2050铝锂合金仍能保持较

高的抗腐蚀能力。剥落腐蚀试验中，2050铝锂合金表现出优于2195铝锂合金的抗腐蚀性

能，随着热稳定试验温度的升高、时间的延长，两种铝锂合金的剥落腐蚀敏感性逐渐增

加，2195铝锂合金更早的表现出EB级以上腐蚀等级。研究热稳定试验对材料力学性能影

响发现，优化热处理工艺下的2195、2050铝锂合金在150℃以下的热稳定处理后屈服强

度、抗拉强度变化不大，仍保持与峰时效相近强度；热稳定制度变为270℃10h后，两种

铝锂合金强度均有明显的下降。

关键词：铝锂合金热处理力学性能正交试验腐蚀性能

Study on the Heat Treatment on Microstructure and Properties of

2195、2050 Al-Li Alloy

Abstract

Due to its excellent comprehensive properties, 2050,2195 Al-Li alloy is widely used in

the field of aerospace abroad. In China, there have been many researches on adding elements

to strengthen the properties of 2195 Al-Li alloy, and some researches on the effects of aging

process or pre-deformation on the microstructure and properties. However, there are few

studies on multivariable controlled thermo-mechanical treatment, and few studies on the

thermal stability and low temperature and high temperature mechanical properties of 2195

Al-Li alloy. At present, most studies on the 2050 Al-Li alloy are about the properties of raw

materials including the homogenization, but few about the effect of thermo-mechanical

treatment on the microstructure. Both Al-Li alloys have not been widely used in the domestic

aerospace field.

In order to get better thermo-mechanical treatment process, the orthogonal experimental

optimization method, OM, SEM, TEM, electronic universal testing machine were used to

investigate the microstructure and mechanical properties and structure of 2195, 2050 Al-Li

alloy under different solution temperature, pre-deformation, aging temperature and aging time.

The mechanical properties of 2195, 2050 Al-Li alloy at low temperature and high temperature,

the mechanical properties and corrosion properties of the materials after thermal stabilization

were studied systematically.

Through the study of the T6, T8 heat treatment process of 2195,2050 Al-Li alloy, we

found that: In the T6 heat treatment process, the sequence of the three process parameters is

aging temperature＞aging time＞solution temperature in the yield strength, tensile strength

and ductility factors in the mechanical properties of the 2195, 2050 Al-Li alloy. In the T8 heat

treatment process, for the yield strength, tensile strength and ductility performance indexes of

two Al-Li alloys, the aging stability is the most important factor, and the solution temperature

is the least influential factor. The effect of aging time on the strength of 2195 Al-Li alloy is

slightly higher than that of predeformation. The effect of aging time on the strength of 2050

Al-Li alloy is slightly lower than that of predeformation. After T6, T8 heat treatment, the main

precipitated strengthening phases of 2195,2050 Al-Li alloy are T

phase, δ' phase and θ' phase,

with T

phase as the main one. The amount of T

phase precipitated from 2195 Al-Li alloy

was more than that of 2050 Al-Li alloy, and the amount of θ'phase precipitated from 2195

Al-Li alloy was less than that of 2050 Al-Li alloy. Compared with θ'phase, T

phase has better

strengthening effect on materials. Therefore, compared with 2050 Al-Li alloy, 2195 Al-Li

alloy has better strength performance. In the continuous aging process, T

phase is

continuously precipitated and grown up and dissolved with the consumption of δ' phase and θ'

III

phase. The strength of the material increases with the continuous improvement of aging,

reaching the maximum strength at the peat of aging. After that, material entered the overaging

stage, and the strength of the material declined.

Through the study of the low temperature mechanical properties of materials under different

predeformation parameters, we found that 2195, 2050 Al-Li alloy have excellent low

temperature mechanical property. Test temperature from room temperature dropped to 0℃,

and then to -70℃, the lowest to -196℃, the yield strength and tensile strength are

significantly improved. For the two Al-Li alloys, the material strength at 7% predeformation

is slightly higher than that at 3% predeformation, but the strength difference is less than 5%,

and the strength difference does not increase with the decrease of temperature. The optimum

heat treatment parameters of the two Al-Li alloys were obtained. The heat treatment scheme

of 2195 Al-Li: solution temperature is 510℃, pre-deformation is 3%, aging temperature is

160℃, and aging time is 18h. The heat treatment scheme of 2050 Al-Li: solution temperature

is 525℃, pre-deformation is 3%, aging temperature is 160℃, and aging time is 18h. Under

the optimal heat treatment scheme, the two Al-Li alloys can maintain a certain mechanical

strength at 100℃ and 200℃.

The thermal stability of materials under optimized process was studied. We found that the

intergranular corrosion resistance of 2195 Al-Li alloy and 2050 Al-Li alloy were similar and

both of them were excellent. In the thermal stability of test temperature is 100℃ and 120℃,

of time is 10h, 2195 Al-Li alloy remained the intergranular corrosion resistance close to 2050

Al-Li alloy, but with the increase of the thermal stability of temperature and the extension of

time, intergranular corrosion resistance of 2195 Al-Li alloy decreased obviously, 2050 Al-Li

alloy still retained the ability to a high intergranular corrosion resistance. 2050 Al-Li alloy

showed better corrosion resistance than 2195 Al-Li alloy in the exfoliation corrosion test.

With the increase of the thermal stability of temperature and the extension of time, the peeling

corrosion sensitivity of the two Al-Li alloys increased gradually. 2195 Al-Li alloy showed the

corrosion grade above EB earlier. Through the study of the effect of the thermal stability on

mechanical properties of materials, we found that the strength of the two Al-Li alloys under

the optimum heat treatment process changed little when the temperature of thermal stability is

not higher than 150℃,and the strength still keep close to the peak aging intensity. The

strength of the two Al-Li alloys were markedly reduced under the thermal stability test of

270℃ and 10h.

Key words: Al-Li alloy; heat treatment; mechanical property; orthogonal test; corrosion

property

摘要 .................................................................................................................................................................. I

Abstract ........................................................................................................................................................ III

1绪论 .............................................................................................................................................................. 1

1.1课题研究背景 ................................................................................................................................... 1

1.2 铝锂合金的发展现状 ...................................................................................................................... 2

1.3铝锂合金的组织特征与强化机理 ................................................................................................... 6

1.4铝锂合金的低温拉伸性能 ............................................................................................................. 11

1.5铝锂合金的腐蚀机制 ..................................................................................................................... 12

1.6本文的研究目的和研究内容 ......................................................................................................... 13

2 试验材料和试验方法 ............................................................................................................................... 14

2.1 试验材料和试样热处理 ................................................................................................................ 14

2.2 正交试验 ........................................................................................................................................ 14

2.3分析测试手段 ................................................................................................................................. 17

3 2195、2050铝锂合金T6热处理工艺研究 ............................................................................................. 19

3.1 引言 ................................................................................................................................................ 19

3.2 T6热处理工艺对2195铝锂合金力学性能的影响 ...................................................................... 19

3.3 T6热处理工艺对2050铝锂合金力学性能的影响 ...................................................................... 25

3.4 T6处理的2195、2050铝锂合金组织性能分析 .......................................................................... 31

3.5 本章小结 ........................................................................................................................................ 31

4 2195、2050铝锂合金T8热处理工艺研究

............................................................................................. 33

4.1 引言 ................................................................................................................................................ 33

4.2 T8热处理工艺对2195铝锂合金组织与性能的影响 .................................................................. 33

4.3 T8热处理工艺对2050铝锂合金组织与性能的影响 .................................................................. 40

4.4 T8态2195、2050铝锂合金组织与性能分析 .............................................................................. 47

4.5 T6、T8态2195、2050铝锂合金组织性能对比 ......................................................................... 48

4.5 本章小结 ........................................................................................................................................ 49

5 2195、2050铝锂合金低温、高温性能研究 ........................................................................................... 51

5.1 引言 ................................................................................................................................................ 51

5.2 2195、2050铝锂合金低温性能测试结果 .................................................................................... 51

5.3 2195、2050铝锂合金高温性能测试结果 .................................................................................... 54

5.4 2195、2050铝锂合金低温、高温性能分析 ................................................................................ 56

5.5本章小结 ......................................................................................................................................... 58

6 热稳定处理对2195、2050铝锂合金性能影响研究 ............................................................................. 59

6.1引言 ................................................................................................................................................. 59

6.2热稳定处理对2195、2050铝锂合金力学性能的影响 ............................................................... 59

6.3 热稳定处理对2195、

2050铝锂合金腐蚀性能的影响 .............................................................. 62

6.4 2195、2050铝锂合金热稳定处理对腐蚀性能影响研究 ............................................................ 71

6.5 本章小结 ........................................................................................................................................ 71

结论 ............................................................................................................................................................... 73

参考文献 ....................................................................................................................................................... 74

攻读硕士学位期间发表学术论文情况 ....................................................................................................... 78

致谢 ............................................................................................................................................................... 79

中国运载火箭技术研究院学位论文版权使用授权书 ............................................................................... 80

1绪论

1.1课题研究背景

铝锂合金作为目前应用于航空和航天飞行器零部件上十分广泛的一种结构材料，具

有十分优异的各项性能优势。新型的铝锂合金拥有低密度、高比刚度和比强度、优秀的

抗腐蚀性能、低温和高温性能优异、弹性模量高、超塑成型性能优越、疲劳裂纹扩展速

率低等性能优势。因此铝锂合金是航空航天领域飞行器件上一种十分理想的主要结构件

材料，为了减轻结构质量，可以使用铝锂作为常规的其他高强度铝合金的替代品，幅度

可达10%~20%

[1,2]

。

近些年来，国内外对于铝锂合金的研究投入巨大，铝锂合金进展十分迅速，通过成

形技术高速发展，铝锂合金被大量应用于民用、军用飞行器件以及航天器件上的大量应

用，如通过超塑性成形技术加工的8090铝锂合金起落架舱门，被用于英国EAP战机；

2195铝锂合金被用在奋进号航天飞机中的外低温贮箱；2091铝锂合金通过超塑性成形

技术加工，被我国用于歼击机酒精箱箱口处盖内蒙皮等零件

[3,4]

。国外使用2195铝锂合

金作为燃料外贮箱的材料，代替2219铝锂合金用于在奋进号航天飞机中，实现了5%的

减重，30%的强度提高；使用2195铝锂合金作为板材，制造超轻燃料贮箱，用于发现

号航天飞机STS-91中，实现了50%有效载荷的增加，产生接近7500万美元的直接经济

效益

[5,6]

。2195铝锂合金用于未来战神火箭中，作为其主要结构材料，主要用作未来战

神火箭搭乘载人飞船乘务舱体承重结构件纵梁。2050铝锂合金是对2098铝锂合金的合

金成分进行调整，调节了一些微量合金元素的含量，如：Mn、Mg、Li等，2050铝锂合

金制造的整体结构件用作飞机机身的壁板，用于代替7050合金，降低了4%的密度，提

高了5%的弹性模量，减重5%。2050铝锂合金也作为主要结构材料用于未来战神火箭，

主要用作乘务舱的结构部件如：肋条、框架、窗口

[7]

。可见，2195、2050铝锂合金在航

天领域具有广阔的应用前景。

近些年，复合材料的研究发展十分迅速，复合材料有着十分优异的性能优势，在航

空及航天领域，应用前景十分广泛，近年来复合材料在航空航天领域的使用量也逐渐增

大。复合材料的高速发展也对铝锂合金提出了更高的性能要求，如何对新型铝锂合金进

行性能优势的优化，是当前新型铝锂合金发展研究的重点。对于新型铝锂合金发展研究

的方向不能再只追求减重，还要提高铝锂合金的综合性能以及进一步优化某些型号铝锂

合金的特殊优势性能。2195与2050铝锂合金均为可热处理强化型合金，其主要强化相

有：T

(Al

CuLi)相、θ'(Al

Cu)相和δ'相(Al

Li)相。强化相的种类、尺寸、数量以及其形

态分布都会对合金的性能产生显著影响。我国铝锂合金的发展由于起步较晚，基础性理

论数据研究相较于国外先进水平，依然有一定的差距。对于2195、2050两种铝锂合金

的热处理制度研究尚不深入，如力学性能、热稳定性能以及腐蚀性能的数据积累还很缺

乏。因此，迫切需要开展先进铝锂合金热处理制度优化研究以及其各项性能的数据积累。

1.2 铝锂合金的发展现状

航空及航天领域的高速发展对铝锂合金，提出了更高、更综合的性能要求。铝锂合

金作为一种新型、高性能结构材料，与传统的铝合金材料相比，具有较低的密度、强度

和刚度性能优异、优异的低温性能、高弹性模量、优越的焊接性能以及良好的抗腐蚀性

能等优势，一种发展前景优异的结构材料，可广泛应用于武器、航天、航空、能源等众

多领域。金属Li作为密度最低的金属，仅有0.534g/cm

，熔沸点为180.54℃、1330℃，

体心立方，在铝合金的合金化中有重要的作用。研究表明，每增加1%质量分数的Li在

金属铝中，能使合金密度下降3%，并能提高6%的铝合金弹性模量；添加2%质量分数

的Li时，能使合金密度下降10%，并能提高25%~35%的铝合金弹性模量

[8,9]

。这是添加

其他合金化轻金属元素（包括Be、Mg等）所不能达到的。统计数据表明，航天工业中

结构质量每减轻1kg，经济效益实现十倍以上的提升，铝锂合金应用于航空航天器件中，

由于其低密度的优势可降低航天器的质量，进而降低航天器的燃料需求，从而实现性能

的提高

[10]

。

1.2.1 国外铝锂合金发展现状

20世纪20年代，最早含Li铝合金scleron由德国的材料学家研制而合成。1957年，美

国Alcoa公司研制出2020铝锂合金，并应用于制造军队中RA-SC型号海军警戒机的尾翼

水平安定面和机翼蒙皮，实现减重6%，单架警戒机质量减轻73kg。1961年，前苏联开

发出成分与2020合金相近的BAД3合金。第一代铝锂合金因其在性能、生产工艺上的缺

陷，包括合金的塑、韧性比较低，缺口敏感性高，加工生产困难，价格昂贵等，很难满

足在航空航天器上的使用要求，因此均没能实现进一步的推广生产与应用。而后铝锂合

金进入了发展缓慢的时期。

20世纪70年代，航天航空领域的发展由于能源危机产生了巨大的压力，铝锂合金的

研发再次被各国重视，铝锂合金进入飞速发展时期，多国研究机构成功开发研制了一系

列性能优异、工艺成熟的铝锂合金，这一代合金被称作第二代铝锂合金，包括低密度型

合金、中强耐损伤型合金以及高强型合金等。1420铝锂合金(Al-Li-Mg-Zr系)由前苏联轻

合金研究院研制，其Li含量为1.5%~2.6%，合金具有低比重，高弹性模量以及焊接性能

优秀等优势。1984年，2090铝锂合金由美国Alcoa公司开发研制，其强度较高、塑性中

等，通过T8E41应变时效处理后该合金获得优异性能

[11]

。1985年，英国Alcan公司实现

8090、8091铝锂合金的生产应用，8091-T81铝锂合金用于代替2024合金薄板。同年，法

国Pechinery公司实现2091铝锂合金的开发研究并投入生产，用于替代2024合金薄板制造

轻型仪表。第二代Al-Li合金的含锂量普遍高于2%wt，其性能与传统铝合金的性能相比，

密度更低、弹性模量更高、疲劳寿命更长，可以用于代替航空航天器件中部分2xxx和7xxx

铝合金。

20世纪80年代，各国开始研制具有特殊性能优势的第三代铝锂合金，在第二代铝锂

合金的基础上优化了合金材料中的一些问题，包括各向异性、塑韧性、强度、不可焊性、

热暴露稳定性等问题。90年代后，各国研发的新一代铝锂合金在密度和强韧性方面有重

大突破，俄罗斯研发的14xx一系列铝锂合金；美国的Weldalite系列合金，有2098、2099、

2195、2196、2197、2198、2397和2050铝锂合金；2097、2197铝锂合金韧性高；AF/C-489、

AF/C-458铝锂合金具有较低的各向异性；C-155铝锂合金具有较高的抗疲劳断裂性能

[12]

。

目前，第三代铝锂合金在空天领域有着十分广泛的应用，波音787梦幻客机中使用2099、

2199铝锂合金；A380、A350双引擎客机的结构件使用2099、2098，2195，2196，2050

铝锂合金；F16轻型战斗机使用2097、2197、2297和2397铝锂合金；A330/340和波音777

的垂尾和平尾，用C155铝锂合金进行制造；米格-29、米格-31、Su-27、Su-35、Su-37、

A-124、雅克-36等军机大量使用1420铝锂合金；大型能源号运载火箭使用1460铝锂合金

制造直径8m，40m和20m长的分箱体低温燃料贮箱；美国战神系列运载火箭上，使用2195

铝锂合金制造燃料贮箱；猎鹰9号运载火箭使用2198－T8薄板和厚板制造燃料贮箱。迄

今为止，使用最为广泛的是由美国研发的2195铝锂合金，2195铝锂合金因其具有十分巨

大的性能优势代替2219铝合金，2195铝锂合金具有超高强度、良好的低温性能、优异的

锻造性和可焊接等性能优势，在航空航天领域，用于大型运载火箭的低温推进剂贮箱和

液氧贮箱以及导弹壳体油箱等结构件

[13-17]

。

目前，Al-Li合金在国外的研究热度依然较高，研究通过降低合金中Li含量，增加Cu

含量，并调节其他合金化元素（锌、银、锰等），进一步优化材料的性能，从而使铝锂

合金更具竞争力。

部分第三代铝锂合金牌号、合金成分如表1.1所示，特性和用途如表1.2所示。

表1.1部分第三代铝锂合金牌号及成分（wt%）

Tab.1.1 Brand and composition(wt%) of part of the third generation Al-Li alloy

合金

牌号

1460

2097

2197

2297

2397

2099

2.5-3.5

2.5-3.1

2.4-3.0

1.9-2.5

1.2-1.8

1.3-1.7

1.1-1.7

1.6-2.0

0.35

0.25

0.10-0.5

0.1-0.6

0.1-0.5

0.12

0.14

0.12

0.08-0.15

0.05-0.12

0.35

<0.05

0.05

Others

Sc：

0.10-0.20

Ti:0.15

Ti:0.12

Ti:0.10

Be:0.0001

0.05-0.15 Ti:0.12

0.4-1.0

Ti:0.10

Be:0.0001

Ti<0.1

Ti:0.10

Cr:0.05

Ni:0.05

Cr:0.05

Ga:0.05

Ti:0.10

2199

2195

2196

2098

2198

2.3-2.9

3.7-4.3

2.5-3.3

3.2-3.8

2.9-3.5

1.4-1.8

0.8-1.2

1.4-2.1

0.8-1.3

0.8-1.1

0.05-0.4

0.25-0.8

0.1-0.5

<0.25

0.35

0.50

0.05-0.12

0.14

0.25-0.6

0.2-0.9

<0.25

0.35

0.04-0.180.25-0.6

0.04-0.180.1-0.5

2050

2055

2296

3.2-3.9

3.2-4.2

2.1-2.8

0.7-1.3

1.0-1.3

1.3-1.9

0.2-0.6

0.20-0.6

0.20-0.8

0.2-0.50.25 0.2-0.70.25

0.30-0.7

0.25

0.10-0.50.05-0.150.20-0.7

0.05-0.50.04-0.180.25-0.6

表1.2 部分第三代铝锂合金特性和用途

Tab.1.2 Essential feature and application of part of the third generation Al-Li alloy

