時(shí)效工藝對(duì)2219鋁合金組織和力學(xué)性能的影響

王會(huì)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(diǎn),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(qiáng)化型鋁合金,主要通過(guò)固溶+時(shí)效來(lái)實(shí)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(guò)飽和固溶體,在后續(xù)時(shí)效處理過(guò)程中發(fā)生溶質(zhì)原子脫溶。研究表明[3-5],Al-Cu系高強(qiáng)鋁合金在時(shí)效過(guò)程中,主要存在GP區(qū)、θ″、θ′和θ相4種脫溶產(chǎn)物,其強(qiáng)化效果幾乎全部由這4種脫溶產(chǎn)物提供,而通過(guò)時(shí)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(duì)于2219鋁合金來(lái)說(shuō),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(duì)時(shí)效工藝的研究相對(duì)較少。本文通過(guò)力學(xué)性能測(cè)試、掃描電鏡和透射電鏡觀察等方法,研究了時(shí)效工藝對(duì)2219鋁合金微觀組織和力學(xué)性能的影響規(guī)律。通過(guò)對(duì)比分析時(shí)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(shí)效工藝對(duì)2219鋁合金力學(xué)性能影響的微觀機(jī)理,為提高大規(guī)格鍛件的性能提供試驗(yàn)依據(jù)。

1 試驗(yàn)材料與方法

試驗(yàn)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(guò)程中引入的少量Fe、Si、Mg、Zn等雜質(zhì)元素,冶煉過(guò)程中嚴(yán)格限制Fe、Si的含量。該鍛件一般經(jīng)過(guò)熔煉、均勻化退火、多向鍛造、沖孔和擴(kuò)孔、環(huán)軋成形等工序,形成環(huán)形鍛件,再機(jī)加工成不同尺寸的試樣進(jìn)行535 ℃×1.5 h固溶+120～190 ℃時(shí)效處理,然后進(jìn)行性能測(cè)試。

硬度測(cè)試用HVA-IOA型顯微硬度計(jì)測(cè)試,加載載荷1 kN,加載時(shí)間為30 s,每個(gè)試樣測(cè)5個(gè)點(diǎn)取平均值;力學(xué)性能在島津萬(wàn)能拉伸試驗(yàn)機(jī)上按照GB/T 228.1—2021《金屬材料 拉伸試驗(yàn) 第1部分:室溫試驗(yàn)方法》進(jìn)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(cè)試3個(gè)平行試樣并取平均值,拉伸斷口分析在Sirion200場(chǎng)發(fā)射掃描電鏡上進(jìn)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(yàn)結(jié)果與分析

2.1 合金的時(shí)效硬化行為

圖2為2219鋁合金經(jīng)不同工藝時(shí)效后的硬度變化曲線。由圖2可以看出,當(dāng)時(shí)效溫度較低(120 ℃)時(shí),其峰值硬度較低,只有125.8 HV100,合金長(zhǎng)時(shí)間時(shí)效后仍處于欠時(shí)效狀態(tài),性能較低。當(dāng)時(shí)效溫度在150～175 ℃時(shí),硬度曲線出現(xiàn)雙峰效應(yīng),且隨著時(shí)效溫度的升高,硬度到達(dá)峰值的時(shí)效時(shí)間縮短,合金依次經(jīng)歷欠時(shí)效、峰時(shí)效和過(guò)時(shí)效。在165 ℃時(shí)效時(shí),隨時(shí)效時(shí)間的延長(zhǎng),合金的硬度分別在15和20 h時(shí)達(dá)到峰值,對(duì)應(yīng)硬度分別為143.9和148 HV100,繼續(xù)延長(zhǎng)時(shí)效時(shí)間,硬度下降。當(dāng)時(shí)效溫度提高到190 ℃時(shí),合金時(shí)效硬化速度明顯加快,硬度迅速提高,僅8.5 h即達(dá)到峰值,繼續(xù)延長(zhǎng)時(shí)效時(shí)間,性能迅速下降。因此,合金適宜的時(shí)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(shí)效后的力學(xué)性能曲線。由圖3(a, b)可以看出,合金的強(qiáng)度與硬度變化趨勢(shì)基本一致。合金固溶態(tài)(時(shí)效時(shí)間視為0 h)的抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度分別為324.9和198 MPa,經(jīng)150 ℃×24 h時(shí)效處理后,合金的抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度達(dá)到峰值,分別為400.5和286 MPa,繼續(xù)延長(zhǎng)時(shí)效時(shí)間,合金的性能下降。合金經(jīng)165 ℃×24 h時(shí)效后的抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度達(dá)到峰值,分別為412.2和310.8 MPa,繼續(xù)延長(zhǎng)時(shí)效時(shí)間,合金的強(qiáng)度下降。合金在175 ℃時(shí)效時(shí)的性能變化規(guī)律與165 ℃時(shí)效時(shí)相似,但達(dá)到峰值的時(shí)效時(shí)間僅為12 h,此時(shí)抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度分別為394.2和308 MPa。由圖3(c)可以看出,隨時(shí)效時(shí)間的延長(zhǎng),合金的斷后伸長(zhǎng)率先快速下降,然后下降幅度趨于平緩,出現(xiàn)一個(gè)相對(duì)穩(wěn)定區(qū);之后又進(jìn)一步下降。另外,時(shí)效溫度越高,斷后伸長(zhǎng)率的下降速率越快。綜合考慮合金的強(qiáng)度和塑性,2219鋁合金適宜的時(shí)效工藝為165 ℃×24 h,此時(shí)合金的斷后伸長(zhǎng)率為7.9%。

