李海涛, 于 娟, 刘洪涛, 谢睿勋, 冯朝辉, 赵唯一

(1. 沈阳飞机设计研究所 结构部, 辽宁 沈阳 110035;2. 北京航空材料研究院 北京市先进铝合金材料及应用工程技术研究中心, 北京 100095)

新一代飞机损伤容限/耐久性设计思想对机体结构材料提出了轻质高效、长寿命、耐腐蚀等更高的研制要求,迫切需要在现有材料的基础上研制满足高强度,同时兼备高断裂韧性、低疲劳裂纹扩展速率、优异耐疲劳和耐蚀性的新一代合金。为了满足这一需求,国内外陆续开发了一批高韧性、高纯、高耐损伤铝合金,其中新型高强韧铝锂合金是以Al-Cu-Li系合金为基础进行成分优化设计的铝锂合金,在第三代铝锂合金2098合金的基础上,通过调整微合金化元素(Mn、Mg、Zn等)含量而研发的,具有高强度(≥500 MPa)、高模量(≥75 GPa)、低密度(≈2.7 g/cm3)、低裂纹扩展速率、高耐应力腐蚀性能等优点,已经在国际上实现了广泛应用[1-4]。与7050-T7451铝合金相比,新型高强韧铝锂合金可以有效减轻零件自重,提高结构耐蚀性和寿命,作为飞机整体框、壁板等结构件可实现4.6%～5.0%的减重效果[5-7]。付小强等[8]研究了时效处理对新型铝锂合金组织及力学性能的影响,结果表明,随时效温度的升高和时效时间的延长,合金基体内的δ′(Al3Li) 相逐渐溶解,开始析出大量的T1(Al2CuLi)相,T1相的析出显著提高了合金的硬度和强度。刘添乐等[9]研究了新型超高强铝锂合金在不同厚度方向上组织和性能的变化,结果表明T8(预压缩变形6%,时效温度150 ℃)状态下,时效时间较短时,厚板表层强度大于1/2厚度位置处,随时效时间的延长,1/2厚度层的屈服强度和抗拉强度逐渐高于表层位置,这主要与析出相的数量和织构组织变化有关。

目前关于新型铝锂合金的研究主要聚焦于时效处理或预变形处理对合金组织和性能的影响[10-11],对合金室温力学性能和热稳定性的研究较少。本文以新型高强韧铝锂合金为对象,研究合金在T84状态下的室温拉伸性能和高温稳定化后的室温拉伸性能,同时对合金的微观组织和拉伸断口形貌进行观察,为铝锂合金的组织设计提供依据。

1 试验材料与方法

试验所用材料为100 mm厚新型高强韧铝锂合金板材,表1为合金化学成分。板材经530 ℃×150 min固溶后进行室温水淬处理,随后沿厚板轧制方向进行变形量为3.5%的预拉伸变形处理。将变形后的板材进行人工时效处理至T84状态,时效制度为145 ℃×24 h。将T84态板材的宽度记为W,厚度记为T。

表1 试验用铝锂合金的化学成分(质量分数,%)

室温拉伸性能测试在Instron 5582型万能试验机上进行,测试标准按照GB/T 228.1—2021《金属材料拉伸试验 第1部分:室温试验方法》进行,在厚板L向(纵向)、LT向(横向)的不同厚度位置(T/2和T/4)和不同宽度位置(W/2、W/4和边缘)处取样,试验结果取平均值。稳定化后室温拉伸性能测试方法与室温拉伸性能测试相同,取样方向为LT向取样位置为W/2,T/4。稳定化试验在时效炉内进行,温度分别为100、125、150、175和200 ℃,稳定化时间为100 h。

拉伸试样断口观察在JEM-7001 F场发射扫描电镜上进行,加速电压为20 kV,分辨率为2.0 nm。微观组织观察在JEM-2000 FX型透射电镜上进行,加速电压为200 kV。试样制备过程:采用线切割切取约0.5 mm厚的薄片,用水砂纸经粗磨、细磨到50 μm左右,将样品冲成φ3 mm大小的圆片,然后在双喷电解减薄仪上进行双喷减薄、穿孔。

2 试验结果与讨论

2.1 室温拉伸性能

图1为新型高强韧铝锂合金板材L和LT向不同厚度位置和不同宽度位置处的室温拉伸性能。可以看出,取样方向相同时,T/2位置处的抗拉强度、屈服强度和伸长率均高于同一宽度位置T/4位置处的试样。T/2位置处的抗拉强度、屈服强度比同一宽度位置T/4位置处的高10 MPa 左右,伸长率变化较小。