合金牌号密度产品可替代其他特征

高耐损伤、

2297/2397 2.65 厚板 2124-T851

抗疲劳、

耐腐蚀

高强、耐腐

2099 2.63 挤压件 2024-T3511

蚀、耐损伤

火箭舱段

低密度、

薄板、中

2199 2.64

厚板

2024-T351

抗疲劳裂

纹扩展

中厚板、

2098 2.70

薄板

2024-HDT

2198 2.70 薄板

7475-T761

伤、抗疲劳

性、耐损

T8 机身蒙皮

2024-T62

性、抗疲劳

高强、高韧

T82P 军机机身

高耐蚀性、

T8P

下翼蒙皮

机身蒙皮、

T83

构桁条、

T87

状态应用

机身框

翼梁舱段

隔板

机身结

高强、在低

厚板、

2195 2.71

管材

7475-SPF

可焊接

低密度、

2196 2.63 挤压件 2024-T3511

高韧性

高弹性模

2050 2.70 厚板 7050-T7451

量、高耐腐

蚀

T84 机身框架

T8511

筋

机身加强

2219-T87

温高韧性、

舱段

燃料储箱

1.2.2 国内铝锂合金发展现状

我国铝锂合金的发展从60年代开始，起步较晚。由东北轻合金工厂研发的S141合

金板材，具有与2020(S141)合金相近的性能特点，由于合金加工条件等方面的限制，直

到1985年，合金板材才进行技术鉴定，因此S141合金没有实现工业生产的应用。之后，

国家开始增大铝锂合金研发的投入力度，通过一系列科研项目的开展解决研发过程中所

遇到的各种问题。

1986到1990年间，国家开展对2091铝锂合金的研发，航天703所、中南大学、西

南铝加工厂以及东北大学等多个科研单位联手，攻关2091铝锂合金熔铸，制备，加工

工艺问题。1991到1995年间，我国实现了1420和2090铝锂合金的研发，西南铝加工

厂成功建立国内第一条1t级熔炼机组，在对连续铸造工艺研究的基础上，实现了小规格

板材和型材的生产，我国成功挤入国际上具有铝锂合金自主研发生产能力的国家行列，

1420铝锂合金薄板以及深冲模锻件已应用在某飞行器头部壳体部件和某军机身。

1996到2000年间，我国航天事业进一步发展，对用于航天器件中的铝锂合金提出

了更高的性能要求。为满足航天事业的发展，中南大学和西南铝业投入大量精力研究高

强铝锂合金，包含对Weldalite049合金的合金化学成分以及强韧强化机理的研究；对

2195Al-Li合金成分含量、微合金化、热处理工艺以及微观组织强化机理的研究；对加

工工艺中的均匀化退火和大规格薄壁管材挤压工艺的研究；对半成品强化热处理、热轧、

冷轧以及中间退火工艺等关键性技术的研究。2000年，西南铝加工厂通过从俄罗斯引进

的6t级熔铸机组和相关技术，购置了1650mm冷轧机和其他配套的加工设备，解决了

之前出现的1420薄板单片轧制以及熔铸容易开裂的问题，生产出规格为

310mm×1280mm×3000mm的铝锂合金扁锭和Φ650mm的铝锂合金圆锭，使我国具备了

小批量生产大规格棒材、板材、管材以及锻件的能力

[18]

。

2001到2005年间，我国铝锂合金的发展主要集中于对中强耐损伤2197合金和新型

高强高韧铝锂合金的研究，并对2195铝锂合金性能优化以及工业化生产技术中出现的

问题进行了攻关。航天703所、中南大学、航空材料研究院和西南铝业集团公司自主研

发了2A97铝锂合金，达到与国外第三代铝锂合金相近的性能，建造了实验室，并进行

中试规模生产研究，2A97铝锂合金的板材可用于替代现有的部分铝合金板材，可用于

制造不同军用机种机身的框、梁等主承力结构件的要求，同时因其较低的密度、较高的

强度、可焊性，使得锻件可用于航天战略导弹中，在火箭、飞船和卫星等航天器的燃料

贮箱中应用前景巨大

[19]

。同时期，我国科研机构也与俄罗斯进行合作，研制开发了5A90

铝锂合金，并实现了1420合金的国产化，2195铝锂合金被用于的CZ-ZF运载火箭，是

国产中强可焊铝锂合金的代表

[20]

。

2006到2010年间，我国对铝锂合金的研究主要集中于低密度、高模量、高强度等

方面，加工工艺方面在熔炼、加工、热处理方面实现了较大突破，性能方面优化了材料

力学性能、腐蚀性能和焊接加工性能等方面。

2011到2015年间，随着航天事业的更进一步发展，大飞机等航天器件对铝锂合金

提出了更好的要求，对其在性能方面的研究，主要突破点以轻质、高强、耐高温、耐腐

蚀、耐疲劳、大规格为重点，技术应用方面着重对高强高韧铝锂合金生产大规格厚板的

技术进行开发研究。

1.3铝锂合金的组织特征与强化机理

铝锂合金自第一代研发以来，国内外科研机构已进行了近百年的研究，对铝锂合金

内部强化相、强化组织的强化机理有了较为详尽的了解。表1.3给出的是铝锂合金中析出

相的主要成分结构与形态

。

[]

室温下金属Li在铝基体中的固溶度很小，在598℃时，Li在铝基体中固溶度最大，

为4.2wt%。因为Li在铝基体中的固溶度受温度变化影响较大，所以在金属的热处理过

程中，固溶时效阶段基体内会出现δ'(Al

Li)亚稳相的析出，起到时效强化作用，材料力

学性能因此提高。图1.1

[22]

是Al-Li二元合金相图，Al-Li二元合金的析出相包括δ'(Al

Li)、

δ(AlLi)，析出相的析出过程为：

过饱和α固溶体→δ'相(Al

Li)→δ相(AlLi)

Al-Li二元合金中主要强化相为δ'相。δ'相的晶体结构为有序的LI2型(Cu

Au)超点

阵结构，与铝基体呈完全共格状态，亚稳相δ'相与基体错配度很小，随合金成分配比和

热处理温度变化而变化，δ'相的错配度在0.025%至0.33%之间变化

[23-26]

。因此δ'相具有

较低的表面能，Li元素与铝基体中空位有较高的结合能，使得δ'相在基体中形核驱动力

较大。

表1.3铝锂合金析出相特征

Tab.1.3 The features of precipitated phase of Al-Li alloy

析出相晶体构造

晶格常数（nm）

0.401-0.4038

0.405

0.404-0.408

b c

析出特征

δ'(Al

Li)

β'(Al

Zr)

θ'(Al

Cu)

亚

稳

相

型

正方晶

—— ——

——

0.58

共格，不定形→球形

共格，球形或棒状

半共格，惯习面∥

{100}

，板状

(010)

析

∥(110)

，

[001]

析

∥[100]

，

惯习面∥{100}

，

板状

惯习面∥{111}

，

板状

针状或板条状，

惯习面∥{021}

块状

——

针状或盘状

(0001)

析

∥{111}

，

型斜

方晶

——

正方晶

斜方晶

NaT

)

型

面心正交

晶

六方晶

0.2876 0.860.406

稳

定

相

S'(Al

CuMg)

δ(AlLi)

β(Al

Zr)

θ(Al

Cu)

(Al

CuLi)

(Al

7.5

Li)

(Al

Cu)

S(Al

CuMg)

T(Al

LiMg)

——

0.404

0.638

0.4315

0.607

——

0.925

——

0.718

——

1.693

0.487

0.497 ——0.935

(1010)

析

∥(110)

，板状

[100]

析

∥[110]

，

[001]

析

∥[001]

，板状

板状

板条状

棒状

---

CaF

型

六方晶

面心斜方

立方晶

0.538

1.3914

0.404

2.02

——

0.923

——

0.714

——

Al-Li二元合金中亚稳相δ'相呈不规则弥散析出，并不断长大，析出呈球形。因其

与基体呈完全共格关系，δ'相容易与位错成对切过，产生共面滑移，位错堆积在晶界处

会造成应力集中现象，应力作用下容易萌生裂纹，成为微观裂纹源，并使裂纹沿晶界或

滑移面迅速扩展，从而引发材料脆性断裂，使得A1-Li合金的韧性出现急剧下降

[27-29]

。

随着时效进一步进行，在δ'相长大过程中，由于Li元素的偏聚，晶界处出现Li元素的

贫乏，晶界无析出带（PFZ）开始逐渐形成并扩展，δ'相逐渐转变为粗大的平衡相δ相，

并呈不均匀析出。在过时效时，晶界处容易形成平衡相，如δ、T

相，平衡相的存在会

在材料受力过程中诱发裂纹，使材料沿晶界无沉淀带出现断裂，材料强韧性下降

[30]

。

图1.1 Al-Li二元合金相图

Fig.1.1 Phase diagram of Al-Li alloy

Al-Li-Cu合金通过加入Cu元素，促进形成新的强化相，与Al-Li二元合金相比性能得

到改善，铜在铝中的最大固溶度为5.65wt%。Al-Li-Cu合金的主要强化相为：δ'相(Al

Li)、

相(Al

CuLi)和θ'(Al

Cu)相。Al-Li-Cu合金在热处理过程中，合金残留的粗大可溶第二

相在固溶阶段重新固溶进基体里，高温过剩相实现充分溶解，使得在淬火阶段获得高过

饱和固溶体，为时效阶段中的沉淀强化相析出提供较高的驱动力。合金中的含铜量是影

响析出相析出顺序的重要因素，因此可以通过控制Cu/Li比来控制合金析出相的析出。

其析出相析出过程如表1.4所示

[31]

。析出相中θ'相与Al基体之间呈半共格关系，对合金性

能具有一定的强化作用。富铜强化相T

相的晶体结构为六方结构，与面心立方的α(Al)

基体呈非共格关系，惯习面为{111}

，呈六角盘片状，对合金性能强化效果显著。

表1.4 第三代铝锂合金析出相析出顺序

Tab.1.1 The precipitation process of phase of the third generation Al-Li alloy

w(Cu)/%

2-5

≥5

Precipitation

SSS→﹙δ'→δ﹚/﹙T

﹚

SSS→GPZ+→θ'→T

+δ'→T

SSS→[GPzone→θ''→θ'→θ(Al

Cu)]/[δ'→δ]

sequence

Δ'，T

GPzone T

，δ'

GPzone

Cu元素强化作用主要体现在两方面：Cu元素能提高δ'相的层错能，改变位错运动机

制，由切过机制变为绕过机制，进而抑制应力作用产生的共面滑移，从而提高合金的强

相的主要析出位置是基体与G.P.度和塑韧性；Cu元素能促进强化相T

相和δ'相的析出，

区的界面或位错等晶体学缺陷处，阻碍位错切过，强化效果显著，改善了合金强度

[32]

。

θ'相对铝锂合金也有一定的强化作用。合金中的各相的析出模式图1.2

[33]

所示。

图1.2 Al-Li-Cu合金相析出模式图

Fig.1.2 Pattern diagram of precipitated phase in Al-Li alloy

Al-Li-Cu系合金基础上添加其他的合金化元素，包括：Mg、Mn、Zr、Ag、Zn等，

会使析出过程更为复杂。时效强化后主要的沉淀强化相有：δ'、θ'、T

、T

、β'、S'、S、

δ相等。其中S'相、T

相为主要的富铜相。其基本析出过程为：

δ'相（Al

Li）→δ(AlLi)→Al

MgLi

过饱和固溶体

G.P.区→θ''→θ'→θ(Al

Cu)→T

(Al

CuLi)

S'→S(Al

CuMg)

β'(Al

Zr)

Li、Cu、Mg的含量比例的变化会对析出相的种类与析出特点产生重要的影响。铝

锂合金在固溶过程中，Li、Mg等原子溶解后会在基体中产生大量空位，从而增大基体内

部溶质原子浓度和空位浓度，使合金在固溶淬火阶段后形成溶质原子和空位的过饱和

体，促进时效过程中析出强化相从基体中的细小弥散析出。

对于Cu含量较高的合金，Li含量在1.3%左右时，T

、S'、θ'相同时析出；Li含量在

1.6%左右时，δ'、T

、S'、θ'相同时析出。对于Cu含量较低的合金：Li含量小于0.5%时，

析出细小弥散的θ'相；Li含量在1%时，析出相为S'、θ'相；Li含量较高时，S'相伴随着δ'

相析出，并有少量的T

相。Mg元素对合金强化作用主要体现在：降低Li的固溶度，使合

金的溶解度曲线上移，从而促进δ'相的析出；Mg与空位的高结合能以及Mg与Cu之间具

有强交互作用，使得在固溶淬火阶段形成大量的Cu-Mg-空位原子团簇，从而促进GP区

的形成；阻碍晶界迁移，抑制合金再结晶和晶粒长大，从而细化晶粒。因此Mg元素的

加入能使合金的硬度、强度等性能得到显著的提高

[34]

。Cu、Mg元素可在时效过程中析

出针状的亚稳相S'相(Al

CuMg)，S'相可抑制位错共面滑移，从而降低材料应力状态下的

不均匀性，强化合金的强塑性。少量Zr元素可调节晶粒形状、尺寸。添加Zr元素可在基

体内析出β'相(Al

Zr)，Al

Zr相熔点较高，对再结晶过程起抑制作用，从而影响晶粒尺寸。

同时，Al

Zr相可与Al

Li相形成复合物δ'/β'相

[35]

。这复合相可有效抑制位错的运动，阻止

位错的剪切行为，提高材料的塑韧性。Ag元素可使析出相析出更为细小，起到减轻裂纹

应力的作用，提高合金的强度。

Al-Li-Cu系合金在固溶处理阶段，合金内部残留的粗大可溶第二相不断固溶进基体

中，高温过剩相中，Li、Mg等脱溶溶质原子进行充分溶解，铝锂合金基体内空位浓度逐

渐升高，使基体内部出现大量空位，提高了合金基体内溶质原子和空位的浓度，从而使

材料在淬火过程中能获得溶质原子和空位的高过饱和固溶体，进而在时效处理阶段为沉

淀强化相的析出提供较高的形核驱动力，促进强化相均匀、细小的析出

[36-37]

。在一定温

度区间，固溶温度升高，合金的固溶度也随之升高，溶质原子更容易固溶进基体内，得

到的高过饱和固溶体具有越高的过饱和度，使得时效处理时强化相析出更为容易，进而

实现材料性能的优化。过低温度的固溶处理中，合金中残留的第二相溶解不充分，获得

的过饱和固溶体过饱和度低，不仅如此，基体中残留的未溶第二相在应力作用下极易产

生裂纹，使晶界发生断裂，严重影响材料的性能。过低温度的固溶处理中，低熔点共晶

相容易出现熔化，发生过烧，同时，合金内金属间化合物也会发生粗化，使材料性能下

降，特殊情况下轻微的过烧可使合金性能产生一定的提高

[38-39]

。2195、2050铝锂合金主

要强化相是T

相，T

相与基体呈非共格关系，析出缓慢。研究表明，这些晶体学缺陷处

是T

相主要形核析出位置

[40-44]

。因此，预变形的加入为T

相的析出提供大量形核位置，

增加T

相的体积分数，使T

相更加均匀、细小，T

相会对位错的运动起到钉扎作用，从

而提高材料强度，同时，适当的预变形会产生形变硬化，也能起到提高材料强度的作用

[45]

。预变形量过大，会使基体产生位错交缠，降低合金的强韧性。因此，选用适合的形

变时效工艺参数，可在一定程度上解决单级时效的不足，提高合金强韧性

[46]

。

目前，对于2195铝锂合金的热处理制度已经有了一部分的研究。王喜琴等

[47]

通过对

固溶温度、时效温度以及时效时间进行控制，发现对2195铝锂合金进行(510±5)℃10min

的固溶处理后进行水淬，之后在（170±5）℃/720min进行人工时效，通过对力学性能

的研究以及金相分析能够实现抗拉强度≥560MPa，屈服强度≥500MPa，伸长率≥6%，

能得到细小弥散分布的析出相。

向曙光等

[48]

在早期对2195铝锂合金固溶淬火和时效热处理工艺进行了研究，通过选

择不同的固溶处理制度，包括调节盐浴加热温度、保温时间、淬火转移时间、淬火介质，

以及选择不同的时效处理制度包括自然时效、T6时效、T8时效和预变形时效进行研究。

研究发现，空冷时的强度较低，不同水冷时性能指标差别不大，得出对2195铝锂合金而

言，淬火方式选择室温水冷即可。

在不同的时效制度方面，学者们已经进行了一些研究。孙明仁、李杨等

[27]

对2195

铝锂合金的分级时效工艺进行了系统的研究，研究发现预时效时间的延长会使达到峰值

时效的的终时效时间缩短，但强度和延伸率的影响不大，在选择540/35min℃固溶+100℃

/4h+200℃/32h时效时能在77K低温条件下获得较好的工艺性能，实现抗拉强度622MPa，

屈服强度522MPa，延伸率11.4%，应变硬化指数n=0.44。在不同工艺条件中抗拉强度的

最大值为691MPa，屈服强度的最大值为621MPa，延伸率的最大值为26.05%，应变硬化

指数最大值为0.51。

在预变形方面，张新明等

[49]