圖3 2219鋁合金不同時(shí)效工藝下的力學(xué)性能(a)抗拉強(qiáng)度;(b)屈服強(qiáng)度;(c)斷后伸長(zhǎng)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(shí)效過(guò)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(guò)固溶淬火處理后形成了過(guò)飽和固溶體,由于沒(méi)有析出相,析出強(qiáng)化效果不明顯,力學(xué)性能表現(xiàn)為伸長(zhǎng)率高而強(qiáng)度較低。對(duì)箭頭所指位置A處的棒狀相進(jìn)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(xiàn)[11]確定該相為T(Al20Cu2Mn3)相,形成溫度約515 ℃,在固溶處理過(guò)程中逐漸長(zhǎng)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(shí)效不同時(shí)間后的微觀組織如圖5所示。由圖5(a, d)可以看出,時(shí)效1.5 h時(shí)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(gè)原子層厚度,該特征與文獻(xiàn)[12]中Al-Cu合金GP區(qū)一致。另外,其選區(qū)衍射斑點(diǎn)中幾乎觀察不到析出相的衍射特征,由此可以認(rèn)為,合金此時(shí)仍處于GP區(qū)的形成和長(zhǎng)大階段,尚未轉(zhuǎn)變成析出相。

當(dāng)時(shí)效時(shí)間延長(zhǎng)至12 h時(shí),析出相厚度明顯增厚,且尺寸增大,部分析出相尺寸可達(dá)40 nm,如圖5(b, e)所示。從衍射斑點(diǎn)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(diǎn),該現(xiàn)象未在時(shí)效1.5 h的衍射斑點(diǎn)中觀察到。文獻(xiàn)[12]則認(rèn)為該斑點(diǎn)是由于θ″相的形成造成,并認(rèn)為Al-Cu在欠時(shí)效階段主要的析出相為θ″相。

當(dāng)時(shí)效時(shí)間延長(zhǎng)至24 h時(shí),基體中θ″相的密度增加,尺寸進(jìn)一步長(zhǎng)大,為20～70 nm,如圖5(c, f)所示。觀察析出相衍射斑點(diǎn)可以發(fā)現(xiàn),在(011)位置附近出現(xiàn)明顯的θ′相衍射斑點(diǎn),表明此時(shí)合金基體內(nèi)部θ″相開(kāi)始轉(zhuǎn)變成為θ′相析出,θ″相的體積分?jǐn)?shù)開(kāi)始下降。由于θ′相的強(qiáng)化效果弱于θ″相,因此θ′相的析出表明合金已經(jīng)達(dá)到峰值時(shí)效,且隨著θ″相的體積分?jǐn)?shù)下降,合金性能開(kāi)始降低。

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2219鋁合金經(jīng)150 ℃×24 h和175 ℃×12 h峰值時(shí)效后的微觀組織如圖6所示?？梢钥闯?合金在150 ℃和175 ℃峰值時(shí)效的組織特征相似,但175 ℃峰值時(shí)效的析出相尺寸為40～100 nm,明顯大于150 ℃時(shí)的析出相,且尺寸較大的析出相占比較大。而150 ℃峰值時(shí)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(duì)比衍射斑點(diǎn)分析可知,175 ℃峰值時(shí)效時(shí)在{110}位置觀察到θ′相的衍射斑點(diǎn),明顯強(qiáng)于150 ℃,表明在175 ℃時(shí)效時(shí)合金中的θ′相體積分?jǐn)?shù)更高。

