新型高強韌鋁鋰合金的顯微組織和性能

李海濤, 于 娟, 劉洪濤, 謝睿勛, 馮朝輝, 趙唯一

(1. 沈陽飛機設計研究所 結構部, 遼寧 沈陽 110035;2. 北京航空材料研究院 北京市先進鋁合金材料及應用工程技術研究中心, 北京 100095)

新一代飛機損傷容限/耐久性設計思想對機體結構材料提出了輕質高效、長壽命、耐腐蝕等更高的研制要求,迫切需要在現有材料的基礎上研制滿足高強度,同時兼備高斷裂韌性、低疲勞裂紋擴展速率、優異耐疲勞和耐蝕性的新一代合金。為了滿足這一需求,國內外陸續開發了一批高韌性、高純、高耐損傷鋁合金,其中新型高強韌鋁鋰合金是以Al-Cu-Li系合金為基礎進行成分優化設計的鋁鋰合金,在第三代鋁鋰合金2098合金的基礎上,通過調整微合金化元素(Mn、Mg、Zn等)含量而研發的,具有高強度(≥500 MPa)、高模量(≥75 GPa)、低密度(≈2.7 g/cm3)、低裂紋擴展速率、高耐應力腐蝕性能等優點,已經在國際上實現了廣泛應用[1-4]。與7050-T7451鋁合金相比,新型高強韌鋁鋰合金可以有效減輕零件自重,提高結構耐蝕性和壽命,作為飛機整體框、壁板等結構件可實現4.6%～5.0%的減重效果[5-7]。付小強等[8]研究了時效處理對新型鋁鋰合金組織及力學性能的影響,結果表明,隨時效溫度的升高和時效時間的延長,合金基體內的δ′(Al3Li) 相逐漸溶解,開始析出大量的T1(Al2CuLi)相,T1相的析出顯著提高了合金的硬度和強度。劉添樂等[9]研究了新型超高強鋁鋰合金在不同厚度方向上組織和性能的變化,結果表明T8(預壓縮變形6%,時效溫度150 ℃)狀態下,時效時間較短時,厚板表層強度大于1/2厚度位置處,隨時效時間的延長,1/2厚度層的屈服強度和抗拉強度逐漸高于表層位置,這主要與析出相的數量和織構組織變化有關。

目前關于新型鋁鋰合金的研究主要聚焦于時效處理或預變形處理對合金組織和性能的影響[10-11],對合金室溫力學性能和熱穩定性的研究較少。本文以新型高強韌鋁鋰合金為對象,研究合金在T84狀態下的室溫拉伸性能和高溫穩定化后的室溫拉伸性能,同時對合金的微觀組織和拉伸斷口形貌進行觀察,為鋁鋰合金的組織設計提供依據。

1 試驗材料與方法

試驗所用材料為100 mm厚新型高強韌鋁鋰合金板材,表1為合金化學成分。板材經530 ℃×150 min固溶后進行室溫水淬處理,隨后沿厚板軋制方向進行變形量為3.5%的預拉伸變形處理。將變形后的板材進行人工時效處理至T84狀態,時效制度為145 ℃×24 h。將T84態板材的寬度記為W,厚度記為T。

表1 試驗用鋁鋰合金的化學成分(質量分數,%)

室溫拉伸性能測試在Instron 5582型萬能試驗機上進行,測試標準按照GB/T 228.1—2021《金屬材料拉伸試驗 第1部分:室溫試驗方法》進行,在厚板L向(縱向)、LT向(橫向)的不同厚度位置(T/2和T/4)和不同寬度位置(W/2、W/4和邊緣)處取樣,試驗結果取平均值。穩定化后室溫拉伸性能測試方法與室溫拉伸性能測試相同,取樣方向為LT向取樣位置為W/2,T/4。穩定化試驗在時效爐內進行,溫度分別為100、125、150、175和200 ℃,穩定化時間為100 h。

拉伸試樣斷口觀察在JEM-7001 F場發射掃描電鏡上進行,加速電壓為20 kV,分辨率為2.0 nm。微觀組織觀察在JEM-2000 FX型透射電鏡上進行,加速電壓為200 kV。試樣制備過程:采用線切割切取約0.5 mm厚的薄片,用水砂紙經粗磨、細磨到50 μm左右,將樣品沖成φ3 mm大小的圓片,然后在雙噴電解減薄儀上進行雙噴減薄、穿孔。

2 試驗結果與討論

2.1 室溫拉伸性能

圖1為新型高強韌鋁鋰合金板材L和LT向不同厚度位置和不同寬度位置處的室溫拉伸性能。可以看出,取樣方向相同時,T/2位置處的抗拉強度、屈服強度和伸長率均高于同一寬度位置T/4位置處的試樣。T/2位置處的抗拉強度、屈服強度比同一寬度位置T/4位置處的高10 MPa 左右,伸長率變化較小。