在过时效前进行了不同变形量的冷轧预变形，发现预变

形处理可增加第二相均匀形核的位置，明显降低过时效过程中第二相沿板材厚度方向分

布的不均匀性，并能增加再结晶形核核心。进行60%轧制预变形与未采用轧制预变形的

样品相比，最终再结晶组织表层晶粒尺寸由12.6μm减小至9.26μm，晶粒纵横比由1.61

减小到1.27；中心层晶粒尺寸由14.62μm减小至11.27μm，晶粒纵横比由2.47减小到1.70，

从而有效的细化晶粒。

目前，对于2050铝锂合金的热处理研究还很少，钟警等

[50]

对2050合金薄板进行不同

时效温度的T8态处理（4％预变形+145℃、165℃、185℃时效)，分析其时效硬化曲线与

延伸率相关数据，发现随时效温度升高，时效响应速率变快，达到峰值硬度的时间变短，

同时随温度升高，延伸率降低且延伸率下降速度也变快，在145℃下时效40h（T84）能

得到较为理想的强度和塑性，抗拉强度为497.9MPa、屈服强度为460.2MPa、延伸率为

13.5%。

1.4铝锂合金的低温拉伸性能

铝锂合金的低温力学性能高于常温，如强度、塑韧性等，因其优异的低温力学性能，

铝锂合金是航天器的液体燃料贮箱的重要材料，如2195、1460铝锂合金，使用铝锂合金

作为燃料贮箱可大大降低航天器的重量，从而优化成本。

目前，对铝锂合金低温力学性能的研究主要分为几种：Webster认为性能的改善是因

为Na、K等杂质元素富集在晶界，形成的液态相在低温时起到凝固作用

[51,52]

；Glazer等

人认为，力学性能的提高是因为低温下铝锂合金应变硬化能力的增加

[53-55]

；Dorward、

Rao等人观察发现低温下断口表面的大量分层比室温宽而深，认为低温下力学性能的变

化是因为分散的滑移带改善了断裂模型

[56-58]

；Dew-Hughes认为低温下晶体内基体与晶界

析出相提高了晶界强度，影响低温断裂性能

[59,60]

。

一般来说，金属铝的晶体结构为fcc结构，其低温下的点阵阻力P-N远大于室温情况。

因此，在低温下，对位错运动的阻力较大，材料呈稳定韧性断裂，强度较高

[61-64]

。

1.5铝锂合金的腐蚀机制

铝锂合金提供加入Li、Cu、Mg等合金化元素，实现了强度性能的大幅度提高，被

广泛应用在航空航天领域，但是由于Li元素有极强的化学活性，会在一定程度上降低

铝锂合金的耐腐蚀性能，尤其是在有强腐蚀敏感性的潮湿、盐雾等恶劣环境中，极易发

生腐蚀，从而表现出各项强度力学性能明显下降，甚至出现材料的失效，特别是在航空

航天领域，材料的耐腐蚀性能是评测材料的重要指标，决定着材料是否能投入应用。因

此，了解和改善铝锂合金的抗腐蚀性能是铝锂合金的一个重要研究方向。铝锂合金的腐

蚀分类，根据腐蚀形态，分为全面腐蚀和局部腐蚀：全面腐蚀分布相对均匀，对金属表

面损耗较大，但危险性较低；局部腐蚀分布相对集中，在整体腐蚀较少的情况下，在局

部区域腐蚀深度及分布很不均匀，甚至出现穿孔或破裂现象，危险性较高，对材料的使

用有严重的影响。

1.5.1晶间腐蚀

晶间腐蚀，也称晶界腐蚀，是指在腐蚀环境中，金属材料发生在晶粒边界附近的腐

蚀现象，腐蚀后的金属表面保持金属光泽，从外观难以判断材料是否发生腐蚀，但晶界

处的腐蚀使得材料内部的结合力严重下降，材料强度等力学性能表现出大幅降低，因此

晶间腐蚀危害性很大。

闫豪等

[65]

通过分析2A97铝锂合金的腐蚀行为得出，自然时效与人工峰值时效均能

得到良好的抗晶间腐蚀性能，并且在进行合适的双级时效或者回归再时效处理后能进一

步提高抗晶间腐蚀性能。通过单级时效、双级时效和回归再时效三种不同的时效处理对

力学性能、腐蚀性能的分析，合金在200℃/15min+165℃/24h或200℃/6h+165℃/6h这两

种双级时效处理能达到大于540MPa的抗拉强度，伸长率大于7%，同时具有较高的抗

晶间腐蚀能力。

1.5.2剥落腐蚀

剥落腐蚀，也称层状腐蚀或剥蚀。剥落腐蚀的产生机制一般用“楔入效应”解释，

即认为，在腐蚀过程中，不溶性腐蚀产物如Al(OH)

等比消耗的原材料金属铝体积更大，

因此产生的一种“楔入”现象，腐蚀过程中，腐蚀类型由点蚀逐渐向晶间腐蚀转变，扩

展方向为平行于材料表面的晶界方向，由于不溶性腐蚀产物体积更大，因此会出现体积

膨胀现象，在晶界处产生楔应力，在应力作用下会造成表面晶粒与内部金属之间的剥离，

严重时会产生材料的解体，严重影响材料的使用。

魏修宇等

[66]

在不同的时效状态对2195铝锂合金晶间腐蚀和剥落行为方面进行了研

究，发现人工时效与自然时效相比使晶间腐蚀与剥落腐蚀的倾向增加，160℃时效时间

的延长同样使晶间腐蚀与剥落腐蚀的倾向增加，原因在于T1相和无析出带的电位较低，

在与铝基体形成的原电池中会作为阳极优先溶解，从而产生晶间腐蚀和剥落腐蚀。谭澄

宇

[67]

等发现Al-1.63％Li-2.21％Cu-0.73％Mg-0.12％Zr合金在标准剥落腐蚀溶液EXCO

溶液中浸泡40h后，其断裂强度在垂直于轧制方向上降低了10％，延伸率降低56％，

剥落腐蚀前拉伸断口呈塑性断裂特征，腐蚀后拉伸断口呈沿晶解理断裂，因此判断，剥

落腐蚀改变金属的断裂模式，使合金发生沿晶解理断裂，塑性降低。因此为了降低腐蚀

对材料的不利影响，满足实际生产的要求，延长使用寿命，可以采用热处理制度、牺牲

阳极保护法、提高材料均匀性等方式来降低材料的剥落腐蚀敏感性，延长材料的使用寿

命。

1.6本文的研究目的和研究内容

2195、2050铝合金作为Al-Cu-Li系热处理可强化新型铝锂合金的代表，其低密度、

高模量、高强度以及优良的疲劳性能、抗应力腐蚀性能和低温性能，使其在航空航天领

域有非常大的应用前景。对于2195铝锂合金，目前已经有不少关于添加合金化元素来

强化材料性能的研究，也有一些研究时效工艺或者预变形对组织与性能的影响。但是对

于多变量控制的形变热处理的研究较少，对合金低温、高温性能和热稳定处理后性能变

化的研究也非常少。对于2050铝锂合金，目前多数研究是关于原材性能包括均匀化处

理的研究，有关形变热处理对其组织性能影响的研究比较少。

基于此，本研究拟将对2195、2050铝锂合金进行固溶强化和形变时效强化相结合

的热处理工艺。通过正交试验优化方法，对2195、2050铝合金形变热处理中固溶温度、

预变形量、时效温度、时效时间四个工艺参数对组织、力学性能的影响进行研究，获得

较优热处理工艺。并对优化工艺下两种铝锂合金的低温、高温力学性能以及热稳定试验

后材料力学性能和腐蚀性能进行系统研究，获得相关数据与规律。通过以上研究，总结

形变热处理对2195、2050铝合金性能的影响规律，为2195、2050铝锂合金工艺参数确

定的提供依据。

2 试验材料和试验方法

2.1 试验材料和试样热处理

2.1.1试验材料

2195、2050铝锂合金板材，重庆西南铝合金加工研究所生产。板材状态为退火态，

厚度15mm，化学成分（wt%）如表2.1，2.2所示

表2.1 2195铝锂合金的化学成分

Tab.2.1 Chemical component of 2195 Al-Li alloy

元素

含量wt/%

4.20

1.0

0.42

0.01

0.12

0.03

未检测

表2.2 2050铝锂合金的化学成分

Tab.2.2 Chemical component of 2050 Al-Li alloy

元素

含量wt/%

3.67

1.0

0.44

0.37

0.10

0.03

0.003

2.1.2试样制备

沿板材轧制方向按照Φ5 M10标准试样图纸切割2195、2050铝锂合金板材，制备

拉伸试样，并进行试样编号，拉伸试样尺寸如图2.1

2.1.3试样热处理

将切割得到的拉伸试样作为试验材料,进行形变热处理。用永光明SX-8-10箱式电阻

炉进行固溶处理，升高至固溶温度后放料，温度上升至设定温度开始进行计时，到达固

溶时间后取出试样。然后进行水淬，水温36℃，转移时间小于30s。之后用MTS858万

能电子拉伸机上进行预拉伸变形，最后于法赛图XU058烘箱进行时效处理。

2.2 正交试验

本文对2195、2050铝锂合金形变热处理工艺进行优化分析时，选择固溶温度、预

变形量、时效温度、时效时间四个工艺参数为正交试验因素。

图2.1 棒材拉伸试样图

Fig.2.1 Figure of bar tensile specimen

根据其他学者对影响2195、2050铝锂合金热处理工艺参数的研究，参考相图分析，

选取了热处理过程中工艺参数的适当水平值，制定正交试验。通过极差分析，判断不同

工艺参数对材料性能的影响规律，获取最佳取值范围。

2195铝锂合金第一组：固溶温度( 490、510、530℃) 、无预变形量、时效温度(140、

160、180℃) 以及时效时间( 8、12、18、24、36、48h)。第二组：固溶温度( 510、525、

540℃) 、预变形量(3%、7%、12%) 、时效温度(140、160、180℃) 以及时效时间( 8、

12、18、24、36、48h) ，正交试验因素和水平见表2.3、表2.4。

表2.3 2195铝锂合金无预变形正交试验因素及水平表

Tab.2.3 Levels and factors of no-prestressing orthogonal experiment of 2195 Al-Li alloy

水平

因素

时效时间/h

固溶温度/℃

490

510

530

时效温度/℃

140

160

180

表2.4 2195铝锂合金有预变形正交试验因素及水平表

Tab.2.4 Levels and factors of prestressing orthogonal experiment of 2195 Al-Li alloy

水平

因素

时效时间/h

固溶温度/℃

490

510

530

时效温度/℃

140

160

180

预变形量/%

2050铝锂合金第一组：固溶温度( 510、525、540℃) 、无预变形量、时效温度(140、

160、180℃) 以及时效时间( 8、12、18、24、36、48h)。第二组：固溶温度( 510、525、

540℃) 、预变形量(3%、7%、12%) 、时效温度(140、160、180℃) 以及时效时间( 8、

12、18、24、36、48h)，正交试验因素和水平见表2.5、表2.6。

表2.5 2050铝锂合金无预变形正交试验因素及水平表

Tab.2.5 Levels and factors of no-prestressing orthogonal experiment of 2050 Al-Li alloy

水平

时效时间/h

因素

固溶温度/℃

510

525

540

时效温度/℃

140

160

180

表2.6 2050铝锂合金有预变形正交试验因素及水平表

Tab.2.6 Levels and factors of prestressing orthogonal experiment of 2050 Al-Li alloy

水平

因素

时效时间/h

固溶温度/℃

510

525

540

时效温度/℃

140

160

180

预变形量/%

2.3分析测试手段

2.3.1力学性能

在CMT5105微机控制电子万能试验机上进行室温和-196℃的拉伸试验，如图2.2

试验标准分别为GB/T228.1-2010、GB/T13239-2006；在试验机上进行0℃和-70℃的拉

伸试验，试验标准GB/T13239-2006；在E45.105微机控制电子万能试验机上进行100℃

和200℃的拉伸试验，试验标准GB/T228.2-2015。加载速度均为2mm/min。测试其屈服

强度σ

、抗拉强度σ

及断后伸长率δ。

图2.2力学性能测试设备（外观、设备内部）

Fig.2.2 Equipment of mechanical property test(appearance,inside)

2.3.2化学成分分析

试样经慢速切削加工后，采用电感耦合等离子体原子发射光谱法(ICP-AES)分析其

化学成分。

2.3.3金相观察(OM)

试样分别经过水磨砂纸和金相砂纸打磨，注意用力大小及方向，避免打磨出划痕，

然后进行机械抛光，最后用Keller试剂腐蚀。处理后的试样在DM4000M型金相显微镜

下观察晶粒组织，调焦后选用不同倍数进行金相观察。

2.3.4 扫描电镜观察(SEM)

采用Quanta FEG 650场发射扫描电镜(SEM)对试样断口进行观察，选用适当的放大

倍数观察2195、2050铝锂合金断口组织形貌特征，分析断裂特征与工艺间关系。

2.3.5 透射电镜观察(TEM)

先对试样进行裁剪，冲压成3mm的圆片，然后进行研磨抛光，磨至厚度低于100

μm，进而在双喷电解减薄仪上进行电解双喷。直至出现足够薄区。制备好的试样在透

射电镜(Tecnai G

20ST)下进行观察，通过选区电子衍射(SAED)观察分析微观组织种类、

尺寸、数量、分布等特征。

2.3.6 腐蚀性能

晶间腐蚀：先对试样进行预处理，清理表面油污，浸入过氧化氢溶液5~15min，取

出洗净后，再浸入硝酸溶液直至表面光洁。量取氯化钠溶液（ρ57.0g/L），按每升溶液

含10mL过氧化氢的量，将过氧化氢加入并搅拌均匀。将制备好的试样于35±2℃温度下，

用塑料绳悬挂完全浸入配置好的试验溶液中，试样表面积与试验溶液体积比值小于

20mm

/mL，试验时间6h。将试验后的试样磨制抛光，用金相显微镜进行观察。

剥落腐蚀：试验试剂为氯化钠（ρ2.16g/mL）、硝酸钾（ρ2.10g/mL）、硝酸（ρ

1.40g/mL）、蒸馏水。将234g氯化钠和50g硝酸钾溶于蒸馏水中，加入6.3mL硝酸，

用蒸馏水稀释至1000mL。将试样表面清洁后，于25±3℃温度下放入腐蚀试剂中，溶液

体积和试样被浸面面积比为10mL/cm

~30mL/cm

，在浸渍不同时间时观察试样。腐蚀完

成后进行腐蚀等级评定。

3 2195、2050铝锂合金T6热处理工艺研究

3.1 引言

2195、2050作为可热处理强化型铝锂合金的代表，目前应用较为多的是T6和T8

工艺。这两种工艺过程主要有固溶处理，淬火，预变形处理，时效处理四个阶段，其中

较为重要的是固溶、预变形和时效处理三个阶段，淬火工艺有研究发现对2195铝锂合

金而言选择室温水冷即可，介于2195、2050铝锂合金成分差异不大，因此两种铝锂合

金均选用室温水冷的淬火制度。

本章节选择固溶温度、时效时间和时效温度为三个因素，设计正交试验，进行室温

力学性能测试(屈服强度σ

、抗拉强度σ

、断后伸长率δ)，通过极差分析研究三个工艺

参数对2195、2050铝锂合金室温力学性能的影响，分析三个工艺参数的影响水平高低，

要求性能在保证一定断后伸长率的前提下，屈服强度和抗拉强度的期望是取得相对最大

值，因而在水平主次选择上应优先考虑屈服强度、抗拉强度由大及小，再考虑断后伸长

率由大及小。进而获得较优的热处理工艺参数，使得较优工艺制度下的合金能获得优异

的力学性能。

3.2 T6热处理工艺对2195铝锂合金力学性能的影响

3.2.1正交试验与极差分析

2195铝锂合金正交试验正交表L

( 6×3

) 如表3.1所示

[68-70]

。根据正交表对试样

进行相应的热处理，同一工艺下对三个试样进行热处理，并对热处理后试样进行拉伸性

能检测，并将测试结果平均值列于表3.1中。由表3.1可以看出，不同热处理制度下材

料各项力学性能差距较大，屈服强度最高约615MPa，最低约300MPa；抗拉强度最高约

650MPa，最低约500MPa；断后伸长率最高约24%，最低约8%。

表3.1 T6工艺2195铝锂合金热处理试验正交表

Tab3.1 Orthogonal test table of 2195 Al-Li alloy under T6 heat treatment process

列号

试验号

指标

变形量/%

时效时间

固溶温度

/℃

490

510

530

490

510

530

时效温度

/℃

140

160

180

160

180

140

屈服强度

/MPa

303

320

560

350

572

310

抗拉强度

/MPa

500

518

612

522

613

524

断后伸长

率/%

23.8

23.5

9.5

10.3

490

510

530

490

510

530

490

510

530

490

510

530

180

140

160

140

160

180

160

180

140

180

140

160

576

317

400

316

473

614

521

579

327

576

334

589

616

530

546

525

568

648

590

617

543

613

545

629

9.3

23.8

19.3

22.5

8.8

13.3

9.5

23.8

9.5

23.8

运用极差分析方法，分别对正交试验中的3项试验指标( 屈服强度、抗拉强度、断

后伸长率)进行极差分析，根据2195铝锂合金的正交试验结果计算不同因素下的极差R，

并将极差分析结果列于表3.2( A为时效时间；B为固溶温度；C为时效温度；D为预变

形量)

[71.72]

。从表3.2中的极差分析可以看出，2195铝锂合金的T6工艺中，时效温度是

最主要因素，其次为时效时间，而固溶温度对材料这三项性能的影响较小。

表3.2 T6工艺2195铝锂合金正交试验极差分析

Tab3.2 Range analysis of 2195 Al-Li alloy under T6 heat treatment process

指标

屈服强度

B C D

543

553

564

580

583

595

654321

抗拉强度

B C

561

564

583

528

562

620

321

18.8

17.5

14.8

15.5

13.8

5.2

123546

断后伸长率

B C

16.7

17.3

15.6

23.6

16.5

9.5

1.7

213

14.1

123

394 440 318

411 435 442

431 466 579

468

476

500

R 106 31 261

水平

654321 312 321

主次

因素

C︰A︰B

主次

C︰A︰B C︰A︰B

正交试验中材料屈服强度、抗拉强度、断后伸长率随时效时间的变化见图3.1。由

图3.1可见：(1) 随着时效时间的延长，材料的屈服强度、抗拉强度均有所提高，时效

过程伴随着析出相的形核析出长大，一定范围内延长时效时间，析出相数量也会随之增

加，因此材料强度也会随之升高。可以观察到，时效时间24小时前材料强度增加速度

逐渐变快，超过24小时后，材料强度的增长速度有一定的减慢，同时也能看出抗拉强

度整体增长幅度比屈服强度增长幅度要低。(2) 材料断后伸长率随着时效时间的增加而

降低。析出相对材料强度强化的同时，晶界位错等缺陷部位的析出相也会使材料的延伸

率降低。与强度变化相对应的是，时效24小时前材料断后伸长率降低速度逐渐变快，

24小时后断后伸长率降低速度有所减慢。

因此追求高强度性能的工艺可选择48h时效时间，如考虑工艺成本生产周期而言选

择时效时间24h比较适合。

图3.1 材料屈服强度、抗拉强度以及断后伸长率随时效时间的变化

Fig3.1 The change of material yield strength, tensile strength, ductility over aging time

