王會敏, 李炎光, 馬秉馨

(河南工學(xué)院 材料科學(xué)與工程學(xué)院, 河南 新鄉(xiāng) 453003)

2219鋁合金由于焊接性能好、斷裂韌度高、裂紋傾向性低及工作溫度范圍廣等特點,廣泛應(yīng)用于航空航天等領(lǐng)域[1-2]。2219鋁合金是可熱處理強化型鋁合金,主要通過固溶+時效來實現(xiàn),合金經(jīng)固溶+水冷處理后,Cu和Mn等溶質(zhì)回溶到基體中,形成不穩(wěn)定的過飽和固溶體,在后續(xù)時效處理過程中發(fā)生溶質(zhì)原子脫溶。研究表明[3-5],Al-Cu系高強鋁合金在時效過程中,主要存在GP區(qū)、θ″、θ′和θ相4種脫溶產(chǎn)物,其強化效果幾乎全部由這4種脫溶產(chǎn)物提供,而通過時效工藝調(diào)控析出相的尺寸、形貌和分布是改善性能的重要手段之一。

對于2219鋁合金來說,目前的研究主要集中于攪拌摩擦焊[6-8]、鑄造以及形變熱處理工藝的研究[9-10],對時效工藝的研究相對較少。本文通過力學(xué)性能測試、掃描電鏡和透射電鏡觀察等方法,研究了時效工藝對2219鋁合金微觀組織和力學(xué)性能的影響規(guī)律。通過對比分析時效處理前后力學(xué)性能和微觀組織的變化規(guī)律,探討了時效工藝對2219鋁合金力學(xué)性能影響的微觀機理,為提高大規(guī)格鍛件的性能提供試驗依據(jù)。

1 試驗材料與方法

試驗用2219鋁合金的名義成分如表1所示,其主合金元素為Cu元素,添加了Mn、Zr、V、Ti等微合金元素,還存在冶金過程中引入的少量Fe、Si、Mg、Zn等雜質(zhì)元素,冶煉過程中嚴格限制Fe、Si的含量。該鍛件一般經(jīng)過熔煉、均勻化退火、多向鍛造、沖孔和擴孔、環(huán)軋成形等工序,形成環(huán)形鍛件,再機加工成不同尺寸的試樣進行535 ℃×1.5 h固溶+120～190 ℃時效處理,然后進行性能測試。

硬度測試用HVA-IOA型顯微硬度計測試,加載載荷1 kN,加載時間為30 s,每個試樣測5個點取平均值;力學(xué)性能在島津萬能拉伸試驗機上按照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,拉伸速度為2 mm/min,拉伸試樣尺寸如圖1所示,每種狀態(tài)測試3個平行試樣并取平均值,拉伸斷口分析在Sirion200場發(fā)射掃描電鏡上進行,加速電壓為20 kV。采用TecnaiG220型透射電鏡觀察合金的微觀組織,透射電鏡試樣采用30%HNO3+70%CH3OH雙噴減薄,液氮冷卻,溫度為-25 ℃。

圖1 拉伸試樣示意圖Fig.1 Schematic diagram of the tensile specimen

2 試驗結(jié)果與分析

2.1 合金的時效硬化行為

圖2為2219鋁合金經(jīng)不同工藝時效后的硬度變化曲線。由圖2可以看出,當時效溫度較低(120 ℃)時,其峰值硬度較低,只有125.8 HV100,合金長時間時效后仍處于欠時效狀態(tài),性能較低。當時效溫度在150～175 ℃時,硬度曲線出現(xiàn)雙峰效應(yīng),且隨著時效溫度的升高,硬度到達峰值的時效時間縮短,合金依次經(jīng)歷欠時效、峰時效和過時效。在165 ℃時效時,隨時效時間的延長,合金的硬度分別在15和20 h時達到峰值,對應(yīng)硬度分別為143.9和148 HV100,繼續(xù)延長時效時間,硬度下降。當時效溫度提高到190 ℃時,合金時效硬化速度明顯加快,硬度迅速提高,僅8.5 h即達到峰值,繼續(xù)延長時效時間,性能迅速下降。因此,合金適宜的時效溫度為165 ℃。

