臧金鑫，陳軍洲，伊琳娜，汝繼剛

(1中國航發(fā)北京航空材料研究院，北京 100095；2北京市先進(jìn)鋁合金材料及應(yīng)用工程技術(shù)研究中心，北京 100095)

2124鋁合金是在傳統(tǒng)2024鋁合金基礎(chǔ)上，降低鐵、硅等雜質(zhì)含量發(fā)展起來的Al-Cu-Mg系高純、高強(qiáng)、高韌型鋁合金。該合金不僅保持了2024鋁合金的強(qiáng)度，而且具有較好的斷裂韌度和疲勞性能。該合金T851狀態(tài)具有較高的強(qiáng)度、抗腐蝕性能，特別適用于中溫下對強(qiáng)度和穩(wěn)定性有要求的部位，用于整體制造、大截面的飛機(jī)主承力結(jié)構(gòu)件及受壓承力構(gòu)件[1-3]。該合金研制成功后很快成為西方戰(zhàn)機(jī)和空客A320、波音737/747等民用飛機(jī)的主體結(jié)構(gòu)用材[4-7]。目前仍廣泛應(yīng)用于美國的第四代F-22，F(xiàn)-35戰(zhàn)機(jī)的主體結(jié)構(gòu)件，并在未來軍用及民用飛機(jī)上有著廣闊的應(yīng)用前景。

隨著武器裝備越來越高的減重需求，機(jī)身主承力框、梁、接頭等主承力結(jié)構(gòu)趨向整體制造，2124鋁合金板材厚度規(guī)格也不斷擴(kuò)展，目前國外成熟應(yīng)用的2124板材規(guī)格厚度達(dá)152mm，國內(nèi)針對2124鋁合金板材制備工藝也開展了廣泛的研究。如潘清林等[8-11]對2124鋁合金的制備工藝進(jìn)行了系統(tǒng)的研究，探討了鑄錠的均勻化工藝及其過程中的組織演變，熱變形工藝參數(shù)及熱變形過程的組織演化，時效過程微觀組織與腐蝕性能的關(guān)系等。隨著國內(nèi)冶金廠設(shè)備條件的改善，國內(nèi)研制的板材規(guī)格也不斷擴(kuò)展，目前最大已達(dá)155mm，達(dá)到國際先進(jìn)水平。針對板材規(guī)格擴(kuò)展，國內(nèi)也進(jìn)行了大量的研究[12-16]，重點(diǎn)針對合金的淬透性，超厚板的時效工藝、組織與性能的關(guān)系，加工變形控制等，但上述研究重點(diǎn)關(guān)注2124超厚板材的縱向及橫向性能，對高向性能研究較少。隨著板材厚度規(guī)格的擴(kuò)展和整體制造技術(shù)的發(fā)展，板材高向作為主承力方向，其高向性能水平與板材的應(yīng)用緊密相關(guān)，本工作針對國產(chǎn)155mm厚2124鋁合金預(yù)拉伸板材進(jìn)行時效工藝研究，重點(diǎn)研究時效制度對高向拉伸性能及組織的影響，旨在為該合金的工業(yè)化生產(chǎn)和應(yīng)用提供一定的參考。

1 實驗材料與方法

實驗材料采用西南鋁業(yè)公司生產(chǎn)的155mm規(guī)格2124鋁合金厚板，合金成分如表1所示，試樣原始狀態(tài)為T351狀態(tài)(固溶后自然時效96h)，研究的T851時效工藝參數(shù)為：時效溫度170～180℃，時效時間0～20h。所有拉伸試樣沿高向在板材同一寬度處取樣，拉伸試樣毛坯尺寸為20mm×20mm×120mm。時效處理在循環(huán)鼓風(fēng)干燥箱中進(jìn)行，爐溫精度為±2℃。

室溫拉伸實驗在Instron 5887電子萬能試驗機(jī)上進(jìn)行，實驗過程按國家標(biāo)準(zhǔn)GB/T 228.1-2010進(jìn)行。利用MTP-1雙噴電解減薄儀制備透射電鏡試樣，電解液為硝酸∶甲醇=1∶3(體積比)。組織觀察在JEM-2000FX型透射電鏡上進(jìn)行。采用JSM 5600LV掃描電鏡進(jìn)行斷口形貌觀察，加速電壓為20kV。