正交试验中材料屈服强度、抗拉强度、断后伸长率随固溶温度的变化见图3.2。由

图3.2可见：(1) 固溶温度对材料屈服强度、抗拉强度的影响较弱。固溶温度选择490℃

和510℃时材料屈服强度和抗拉强度变化不大，当固溶温度升高至530℃时，材料的屈

服强度、抗拉强度有较为明显的提高。固溶温度升高，合金的固溶度也随之升高，在时

效时能析出更多的析出相，从而提高合金的强度。(2) 材料断后伸长率随着固溶温度的

增加先略有升高再降低。在510℃的断后伸长率比490℃和500℃的断后伸长率要高。析

出相对材料强度强化的同时，晶界位错等缺陷部位的析出相也会使材料的断后伸长率降

低。

2195铝锂合金T6工艺中固溶温度选择530℃较优。

图3.2 材料屈服强度、抗拉强度以及断后伸长率随固溶温度的变化

Fig3.2 The change of material yield strength, tensile strength, ductility over solid solutiontemperature

图3.3 材料屈服强度、抗拉强度以及断后伸长率随时效温度的变化

Fig3.3 The change of material yield strength, tensile strength, ductility over aging temperature

正交试验中材料屈服强度、抗拉强度、断后伸长率随时效温度的变化见图3.3。由

图3.3可见：(1) 随着时效温度的升高，材料屈服强度提高十分显著，同时材料抗拉强

度逐渐提高。180℃时效时屈服强度相比140℃提高200多MPa，可见时效温度对材料

强度影响十分显著。随着时效温度的升高，原子的扩散速度提高，促进G.P.区的形成，

使强化相形核长大更为容易，从而显著提高合金的强度。(2) 材料断后伸长率随着时效

温度的增加降低也十分明显，相比时效温度140℃时的断后伸长率，180℃时降低了近

15%。原因在于时效温度的升高促进2195铝锂合金主要强化相T

相的形核长大，主要

形核于位错等晶体缺陷处的T

相会使材料的断后伸长率有所降低。

2195铝锂合金T6工艺中时效温度选择180℃较优。

3.2.2 2195铝锂合金组织TEM分析

图3.4为三组不同工艺下的TEM衍射斑点以及对应暗场像，图3.4(a)(b)、图3.4(c)(d)、

图3.4(e)(f)分别对应表3.1试验号的1、13、16号试样不同入射方向的TEM图像。图3.4(a)

中，试样处于明显的欠时效状态，几乎看不到[112]方向的T

相衍射花样，对应暗场像

中也几乎观察不到T

相，同时可以观察到晶界处也并未出现T

相的析出，可见在此热

处理制度下的时效过程中，T

相析出极少。图3.4(b)[100]方向的衍射花样，可以观察到

较为明显的δ’相的衍射斑点和θ’’相的连续芒线，以及不明显的θ’相衍射斑点。对应暗

场像中可以观察到一定数量的δ’相和θ’’相。分析1号试样强度较低的原因：固溶温度

较低使得固溶不充分，过饱和度较低影响强化相的析出；时效温度较低时间较短的欠时

效状态下，主要析出相为δ’相、θ’’相和θ’相且析出数量有限，强化效果更优异的T

相

几乎无析出。

图3.4 2195铝锂合金在不同热处理制度下的TEM图像：

(a)(b)490℃固溶+140℃时效8h

Fig.3.4 TEM images of 2195 Al-Li alloy under different heat treatments：

(a)(b)490℃ solid solution+(140℃, 8 h) aging treatment

图3.4(c)中，试样处于欠时效状态，但已接近峰时效。[112]方向出现较为明显的T

相的衍射花样，对应的暗场像中的T

相，尺寸较小、数量较多，析出的T

相对位错的

运动起钉扎作用，均匀分布的较细T

相能有效提高合金的强度。图3.4(d)[100]方向衍射

花样中可观察到的δ’相和θ’相衍射花样，与图3.4(b)相比，(c)中θ’’相的衍射花样不明显，

对应暗场像中一定数量的δ’相斑点和少量的短小互相垂直的θ’相，可见随着时效温度的

升高时效时间的延长，时效过程中θ’’相逐渐向θ’相转化，同时T

相的析出伴随着θ’相

和δ’相的消耗。

图3.4 2195铝锂合金在不同热处理制度下的TEM图像：

(c)(d)490℃固溶+160℃时效36h

Fig.3.4 TEM images of 2195 Al-Li alloy under different heat treatments：

(c)(d)490℃ solid solution+(160℃,36 h) aging treatment

图3.4(e)中，试样处于峰时效状态，[112]方向出现明显的T

相衍射花样，对应暗场

像中的T

相与图3.4(c)相比，尺寸更大，数量更多且较为密集。图3.4(f)[100]方向衍射

花样中δ’相和θ’相斑点基本消失，对应暗场像中数量极少的δ’相和θ’相。可见随着时效

温度的进一步升高、时效时间的进一步延长，时效过程进行的更为充分，时效过程中的

相不断析出长大，这一过程需要消耗δ’相和θ’相，从而获得Cu原子和Li原子，造成

δ’相和θ’相数量的减少。对照极差分析与表3.1，1号、13号、16号试样固溶温度均为

490℃，时效温度和时效时间参数逐渐变大，13号试样与1号试样相比屈服强度提高约

200MPa，抗拉强度提高约100MPa，16号试样与13号试样相比屈服强度提高约50MPa，

抗拉强度提高约20MPa。可见在所选时效温度和时效时间的参数范围内，温度越高时间

越长，材料强度性能越优异，这与极差分析结果相一致。当然，强度提高的同时必然伴

随着断后伸长率的下降，但均在8%以上，满足材料的使用要求。

图3.4 2195铝锂合金在不同热处理制度下的TEM图像：

(e)(f)490℃固溶+180℃时效48h

Fig.3.4 TEM images of 2195 Al-Li alloy under different heat treatments：

(e)(f)490℃ solid solution+(180℃, 48 h) aging treatment

2195铝锂合金T6热处理较优工艺为固溶温度530℃，180℃时效48h，主要强化相

为T

相和少量的δ’相和θ’相。

3.3 T6热处理工艺对2050铝锂合金力学性能的影响

3.3.1 正交试验与极差分析

2050铝锂合金正交试验正交表如表3.3所示。根据正交表对试样进行相应的热处理，

同一工艺下对三个试样进行热处理，并对热处理后试样进行拉伸性能检测，并将测试结

果平均值列于表3.3中。由表3.3可以看出，不同热处理制度下材料各项力学性能差距

较大，屈服强度最高约520MPa，最低约230MPa；抗拉强度最高约570MPa，最低约

410MPa；断后伸长率最高约29%，最低约10%。

表3.3 T6工艺2050铝合金热处理试验正交表

Tab3.3 Orthogonal test table of 2050 Al-Li alloy under T6 heat treatment process

列号

试验号

时效时间

固溶温度

/℃

510

525

540

510

时效温度

/℃

140

160

180

160

指标

变形量

屈服强

度/MPa

230

289

507

348

抗拉强

度/MPa

413

429

550

467

断后伸长率

24.5

23.3

10.5

20.3

525

540

510

525

540

510

525

540

510

525

540

510

525

540

180

140

180

140

160

140

160

180

160

180

140

180

140

160

505

238

497

260

436

267

480

508

497

506

278

493

294

521

554

416

541

437

511

447

544

543

552

551

453

543

461

568

10.8

28.5

10.8

29.0

16.0

25.5

14.0

10.0

12.3

26.3

11.0

27.8

11.8

运用极差分析方法，分别对正交试验中的3项试验指标( 屈服强度、抗拉强度、断

后伸长率)进行极差分析，根据2050铝锂合金的正交试验结果计算不同因素下的极差R，

并将极差分析结果列于表3.4( A为时效时间；B为固溶温度；C为时效温度；D为预变

形量)。从表3.4中的极差分析可以看出，2050铝锂合金的T6工艺中，时效温度是最主

要因素，其次为时效时间，而固溶温度对材料这三项性能的影响较小。

表3.4 T6工艺2050铝锂合金正交试验极差分析

Tab3.4 Range analysis of 2050 Al-Li alloy under T6 heat treatment process

指标

屈服强度

B C D

464

479

496

511

519

524

654321

抗拉强度

B C

494

496

507

438

512

547

321

109

321

19.4

19.9

18.6

16.5

17.0

16.9

3.4

213564

断后伸长率

B C

17.4

19.5

17.2

27.0

16.3

10.9

2.3

213

16.1

123

342 389 261

364 389 429

398 415 503

418

427

436

R 94 26 242

水平

654321 321 321

主次

因素

C︰A︰B

主次

C︰A︰B C︰A︰B

正交试验中材料屈服强度、抗拉强度、断后伸长率随时效时间的变化见图3.5。由

图3.5可见：(1) 随着时效时间的延长，材料的屈服强度、抗拉强度均逐渐提高。时效

时间18小时前材料强度增加速度较快，超过18小时后，材料强度的增长速度有一定的

减慢。同时也能看出屈服强度整体增长幅度比抗拉强度略高一些。(2) 材料断后伸长率

随着时效时间的延长整体呈下降趋势。24小时后材料断后伸长率变化不大。

因此追求高强度性能的工艺可选择48h时效时间，如考虑工艺成本生产周期而言选

择时效时间18-24h比较适合。

图3.5 材料屈服强度、抗拉强度以及断后伸长率随时效时间的变化

Fig3.5 The change of material yield strength, tensile strength, ductility over aging time

图3.6 材料屈服强度、抗拉强度以及断后伸长率随固溶温度的变化

Fig3.6 The change of material yield strength, tensile strength, ductility over solid solution temperature

正交试验中材料屈服强度、抗拉强度、断后伸长率随固溶温度的变化见图3.6。由

图3.6可见：(1) 固溶温度对材料屈服强度、抗拉强度的影响较弱。固溶温度选择510℃

和525℃时材料屈服强度和抗拉强度变化不大，当固溶温度升高至540℃时，材料的屈

服强度、抗拉强度略有提高。(2) 材料断后伸长率随着固溶温度的增加先升高再降低。

在525℃的断后伸长率比510℃和540℃的断后伸长率要高，但总体均高于16%

2050铝锂合金T6工艺中固溶温度选择540℃较优。

图3.7 材料屈服强度、抗拉强度以及断后伸长率随时效温度的变化

Fig3.7 The change of material yield strength, tensile strength, ductility over aging temperature

正交试验中材料屈服强度、抗拉强度、断后伸长率随时效温度的变化见图3.7。由

图3.7可见：(1) 随着时效温度的升高，材料强度提高显著，材料屈服强度较抗拉强度

提高幅度更大。180℃时效时屈服强度相比140℃提高近250MPa，抗拉强度提高约

110MPa，可见时效温度对材料强度影响十分显著。(2) 材料断后伸长率随着时效温度的

增加降低也十分明显，相比时效温度140℃时的断后伸长率，180℃时降低了近16%。

2050铝锂合金T6工艺中时效温度选择180℃较优

3.3.2 2050铝锂合金组织TEM分析

图3.8为三组不同工艺下的TEM衍射斑点以及对应暗场像，图3.8(a)(b)、图3.8(c)(d)、

图3.8(e)(f)分别对应表3.3试验号的6、9、12号试样不同入射方向的TEM图像。6号试

样处于欠时效状态，图3.8(a)衍射花样中，观察不到[112]方向T

相的衍射花样，对应明

场像中也几乎观察不到T

相，可见在此热处理制度下的时效过程极其不充分，T

相析

出极少。图3.8(b)中[100]方向的衍射花样，也观察不到δ’相、θ’相和θ’’相的衍射花样，

对应明场像中几乎无析出相析出。分析1号试样强度较低的原因：低时效温度严重影响

材料时效过程中强化相的析出，虽然经过一定温度的固溶，一段时间的时效，但低时效

温度使得强化相几乎无析出，因此材料处于低强度状态。

图3.8 2050铝锂合金在不同热处理制度下的TEM图像：

(a)(b)525℃固溶+140℃时效18h

Fig.3.8 TEM images of 2050 Al-Li alloy under different heat treatments：

(a)(b)525℃ solid solution+(140℃, 18 h) aging treatment

图3.8(c)中，试样处于接近峰时效状态。[112]方向可观察到T

相的衍射花样，对应

的暗场像中的T

相，尺寸较小、分布较为不均，析出的T

相对位错的运动起钉扎作用，

均匀分布的较细T

相能有效提高合金的强度。与图3.8(b)相比，图3.8(d)中[100]方向衍

射花样中可观察到的δ’相和θ’相衍射花样，对应暗场像中可观察到互相垂直的θ’相以及

少量的δ’相斑点，可见随着时效温度的升高时效时间的延长，时效过程中强化相T

相、

δ’相和θ’相逐渐析出，材料强度出现明显的提高。

图3.8 2050铝锂合金在不同热处理制度下的TEM图像：

(c)(d)525℃固溶+160℃时效24h

Fig.3.8 TEM images of 2050 Al-Li alloy under different heat treatments：

(c)(d)525℃ solid solution +(160℃,24 h) aging treatment

图3.8(e)中，试样处于峰时效状态，[112]方向T

相的衍射花样更为明显，对应暗场

像中的T

相与图3.8(c)相比，数量更多，且分布更为均匀。与图3.8(d)相比，图3.8(f)

