王會敏,李炎光,郭朝博,崔國明,黃始全

(1.河南工學(xué)院 材料科學(xué)與工程學(xué)院,河南 新鄉(xiāng) 453003;2.中南大學(xué) 機電工程學(xué)院 高性能復(fù)雜制造國家重點實驗室,湖南 長沙 410083)

0 引言

2219鋁合金是在Al-Cu合金基礎(chǔ)上,通過添加Mn合金元素而發(fā)展起來的,屬于可熱處理強化型鋁合金。因該合金具有比強度高、低溫和高溫力學(xué)性能好、斷裂韌度高和焊接性能好等特點,在航天和航空領(lǐng)域常被用作火箭箱體材料[1-4]。近20年來,國外研制的大型運載火箭大多采用2219鋁合金作為箱體材料。為了減小應(yīng)力集中,提升火箭的運載能力,一般將箱體制成環(huán)形件,然而隨著環(huán)形鍛件尺寸的增加,成形制造對環(huán)形鍛件性能的影響更為復(fù)雜。在環(huán)形鍛件鍛造成形過程中,特別是熱成形過程中,材料經(jīng)歷了微觀組織變化,如動態(tài)或靜態(tài)回復(fù)、再結(jié)晶和晶粒長大等,這些都將影響到環(huán)形鍛件的最終性能。

對于2219鋁合金大型環(huán)形鍛件來說,由于合金化程度較高,在坯料中心或晶界上,容易偏析形成低熔點的共晶相,故始鍛溫度不能超過低熔點共晶相,以保證在鍛造過程中不發(fā)生過燒。另外,鍛造變形溫度的大小直接影響鍛造過程中的變形抗力,當(dāng)鍛造溫度過低時,容易引起嚴(yán)重的加工硬化現(xiàn)象或者鍛造開裂。因此,在鍛造成形過程中,為保證得到力學(xué)性能優(yōu)良的鍛件,必須嚴(yán)格控制鍛件成形溫度。目前對2219鋁合金及其超大直徑環(huán)形件的研究,主要集中在焊接工藝[5-7]和軋制工藝[8, 9]方面,而對環(huán)形鍛件產(chǎn)品的組織以及性能的研究相對較少。

本文通過對經(jīng)過不同鍛造成形溫度及相應(yīng)的馬架擴孔和環(huán)軋工藝成形后2219鋁合金大型環(huán)形鍛件的微觀組織及力學(xué)性能進(jìn)行研究,為優(yōu)化環(huán)形鍛件的成形工藝提供依據(jù)。

1 環(huán)形鍛件的成形與實驗方法

2219鋁合金環(huán)件的名義成分如表1所示。其主合金元素為Cu元素,另外添加了Mn、Zr、V、Ti 等微合金元素及在冶金過程中引入了少量Fe、Si、Mg、Zn等雜質(zhì)元素。采用高純鋁錠嚴(yán)格控制雜質(zhì)元素Fe、Si的含量。

表1 2219鋁合金的化學(xué)成分

2219鋁合金環(huán)形鍛件的成形一般經(jīng)過熔鑄錠坯、均勻化退火、四鐓三拔多向鍛造開坯(始鍛溫度分別為510℃、460℃,鐓粗單次變形量45%～55%)、沖孔及馬架擴孔(始鍛溫度460～500℃,變形量40%～60%)、環(huán)軋成形(第一階段,馬架擴孔后將坯料重新加熱至420～460℃,在輾環(huán)機上進(jìn)行熱軋,熱軋變形量30%～40%;第二階段:將熱軋后的環(huán)件空冷至240～280℃,在輾環(huán)機上繼續(xù)進(jìn)行中低溫軋制,變形量15%～25%)等工序,成形過程中終鍛溫度不低于380℃。將成形后的鍛件經(jīng)過537℃固溶+水淬處理,再進(jìn)行165℃×24h時效處理,之后進(jìn)行性能測試,其力學(xué)性能取樣位置及形狀示意圖如圖1所示。

圖1 環(huán)形鍛件力學(xué)性能取樣示意圖

拉伸實驗在CSS-44100電子拉伸機上進(jìn)行,分別對沖孔料及環(huán)形件進(jìn)行性能測試,測定值取3個試樣的平均值,拉伸速度為2mm/min;對環(huán)形件在Sirion200場發(fā)射掃描電鏡上進(jìn)行第二相粒子掃描分析, 加速電壓為20kV;透射電鏡試樣先用機械方法減薄至0.1mm, 再在MIT2Ⅱ型雙噴電解儀上用30%HNO3+70%CH3OH(體積分?jǐn)?shù))溶液雙噴減薄,采用液氮冷卻,雙噴溫度為-25℃,電壓為10～20V,電流為60～80mA,用TecnaiG220型透射電鏡(TEM)觀察其微觀組織。