2.2 力學(xué)性能分析

圖3為2219鋁合金經(jīng)不同工藝時效后的力學(xué)性能曲線。由圖3(a, b)可以看出,合金的強度與硬度變化趨勢基本一致。合金固溶態(tài)(時效時間視為0 h)的抗拉強度和屈服強度分別為324.9和198 MPa,經(jīng)150 ℃×24 h時效處理后,合金的抗拉強度和屈服強度達到峰值,分別為400.5和286 MPa,繼續(xù)延長時效時間,合金的性能下降。合金經(jīng)165 ℃×24 h時效后的抗拉強度和屈服強度達到峰值,分別為412.2和310.8 MPa,繼續(xù)延長時效時間,合金的強度下降。合金在175 ℃時效時的性能變化規(guī)律與165 ℃時效時相似,但達到峰值的時效時間僅為12 h,此時抗拉強度和屈服強度分別為394.2和308 MPa。由圖3(c)可以看出,隨時效時間的延長,合金的斷后伸長率先快速下降,然后下降幅度趨于平緩,出現(xiàn)一個相對穩(wěn)定區(qū);之后又進一步下降。另外,時效溫度越高,斷后伸長率的下降速率越快。綜合考慮合金的強度和塑性,2219鋁合金適宜的時效工藝為165 ℃×24 h,此時合金的斷后伸長率為7.9%。

圖3 2219鋁合金不同時效工藝下的力學(xué)性能(a)抗拉強度;(b)屈服強度;(c)斷后伸長率Fig.3 Mechanical properties of the 2219 aluminum alloy after different aging processes(a) tensile strength; (b) yield strength; (c) elongation

2.3 合金時效過程中的TEM分析

圖4為固溶態(tài)2219鋁合金的透射電鏡圖?？梢钥闯?基體內(nèi)存在少量的粗大棒狀相,晶粒內(nèi)部幾乎觀察不到析出相,表明合金經(jīng)過固溶淬火處理后形成了過飽和固溶體,由于沒有析出相,析出強化效果不明顯,力學(xué)性能表現(xiàn)為伸長率高而強度較低。對箭頭所指位置A處的棒狀相進行能譜分析,結(jié)果表明該相主要含有Al、Cu、Mn元素,根據(jù)文獻[11]確定該相為T(Al20Cu2Mn3)相,形成溫度約515 ℃,在固溶處理過程中逐漸長大,尺寸約為150 nm,與基體位向關(guān)系為[010]T//<001>Al和(703)T//<020>Al。

圖4 固溶態(tài)2219鋁合金的透射電鏡圖(a)和能譜分析(b)Fig.4 TEM image(a) and energy spectrum analysis(b) of the solution treated 2219 aluminum alloy

2219鋁合金在165 ℃時效不同時間后的微觀組織如圖5所示。由圖5(a, d)可以看出,時效1.5 h時基體內(nèi)部分布著均勻彌散的針狀析出相,其尺寸約為5～20 nm,沿[100]Al面呈互相垂直分布,從高分辨選區(qū)電鏡觀察可以發(fā)現(xiàn)其厚度為0.8～1.5 nm,大約為8個原子層厚度,該特征與文獻[12]中Al-Cu合金GP區(qū)一致。另外,其選區(qū)衍射斑點中幾乎觀察不到析出相的衍射特征,由此可以認為,合金此時仍處于GP區(qū)的形成和長大階段,尚未轉(zhuǎn)變成析出相。

當時效時間延長至12 h時,析出相厚度明顯增厚,且尺寸增大,部分析出相尺寸可達40 nm,如圖5(b, e)所示。從衍射斑點分析可以看出,沿[100]Al入射方向(位置B)出現(xiàn)明顯的衍射條紋,并在{110}矩陣(位置A)出現(xiàn)微弱衍射斑點,該現(xiàn)象未在時效1.5 h的衍射斑點中觀察到。文獻[12]則認為該斑點是由于θ″相的形成造成,并認為Al-Cu在欠時效階段主要的析出相為θ″相。

當時效時間延長至24 h時,基體中θ″相的密度增加,尺寸進一步長大,為20～70 nm,如圖5(c, f)所示。觀察析出相衍射斑點可以發(fā)現(xiàn),在(011)位置附近出現(xiàn)明顯的θ′相衍射斑點,表明此時合金基體內(nèi)部θ″相開始轉(zhuǎn)變成為θ′相析出,θ″相的體積分數(shù)開始下降。由于θ′相的強化效果弱于θ″相,因此θ′相的析出表明合金已經(jīng)達到峰值時效,且隨著θ″相的體積分數(shù)下降,合金性能開始降低。