中[100]方向衍射花样中δ’相和θ’相的衍射花样不明显，对应的暗场像中，δ’相和θ’相的

数量也出现了明显的减少。可见随着时效温度的进一步升高、时效时间的进一步延长，

时效过程进行的更为充分，时效过程中的T

相不断析出长大，这一过程需要消耗δ’相

和θ’相，从而获得Cu原子和Li原子，造成δ’相和θ’相数量的减少。对照极差分析表

3.4与表3.3，6号、9号、12号试样固溶温度均为525℃，时效温度和时效时间参数逐

渐变大，9号试样与6号试样相比屈服强度提高约200MPa，抗拉强度提高约100MPa，

提高幅度十分显著，12号试样与9号试样相比屈服强度提高约70MPa，抗拉强度提高

约30MPa。可见在所选时效温度和时效时间的参数范围内，温度越高时间越长，材料强

度性能越优异，这与极差分析结果相一致。且在一定固溶温度和时效时间下，低时效温

度下材料强度极低，时效温度提高材料强度出现显著提升，可见时效温度在这四个工艺

参数中影响最为显著，是主要因素，这与极差分析结果相一致。当然，强度提高的同时

必然伴随着断后伸长率的下降，表中热处理制度下材料断后伸长率均在10%以上，满足

材料的使用要求。

图3.8 2050铝锂合金在不同热处理制度下的TEM图像：

(e)(f)525℃固溶+180℃时效36h

Fig.3.8 TEM images of 2050 Al-Li alloy under different heat treatments：

(e)(f)525℃ solid solution +(180℃, 36 h) aging treatment

2050铝锂合金T6热处理较优工艺为固溶温度540℃，180℃时效48h，主要强化相

为T

相和少量的δ’相和θ’相。

3.4 T6处理的2195、2050铝锂合金组织性能分析

由表3.1和表3.3可见2195铝锂合金屈服强度和抗拉强度高于2050铝锂合金，但

断后伸长率比2050铝锂合金低。时效时间和时效温度是两个影响较大的因素，两因素

对2195铝锂合金屈服强度的极差比2050合金略高，对2195铝锂合金抗拉强度的极差

比2050合金略低。但从增长率来看，时效温度、时效时间对2195铝锂合金屈服强度和

抗拉强度的增长率均略低于2050铝锂合金。因此2195铝锂合金与2050铝锂合金相比

强度性能更为优异。2195铝锂合金屈服强度最高约615MPa；抗拉强度最高约650MPa；

此时断后伸长率最高约24%，最低约8%。2050铝锂合金屈服强度最高约520MPa；抗

拉强度最高约570MPa；此时断后伸长率约12%。

材料强度的差异主要取决于析出相的差异，TEM分析发现2195、2050铝锂合金在

T6工艺下具有相似的时效析出特征。对比图3.4和图3.8，发现2195、2050铝锂合金的

主要析出强化相均为T

相、δ’相和θ’相，在时效初期，合金中析出相较少，只能观察到

少量的T

相、δ’相和θ’相，随着时效的进行，析出的T

相、δ’相和θ’相增多；到达峰

时效时，合金内析出大量T

相，且呈细小弥散析出，δ’相和θ’相数量也有所增加；继续

进行时效，进入过时效阶段，T

相析出数量继续增加，且尺寸出现粗化，δ’相和θ’相数

量减少。两种合金析出相的差异主要体现在T

相和θ’相的数量，2195铝锂合金析出的

相数量多于2050铝锂合金，其θ’相数量少于2050铝锂合金，T

相与θ’相相比对材

料的强化效果更为优异，与表3.1和表3.3的性能数据相对应。

在时效初期，合金中析出相较少的原因在于，T

相形核较为困难，密排六方结构的

相，析出呈盘片状，惯习面为{111}

，与晶体呈非共格关系，在没有预变形的情况下

只能借助合金化元素(Mg、Ag、Ce等)提供低能形核点；θ’相析出过程较为漫长，析出

过程为SSS→GPⅠ→θ’’→θ’。随着时效的进行，T

相的析出和长大需要消耗Cu原子和

Li原子，因此在T

相的生长过程中伴随着δ’相和θ’相的消耗，在TEM图像中表现为明

显的数量减少。

3.5 本章小结

采用正交试验优化方法，设计优化试验，通过极差分析方法对两种铝锂合金T6工

艺后三项力学性能（屈服强度、抗拉强度、断后伸长率）进行分析，得出三个工艺参数

（固溶温度、时效时间、时效温度）对材料力学性能的影响水平。同时，通过透射电镜

对材料微观组织进行分析，探讨微观组织下材料强化机制。主要结论如下：

(1)2195、2050铝锂合金的T6工艺中，时效温度最主要因素，其次为时效时间，而

固溶温度对材料这三项性能的影响较小。在所选工艺参数区间内，固溶温度升高，时效

时间延长，时效温度升高均能使材料强度提高，同时伴随着断后伸长率的下降。

(2)2195铝锂合金T6热处理较优工艺为固溶温度530℃，180℃时效48h；2050铝

锂合金T6热处理较优工艺为固溶温度540℃，180℃时效48h。

(3)2195、2050铝锂合金的主要析出强化相均为T

相、δ’相和θ’相，其中T

相的强

化效果最为显著，T

相的析出伴随着δ’相和θ’相的消耗，两种铝锂合金强度差异主要体

现在T

相的析出特征上，相近工艺下，2195铝锂合金析出的T

相数量多于2050铝锂

合金，2195铝锂合金与2050铝锂合金相比强度性能更为优异，断后伸长率略低于2050

铝锂合金。

4 2195、2050铝锂合金T8热处理工艺研究

4.1 引言

T8为形变热处理工艺，与T6热处理工艺相比，增加了预变形工序。预变形处理会

影响基体中位错数量，从而影响强化相析出的数量、尺寸及分布，但过度的预变形也会

使基体产生位错纠缠影响材料的性能。

本章节选择固溶温度、预变形量、时效时间和时效温度为四个因素，设计正交试验，

进行室温力学性能测试(屈服强度σ

、抗拉强度σ

、断后伸长率δ)，通过极差分析研究

四个工艺参数对2195、2050铝锂合金室温力学性能的影响，分析四个工艺参数的影响

水平高低，要求性能在保证一定断后伸长率的前提下，屈服强度和抗拉强度的期望是取

得相对最大值，因而在水平主次选择上应优先考虑屈服强度、抗拉强度由大及小，再考

虑断后伸长率由大及小。进而获得较优的工艺参数。

4.2 T8热处理工艺对2195铝锂合金组织与性能的影响

4.2.1 正交试验与极差分析

2195铝锂合金正交试验正交表L

( 6×3

) 如表4.1所示。根据正交表对试样进行

相应的热处理，同一工艺下对三个试样进行热处理，并对热处理后试样进行拉伸性能检

测，并将测试结果平均值列于表4.1中。由表4.1可以看出，不同热处理制度下材料各

项力学性能差距较大，屈服强度最高约660MPa，最低约350MPa；抗拉强度最高约

665MPa，最低约480MPa；断后伸长率最高约22%，最低约10%。

表4.1 T8工艺2195铝合金热处理试验正交表

Tab4.1 Orthogonal test table of 2195 Al-Li alloy under T8 heat treatment process

试验号

时效时间

固溶温度

/℃

490

510

530

490

510

530

490

510

530

490

510

时效温度

/℃

140

160

180

160

180

140

180

140

160

140

160

变形量/%

屈服强度

/MPa

352

612

633

636

605

494

599

607

618

462

623

抗拉强度

/MPa

483

633

657

648

635

566

628

629

646

551

649

断后伸长

率/%

21.8

14.5

11.5

11.8

11.0

20.8

13.3

15.8

13.3

20.0

14.0

530

490

510

530

490

510

530

180

160

180

140

180

140

160

624

638

581

612

577

659

623

647

650

619

640

614

665

649

11.5

12.3

10.5

14.8

12.8

13.8

13.3

运用极差分析方法，对正交试验中的3项试验指标( 屈服强度、抗拉强度、断后伸

长率)进行极差分析，根据2195铝锂合金的正交试验结果计算不同因素下的极差R，并

将极差分析结果列于表4.2( A为时效时间；B为固溶温度；C为时效温度；D为预变形

量)。由表4.2中的极差分析可得：2195铝锂合金的T8工艺中，时效温度是最主要因素，

固溶温度对材料这三项性能的影响最小。

表4.2 T8工艺2195铝锂合金正交试验极差分析

Tab4.2 Range analysis of 2195 Al-Li alloy under T8 heat treatment process

指标

水平

主次

因素

主次

屈服强度/MPa

532

578

608

570

610

619

653241

231

321

544

614

601

531

625

603

540

586

633

591

616

634

615

636

643

653241

231

321

抗拉强度/MPa

595

638

634

589

646

633

597

621

649

15.9

14.5

14.1

15.2

12.5

13.3

3.4

142365

132

123

2.2

123

断后伸长率/%

15.3

13.3

14.2

17.8

13.2

11.8

12.8

C︰D︰A︰B C︰D︰A︰B C︰A︰D︰B

正交试验中材料屈服强度、抗拉强度、断后伸长率随时效时间的变化见图4.1。由

图4.1可见：(1) 随着时效时间的延长，材料的强度呈上升趋势。时效时间从8h~18h，

材料的强度逐渐提高；在18h~24h之间，材料强度有所下降；之后继续延长时效时间，

材料强度继续提高，但速度缓慢。可以观察到，8~18h区间材料强度增长较24~48h区

间更为显著，且抗拉强度整体增长幅度比屈服强度增长幅度要低。(2) 材料断后伸长率

随着时效时间的增加呈下降趋势。随时效时间的变化规律与材料强度相对应，在18h处

出现极小值；之后到24h，有所上升；继续延长时效时间，材料断后伸长率继续降低。

最低断后伸长率高于12%。

因此追求高强度性能的工艺可选择48h时效时间，如考虑工艺成本生产周期而言选

择时效时间18h比较适合。

图4.1 材料屈服强度、抗拉强度以及断后伸长率随时效时间的变化

Fig4.1 The change of material yield strength, tensile strength, ductility over aging time

正交试验中材料屈服强度、抗拉强度、断后伸长率随固溶温度的变化见图4.2。由

图4.2可见：(1) 固溶温度从490℃升高到510℃，材料的强度提高，继续升高固溶温度

到530℃，材料强度有所下降。(2) 材料断后伸长率随着固溶温度的变化规律与材料强

度相对应，在510℃处出现极小值。

2195铝锂合金T8工艺中固溶温度选择510℃较优。

图4.2 材料屈服强度、抗拉强度以及断后伸长率随固溶温度的变化

Fig4.2 The change of material yield strength, tensile strength, ductility over solid solution temperature

正交试验中材料屈服强度、抗拉强度、断后伸长率随时效温度的变化见图4.3。由

图4.3可见：(1) 时效温度在160℃时材料的屈服强度、抗拉强度明显高于时效温度140℃

时材料强度，时效温度继续升高到180℃，材料强度有所下降；且材料屈服强度的变化

较抗拉强度幅度更大。与固溶温度相比，时效温度的变化对材料强度的影响更为显著(2)

材料延伸率随着时效温度的升高呈现较为明显的先升高在降低，极值相差近7%，但均

高于11%。

2195铝锂合金T8工艺中时效温度选择160℃较优。

图4.3 材料屈服强度、抗拉强度以及断后伸长率随时效温度的变化

Fig4.3 The change of material yield strength, tensile strength, ductility over aging temperature

图4.4 材料屈服强度、抗拉强度以及断后伸长率随预变形量的变化

Fig4.4 The change of material yield strength, tensile strength, ductility over predeformation

正交试验中材料屈服强度、抗拉强度、断后伸长率随时效温度的变化见图4.4。由

图4.4可见：(1) 随着预变形量的增加，材料的强度提高较为显著，屈服强度提高幅度

高于抗拉强度。(2) 材料断后伸长率随着预变形量的增加而降低，预变形由7%增加到

12%时，材料断后伸长率降低较为明显，最低断后伸长率高于12%。

2195铝锂合金T8工艺中，单纯追求高强度可选用较大预变形的工艺，但产品的尺

寸稳定性、均匀性较难得到保证。因此后续试验中继续探究预变形选择3%或7%。

4.2.2 T8处理对2195铝锂合金组织的影响

图4.5为2195铝锂合金在不同热处理制度下的形貌照片。

图4.5 2195铝锂合金在不同热处理制度下的金相图像：

(a)510℃固溶+3%预变形+180℃时效12h (b) 510℃固溶+7%预变形+160℃时效24h

Fig.4.5 Metallographical images of 2195 Al-Li alloy under different heat treatments：

(a)510℃ solid solution+ 3% pre-deformation+(180℃, 12 h) aging treatment

(b) 510℃ solid solution+ 7% pre-deformation+(160℃, 24 h) aging treatment

选取预变形量分别为3%、7%、12%的三组试样进行金相显微镜观察。对比(a)，(b)，

(c)图，在固溶温度均为510℃的工艺下，(b)图，(c)图与(a)图相比晶粒尺寸有所减小。可

见预变形量对晶粒尺寸有一定影响，预变形量由3%增加到7%，使晶粒细化作用更加显

著，继续增加预变形量到12%，对晶粒细化作用影响不大。

图4.6为三组不同工艺下的TEM衍射斑点以及对应暗场像，图4.6(a)(b)、图4.6(c)(d)、

图4.6(e)(f)分别对应表4.1试验号的1、9、14号不同入射方向的TEM图像。图4.6(a)

中，试样处于欠时效状态，[112]方向的T

相衍射花样不明显，对应暗场像中尺寸较小，

数量较少的T

相，同时可以观察到晶界处出现T

相的析出，T

相晶体结构为密排六方，

易于Al基体(fcc)中层错、晶界。亚晶界等晶体缺陷出析出长大，因此在时效前引入预

实现强化效果。[100]变形，可以有效的增加基体内缺陷密度，从而促进T

相的形核析出，

方向的衍射花样中，δ’相和θ’相的衍射斑点很不明显，对应暗场像中数量极少的δ’相和

θ’相。分析1号试样三种强化相数量均较少的原因：固溶温度较低使得固溶不充分，过

饱和度较低影响强化相的析出；时效温度较低时间较短的欠时效状态下，以T

相为主

的强化相无法充分析出。

图4.6 2195铝锂合金在不同热处理制度下的TEM图像：

(a)(b)490℃固溶+3%预变形+140℃时效8h

Fig.4.6 TEM images of 2195 Al-Li alloy under different heat treatments：

(a)(b)490℃ solid solution+ 3% pre-deformation+(140℃, 8 h) aging treatment

图4.6(c)中，试样处于峰时效状态，[112]方向的T

相衍射花样非常明显，对应的暗

场像中的T

相，与图4.6(a)相比数量明显增多，尺寸更大且分布均匀，析出的T

相对

位错的运动起钉扎作用，均匀分布的较细T

相能有效提高合金的强度。[100]方向衍射

花样中可发现较明显的δ’相和θ’相衍射斑点，对应暗场像中野发现较多相互垂直的θ’

相与一定数量的δ’相斑点。

图4.6 2195铝锂合金在不同热处理制度下的TEM图像：

(c)(d)530℃固溶+3%预变形+160℃时效18h

Fig.4.6 TEM images of 2195 Al-Li alloy under different heat treatments：

(c)(d)530℃ solid solution+ 3% pre-deformation+(160℃,18 h) aging treatment

图4.6(e)中，试样处于过时效状态，[112]方向出现明显的T

相衍射花样，对应暗场

像中的T

相与图4.6(c)相比，尺寸更大，数量较少且分布均匀性降低。[100]方向衍射花

样中δ’相和θ’相斑点基本消失，对应暗场像中数量极少的δ’相和θ’相。可见由峰时效过

渡到过时效状态，较高的时效温度和较长的时效时间使得时效过程中的析出相开始长大

粗化，T

相的长大需要消耗δ’相和θ’相，从而获得Cu原子和Li原子，造成δ’相和θ’

相数量的减少以及T

相的粗大。对照极差分析与表1，在相同预变形量的前提下，14

号试样的固溶温度、时效时间两个工艺参数均优于9号试样，9号试样时效温度工艺参

数选择优于14号试样，而性能方面9号试样对比14号试样，屈服强度提高37MPa，抗

拉强度提高27MPa，延伸率提高约3%。可见时效温度对材料强度影响要大于固溶温度

和时效时间，这与极差分析结果相一致。

2195铝锂合金T8热处理较优工艺参数选择：固溶温度510℃，160℃时效18h，主

要强化相为T

相，δ’相和θ’相。预变形量参数选择由后续试验确定。

图4.6 2195铝锂合金在不同热处理制度下的TEM图像：

(e)(f)510℃固溶+3%预变形+180℃时效36h

Fig.4.6 TEM images of 2195 Al-Li alloy under different heat treatments：

(e)(f)510℃ solid solution+ 3% pre-deformation+(180℃, 36 h) aging treatment

4.3 T8热处理工艺对2050铝锂合金组织与性能的影响

4.3.1 正交试验与极差分析

2050铝锂合金正交试验正交表L

( 6×3

) 如表4.3所示。根据正交表对试样进行

相应的热处理，同一工艺下对三个试样进行热处理，并对热处理后试样进行拉伸性能检

测，并将测试结果平均值列于表4.3中。由表4.3可以看出，不同热处理制度下材料各

项力学性能差距较大，屈服强度最高约570MPa，最低约280MPa；抗拉强度最高约

590MPa，最低约400MPa；断后伸长率最高约24%，最低约12%。

表4.3 T8工艺2050铝合金热处理试验正交表

Tab4.3 Orthogonal test table of 2050 Al-Li alloy under T8 heat treatment process

试验号

时效时间

固溶温度

/℃

510

525

540

510

525

540

510

525

540

510

525

时效温度

/℃

140

160

180

160

180

140

180

140

160

140

160

变形量

屈服强度

/MPa

275

514

549

569

536

368

534

484

535

351

546

抗拉强度

/MPa

397

544

571

587

571

451

565

527

567

448

571

延伸率

24.0

14.3

13.3

11.5

12.3

22.0

13.3

15.0

13.5

20.0

14.5

540

510

525

540

510

525

540

180

160

180

140

180

140

160

550

571

541

498

519

565

557

574

589

579

537

552

584

587

12.0

12.3

14.5

17.8

13.5

13.3

运用极差分析方法，分别对正交试验中的3项试验指标( 屈服强度、抗拉强度、断

后伸长率)进行极差分析，根据2050铝锂合金的正交试验结果计算不同因素下的极差R，

并将极差分析结果列于表4.4( A为时效时间；B为固溶温度；C为时效温度；D为预变

形量)。从表4.4中的极差分析可以看出，2050铝锂合金的T8工艺中，时效温度是最主

要因素，其次为时效时间和预变形量，而固溶温度对材料这三项性能的影响最小。

表4.4 T8工艺2050铝锂合金正交试验极差分析

Tab4.4 Range analysis of 2050 Al-Li alloy under T8 heat treatment process

指标

屈服强度

B C D

466

497

548

504

536

553

531

568

574

653241

抗拉强度

B C

523

563

548

491

574

569

231

321

525

537

572

17.2

15.3

14.0

15.5

14.9

13.4

3.8

142536

延伸率

B C

15.8

14.0

15.3

18.7

13.2

1.8

132

5.5

132

3.3

123

16.3

16.0

13.0

446 470424 k

491 531549

518 510538

482

537

547

R 101 61 125

水平

653241 231231

主次

因素

C︰A︰D︰B

主次

321

C︰A︰D︰B C︰A︰D︰B

正交试验中材料屈服强度、抗拉强度、断后伸长率随时效时间的变化见图4.7。由

图4.7可见：(1) 时效时间从8~18h，合金的强度不断提高；在18h延长到24h，材料强

度有明显下降；之后时效时间24~48h，材料强度继续提高，36h后材料强度提高速度减

慢，屈服强度整体增长幅度略高于抗拉强度。时效时间18h的强化效果与36h差距不大。

(2) 材料断后伸长率随着时效时间的延长有较为明显的降低，在18h处出现极小值；延

长到24h，有所上升；时效时间继续延长，材料断后伸长率继续降低。时效8h与48h

的断后伸长率差距约4%，但均高于13%。

因此追求高强度性能的工艺可选择48h时效时间，如考虑工艺成本生产周期而言选

择时效时间18h比较适合。

正交试验中材料屈服强度、抗拉强度、断后伸长率随固溶温度的变化见图4.8。由

图4.8可见：(1) 固溶温度在525℃时材料的强度比固溶温度在510℃和540℃时高。但

整体来看，材料强度受固溶温度的影响并不大。(2) 材料断后伸长率随着固溶温度的变

化规律与材料强度相对应，在525℃处出现极小值。最低断后伸长率约14%。

2050铝锂合金T8工艺中固溶温度选择525℃较优。

图4.7材料屈服强度、抗拉强度以及断后伸长率随时效时间的变化

Fig4.7The change of material yield strength, tensile strength, ductility over aging time

图4.8材料屈服强度、抗拉强度以及断后伸长率随固溶温度的变化

Fig4.8The change of material yield strength, tensile strength, ductility over solid solution temperature

正交试验中材料屈服强度、抗拉强度、断后伸长率随时效温度的变化见图4.9。由

图4.9可见：(1) 时效温度由140℃升高到160℃材料强度显著提高，继续升高时效温度

至180℃，材料强度有不明显下降。160℃峰值屈服强度数值较140℃提高约110MPa，

抗拉强度提高约80MPa。(2) 材料断后伸长率随着时效温度的增加降低明显，相比时效

温度140℃时的断后伸长率，180℃时降低了近6%，最低断后伸长率高于13%。

2050铝锂合金T8工艺中时效温度选择160℃较优

图4.9材料屈服强度、抗拉强度以及断后伸长率随时效温度的变化

Fig4.9The change of material yield strength, tensile strength, ductility over aging temperature

正交试验中材料屈服强度、抗拉强度、断后伸长率随时效温度的变化见图4.10。由

图4.10可见：(1) 随着预变形量的增加，材料的强度逐渐提高，屈服强度提高幅度略高

于抗拉强度。(2) 材料断后伸长率随着预变形量的增加而降低，预变形由3%增加到7%

时，材料断后伸长率略有降低；由7%增加到12%时，材料断后伸长率降低较为明显，

最低断后伸长率约13%。

2050铝锂合金T8工艺中，单纯追求高强度可选用较大预变形的工艺，但产品的尺

寸稳定性、均匀性较难得到保证。因此后续试验继续探究预变形量选择3%或7%。

图4.10材料屈服强度、抗拉强度以及断后伸长率随预变形量的变化

Fig4.10The change of material yield strength, tensile strength, ductility over predeformation