2 實驗結(jié)果與分析

2.1 5m環(huán)形鍛件沖孔料的力學(xué)性能測試

經(jīng)過不同鍛造溫度成形后的工業(yè)沖孔料固溶水淬+時效(T6)之后的力學(xué)性能如表2所示,從中可以看出,經(jīng)過高溫鍛造之后,環(huán)形鍛件沖孔料的三向力學(xué)性能均得到改善。以軸向力學(xué)性能為例,當(dāng)鍛造溫度由460℃提高到510℃時,其抗拉強度和延伸率分別從375.1MPa和3.6%提高到430.3MPa和5.1%,分別提高了14.7%和30.1%,同時,徑向、切向的抗拉強度和延伸率也有提高。因此,可以認(rèn)為,高溫鍛造有利于提高環(huán)形鍛件的力學(xué)性能。

表2 工業(yè)5m環(huán)形鍛件沖孔料T6態(tài)的力學(xué)性能測試

2.2 5m環(huán)形鍛件的第二相分布

圖2顯示了不同鍛造溫度成形后2219鋁合金過渡環(huán)件經(jīng)固溶處理之后基體未溶第二相。從中可以看出:經(jīng)過高溫鍛造之后,基體的未溶第二相明顯減少,且在基體中的分布更加均勻;而低溫鍛造之后,基體中的未溶第二相存在團(tuán)聚現(xiàn)象,尺寸較為粗大,在后續(xù)時效處理過程中,由于粗大第二相的析出,導(dǎo)致過飽和度不高,降低了合金的時效驅(qū)動力,導(dǎo)致時效強化效果降低,同時,粗大的第二相容易在基體中造成應(yīng)力集中,產(chǎn)生微裂紋,從而導(dǎo)致塑性下降。因此,為改善鍛件的綜合性能,在保證不發(fā)生共晶點溶解的情況下,適當(dāng)提高2219鋁合金的鍛造開坯溫度是有利的。

圖2 2219合金環(huán)件不同鍛造溫度成形+固溶處理后的基體未溶相的分布

2.3 5m環(huán)形鍛件的TEM分析

不同鍛造溫度成形后2219鋁合金環(huán)件經(jīng)過固溶處理+3%預(yù)變形時效處理(T8)的力學(xué)性能如表3所示。從中可以看出,與低溫鍛造相比,經(jīng)過高溫鍛造后鍛件的力學(xué)性能特別是徑向力學(xué)性能有所提高,同時,鍛件三個方向的延伸率均提高。這主要是由于高溫鍛造成形之后,基體的過飽和度提高,固溶后粗大第二相粒子減少,在塑性變形的過程中,對基體的割裂作用減小,從而導(dǎo)致合金延伸率和力學(xué)性能的提高。

表3 不同鍛造溫度成形后5m環(huán)形鍛件T8態(tài)的力學(xué)性能

不同鍛造溫度成形后2219鋁合金環(huán)件經(jīng)過固溶處理+3%預(yù)變形時效處理的晶內(nèi)析出相特征如圖3所示。從中可以看出,當(dāng)鍛造成形溫度較低時,時效析出相在基體內(nèi)部分布不均勻,同時析出相存在擇優(yōu)取向且大小不一現(xiàn)象;而鍛造成形溫度較高時,析出相在基體中分布更為均勻,同時,析出相呈互相垂直的針狀分布,尺寸也較為接近,約為50～150nm。對比析出相的衍射斑點也可以發(fā)現(xiàn),低溫鍛造成形的衍射斑點呈現(xiàn)明顯的擇優(yōu)取向,而高溫鍛造成形之后的析出相衍射斑的輝紋線呈互相垂直的十字狀,這說明高溫鍛造成形之后析出相的密度增大且析出相更加均勻,這有利于減小性能的各向異性,與前面的力學(xué)性能實驗結(jié)果一致。

圖3 2219合金環(huán)件不同開坯溫度成形+固溶處理+3%預(yù)變形+165℃/24h時效后析出相及衍射斑特征(a)和(b)460℃；(c)和(d)510℃

3 分析與討論

鋁合金環(huán)形鍛件軋制成形示意圖如圖4所示。在主軋輥和芯輥的作用下,環(huán)件不斷通過輥縫產(chǎn)生連續(xù)的局部變形,軋件金屬沿著切向方向延伸,壁厚逐漸減薄,直徑不斷擴大;在上下錐輥的作用下,軸向?qū)捳故艿较拗?環(huán)件直徑擴大時軸向變形相對較少,由于存在變形不均勻性,因此各向力學(xué)性能不完全一致。經(jīng)過高溫開坯工藝處理的環(huán)形鍛件,由于高溫鍛造時金屬材料流變性能較好,同時溶質(zhì)原子擴散速率快,在基體中分布更加均勻,從而可以減小由于變形導(dǎo)致的徑向與周向的力學(xué)性能差異。從表2和表3的數(shù)據(jù)可以看出,經(jīng)高溫開坯成形之后,無論是沖孔料還是環(huán)形鍛件,其周向與徑向的力學(xué)性能差異均得到消減。