圖1 試驗用鋁鋰合金厚板不同取樣位置的室溫拉伸性能

圖2為L向,W/2位置,不同厚度位置(T/2和T/4)處的拉伸試樣斷口形貌。可以明顯看出,T/2位置處的斷口上韌窩尺寸更大,數量更多,而T/4位置處的韌窩較小,斷口分層特征更加明顯。圖3為對應取樣位置的TEM照片,從不同方向的衍射斑點可以看出,合金的主要析出相為T1相和未溶的δ′相,圖3(a,c)分別為<112>方向觀察到的微觀組織,對比可知,T/2 位置處T1相和球狀δ′相的數量明顯比T/4位置處多,而且T1相的形貌較為短粗,長度在50～120 nm之間,T/4位置處的T1相數量較少,分布更為稀疏,形貌更加細長。

圖3 試驗用鋁鋰合金L向不同厚度位置的TEM圖

2.2 熱穩定性

圖4為新型高強韌鋁鋰合金板材LT向試樣分別在100、125、150、175和200 ℃下保溫100 h后的室溫拉伸性能。從圖4可以看出,穩定化時間為100 h時,穩定化溫度為125 ℃時,合金強度達到峰值,此時抗拉強度為535 MPa,屈服強度為483 MPa,伸長率為5.7%。穩定化溫度在125～175 ℃之間時,合金強度逐漸降低,但降低程度較小,穩定化溫度為200 ℃時,合金強度顯著降低,此時抗拉強度為431 MPa,屈服強度僅為356 MPa,強度降低了20%左右。

圖4 試驗用鋁鋰合金厚板不同溫度穩定化100 h后LT向的室溫拉伸性能

圖5為新型高強韌鋁鋰合金T/4位置不同溫度穩定化處理后<100>方向和<112>方向的TEM照片。從圖5可以看出,新型高強韌鋁鋰合金在125 ℃下穩定化100 h后,合金中主要析出相仍為T1相,與未經穩定化處理時相比,T1相的尺寸和分布無明顯變化。穩定化溫度超過150 ℃后,針狀析出相的數量逐漸減少,分布越來越稀疏,析出相形貌由細長狀變為短粗狀。

圖5 試驗用鋁鋰合金不同溫度下穩定化100 h后在<100>(a～c)和<112>(d～f)方向的TEM圖 (T/4位置)

2.3 分析與討論

Al-Cu-Li系合金是可時效強化型鋁鋰合金,通常情況下,人工時效狀態合金的主要析出相為T1(Al2CuLi)相、θ′(Al2Cu)相和δ′(Al3Li)相,其中T1相與Al基體半共格,尺寸較大時不可被位錯切過,是提高合金強度最主要的析出相;θ′相呈相互垂直的針狀結構分布,可被位錯切過,是Al-Cu-Li系合金的主要析出相之一,時效強化效果低于T1相,δ′相是鋁鋰合金自然時效狀態下的主要析出相,與Al基體共格,容易被位錯切過,對合金強度的貢獻相對較小,合金經過人工時效處理后,部分δ′相會發生回溶[12-14]。本文研究的新型高強韌鋁鋰合金T84狀態的主要析出相為T1相和δ′相,合金性能的改變主要取決于這兩種析出相的尺寸、數量及分布差別。板材進行熱軋處理時,由于心部位置受到的變形與表層和T/4位置相比更大,產生的位錯數量更多,在后續熱處理過程中,析出相的析出動力更強,因此人工時效狀態下,T/2位置處T1相和δ′相析出數量更多。合金屈服強度主要受位錯開動阻力的影響,析出相數量增多時,對位錯的釘扎作用增大,合金的屈服強度增大;抗拉強度主要取決于位錯運動阻力的大小,析出相數量的增加提高了位錯運動阻力,因此T/2位置處合金的強度高于T/4位置。斷口照片上也可以看出,同一寬度位置,T/2 和T/4位置的斷口上都呈現分層特征,但是T/4位置處的分層特征更為明顯,T/2位置處韌窩數量較多,尺寸較大,大韌窩中還包含若干小韌窩,因此,進行室溫拉伸試驗時,板材T/2位置處塑性更好。

熱穩定化試驗表明,該高強韌鋁鋰合金在150 ℃以下具有較好的耐熱性能。穩定化時間為100 h時,當穩定化溫度低于150 ℃時,合金的屈服強度和抗拉強度變化較小,力學性能穩定,這主要與析出相的尺寸和數量變化有關。鋁鋰合金厚板進行熱穩定化試驗時,合金的主要析出相為T1相,合金性能的變化主要取決于T1相數量和分布彌散程度的變化。穩定化溫度低于150 ℃時,與未經穩定化處理的合金微觀組織相比,析出的T1相數量和尺寸相當,因此,合金的性能并未發生明顯改變;進一步升高穩定化溫度后,基體內的Cu、Li原子的擴散速度顯著加快,促進T1相粗化的同時降低了其析出密度[15-16],因此,穩定化溫度超過175 ℃ 后,合金的強度逐漸下降。

3 結論

1) 新型高強韌鋁鋰合金厚板T/2厚度位置處的T1相和δ′相數量較多,位錯的開動阻力和運動阻力越大,合金強度越大;T/2厚度位置處的韌窩數量較多,尺寸較大,合金塑性較好。

2) 新型高強韌鋁鋰合金在150 ℃以下具有較好的耐熱性能,這是因為T1相在150 ℃下的粗化傾向小,析出數量穩定,因此該穩定化溫度下,合金高溫穩定化后室溫拉伸性能變化較小。