4.3.2 T8处理对2050铝锂合金组织的影响

图4.11为2050铝锂合金在不同工艺下的形貌照片。选取三组强度差异较大的试样

进行金相显微镜观察。对比(b)，(c)两图，在预变形量均为7%的工艺下，晶粒尺寸无明

显变化，但(b)图材料强度性能高于(c)图，推测是由于时效时间的延长，使析出相析出更

加充分，从而使材料的强度得到提高。对比(a)，(b)和(a)，(c)两组图，晶粒尺寸有较大

变化，图(b)、图(c)中粗大晶粒尺寸达到长约180微米，宽约40微米，而图(a)中晶粒平

均尺寸约长20微米，宽10微米，细化效果显著。在工艺方面，(a)图工艺中预变形量为

12%，高于(b)、(c)两图工艺的7%，可见预变形量对晶粒尺寸有着重要影响，预变形起

到的细化晶粒的效果，使材料强度得到提高。

图4.11 2050铝锂合金在不同热处理制度下的形貌照片(固溶温度540℃)：

(a)12%预变形+180℃时效24h (b)7%预变形+140℃时效36h (c)7%预变形+140℃时效12h

Fig.4.11 Morphology pictures of 2050 Al-Li alloy under different heat treatments

(solution temperature is 540℃):

(a)(180°C, 24 h) aging treatment conditions with 12% pre-deformation

(b)(140°C, 36 h) aging treatment conditions with 7% pre-deformation

(c)(140°C, 12 h) aging treatment conditions with 7% pre-deformation

图4.12为三组不同工艺下的TEM衍射斑点以及对应暗场像，图4.12(a)(b)、图

4.12(c)(d)、图4.12(e)(f)分别对应表4.3试验号的6、13、16号不同入射方向的TEM图

像。6号试样处于欠时效状态，图4.12(a)的暗场像中可以看出，基体中存在数量较为有

限的T

相，T

相数量不多，尺寸较小，分布也不均匀。观察其[112]方向的衍射花样，

可以观察到T1相的衍射花样，但是不明显。观察图4.12(b)的暗场像可以看到一定数量

相互垂直的θ’’相θ’相，δ’相数量很少，对应其[100]方向衍射花样，可以观察到θ’’相θ’

相对应的衍射花样，几乎观察不到δ’相的衍射花样。可见，欠时效状态下2050铝锂合

金内部主要强化相是T1相、θ’’相、θ’相，欠时效状态下有数量较多的θ’’相θ’相。

13号试样处于峰时效状态，图4.12(c)的衍射花样中T

相花样，十分明显，对应的

暗场像可以看到同样尺寸较小的T

相，与图4.12(a)相比，T

相的数量有了大幅度增加，

分布更为均匀。图4.12(d)衍射花样中，δ’相、θ’相的衍射花样不明显，θ’’相的衍射花样

基本消失，对应其暗场像中只有少量的相互垂直的θ’相，以及极少数的δ’相。可见，随

着时效的进行，θ’’相逐渐转化成θ’相，同时T

相数量的增多伴随着δ’相和θ’相的消耗，

基体中位错运动的时候会被T

相的钉扎作用所抑制，可见T

相是2050铝锂合金的主要

强化相。

图4.12 2050铝锂合金在不同热处理制度下的TEM图像：

(a)(b)540℃固溶+7%预变形+140℃时效12h (c)(d)510℃固溶+12%预变形+160℃时效36h

Fig.4.12 TEM images of 2050 Al-Li alloy under different heat treatments：

(a)(b)540℃ solid solution+ 7% pre-deformation+(140℃, 12 h) aging treatment

(c)(d)510℃ solid solution+12% pre-deformation+(160℃,36 h) aging treatment

16号试样处于过时效状态，观察到图4.12(e)的衍射花样中T

相花样十分明显，对

应的暗场像可以看到数量较多，分布较为均匀的T

相，与图4.12(c)相比，T

相的尺寸

变得更为粗大，数量略有减少。图4.12(f)衍射花样中，δ’相的衍射花样基本消失、θ’相

的衍射花样十分不明显，对应其暗场像中只有极少量的θ’相，δ’相几乎观察不到。可见，

峰时效后继续进行时效，不仅会继续消耗δ’相和θ’相形成T1相，已经形核的T1也会

继续长大，出现析出相粗大的现象。

对比三组试样在表4.3中的性能，13号和16号试样屈服强度和抗拉强度较6号试

样有大幅度提高，可见T

相的强化作用较其他几相更为显著。16号试样屈服强度和抗

拉强度比13号试样略低一些，原因主要在于T

相的粗化，导致其阻碍位错运动的能力

下降。对比三组试样的断后伸长率，6号试样最大，13号试样最短，可以看出，T

相虽

能更为有效的提高材料的屈服强度和抗拉强度，但是与θ’相、θ’’相和δ’相相比，基体所

含T

相比例增大，材料的断后伸长率会出现减小，过时效状态下材料断后延伸率比峰

时效略高。虽然6号试样选择的固溶温度的参数优于13、16号试样，但是其强度仍与

后者差距较大，可见固溶温度对材料强度的影响较小，影响时效的工艺参数对材料性能

有较大影响；13号试样的时效温度参数优于16号试样，16号试样时效时间参数选择较

优，13号试样强度优于16号试样，可见时效温度对材料性能的影响水平大于时效时间，

这与极差分析结果相一致。

图4.12 2050铝锂合金在不同热处理制度下的TEM图像：

(e)(f)510℃固溶+7%预变形+180℃时效48h

Fig.4.12 TEM images of 2050 Al-Li alloy under different heat treatments：

(e)(f)510℃ solid solution+7% pre-deformation+(180℃, 48 h) aging treatment

2050铝锂合金T8热处理较优工艺参数选择：固溶温度525℃，160℃时效18h，主

要强化相为T

相，和少量δ’相和θ’相。预变形量参数选择由后续试验确定。

4.4 T8态2195、2050铝锂合金组织与性能分析

对比表4.1和表4.3的性能数据，2195铝锂合金屈服强度最高约660MPa，抗拉强

度最高约665MPa，此时断后伸长率约14%；2050铝锂合金屈服强度最高约570MPa，

抗拉强度最高约590MPa，此时断后伸长率约12%。2195铝锂合金屈服强度和抗拉强度

高于2050铝锂合金，但断后伸长率比2050铝锂合金低。时效时间和时效温度两因素对

2050铝锂合金屈服强度和抗拉强度的极差高于2195铝锂合金；预变形量和固溶温度两

因素对2050铝锂合金屈服强度和抗拉强度的极差略低于2195铝锂合金。

由金相分析发现，两种铝锂合金在组织形貌上无明显区别，可见对材料强度起决定

性作用的是析出强化相的特征。TEM分析发现2195、2050铝锂合金在T8工艺下同样

具有相似的时效析出特征。2195、2050铝锂合金最主要的强化相均为T

相，θ’相和δ’