图1 试验用铝锂合金厚板不同取样位置的室温拉伸性能

图2为L向,W/2位置,不同厚度位置(T/2和T/4)处的拉伸试样断口形貌。可以明显看出,T/2位置处的断口上韧窝尺寸更大,数量更多,而T/4位置处的韧窝较小,断口分层特征更加明显。图3为对应取样位置的TEM照片,从不同方向的衍射斑点可以看出,合金的主要析出相为T1相和未溶的δ′相,图3(a,c)分别为<112>方向观察到的微观组织,对比可知,T/2 位置处T1相和球状δ′相的数量明显比T/4位置处多,而且T1相的形貌较为短粗,长度在50～120 nm之间,T/4位置处的T1相数量较少,分布更为稀疏,形貌更加细长。

图3 试验用铝锂合金L向不同厚度位置的TEM图

2.2 热稳定性

图4为新型高强韧铝锂合金板材LT向试样分别在100、125、150、175和200 ℃下保温100 h后的室温拉伸性能。从图4可以看出,稳定化时间为100 h时,稳定化温度为125 ℃时,合金强度达到峰值,此时抗拉强度为535 MPa,屈服强度为483 MPa,伸长率为5.7%。稳定化温度在125～175 ℃之间时,合金强度逐渐降低,但降低程度较小,稳定化温度为200 ℃时,合金强度显著降低,此时抗拉强度为431 MPa,屈服强度仅为356 MPa,强度降低了20%左右。

图4 试验用铝锂合金厚板不同温度稳定化100 h后LT向的室温拉伸性能

图5为新型高强韧铝锂合金T/4位置不同温度稳定化处理后<100>方向和<112>方向的TEM照片。从图5可以看出,新型高强韧铝锂合金在125 ℃下稳定化100 h后,合金中主要析出相仍为T1相,与未经稳定化处理时相比,T1相的尺寸和分布无明显变化。稳定化温度超过150 ℃后,针状析出相的数量逐渐减少,分布越来越稀疏,析出相形貌由细长状变为短粗状。

图5 试验用铝锂合金不同温度下稳定化100 h后在<100>(a～c)和<112>(d～f)方向的TEM图 (T/4位置)

2.3 分析与讨论

Al-Cu-Li系合金是可时效强化型铝锂合金,通常情况下,人工时效状态合金的主要析出相为T1(Al2CuLi)相、θ′(Al2Cu)相和δ′(Al3Li)相,其中T1相与Al基体半共格,尺寸较大时不可被位错切过,是提高合金强度最主要的析出相;θ′相呈相互垂直的针状结构分布,可被位错切过,是Al-Cu-Li系合金的主要析出相之一,时效强化效果低于T1相,δ′相是铝锂合金自然时效状态下的主要析出相,与Al基体共格,容易被位错切过,对合金强度的贡献相对较小,合金经过人工时效处理后,部分δ′相会发生回溶[12-14]。本文研究的新型高强韧铝锂合金T84状态的主要析出相为T1相和δ′相,合金性能的改变主要取决于这两种析出相的尺寸、数量及分布差别。板材进行热轧处理时,由于心部位置受到的变形与表层和T/4位置相比更大,产生的位错数量更多,在后续热处理过程中,析出相的析出动力更强,因此人工时效状态下,T/2位置处T1相和δ′相析出数量更多。合金屈服强度主要受位错开动阻力的影响,析出相数量增多时,对位错的钉扎作用增大,合金的屈服强度增大;抗拉强度主要取决于位错运动阻力的大小,析出相数量的增加提高了位错运动阻力,因此T/2位置处合金的强度高于T/4位置。断口照片上也可以看出,同一宽度位置,T/2 和T/4位置的断口上都呈现分层特征,但是T/4位置处的分层特征更为明显,T/2位置处韧窝数量较多,尺寸较大,大韧窝中还包含若干小韧窝,因此,进行室温拉伸试验时,板材T/2位置处塑性更好。

热稳定化试验表明,该高强韧铝锂合金在150 ℃以下具有较好的耐热性能。稳定化时间为100 h时,当稳定化温度低于150 ℃时,合金的屈服强度和抗拉强度变化较小,力学性能稳定,这主要与析出相的尺寸和数量变化有关。铝锂合金厚板进行热稳定化试验时,合金的主要析出相为T1相,合金性能的变化主要取决于T1相数量和分布弥散程度的变化。稳定化温度低于150 ℃时,与未经稳定化处理的合金微观组织相比,析出的T1相数量和尺寸相当,因此,合金的性能并未发生明显改变;进一步升高稳定化温度后,基体内的Cu、Li原子的扩散速度显著加快,促进T1相粗化的同时降低了其析出密度[15-16],因此,稳定化温度超过175 ℃ 后,合金的强度逐渐下降。

3 结论

1) 新型高强韧铝锂合金厚板T/2厚度位置处的T1相和δ′相数量较多,位错的开动阻力和运动阻力越大,合金强度越大;T/2厚度位置处的韧窝数量较多,尺寸较大,合金塑性较好。

2) 新型高强韧铝锂合金在150 ℃以下具有较好的耐热性能,这是因为T1相在150 ℃下的粗化倾向小,析出数量稳定,因此该稳定化温度下,合金高温稳定化后室温拉伸性能变化较小。