圖6 2219鋁合金不同溫度峰值時(shí)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(duì)比圖5和圖6可以發(fā)現(xiàn),在峰時(shí)效條件下,合金的主要強(qiáng)化相均為θ″相。但是不同時(shí)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(shí)效溫度(165 ℃)下,不同時(shí)效階段的析出相特征也不同,在時(shí)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(rèn)為此時(shí)基體處于GP區(qū)的形成階段;隨著時(shí)效時(shí)間的延長(zhǎng)(12 h),合金GP區(qū)長(zhǎng)大并部分轉(zhuǎn)變形成θ″相,但起主要強(qiáng)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(shí)效時(shí)間進(jìn)一步延長(zhǎng),一部分GP區(qū)長(zhǎng)大,另一部分GP區(qū)轉(zhuǎn)變成θ″相,當(dāng)θ″相體積分?jǐn)?shù)達(dá)到最大值時(shí),合金強(qiáng)度達(dá)到峰值。繼續(xù)延長(zhǎng)時(shí)效時(shí)間,大量θ″相轉(zhuǎn)變成θ′相,θ″相體積分?jǐn)?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(shí)效不同時(shí)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(shí)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(xì)小的第二相顆粒,這些析出相是在時(shí)效過(guò)程中形成并長(zhǎng)大的。隨著時(shí)效的進(jìn)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(dāng)時(shí)效時(shí)間為16 h時(shí),合金的斷口在低倍下可以觀察到大小不一的斷裂平臺(tái),這是由于在拉伸過(guò)程中,裂紋易沿著晶界進(jìn)行擴(kuò)展造成的,降低了合金的塑性。繼續(xù)延長(zhǎng)時(shí)效時(shí)間時(shí),沿晶斷裂比例進(jìn)一步增加,合金的塑性下降。總體來(lái)說(shuō),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(shí)效脫溶序列為SSSS(過(guò)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(xiàn)[13],當(dāng)固溶體中各組元的原子直徑之差超過(guò)5%時(shí),彈性畸變能起主要作用,對(duì)2219鋁合金來(lái)說(shuō),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(qiáng)度較低,易被位錯(cuò)切過(guò)。中間θ″相與基體完全共格,尺寸較大,不易被位錯(cuò)切割,在合金的時(shí)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(chǎng)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(qiáng)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(shí)效的過(guò)程中,亞穩(wěn)相θ″相和θ′相從過(guò)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(gè)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(shí)效過(guò)程中,中間相先于穩(wěn)定相析出。隨著時(shí)效的進(jìn)行,中間相逐步長(zhǎng)大,當(dāng)達(dá)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(guò)程中,隨著合金時(shí)效溫度和時(shí)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(shí)效硬化和力學(xué)性能曲線可以看出,當(dāng)時(shí)效溫度改變時(shí),合金的強(qiáng)度和硬度都是先增大后減小,但峰值性能和到達(dá)峰值的時(shí)間并不相同,在試驗(yàn)溫度范圍內(nèi)(120～190 ℃),時(shí)效溫度越高,硬化速度越快,性能越低。

合金的脫溶過(guò)程是擴(kuò)散過(guò)程,受擴(kuò)散速率的影響。原子的擴(kuò)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(kuò)散系數(shù)越大,過(guò)飽和固溶體分解越快,形成亞穩(wěn)相時(shí)間越短。當(dāng)溫度較低時(shí),溶質(zhì)原子在基體中難以擴(kuò)散,導(dǎo)致基體組織中GP區(qū)長(zhǎng)大速率較低,如果溫度過(guò)低,長(zhǎng)時(shí)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(duì)于2219鋁合金來(lái)說(shuō),165 ℃時(shí)效時(shí),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(dá)到最大值;但在190 ℃時(shí)效時(shí),在較大的形核驅(qū)動(dòng)力作用下,合金基體中可直接脫溶析出較大尺寸的中間過(guò)渡相(θ″相和θ′相),在后續(xù)時(shí)效過(guò)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(xiàn)[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(qiáng)化相的性質(zhì)以及尺寸等,位錯(cuò)主要有切割和繞過(guò)兩種機(jī)制,Zhu等[16]深入地研究了析出相在不同機(jī)制下的作用機(jī)理,得出:

(5)

(6)

式中:τA和τG分別對(duì)應(yīng)切割和繞過(guò)機(jī)制下材料的強(qiáng)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(diǎn)的體積分?jǐn)?shù);r為強(qiáng)化相質(zhì)點(diǎn)的半徑;rA為反向疇界能;r0為位錯(cuò)芯半徑。由式(5)和式(6)可知,在不同的強(qiáng)化機(jī)制下,析出相粒子與析出相強(qiáng)化效果關(guān)系亦不相同,繞過(guò)機(jī)制時(shí),強(qiáng)化效果隨著析出相體積分?jǐn)?shù)的減小和尺寸的增大而減弱;切割機(jī)制時(shí),析出相的強(qiáng)化效果隨第二相的體積分?jǐn)?shù)和尺寸的增大而增加。

根據(jù)以上分析可知,在欠時(shí)效階段,2219鋁合金中起主要強(qiáng)化作用的是GP區(qū),由于尺寸較小,位錯(cuò)較容易切割,強(qiáng)化效果不明顯;而當(dāng)時(shí)效達(dá)到峰值時(shí),主要強(qiáng)化相轉(zhuǎn)變?yōu)棣取搴挺取湎?其體積分?jǐn)?shù)和尺寸都有明顯增加,位錯(cuò)難以切割,合金強(qiáng)度升高;在過(guò)時(shí)效階段,位錯(cuò)以繞過(guò)機(jī)制為主,不切割強(qiáng)化相。根據(jù)式(5)可知,位錯(cuò)繞過(guò)析出物相對(duì)容易,克服阻力也小,合金性能下降。

4 結(jié)論

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

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

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