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2219鋁合金經(jīng)150 ℃×24 h和175 ℃×12 h峰值時效后的微觀組織如圖6所示?？梢钥闯?合金在150 ℃和175 ℃峰值時效的組織特征相似,但175 ℃峰值時效的析出相尺寸為40～100 nm,明顯大于150 ℃時的析出相,且尺寸較大的析出相占比較大。而150 ℃峰值時效組織中較大的析出相數(shù)量偏少,大部分析出相尺寸為20～40 nm。對比衍射斑點分析可知,175 ℃峰值時效時在{110}位置觀察到θ′相的衍射斑點,明顯強于150 ℃,表明在175 ℃時效時合金中的θ′相體積分數(shù)更高。

圖6 2219鋁合金不同溫度峰值時效的TEM圖Fig.6 TEM images of the 2219 aluminum alloy peak-aged at different temperatures(a,b) 150 ℃×24 h; (c,d) 175 ℃×12 h

對比圖5和圖6可以發(fā)現(xiàn),在峰時效條件下,合金的主要強化相均為θ″相。但是不同時效溫度下析出相的分布、密度以及尺寸等不同,從而導(dǎo)致最終性能的差異。在同一時效溫度(165 ℃)下,不同時效階段的析出相特征也不同,在時效初始階段(1.5 h),基體內(nèi)部基本上觀察不到析出相,可以認為此時基體處于GP區(qū)的形成階段;隨著時效時間的延長(12 h),合金GP區(qū)長大并部分轉(zhuǎn)變形成θ″相,但起主要強化作用的依然為GP區(qū),從選區(qū)衍射可以觀察到θ″相的析出特征;隨著時效時間進一步延長,一部分GP區(qū)長大,另一部分GP區(qū)轉(zhuǎn)變成θ″相,當θ″相體積分數(shù)達到最大值時,合金強度達到峰值。繼續(xù)延長時效時間,大量θ″相轉(zhuǎn)變成θ′相,θ″相體積分數(shù)減小,合金的性能下降。

2.4 拉伸斷口分析

2219鋁合金經(jīng)165 ℃時效不同時間后的拉伸斷口形貌如圖7所示?？梢钥闯?固溶態(tài)合金的拉伸斷口上分布著大量韌窩,且韌窩較深,有利于合金塑性的提高。合金經(jīng)165 ℃時效4 h后,與固溶態(tài)相比,斷口整體特征變化不大,但韌窩較淺,韌窩底部可以觀察到細小的第二相顆粒,這些析出相是在時效過程中形成并長大的。隨著時效的進行,韌窩底部第二相增多,韌窩尺寸減小,斷口可以觀察到二次裂紋,表明合金的韌性降低。當時效時間為16 h時,合金的斷口在低倍下可以觀察到大小不一的斷裂平臺,這是由于在拉伸過程中,裂紋易沿著晶界進行擴展造成的,降低了合金的塑性。繼續(xù)延長時效時間時,沿晶斷裂比例進一步增加,合金的塑性下降。總體來說,2219鋁合金的拉伸斷口表現(xiàn)為韌性斷裂和局部脆性破壞組成的混合型斷裂,主要為第二相粒子產(chǎn)生的尺寸不一的韌窩,其大小與第二相粒子的尺寸有關(guān)。

3 分析與討論

2219鋁合金的時效脫溶序列為SSSS(過飽和固溶體) →GP區(qū)→θ″相→θ′相→θ相。其GP區(qū)是Cu原子在α(Al)基體偏聚而形成的,與基體完全共格,根據(jù)文獻[13],當固溶體中各組元的原子直徑之差超過5%時,彈性畸變能起主要作用,對2219鋁合金來說,Al和Cu原子直徑差約為11%,GP區(qū)呈薄層狀優(yōu)先析出,且強度較低,易被位錯切過。中間θ″相與基體完全共格,尺寸較大,不易被位錯切割,在合金的時效硬化中起主導(dǎo)作用。中間θ′相與基體呈半共格關(guān)系,其周圍的彈性應(yīng)力場比θ″相要小一些。穩(wěn)定態(tài)θ-Al2Cu相為平衡相,與α(Al)基體非共格,強化效果最小。GP區(qū)、θ″相和θ′相的大小、數(shù)量、分布決定了合金的性能高低。

2219鋁合金在時效的過程中,亞穩(wěn)相θ″相和θ′相從過飽和固溶體中析出,自由能ΔF的變化是晶核引起的體積自由能ΔFv、形成新晶核所要求的自由能ΔFs和應(yīng)變能ΔFel3個因素之和,即:

ΔF=ΔFv+ΔFs+ΔFel

(1)

亞穩(wěn)相的自由能高于穩(wěn)定相,晶核引起的體積自由能ΔFv下降較少。由于中間相與基體的邊界處表面能低,形成新晶核所要求的自由能增量ΔFs較少。因此,在2219鋁合金的時效過程中,中間相先于穩(wěn)定相析出。隨著時效的進行,中間相逐步長大,當達到一定尺寸后可以轉(zhuǎn)變成穩(wěn)定性更高的亞穩(wěn)相,在這一過程中,隨著合金時效溫度和時間的不同,基體內(nèi)部的組織也隨之變化,導(dǎo)致合金性能的變化。從時效硬化和力學(xué)性能曲線可以看出,當時效溫度改變時,合金的強度和硬度都是先增大后減小,但峰值性能和到達峰值的時間并不相同,在試驗溫度范圍內(nèi)(120～190 ℃),時效溫度越高,硬化速度越快,性能越低。

合金的脫溶過程是擴散過程,受擴散速率的影響。原子的擴散速率與溫度密切相關(guān)。根據(jù)公式(2)[14]可知,溫度越高,擴散系數(shù)越大,過飽和固溶體分解越快,形成亞穩(wěn)相時間越短。當溫度較低時,溶質(zhì)原子在基體中難以擴散,導(dǎo)致基體組織中GP區(qū)長大速率較低,如果溫度過低,長時間保溫也不能轉(zhuǎn)變成θ′相,從而不利于合金的性能提高。對于2219鋁合金來說,165 ℃時效時,合金中的GP區(qū)能夠轉(zhuǎn)變成θ″相和θ′相,合金的硬度能夠達到最大值;但在190 ℃時效時,在較大的形核驅(qū)動力作用下,合金基體中可直接脫溶析出較大尺寸的中間過渡相(θ″相和θ′相),在后續(xù)時效過程中轉(zhuǎn)變成平衡相θ相,導(dǎo)致合金性能下降。

D=D0exp(-Q/RT)

(2)

根據(jù)文獻[15],中間相(θ″和θ′相)的粗化率遵循Lifshit-Slyozor和Wagner相粗化方程,如式(3)和式(4)所示:

(3)

(4)

根據(jù)強化相的性質(zhì)以及尺寸等,位錯主要有切割和繞過兩種機制,Zhu等[16]深入地研究了析出相在不同機制下的作用機理,得出:

(5)

(6)

式中:τA和τG分別對應(yīng)切割和繞過機制下材料的強度;k1和k2為常數(shù);G為材料的剪切模量;f為析出相質(zhì)點的體積分數(shù);r為強化相質(zhì)點的半徑;rA為反向疇界能;r0為位錯芯半徑。由式(5)和式(6)可知,在不同的強化機制下,析出相粒子與析出相強化效果關(guān)系亦不相同,繞過機制時,強化效果隨著析出相體積分數(shù)的減小和尺寸的增大而減弱;切割機制時,析出相的強化效果隨第二相的體積分數(shù)和尺寸的增大而增加。

根據(jù)以上分析可知,在欠時效階段,2219鋁合金中起主要強化作用的是GP區(qū),由于尺寸較小,位錯較容易切割,強化效果不明顯;而當時效達到峰值時,主要強化相轉(zhuǎn)變?yōu)棣取搴挺取湎?其體積分數(shù)和尺寸都有明顯增加,位錯難以切割,合金強度升高;在過時效階段,位錯以繞過機制為主,不切割強化相。根據(jù)式(5)可知,位錯繞過析出物相對容易,克服阻力也小,合金性能下降。

4 結(jié)論

1) 時效溫度較低(120 ℃)時,2219鋁合金時效響應(yīng)緩慢,長時間處于欠時效狀態(tài),力學(xué)性能偏低。時效溫度過高(190 ℃)時,合金時效響應(yīng)速度加快,到達峰值時效時間縮短,斷后伸長率下降。

2) 2219鋁合金在165 ℃時效時,時效過程分為欠時效、峰時效和過時效,由于GP區(qū)和θ″相的疊加效應(yīng),時效強化曲線呈現(xiàn)雙峰特征。

3) 綜合考慮合金的強度和伸長率,2219鋁合金適宜的時效工藝為165 ℃×24 h。經(jīng)該工藝時效后合金的抗拉強度、屈服強度、斷后伸長率分別為412.2 MPa、310.8 MPa和7.9%。