2 結(jié)果與分析

2.1 不同時效工藝下合金的力學(xué)性能

圖1為不同時效工藝處理后試樣的力學(xué)性能。可以看出，合金具有顯著的時效硬化特性，在不同的時效制度下，隨著時效時間的延長，合金的強(qiáng)度逐漸升高而后趨于穩(wěn)定，隨著時效時間的延長，伸長率下降明顯。對比不同溫度下的時效曲線可以看出，隨著時效溫度的升高，合金達(dá)到強(qiáng)度峰值的時間縮短，強(qiáng)化速率加快。綜合考慮強(qiáng)度和伸長率，適宜的時效制度為175℃保溫10h，在此條件下，合金高向的屈服強(qiáng)度，抗拉強(qiáng)度和伸長率分別為372，422MPa，2.9%。

圖1 不同時效工藝處理后2124鋁合金試樣的拉伸性能(a)T=170℃;(b)T=175℃;(c)T=180℃Fig.1 Tensile properties of 2124 aluminum alloy sampleafter different ageing processes(a)T=170℃;(b)T=175℃;(c)T=180℃

2.2 不同時效制度下合金的組織特征

2.2.1 顯微組織

圖2為2124鋁合金175℃時效10h時沿[100]Al方向的顯微組織。從圖2(a)可以看出，合金基體中均勻地分布著針狀的S′相以及棒狀形態(tài)的彌散T相(Al20Cu2Mn3)。圖2(b)為基體GPB區(qū)的高分辨圖像，白色方框區(qū)域的FFT圖，消光點(diǎn){110}Al處形成明銳的衍射斑點(diǎn)表明其為GPB區(qū)。圖2(c)，(d)分別為S′相的變體1和變體4。從圖2可以看出，2124鋁合金經(jīng)175℃時效10h后，主要強(qiáng)化相為S′相，基體中仍有少量GPB區(qū)存在以及少量的彌散T相。

圖3為不同時效制度下沿[100]Al方向的顯微組織。當(dāng)時效時間為10h，時效溫度為170℃時(圖3(a))，

晶內(nèi)析出相以均勻分布的針狀S′相為主，晶界處析出了細(xì)小的針狀S′相。隨著時效溫度升高到175℃(圖3(b))與180℃(圖3(c))時，晶內(nèi)析出相數(shù)量明顯增加，析出相間距減小，S′相形貌仍以針狀為主，同時可以看出S′相在位錯上析出的襯度更加清晰；晶界平衡S′相的尺寸更加粗大，但是數(shù)量減少且析出相間距增大，此外可以觀察到晶界無沉淀析出帶寬度增大。

對比175℃條件下，時效不同時間的顯微組織(圖3(b)，(d))可以看出，時效時間從10h延長至14h，晶內(nèi)針狀S′相的尺寸變大，析出相數(shù)量密度增加，同時S′相在位錯上析出并長大粗化，襯度越來越清晰；晶界處析出相形貌變化不大仍為短粗棒狀形態(tài)，其排列的斷續(xù)程度不斷增加，晶間析出相隨著時效時間延長發(fā)生輕微長大，其間距略有增大，此外晶界無沉淀析出帶的寬度變化不是很明顯。

圖2 2124鋁合金在175℃/10h下的TEM組織形貌(a)基體TEM像；(b)GPB區(qū)高分辨圖像；(c),(d) S′相Fig.2 TEM microstructure morphologies of 2124 aluminum alloy ageing at 175℃/10h(a)TEM image of matrix;(b)HRTEM image of GPB zone;(c),(d)S′ phase

2.2.2 掃描斷口觀察

圖4為不同時效制度下2124鋁合金的拉伸斷口形貌?？梢钥闯?，在不同的時效制度下，合金均呈現(xiàn)沿晶斷裂和韌窩斷裂的混合斷裂特征。從圖4(a)～(d)可以看出，時效10h時，隨著時效溫度的升高，斷口中韌窩特征逐漸降低，沿晶斷裂比例逐漸上升，合金伸長率下降。從圖4(c)的拉伸斷口放大圖可以看出，175℃時效10h時，斷口中存在不同尺寸的韌窩。其中尺寸較大的孔洞是在夾雜第二相顆粒處形核長大，為一次孔洞；尺寸小且淺的孔洞在彌散相處形核長大為二次孔洞。從圖4(b)，(e)，(f)可以看出，175℃時效不同時間時，隨著時效時間的延長，斷口中韌窩斷裂的比例逐漸降低，沿晶比例逐漸上升，合金伸長率逐漸下降。

2.3 時效制度對合金組織與性能的影響

2.3.1 時效制度對合金析出行為的影響

2124鋁合金在T351自然時效狀態(tài)下，主要的析出相為與基體共格的GPB區(qū)及少量的S′相。在后續(xù)的人工時效過程中，已有小于臨界尺寸的GPB區(qū)發(fā)生回溶，少量大于臨界尺寸的GPB區(qū)和S′相開始長大；新的S′相形核并不斷長大。