圖4 軋環(huán)機軋制成形示意圖

本文大型環(huán)形鍛件采用的是2219可熱處理強化型鋁合金,經(jīng)成形后合金基體在固溶水淬之后形成過飽和固溶體,在后續(xù)時效過程中析出強化相,這些析出相將阻礙位錯運動,進(jìn)而改善合金的強度。而提高α(Al)基體中溶質(zhì)元素的固溶度,可以增大后續(xù)時效析出強化相的驅(qū)動力,從而減小時效析出相的尺寸,增加析出相數(shù)量,提高時效強化效應(yīng)。從圖2對不同開坯溫度成形之后鍛件的第二相粒子掃描結(jié)果可以看出,經(jīng)過高溫開坯、環(huán)形鍛件固溶之后,基體的粗大的殘余結(jié)晶相明顯減少,后續(xù)塑性變形過程中產(chǎn)生微裂紋、造成應(yīng)力集中割裂基體的可能性減小,延伸率的提高,同時,在基體的溶質(zhì)原子濃度保持恒定的情況下,溶質(zhì)原子的過飽和度提高,從而對后續(xù)的時效析出行為產(chǎn)生影響。

在一般情況下,過飽和固溶體中析出相的成分和組織與基體不相同。對于廣泛應(yīng)用的金屬合金的析出原理如圖5所示,從熱力學(xué)的角度分析,當(dāng)基體成分為C0時,析出新相的驅(qū)動力為(F1-F2),若增加基體中溶質(zhì)元素的含量至C0',則析出新相的驅(qū)動力變?yōu)?F1'-F2'),可以看出(F1'-F2')>(F1-F2)[10]。根據(jù)熱力學(xué)原理可知,在恒定的時效溫度條件下,新相的臨界晶核尺寸隨著初始固溶體濃度的增加而減小。因此,過飽和固溶體中溶質(zhì)原子濃度的提高,有利于減小析出相尺寸,增加析出物的數(shù)量,增強合金時效強化的效果,改善合金的性能,這也是經(jīng)過不同高溫鍛造成形之后鍛件力學(xué)性能提高的原因。

圖5 用形核和長大機理解釋C0和合金中β相從α固溶體內(nèi)析出的原理圖

另外,當(dāng)溶質(zhì)原子在基體中形成固溶體之后,會阻礙基體中的位錯運動,從而提高合金的屈服強度。文獻(xiàn)[11]指出,在實驗合金形成固溶體后,若溶質(zhì)原子在基體中的平均濃度為C,則其對屈服強度增量式為:

Δσb=kc2/3

式中k為常數(shù),對于2219合金來說,其值的大小與溶質(zhì)原子尺寸、原子錯配度以及彈性模量等因素有關(guān)。因此,從這個角度來說,固溶體中溶質(zhì)原子濃度越高,合金的固溶強化效果就越好,這也是高溫開坯能改善環(huán)形鍛件性能的原因。

固溶體成分的均勻性也會影響后續(xù)的時效析出過程。若其成分不均勻,析出相易于在溶質(zhì)元素過飽和度大的位置優(yōu)先析出并粗化,在溶質(zhì)元素貧化的區(qū)域難以析出,造成微觀組織不均勻,不利于合金力學(xué)性能的提高。環(huán)形鍛件開坯溫度的提高,增加了溶質(zhì)元素的擴散速率,更有利于溶質(zhì)元素在基體中均勻分布,增加時效過程析出強化相的數(shù)量,且使其在基體中更加均勻彌散分布,有利于增強強化效果。這與圖4的結(jié)果一致。

總的來說, 2219鋁合金大型環(huán)形鍛件經(jīng)過高溫鍛造成形之后,基體內(nèi)部溶質(zhì)原子的固溶度提高,后續(xù)時效驅(qū)動力增加,微觀組織均勻性得到改善,鍛件強度提高;另一方面,基體中粗大的殘余結(jié)晶相數(shù)量減少,后續(xù)變形過程中產(chǎn)生微裂紋導(dǎo)致鍛件早期斷裂的傾向降低,鍛件的延伸率提高。因此,與低溫成形的鍛件相比,經(jīng)過高溫鍛造成形的環(huán)形鍛件強度和塑性均得到改善。

4 結(jié)論

(1)2219鋁合金環(huán)形鍛件經(jīng)過高溫鍛造成形之后,力學(xué)性能提高,同時徑向和周向的性能差異減小,環(huán)形鍛件的各向異性得到改善。

(2)2219鋁合金環(huán)形鍛件經(jīng)過高溫鍛造成形之后,經(jīng)固溶處理后基體中粗大的殘余結(jié)晶相明顯減少,基體的過飽和度提高,后續(xù)變形中由于應(yīng)力集中割裂基體造成鍛件早期斷裂的傾向降低,鍛件的延伸率提高。

(3)與低溫鍛造相比,經(jīng)高溫鍛造成形之后的環(huán)形鍛件經(jīng)固溶水淬+T8處理之后,析出相更加均勻且密度增加,整體性能提高。