相也起到一定的强化作用。四个工艺参数对材料性能的影响规律也主要体现在对T

相

形核长大的影响上，时效阶段是析出相析出最主要的阶段，因此时效阶段的时效温度、

时效时间两个参数对材料性能的影响较大。在时效初期，两种合金中均析出一定数量尺

寸细小的T

相，随着时效的进行，析出的T

相增多；到达峰时效时，合金内析出大量

相，且呈细小弥散析出；继续进行时效，进入过时效阶段，T

相析出数量继续增加，

且尺寸出现粗化，T

相的析出和长大需要消耗Cu原子和Li原子，δ’相和θ’相数量减少

表明T

相的生长过程伴随着δ’相和θ’相的消耗。2195铝锂合金铜含量高于2050铝锂合

金，因此其T

相的形核更为容易，更易析出更多的T

相。两种合金析出相的差异同样

主要体现在T

相和θ’相的数量，2050铝锂合金中析出的θ’相数量更多，而T

相数量相

对于2195铝锂合金较少。

4.5 T6、T8态2195、2050铝锂合金组织性能对比

T6状态下，2195铝锂合金峰时效强度屈服强度约615MPa；抗拉强度约650MPa；

2050铝锂合金峰时效强度屈服强度约520MPa；抗拉强度约570MPa。T8状态下，2195

铝锂合金峰时效强度屈服强度约660MPa，抗拉强度最高约665MPa；2050铝锂合金峰

时效强度屈服强度约570MPa，抗拉强度约590MPa。

T6和T8热处理工艺下材料的强度主要取决于微观组织析出相的特征，而在时效初

期，T6、T8工艺下合金析出相即出现明显差异，T8态下合金内部析出一定数量的T

相。图4.13为2195、2050铝锂合金T6，T8峰时效状态TEM图像。图中可见，T8峰

时效状态下T

相析出明显多于T6峰时效状态下析出数量，且尺寸无明显粗大现象。

两种工艺的差异在于预变形工艺的引入，预变形会使合金中出现大量的位错，位错

通过攀移、滑移等形式存在，形成位错网络和位错缠结，使合金的亚结构发生了很大的

改变。T

相主要形核位置在于基体内部的缺陷如：位错、晶界、亚晶界处，因此预变形

量参数通过增加基体内部缺陷数量和密度，为T

相的析出提供优越的形核位置，从而

对材料性能产生较大影响。由于淬火后的铝合金是过饱和固溶体，并且高温下存在的大

量空位也在淬火后达到了过饱和状态，合金产生了一定的弹性畸变，当位错引入后，会

与过饱和固溶原子以及空位交互作用，使固溶原子和空位在位错处聚集，促进了时效过

程中的析出相形核，因此预变形对T

相、δ’相和θ’相的析出均具有促进作用，但对T1

相的促进作用更为明显，一方面由于预变形量使基体内部缺陷密度增大，为T

相形核

提供有利位置，时效初期析出的一定数量的T

相，也在一定程度上抑制了θ’相的析出，

另一方面，位错密度增大使得空位数量减少，不利于Cu原子的扩散，从而对θ’相的析

出起到抑制作用。随着时效的进行，T

相的析出和长大需要消耗Cu原子和Li原子，因

此在T

相的生长过程中伴随着δ’相和θ’相的消耗，在TEM图像中表现为δ’相和θ’相数

量显著减少。盘片状的T

相析出于{111}

面，其临界分切应力增量大于其他晶面析出

力学所引起的增量，同时，大量弥散析出的T

相也能减少变形过程中的剪切集中，降

低开裂倾向，从而提高材料的塑性，T

相的强化作用较δ’相和θ’相更为显著，因此析出

较多T

相的T8工艺下，材料的强度高于T6工艺下材料强度

图4.13 2195、2050铝锂合金峰时效TEM图像：

(a)2195-T6 (b)2050-T6 (c)2195-T8 (d)2050-T8

Fig.4.13 TEM images of peak-aged 2195/2050 Al-Li alloy：

(a)2195-T6 (b)2050-T6 (c)2195-T8 (d)2050-T8

4.6 本章小结

采用正交试验优化方法，设计优化试验，通过极差分析方法对两种铝锂合金T8工

艺后三项力学性能（屈服强度、抗拉强度、断后伸长率）进行分析，得出四个工艺参数

（固溶温度、预变形量、时效时间、时效温度）对材料力学性能的影响水平。同时，通

过透射电镜，金相显微镜对材料微观组织进行分析，探讨微观组织下材料强化机制。主

要结论如下：

(1)2195铝锂合金的T8工艺中，影响屈服强度和抗拉强度的因素主次为：时效温度>

预变形量>时效时间>固溶温度。影响断后伸长率的因素主次为：时效温度>时效时间>

预变形量>固溶温度。2050铝锂合金的T8工艺中，影响屈服强度、抗拉强度和断后伸

长率的因素主次均为：时效温度>时效时间>预变形量>固溶温度。

(2)2195铝锂合金较优工艺参数选择方案为：固溶温度510℃，时效温度160℃，

时效时间18h。2050铝锂合金较优工艺参数选择方案为：固溶温度525℃，时效温度

160℃，时效时间18h。

δ’相和θ’相也起到(3)2195、2050铝锂合金T8工艺下的主要析出强化相均为T

相，

一定的强化作用。四个工艺参数对材料性能的影响规律也主要体现在对T

相形核长大

的影响上，T

相的析出伴随着δ’相和θ’相的消耗，时效阶段是析出相析出最主要的阶段，

因此时效阶段的时效温度、时效时间两个参数对材料性能的影响较大。

(4)通过金相分析发现，预变形对2195、2050铝锂合金晶粒尺寸有着重要影响。T

相主要形核位置在于基体内部的缺陷如：位错、晶界、亚晶界处，因此预变形量参数通

过增加基体内部缺陷数量和密度，促进T

相的析出形核，从而对材料性能产生较大影

响。

5 2195、2050铝锂合金低温、高温性能研究

5.1 引言

从材料均匀性考虑，由第四章分析可以看出，对于2195和2050铝锂合金分别选择

固溶温度510℃，时效温度160℃，时效时间18h和固溶温度525℃，时效温度160℃，

时效时间18h可获得较优性能，但是从材料均匀性考虑，对于工艺参数中预变形量的选

择仍有待进一步研究。2195铝锂合金在国外已经成熟应用于航天低温贮箱，国内尚未实

现应用；2050铝锂合金用于航空结构件，但对其低温高温力学性能研究较为有限。因此，

本章通过研究3%和7%不同预变形量对2195,2050铝锂合金的低温力学性能的影响，确

定预变形量工艺参数，并进行高温拉伸试验，获得其性能变化数据。

5.2 2195、2050铝锂合金低温性能测试结果

图5.1为不同温度下2195铝锂合金屈服强度、抗拉强度和断后伸长率数据的折线图。

由图可见，随温度的降低，材料强度均逐渐增高，断后伸长率始终保持在10%以上。热

处理工艺中预变形量为7%的2195铝锂合金，其0℃下屈服强度和抗拉强度与室温相比

变化不大，-70℃、-196℃下屈服强度分别比室温下提高5.4%、17%；-70℃、-196℃下

抗拉强度分别比室温下提高6.1%、23.7%。热处理工艺中预变形量为3%的2195铝锂合

金，其0℃下屈服强度和抗拉强度与室温相比变化不大，-70℃、-196℃下屈服强度分别

比室温下提高4.1%、18.5%；-70℃、-196℃下抗拉强度分别比室温下提高4.8%、24.5%。

综合上述分析发现，2195铝锂合金具有优异的低温力学性能，温度越低材料强度越高，

且随着温度降低，材料强度增长幅度会逐渐增大。

对比两组工艺下2195铝锂合金的强度发现，室温、0℃、-70℃、-196℃下预变形量

为7%的合金屈服强度和抗拉强度与预变形3%的合金相比略有提高，但随着温度的降低，

材料强度的差距并无明显变化，且强度差异均低于5%。7%预变形量工艺试样不同温度

与室温相比强度提高幅度比3%预变形量工艺略高，但随试验温度的降低，这种材料强

度提高幅度差异并无明显变化。由此，从工艺性角度考虑，预变形量选择3%即可。

图5.1 2195铝锂合金低温力学性能折线图：

(a)屈服强度 (b)抗拉强度 (c)延伸率

Fig.5.1 Line chart of 2195 Al-Li alloy low temperature mechanical property

(a)yield strength (b)tensile strength (c)ductility

图5.2为不同温度下2050铝锂合金屈服强度、抗拉强度和断后伸长率数据的折线图。

由图可见，随温度的降低，材料强度均逐渐增高，断后伸长率始终保持在12%以上。两

种预变形量工艺试样力学性能，从室温降低到0℃，再到-70℃，材料强度略有提高，3%

预变形下材料屈服强度和抗拉强度在0℃、-70℃下与室温相比分别提高2.8%、4.7%和

2.6%、4.7%；7%预变形下材料屈服强度和抗拉强度在0℃、-70℃下与室温相比分别提

高4.6%、9.2%和2.9%、6.6%；温度降低到-196℃时，材料强度出现大幅度提高，3%预

变形下材料屈服强度和抗拉强度与室温相比分别提高17.9%、22.2%；7%预变形下材料

屈服强度和抗拉强度与室温相比分别提高20.5%、24.5%。综合上述分析发现，2050铝

锂合金具有优异的低温力学性能，温度越低材料强度越高，且随着温度降低，材料强度

增长幅度会逐渐增大，-196℃时材料强度与室温相比提高显著；预变形量的增大，材料

强度提高幅度略有增大，但随着温度降低，强度提高幅度无明显变化。

对比两组工艺下2050铝锂合金的强度发现，室温、0℃、-70℃、-196℃下预变形量

为7%的合金屈服强度和抗拉强度与预变形3%的合金相比略有提高，但随着温度的降

低，材料强度的差距并无明显变化，且强度差异均低于5%。7%预变形量工艺试样不同

温度与室温相比强度提高幅度比3%预变形量工艺略高，7%预变形工艺下0℃和-70℃时

材料屈服强度与室温相比提高幅度与3%预变形工艺下0℃和-70℃时材料屈服强度与室

温相比提高幅度相比有较为明显的增大，但在-196℃时这种差异有所减小。因此从整体

来看，随试验温度的降低，材料强度提高幅度差异并无明显变化。由此，从工艺性角度

考虑，预变形量选择3%即可。

图5.2 2050铝锂合金低温力学性能折线图：

(a)屈服强度 (b)抗拉强度 (c)延伸率

Fig.5.2 Line chart of 2050 Al-Li alloy low temperature mechanical property

(a)yield strength (b)tensile strength (c)ductility

分析发现，2195铝锂合金具有较为优异的低温力学性能，测试温度在从室温降至

0℃、再至-70℃、最低至-196℃时，材料的屈服强度和抗拉强度提高显著。

5.3 2195、2050铝锂合金高温性能测试结果

5.3.1 2195铝锂合金高温力学性能

根据前面研究结果，确定T8处理工艺为：固溶温度510℃，预变形量3%，时效温

度160℃，时效时间18h，对此工艺处理下的2195铝锂合金的高温性能进行测试研究，

分别于100℃和200℃下进行高温拉伸试验。图5.3为两种温度下2195铝锂合金屈服强

度、抗拉强度和断后伸长率数据的对比柱状图。由图5.3(a)可见，温度提高到100℃，

2195铝锂合金的屈服强度从612MPa下降至585MPa，下降幅度约30MPa；温度提高到

200℃时，材料屈服强度进一步下降，强度约501MPa，较100℃时屈服强度有了更大幅

度的下降。由图5.3(b)可见，温度提高到100℃，2195铝锂合金的抗拉强度从641MPa

下降至597MPa，下降幅度约45MPa；温度提高到200℃时，材料抗拉强度进一步下降，

强度约509MPa，较100℃时抗拉强度下降约90MPa。由图5.3(c)可见，温度升高至100℃，

材料断后伸长率从11.7%提高至17.5%，提升明显。温度升高至200℃时，材料断后伸

长率与100℃相比无明显变化。综合分析，2195铝锂合金在优化后的工艺下，拥有较好

的高温力学性能，温度升高至200℃时屈服强度抗拉强度仍能保持在500MPa以上。

图5.3 2195铝锂合金高温力学性能柱状图：

(a)屈服强度 (b)抗拉强度 (c)延伸率

Fig.5.3 Histograms of 2195 Al-Li alloy low temperature mechanical property

(a)yield strength (b)tensile strength (c)ductility

5.3.2 2050铝锂合金高温力学性能

根据前面研究结果，确定了较优工艺条件：固溶温度525℃，预变形量3%，时效

温度160℃，时效时间18h。本节对此工艺下2050铝锂合金的高温性能进行测试研究，

分别于100℃和200℃下进行高温拉伸试验。图5.4为两种温度下2050铝锂合金屈服强

度、抗拉强度和断后伸长率数据的对比柱状图。由图5.4(a)可见，温度提高到100℃，

2050铝锂合金的屈服强度从537MPa下降至510MPa，约30MPa；温度提高到200℃时，

材料屈服强度进一步下降，强度约454MPa，较100℃时屈服强度有了更大幅度的下降。

由图5.4(b)可见，温度提高到100℃，2195铝锂合金的抗拉强度从573MPa下降至

535MPa，约40MPa；温度提高到200℃时，材料抗拉强度进一步下降，强度约459MPa，

较100℃时抗拉强度下降约80MPa。由图5.4(c)可见，温度升高至100℃，材料断后伸长

率从13.5%提高至17.0%；温度升高至200℃时，材料断后伸长率提高至19.5%。综合分

析，2050铝锂合金在优化后的工艺下，在100℃时仍能保证500MPa以上的强度，温度

达到200℃时，材料也仍能保持450MPa以上的强度；在高温下材料的断后伸长率较室

温下更为优异。

图5.4 2050铝锂合金高温力学性能柱状图：

(a)屈服强度 (b)抗拉强度 (c)断后伸长率

Fig.5.4 Histograms of 2050 Al-Li alloy low temperature mechanical property

(a)yield strength (b)tensile strength (c)ductility

5.4 2195、2050铝锂合金低温、高温性能分析

根据前面研究结果，2195、2050铝锂合金均具有优异的低温力学性能，测试温度在

从室温降至0℃、再至-70℃、最低至-196℃时，材料的屈服强度和抗拉强度提高显著。

对比图5.1和图5.2可见，两种铝锂合金工艺参数选择预变形量7%时材料强度性能均略

高于3%工艺参数下材料强度，两种工艺条件下强度差异小于5%，并且随着温度的降低，

强度差距并无增大现象。由此获得两种铝锂合金较优热处理工艺参数方案，2195铝锂合

金工艺参数选择方案为固溶温度510℃，预变形量3%，时效温度160℃，时效时间18h；

2050铝锂合金工艺参数选择方案固溶温度525℃，预变形量3%，时效温度160℃，时

效时间18h。对比两种铝锂合金低温时强度增长率发现，两种铝锂合金在不同低温下屈

服强度和抗拉强度增长率均很接近，具有相似的低温力学性能变化规律。在断后伸长率

方面，两种铝锂合金出现了一定的差异，随着测试温度的降低，2195铝锂合金的断后伸

长率略微出现下降，下降幅度不明显，在-196℃时下降约1%；2050铝锂合金的断后伸

长率整体呈上升趋势，变化幅度同样不显著，在-196℃时提高约2%。按照位错理论，

铝合金的屈服应力和温度的关系可用下式解释：

σ(T)=σ

th+

其中σ(T)表示屈服应力，σ

表示位错受到的短程阻力，σ

表示位错受到的长程阻力。

金属铝的晶体结构为fcc结构，其低温下的点阵阻力P-N远大于室温情况。2195、

2050铝锂合金主要的强化相为T

相和θ'相，低温下晶格热振动能变小，位错跨越势垒

所需的外力增大，σ

即派纳力随温度降低而增加，位错运动阻力增强，各滑移面的运动

受到抑制；对于长程阻力σ

，尽管位错的攀移所需外力不是很大，但在低温下原子的扩

散变得更困难，故长程阻力亦有所增大。因此，在低温下，对位错运动的阻力较大。这

种温度因素和沉淀析出相强化共同作用促进低温条件下材料强度的提高。

图5.5 2195、2050铝锂合金高温力学性能柱状图：

(a)屈服强度 (b)抗拉强度 (c)断后伸长率

Fig.5.5 Histograms of 2195/2050 Al-Li alloy high temperature mechanical property

(a)yield strength (b)tensile strength (c)ductility

图5.5为2195、2050铝锂合金高温力学性能对比图，两种铝锂合金在100℃和200℃

下屈服强度变化对比，可见在100℃时两种铝锂合金强度降低均约30MPa，在200℃时

2195铝锂合金屈服强度降低约110MPa，略高于2050铝锂合金的80MPa；两种铝锂合

金在100℃和200℃下抗拉强度变化对比，在100℃时两者降低均约40MPa，在200℃时

2195铝锂合金屈服强度降低约130MPa，略高于2050铝锂合金的110MPa；两种铝锂合

金在100℃和200℃下断后伸长率变化对比，在100℃时2195铝锂合金提高5.5%，2050

铝锂合金提高3.5%，在200℃时2195铝锂合金断后伸长率与100℃时相近，2050铝锂

合金的断后伸长率进一步提高，增加6%。对比发现两种铝锂合金在高温下力学性能屈

服强度和抗拉强度的变化规律相近，断后伸长率方面略有差异，两种铝锂合金在100℃

和200℃下均能保持一定的力学强度，100℃下两种铝锂合金强度降低幅度相近，200℃

时2195铝锂合金强度降低幅度略大于2050铝锂合金。

5.5本章小结

本章通过研究3%和7%不同预变形量对2195,2050铝锂合金的低温力学性能的影

响，确定预变形量工艺参数，并对优化工艺后的两种铝锂合金进行高温拉伸试验，获得

其性能变化数据。主要结论如下：

(1)2195铝锂合金具有优异的低温力学性能，力学试验温度选择：室温、0℃、-70℃、

-196℃。随温度的降低，材料强度均逐渐增高，断后伸长率始终保持在10%以上。工艺

参数预变形量为7%与3%相比，合金强度差异均低于5%。从工艺性角度考虑，较优工

艺参数预变形量选择3%。2050铝锂合金同样具有优异的低温力学性能，力学试验温度

选择：室温、0℃、-70℃、-196℃。温度越低材料强度越高，且随着温度降低，材料强

度增长幅度会逐渐增大，-196℃时材料强度与室温相比提高显著；预变形量的增大，材

料强度提高幅度略有增大，但随着温度降低，强度提高幅度无明显变化，强度差异均低

于5%。从工艺性角度考虑，较优工艺参数预变形量选择3%。

(2)2195铝锂合金在优化后的工艺下，拥有较好的高温力学性能，温度升高至200℃

时屈服强度抗拉强度仍能保持在500MPa以上。2050铝锂合金在优化后的工艺下，在

100℃时仍能保证500MPa以上的强度，温度达到200℃时，材料也仍能保持450MPa以

上的强度；在高温下材料的断后伸长率较室温下更为优异。两种铝锂合金在100℃和

200℃下均能保持一定的力学强度，100℃下两种铝锂合金强度降低幅度相近，200℃时

2195铝锂合金强度降低幅度略大于2050铝锂合金。

6 热稳定处理对2195、2050铝锂合金性能影响研究

6.1引言

2195、2050铝锂合金均属于Al-Li-Cu系合金，在材料应用过程中当周围环境存在

腐蚀媒介或者潮湿时，这类合金易于发生腐蚀现象，长期处于该环境下，材料很容易发

生严重的腐蚀现象，从而大幅度影响材料的强度性能，产生失效。本章进一步研究最终

优化工艺下2195、2050铝锂合金在不同热稳定处理后材料力学性能和腐蚀性能的变化。

现将试样于510℃固溶40min，然后进行3%的拉伸预变形，而后在160℃下时效18h，

之后进行热稳定试验。腐蚀试验：将试样于100℃、120℃、150℃下分别保温10h和24h，

对处理后的试样分别进行晶间腐蚀和剥落腐蚀试验。力学试验：将试样于100℃、120℃、

150℃和270℃下分别保温10h和24h，对处理后的试样进行常温拉伸试验。通过两组试

验，分析对材料力学性能数据的变化，以及不同试样在于腐蚀介质中发生腐蚀（晶间腐

蚀、剥落腐蚀）的变化规律，从而实现探究最终优化工艺下两种铝锂合金热稳定性能。

6.2热稳定处理对2195、2050铝锂合金力学性能的影响

图6.1是2195铝锂合金经不同程度热稳定处理后力学性能变化图，未经热稳定处理

的材料屈服强度、抗拉强度和断后伸长率分别为612MPa、641MPa和11.7%。图(a)、(b)

中可以看出，在100℃、120℃和150℃时材料强度变化不大，均保持较高水平。原因在

于，这三个温度点均低于热处理工艺中时效温度，在这些温度点保温10h或24h，材料

内部析出强化相不会发现明显变化。当热稳定试验温度升高至270℃时，材料强度性能

出现大幅度降低，270℃保温10h后材料屈服强度和抗拉强度分别仅有249MPa和

380MPa，保温时间延长至24h，材料强度进一步降低，屈服强度和抗拉强度分别为

199MPa和337MPa。原因在于，270℃远高于材料时效温度160℃，在这个温度下，材

料强化相出现严重粗化，造成材料强度大幅度降低。从图(c)中可以看出，这些热稳定试

验后，材料的断后伸长率仍能保持较高水平，材料于270℃保温10h和24h的失效体现

在强度性能上。

图6.1 2195铝锂合金热稳定力学性能柱状图：

(a)屈服强度 (b)抗拉强度 (c)断后伸长率

Fig.6.1 Histograms of 2195 Al-Li alloy thermal stabilization mechanical property

(a)yield strength (b)tensile strength (c)ductility

图6.2是2050铝锂合金经不同程度热稳定处理后力学性能变化图，未经热稳定处理

的材料屈服强度、抗拉强度和断后伸长率分别为537MPa、573MPa和13.5%。图(a)、(b)

中可以看出，在100℃、120℃和150℃时材料强度变化不大，均保持较高水平。原因在

于，这三个温度点均低于热处理工艺中时效温度，在这些温度点保温10h或24h，材料

内部析出强化相不会发现明显变化。在150℃保温10、24h后材料屈服强度和抗拉强度

较未热稳定处理试验有略微提高，原因在于150℃保温10、24h相当于对材料第二级时

效，效果与分级时效相似。当热稳定试验温度升高至270℃时，材料强度性能出现大幅

度降低，270℃保温10h后材料屈服强度和抗拉强度分别仅有219MPa和339MPa，保温

时间延长至24h，材料强度进一步降低，屈服强度和抗拉强度分别为166MPa和295MPa。

原因与2195铝锂合金相似，270℃远高于材料时效温度160℃，在这个温度下，材料强

化相出现严重粗化，造成材料强度大幅度降低。从图(c)中可以看出，这些热稳定试验温

度为100℃、120℃和150℃时，材料的断后伸长率无明显变化仍能保持较高水平，温度

升高至270℃时，材料断后伸长率提高，270℃保温24h后材料断后伸长率提高至17%。

材料于270℃保温10h和24h的失效体现在强度性能上。

图6.2 2050铝锂合金热稳定力学性能柱状图：

(a)屈服强度 (b)抗拉强度 (c)断后伸长率

Fig.6.2 Histograms of 2050 Al-Li alloy thermal stabilization mechanical property

(a)yield strength (b)tensile strength (c)ductility

由上文分析可见，优化热处理工艺下的2195、2050铝锂合金在150℃以下的热稳定

处理后屈服强度、抗拉强度变化不大，仍保持与峰时效相近强度；热稳定制度变为270℃

10h后，两种铝锂合金强度均有明显的下降，2195铝锂合金屈服强度和抗拉强度降至

249MPa和380MPa，2050铝锂合金屈服强度和抗拉强度降至219MPa和339MPa；270℃

进一步保温至24h时，材料强度进一步下降，2195铝锂合金屈服强度和抗拉强度降至

199MPa和337MPa，2050铝锂合金屈服强度和抗拉强度降至166MPa和295MPa。在试

验所选热稳定处理制度下，材料断后伸长率均高于10%。

6.3 热稳定处理对2195、2050铝锂合金腐蚀性能的影响

6.3.1 晶间腐蚀

表6.1为2195铝锂合金在不同状态下晶间腐蚀的平均深度和最大深度，图6.1为合

金试样不同状态下晶间腐蚀的金相照片

从表6.1中可以看出，同一温度的热稳定处理下，随着保温时间的延长，晶间腐蚀

的平均深度和最大深度增大，晶间腐蚀愈加严重；同一时间的热稳定处理下，随着温度

的升高，晶间腐蚀的平均深度和最大深度也逐渐增大，晶间腐蚀愈加严重。从图6.3中

可以看出，未热稳定处理试样和100℃下保温10h试样晶间腐蚀程度较轻，热稳定处理

时间24h的试样和热稳定处理温度150℃试样，晶间腐蚀较为明显，150℃下保温10h

后材料晶间腐蚀平均深度和最大深度低于100℃下保温24h后腐蚀深度，图6.3可见，

同一温度下热稳定处理24h后材料腐蚀程度明显大于保温10h后试样，对比图6.3(c)和

(f)，观察到150℃下热稳定处理10h后材料晶间腐蚀程度轻于100℃下保温24h腐蚀程

度，可见在低于时效温度下的热稳定处理中，时间参数对腐蚀程度的影响高于温度参数。

表6.1 2195铝锂合金晶间腐蚀的平均深度和最大深度

Tab6.1 Average depth and maximum depth of intercrystalline corrosion of 2195 Al-Li alloy

热稳定处理温度

/℃

保温时间/h

晶间腐蚀深度/mm

平均深度最大深度

0.057

0.075

0.136

0.098

0.144

0.121

0.178

0.094

0.159

0.106

0.176

0.235

0.241

无热稳定处理

100

120

150

图6.3合金试样晶间腐蚀金相照片

(a)无热稳定处理; (b)100℃/10h; (c) 100℃/24h;

(d) 120℃/24h; (e) 120℃/24h; (f) 150℃/24h; (g) 150℃/24h

Fig.6.3 Metallograph of intercrystalline corrosion of alloy

(a)No thermal stabilization (b)100℃/10h; (c) 100℃/24h;

(d) 120℃/24h; (e) 120℃/24h; (f) 150℃/24h; (g) 150℃/24h

表6.2为2050铝锂合金在不同状态下晶间腐蚀的平均深度和最大深度，图6.3合金

试样不同状态下晶间腐蚀的金相照片从表6.2中可以看出，同一温度的热稳定处理下，

晶间腐蚀的平均深度和最大深度随着保温时间的延长而增大，晶间腐蚀愈加严重；同一

时间的热稳定处理下，晶间腐蚀的平均深度和最大深度也逐渐增随着保温温度的升高而

增加，晶间腐蚀愈加严重。

图6.4中可以看出，2050铝锂合金未热稳定处理试样和热稳定处理10h的试样晶间

腐蚀程度较轻，热稳定处理120℃/24h和150℃/24h的试样晶间腐蚀程度增加，但仍属

于较轻晶间腐蚀；同一温度下热稳定处理24h后材料腐蚀程度大于保温10h后试样，但

两者差距不大；同一时间下热稳定处理温度选择100℃、120℃和150℃时，图中可见腐

蚀程度加深程度也十分有限。可见对于2050铝锂合金，其在热稳定处理时间10-24h，

温度100℃-150℃下的抗腐蚀性能较为优异。

表6.2 2050铝锂合金晶间腐蚀的平均深度和最大深度

Tab6.2 Average depth and maximum depth of intercrystalline corrosion of 2050 Al-Li alloy

热稳定处理温度

/℃

保温时间/h

晶间腐蚀深度/mm

平均深度最大深度

0.057

0.070

0.081

0.085

0.090

0.091

0.098

0.088

0.094

0.112

0.106

0.118

0.106

0.176

无热稳定处理

100

120

150

图6.4合金试样晶间腐蚀金相照片

(a)无热稳定处理; (b)100℃/10h; (c) 100℃/24h;

(d) 120℃/24h; (e) 120℃/24h; (f) 150℃/24h; (g) 150℃/24h

Fig.6.4 Metallograph of intercrystalline corrosion of alloy

(a)No thermal stabilization (b)100℃/10h; (c) 100℃/24h;