從熱力學(xué)角度來說，析出與長大需要一定的驅(qū)動力。析出相的析出和長大與時效溫度密切相關(guān)，時效溫度越高，析出相析出和長大的驅(qū)動力越大，析出相的形核析出越快，析出相密度越大，長大越明顯，析出相尺寸越大。這與圖3的觀察結(jié)果相符，在180℃時效10h時，S′相的密度和尺寸最大。175℃時效14h析出相的密度和尺寸明顯小于180℃時效10h，說明時效溫度是影響析出相析出和長大的主要因素。

2.3.2 時效制度對合金性能的影響

于時效強(qiáng)化的合金，其強(qiáng)化效果主要受基體析出相的體積分?jǐn)?shù)、大小和分布影響，其強(qiáng)化主要取決于位錯與析出相質(zhì)點(diǎn)間的相互作用。

在自然時效狀態(tài)下，合金晶內(nèi)主要析出相為與基體共格的GPB區(qū)及少量的S′相，此時析出相尺寸較小，且自身強(qiáng)度較弱，析出相可變形，位錯主要以切過粒子的方式移動，因此T351狀態(tài)下合金強(qiáng)度較低。T851人工時效狀態(tài)時，合金晶內(nèi)主要析出相為S′相，如圖3所示，析出相尺寸較大，與基體不共格，位錯無法切過它們，主要以繞過為主，變形機(jī)制從剪切轉(zhuǎn)變?yōu)镺rowan機(jī)制，析出相對強(qiáng)度的貢獻(xiàn)與析出相的體積分?jǐn)?shù)和析出相尺寸密切相關(guān)。在較高的時效溫度下，析出相密度迅速增大，因此，在人工時效初始階段，時效溫度越高，屈服強(qiáng)度增大越快。值得注意的是，在不同的時效溫度下，隨著時效溫度的升高和時效時間的延長，合金的屈服強(qiáng)度增大很快，而抗拉強(qiáng)度變化不大，這是因為屈服強(qiáng)度主要受析出相的影響，與析出相密度、尺寸、間距等密切相關(guān)；而抗拉強(qiáng)度除了受析出相的影響外，還與合金的塑性有很大的關(guān)系，本工作研究的合金在T851狀態(tài)時，塑性較低，基體與晶界處的強(qiáng)度差較大，合金來不及發(fā)生充分的塑性變形即發(fā)生斷裂，因此，不同時效制度下合金抗拉強(qiáng)度變化不大。

在時效熱處理過程中，2124鋁合金斷口形貌的變化主要可以從晶粒內(nèi)部和晶界處強(qiáng)度的變化來考慮。晶粒內(nèi)部和晶界處的強(qiáng)度是受基體析出相尺寸、間距和密度，晶界析出相尺寸以及晶界無沉淀析出帶寬度的影響。隨著時效溫度的升高或者時效時間的延長，晶粒內(nèi)部S′相的尺寸變粗，析出相密度增加，基體強(qiáng)度增強(qiáng)。同時晶界析出相長大以及無沉淀析出帶的增寬使晶界弱化，如圖3所示。基體與晶界處的強(qiáng)度差越來越大，更容易在晶界處發(fā)生應(yīng)力集中，并產(chǎn)生變形集中，促使沿晶開裂的發(fā)生。因此，合金在時效溫度升高或者時效時間延長后，拉伸斷口形貌中沿晶斷裂比例增加，合金的塑性下降。

3 結(jié)論

(1)綜合考慮合金的強(qiáng)度和伸長率，2124鋁合金板材適宜的T851時效制度為175℃保溫10h，此條件下合金高向的屈服強(qiáng)度，抗拉強(qiáng)度，伸長率分別為372，422MPa，2.9%。此時主要的強(qiáng)化相為S′相，含有少量的GPB區(qū)以及粗大的T相。

(2)隨著時效溫度的升高和時效時間的延長，合金的屈服強(qiáng)度迅速升高，時效溫度越高，強(qiáng)度上升越快，達(dá)到強(qiáng)度最大值的時間越短，時效溫度是影響合金析出相密度和尺寸的主要因素。

(3)隨著時效溫度的升高和時效時間的延長，合金的伸長率不斷降低。隨著時效程度的加深，晶內(nèi)析出相密度不斷增加，基體強(qiáng)度增強(qiáng)，晶界析出相長大以及無沉淀析出帶不斷增寬使晶界弱化，基體與晶界處的強(qiáng)度差越來越大是導(dǎo)致伸長率降低的主要原因。