(d) 120℃/24h; (e) 120℃/24h; (f) 150℃/24h; (g) 150℃/24h

综合上述分析得出，优化工艺下2195铝锂合金和2050铝锂合金抗晶间腐蚀能力相

近，均较为优异， 2195铝锂合金在热稳定处理温度不高和时间不长时仍能保持与2050

相近抗晶间腐蚀能力，但随着热稳定处理温度的升高以及时间的延长，2195铝锂合金抗

晶间腐蚀能力下降明显，2050铝锂合金仍能保持较高的抗腐蚀能力。

6.3.2 剥落腐蚀

剥落腐蚀试验依照ASTMG34-2001标准对不同处理状态下的试样剥落腐蚀结果进

行评级，腐蚀等级分为N、P(PA-PC)、E(EA-ED)，N表示腐蚀不严重，P表示出现点蚀，

E表示出现剥落腐蚀，由A到D腐蚀程度逐渐加深。表6.3为2195铝锂合金在不同状

态下剥落腐蚀评级。不同的热稳定处理工艺下，合金试样浸入腐蚀溶剂不同，会出现不

同的腐蚀结果。未热稳定处理试样在腐蚀72h内均出现点蚀，腐蚀时间至96h才出现轻

微的剥落腐蚀；100℃热稳定处理10h、24h和120℃保温10h后试样剥落腐蚀程度随时

间变化规律相似，48h前基本是点蚀，72h后出现轻微剥落腐蚀，96h出现严重的分层现

象，120℃保温10h后试样腐蚀程度较前者更为严重；120℃热稳定处理24h与150℃保

温10h、24h试样剥落腐蚀程度随时间变化规律相似，24h前基本是点蚀，48h后出现剥

落腐蚀，72h出现严重的分层现象，96h后表面分层更为严重，已腐蚀进金属相当深处，

150℃热稳定处理24h试样腐蚀程度最为严重。无特殊规定下，材料腐蚀以不超过EB

评级为合格要求，本实验中所有热稳定处理制度，腐蚀时间达到96h后，材料腐蚀评级

均为EB及以上；热稳定处理温度120℃以上，腐蚀时间超过72h后，材料腐蚀评级均

为EB及以上；腐蚀时间150℃时，腐蚀时间超过48h，材料腐蚀评级均为EB及以上。

表6.3 2195铝锂合金腐蚀不同时间后的腐蚀评级

Tab6.3 Corrosion rating of 2195 Al-Li alloy after different periods of corrosion

热稳定处理

工艺

无

100℃/10h

100℃/24h

120℃/10h

120℃/24h

150℃/10h

150℃/24h

N+

PA+

浸入时间/h

48 72

PC+

EA+

EB+

EC+

6.5为合金试样不同状态下剥落腐蚀图片。图6.5(a)、(b)、(c)、(d)为不同热稳定处

理制度下腐蚀4h后腐蚀照片，图6.5(e)、(f)、(g)、(h)为不同热稳定制度下腐蚀48h后

腐蚀照片图6.5(i)、(j)、(k)、(l)为不同热稳定处理制度下腐蚀96h后腐蚀照片。由图可

见，图6.5(f)之前照片中几乎为点蚀，表面出现一些细小的点蚀，腐蚀严重试样出现严

重点蚀，可以观察到爆皮现象，已经略微腐蚀进试样表面；图6.5(g)后照片可观察到试

样出现剥落腐蚀，最为严重的是图6.5(k)、(l)，表面分层很严重，起层已严重穿入材料

内部相当深处。

图6.5 2195铝锂合金剥落腐蚀宏观形貌

(a)无热稳定处理，腐蚀4h；(b) 100℃/24h，腐蚀4h；(c) 120℃/24h，腐蚀4h；(d) 150℃/24h，

腐蚀4h；

(e)无热稳定处理，腐蚀48h；(f) 100℃/24h，腐蚀48h；(g) 120℃/24h，腐蚀48h；(h) 150℃/24h，

腐蚀48h；

(i)无热稳定处理，腐蚀96h；(j) 100℃/24h，腐蚀96h；(k) 120℃/24h，腐蚀96h；(l)150℃/24h，

腐蚀96h

Fig.6.5 Macro morphology of exfoliation corrosion of 2195 Al-Li alloy

(a)No thermal stabilization，corrosion for 4h；(b) 100℃/24h，corrosion for 4h；(c) 120℃/24h，

corrosion for 4h；(d) 150℃/24h，corrosion for 4h；

(e)No thermal stabilization，corrosion for 48h；(f) 100℃/24h，corrosion for 48h；(g) 120℃/24h，

corrosion for 48h；(h) 150℃/24h，corrosion for 48h；

(i)No thermal stabilization，corrosion for 96h；(j) 100℃/24h，corrosion for 96h；(k) 120℃/24h，

corrosion for 96h；(l) 150℃/24h，corrosion for 96h

表6.4为2050铝锂合金在不同状态下剥落腐蚀评级。不同的热稳定处理工艺下，合

金试样浸入腐蚀溶剂不同，会出现不同的腐蚀结果。由表可见，所选6种热稳定处理制

度包括无热稳定处理制度下前48h均以点蚀为主；未经热稳定处理的试样，腐蚀至96h

材料仍为点蚀状态，表面出现严重点蚀，并表现出爆皮、疱疤状态，总体腐蚀性能良好；

热稳定处理时间为10h的三组处理制度下，腐蚀时间在72h内均表现为点蚀，腐蚀时间

至96h材料出现剥落腐蚀，金属表面有明显的起层；热稳定处理时间为24h的三组处理

制度下72h后均表现为剥落腐蚀，96h后剥落腐蚀均为EB级以上，其中热稳定处理温

度150℃时间24h后试样在腐蚀时间72h已出现EB级腐蚀程度，表面严重分层，腐蚀

时间到96h事表面分层已经严重深入金属深处；热稳定处理150℃10h后试样腐蚀程度

低于热稳定处理100℃24h后试样腐蚀程度，可见长时间的热稳定处理对材料腐蚀性能

会产生更大的影响。无特殊规定下，材料腐蚀以不超过EB评级为合格要求，综合本实

验中所有热稳定处理制度，大部分腐蚀评级低于EB级，热稳定处理100℃24h和热稳

定处理120℃24h试样在腐蚀时间达到96h时，材料腐蚀评级为EB级；热稳定处理

150℃24h试样，腐蚀时间超过72h后，材料腐蚀评级均为EB以上。整体腐蚀规律表现

为，随腐蚀时间延长，材料腐蚀程度逐渐加深。同温度下热稳定处理时间延长，材料腐

蚀程度加深；同时间下，热稳定处理温度升高，材料腐蚀程度更为严重。

表6.4 2050铝锂合金浸泡不同时间后的腐蚀评级

Tab6.4 Corrosion rating of 2050 Al-Li alloy after different periods of corrosion

热稳定处理

工艺

无

100℃/10h

100℃/24h

120℃/10h

120℃/24h

150℃/10h

150℃/24h

PA-

浸入时间/h

48 72

PA PB

PA PC

PA+ EA-

PA+ PC

PB EA

PB PC+

PC EB

PC+

EA+

图6.6为合金试样不同状态下剥落腐蚀图片。图6.6(a)、(b)、(c)、(d)为不同热稳定制

度下腐蚀4h后腐蚀照片，图6.6(e)、(f)、(g)、(h)为不同热稳定制度下腐蚀48h后腐蚀照片

图6.6(i)、(j)、(k)、(l)为不同热稳定制度下腐蚀96h后腐蚀照片。由图可见，腐蚀4h后的

四张照片中腐蚀不严重，金属表面仅有轻微腐蚀和脱色现象；腐蚀时间为48h的四张图，

金属表面出现较为严重的点蚀，其中图6.6(h)已经出现疱疤和爆皮现象，可见腐蚀已经

轻微进入金属材料试样的表面；腐蚀时间96h的四张图中，图6.6(i)虽无明显的分层，已

经呈现十分严重的点蚀，图6.6(j)、(k)中可观察到表面的严重分层，腐蚀穿入进金属内

部，材料腐蚀评级达到EB级，此时材料达不到使用要求，图6.6(l)中表面分层更为严重，

分层已严重穿入进试样内部。

图6.6 2050铝锂合金剥落腐蚀宏观形貌

(a)无热稳定处理，腐蚀4h；(b) 100℃/24h，腐蚀4h；(c) 120℃/24h，腐蚀4h；(d) 150℃/24h，

腐蚀4h；

(e)无热稳定处理，腐蚀48h；(f) 100℃/24h，腐蚀48h；(g) 120℃/24h，腐蚀48h；(h) 150℃/24h，

腐蚀48h；

(i)无热稳定处理，腐蚀96h；(j) 100℃/24h，腐蚀96h；(k) 120℃/24h，腐蚀96h；(l) 150℃/24h，

腐蚀96h

Fig.6.6 Macro morphology of exfoliation corrosion of 2050 Al-Li alloy

(a)No thermal stabilization，corrosion for 4h；(b) 100℃/24h，corrosion for 4h；(c) 120℃/24h，

corrosion for 4h；(d) 150℃/24h，corrosion for 4h；

(e)No thermal stabilization，corrosion for 48h；(f) 100℃/24h，corrosion for 48h；(g) 120℃/24h，

corrosion for 48h；(h) 150℃/24h，

corrosion for 48h；

(i)No thermal stabilization，corrosion for 96h；(j) 100℃/24h，corrosion for 96h；(k) 120℃/24h，

corrosion for 96h；(l) 150℃/24h，corrosion for 96h

综合上述分析得出，优化工艺下2195铝锂合金和2050铝锂合金抗剥落腐蚀能力均

较为优异， 2195铝锂合金在热稳定处理温度不超过100℃时仍能保持与2050相近抗剥

落腐蚀能力，但随着热稳定处理温度的升高以及时间的延长，2195铝锂合金抗晶间腐蚀

能力下降明显，2050铝锂合金表现出更为优异的抗剥落腐蚀性能。

6.4 2195、2050铝锂合金热稳定处理对腐蚀性能影响研究

优化后热处理工艺后的两种铝锂合金具有较为优异的抗腐蚀性能，热稳定处理后

2050铝锂合金抗腐蚀性能优于2195铝锂合金。本实验所选热稳定处理温度均低于热处

理制度中的时效温度，不同热稳定制度对材料微观组织影响相近于不同程度的过时效。

晶间腐蚀的产生机制受合金内部晶粒结构、析出相种类与分布特征等因素的影响。目前，

对2195、2050铝锂合金晶间腐蚀的机理有几种解释，一种观点认为：在腐蚀介质中，

晶界处的析出相、溶质元素贫化带与基体之间存在电位差，因此在金属内部形成了微电

池，阳极发生不断溶解，造成了晶间腐蚀的发生；第二种观点认为：晶界处与基体之间

存在不同的击穿电压；还有一种观点认为：合金中第二相沿晶界析出，从而产生闭塞的

浸蚀环境，晶界处发生连续腐蚀。对于低角度晶界或亚晶界，与高角度晶界相比，室温

结合强度较高、析出相呈弥散不连续分布、尺寸较小、晶界无沉淀析出带较窄，抗晶间

腐蚀能力较为优异

[73,74]

。两种铝锂合金内部强化相均以T

相为主，以及部分的δ’相和

少量的θ’相，过时效状态下，材料内部δ’相和θ’相逐渐溶解，T

相不断长大，虽然δ’

相的电位较负，由于其与基体呈共格关系，在基体内析出较为均匀，因此不会在金属内

部产生局部腐蚀，而与基体呈半共格的T

相，化学活性高，在晶间腐蚀溶液的介质里

相的开路电位约为-0.77V，而α(Al)基体的开路电位约为-0.62V，容易作为晶间腐蚀的

阳极相产生阳极溶解

[75]

，因此热稳定处理后，不断析出长大的T

相使得材料的抗晶间

腐蚀能力不断下降。同样的，在剥落腐蚀溶液的介质里，T

相的开路电位约为

-0.74~-0.76V，α(Al)基体的开路电位约为-0.64~-0.65V

[76]

，T

相同样课作为腐蚀行为中的

阳极相，剥落腐蚀作为晶间腐蚀的严重衍生状态，遵从于晶间腐蚀相近的规律

[77]

，因此

在经过热稳定处理后的材料抗剥落腐蚀的能力均有一定程度的下降。由前文分析可知，

2195铝锂合金中T

相析出密度高于2050铝锂合金，因此在热稳定处理过程中，大量

相不断长大、粗化，分布不均匀度增加，腐蚀敏感性不断增大，使得其抗腐蚀能力下

降更为显著。

6.5 本章小结

本章主要研究2195、2050铝锂合金在不同热稳定试验后材料力学性能和腐蚀性能

的变化，研究晶间腐蚀行为和剥落腐蚀行为，分析材料力学性能数据的变化，从而实现

探究最终优化工艺下两种铝锂合金热稳定性能。主要结论如下：

(1)2195铝锂合金和2050铝锂合金抗晶间腐蚀能力相近，均较为优异， 2195铝锂

合金在热稳定处理温度不高和时间不长时仍能保持与2050相近抗晶间腐蚀能力，但随

着热稳定处理温度的升高以及时间的延长，2195铝锂合金抗晶间腐蚀能力下降明显，

2050铝锂合金仍能保持较高的抗腐蚀能力。

(2)2195铝锂合金和2050铝锂合金均具有较为优异的抗剥落腐蚀能力，2050铝锂合

金优于2195铝锂合金。热稳定处理后的2195铝锂合金在腐蚀96h后均表现为EB及以

上腐蚀等级，热稳定温度较高试样在腐蚀48-72h出现EB及以上腐蚀等级。2050铝锂

合金在热稳定处理10h时均保持较低腐蚀等级，在热稳定处理时间达24h时在腐蚀

72-96h处理EB及以上腐蚀等级。

(3)2195、2050铝锂合金腐蚀性能差异主要源自T

相，与基体呈半共格的T

相，化

学活性高，在晶间腐蚀溶液的介质里T

相的开路电位约为-0.77V，而α(Al)基体的开路

电位约为-0.62V，剥落腐蚀溶液的介质里，T

相的开路电位约为-0.74~-0.76V，α(Al)基

体的开路电位约为-0.64~-0.65V,容易作为晶间腐蚀和剥落腐蚀的阳极相产生阳极溶解，

因此热稳定处理后，不断析出长大的T

相使得材料的抗腐蚀能力不断下降。

(4)2195、2050铝锂合金在150℃以下的热稳定处理后屈服强度、抗拉强度变化不大，

仍保持与峰时效相近强度；热稳定制度变为270℃后，两种铝锂合金强度均有明显的下

降，在试验所选热稳定处理制度下，材料断后伸长率均高于10%。

结论

本研究以2195、2050铝锂合金为研究对象，利用室温力学性能为指标，通过正交

试验，优化热处理工艺中固溶温度、时效温度、时效时间、预变形量四个工艺参数，研

究热处理制度强化合金性能的机理，通过研究其室温、低温力学性能确定较优热处理工

艺，并研究较优工艺下2195、2050铝锂合金的高温力学性能、热稳定试验后的室温力

学性能和腐蚀性能，获得相关性能数据与规律，为合金的工程应用提供数据支撑。主要

结论如下：

1)T6工艺下，2195、2050铝锂合金因素主次顺序均为时效温度＞时效时间＞固溶

温度。2195铝锂合金T6热处理较优工艺为固溶温度530℃，180℃时效48h；2050铝

锂合金T6热处理较优工艺为固溶温度540℃，180℃时效48h。2195、2050铝锂合金

最主要的强化相均为T

相，2050铝锂合金内还有少量θ'相。

2)2195铝锂合金的T8工艺中，影响屈服强度和抗拉强度的因素主次为：时效温度>

预变形量>时效时间>固溶温度。影响断后伸长率的因素主次为：时效温度>时效时

间>预变形量>固溶温度。2050铝锂合金的T8工艺中，影响屈服强度、抗拉强度和断

后伸长率的因素主次均为：时效温度>时效时间>预变形量>固溶温度。2195、2050

铝锂合金较优工艺参数选择方案分别为：固溶温度510℃，时效温度160℃，时效时

间18h；固溶温度525℃，时效温度160℃，时效时间18h。2195、2050铝锂合金T8工

艺下的主要析出强化相均为T

相和少量的θ'相，2195铝锂合金内还有少量的δ'相。

2195铝锂合金析出的T

相数量多于2050铝锂合金，T

相与θ'相和δ'相相比对材料的强

化效果更为优异，因此2195铝锂合金与2050铝锂合金相比强度性能更为优异。

3)2195、2050铝锂合金均具有优异的低温力学性能，测试温度在从室温降至

-196℃，材料的屈服强度和抗拉强度提高显著。两种铝锂合金工艺参数选择预变形

量7%时材料强度性能均略高于3%工艺参数下材料强度，两种工艺条件下强度差异

小于5%，并且随着温度的降低，强度差距并无增大现象。2195、2050铝锂合金在

100℃和200℃下均能保持一定的力学强度，100℃下两种铝锂合金强度降低幅度相

近，200℃时2195铝锂合金强度降低幅度略大于2050铝锂合金。

4)2195、2050铝锂合金在150℃以下的热稳定试验处理后屈服强度、抗拉强度变

化不大，仍保持与峰时效相近强度；热稳定试验制度变为270℃10h后，两种铝锂合

金强度均有明显的下降；270℃进一步保温至24h时，材料强度进一步下降，2195

铝锂合金屈服强度和抗拉强度为199MPa和337MPa，2050铝锂合金屈服强度和抗

拉强度为166MPa和295MPa。在试验所选热稳定试验处理制度下，材料断后伸长率

均高于10%。2195、2050铝锂合金具有较为优异的抗腐蚀性能，热稳定试验后2050

铝锂合金抗腐蚀性能优于2195铝锂合金。

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攻读硕士学位期间发表学术论文情况

1. 朱宏伟；陈永来；刘春立。2050铝锂合金形变热处理工艺研究。宇航材料工艺。2019

年第二期

2. 陈永来；温涛；朱宏伟；许秀芝；马鹏程。2195铝锂合金半球壳体旋压件制备与其

组织性能研究。航天制造技术。2019年第一期。

3. 朱宏伟；陈永来；马鹏程；刘春立。2195铝锂合金形变热处理工艺研究。金属热处

理。已录用。

致谢

时光如梭，进入航天材料及工艺研究所的三年求学生涯即将结束，回顾丰富充实的

三年研究生生涯，心里满是不舍、怀念与感恩。研究生阶段在老师、同事、亲人、朋友

的大力帮助下，过的充实且满怀收获。感谢我的导师刘春立老师和陈永来老师对本论文

撰写过程中的每一个环节给予细心严谨的指导，对课题方向选择、试验安排到最后论文

撰写各个方面给予充分的帮助。本论文的完成饱含着老师的心血，在此，向刘春立老师

和陈永来老师表示最真挚的敬意与最衷心的感激。我的导师丰富渊博的学术知识、缜密

深邃的学术思维、精益求精的治学态度、创新的科研精神是我毕生学习的榜样和追求。

导师们对工作的热忱，认真踏实、积极进取的工作态度，为人谦和真诚的品德，诲人不

倦的教学态度将永远激励我，使我受益终生。导师们作为航天工作者，为祖国的建设呕

心沥血，对待航天事业严谨务实，勇于进取，这种精神将永远对我未来的人生道路产生

深远影响，激励着我为祖国的强大贡献出属于我的一份力量。

在研究生期间，感谢一事业部张绪虎主任、姚草根副主任、阴中伟副主任和杜志惠

副主任对我论文工作的支持和帮助，向他们表示由衷的感谢。

在论文工作开展中，我得到了感谢一事业部马鹏程，黄思原、刘凤娟，林军，何仕

桓，涂罡及事业部的各位同事的热情帮助与指导，感谢他们在我试验开展与论文写作过

程中的无私帮助。

感谢中南大学李劲风老师对试验及论文的热情帮助，也感谢中南大学刘丹阳博士、

宁红博士以及刘湘伟同学的尽心帮助，使我攻克了实验难点。

感谢七〇三所五室测试人员对论文测试分析工作的大力帮助。

感谢高超学姐、孟烁师兄、赵培晔、李博乾、程志硚、宋雪峰等同所各级同学对我

的学业、生活点点滴滴的热情帮助，正因为你们的存在，我三年的学习生涯快乐而富有

收获。

感谢我的父母对我学业的大力支持，感谢他们的养育之恩与教诲之情，有了他们的

鼓励，我才能克服各种困难，顺利的完成学业。

最后，衷心感谢各位评审老师百忙之中参与论文的评阅工作，谢谢你们！