時效工藝對2219鋁合金組織和力學性能的影響

王會敏, 李炎光, 馬秉馨

(河南工學院 材料科學與工程學院, 河南 新鄉 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,廣泛應用于航空航天等領域[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,合金經固溶+水冷處理后,Cu和Mn等溶質回溶到基體中,形成不穩定的過飽和固溶體,在后續時效處理過程中發生溶質原子脫溶。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、θ″、θ′和θ相4種脫溶產物,其強化效果幾乎全部由這4種脫溶產物提供,而通過時效工藝調控析出相的尺寸、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性能的影響規律。通過對比分析時效處理前后力學性能和微觀組織的變化規律,探討了時效工藝對2219鋁合金力學性能影響的微觀機理,為提高大規格鍛件的性能提供試驗依據。

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等雜質元素,冶煉過程中嚴格限制Fe、Si的含量。該鍛件一般經過熔煉、均勻化退火、多向鍛造、沖孔和擴孔、環軋成形等工序,形成環形鍛件,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,每種狀態測試3個平行試樣并取平均值,拉伸斷口分析在Sirion200場發射掃描電鏡上進行,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 試驗結果與分析

2.1 合金的時效硬化行為

圖2為2219鋁合金經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,性能較低。當時效溫度在150～175 ℃時,硬度曲線出現雙峰效應,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,對應硬度分別為143.9和148 HV100,繼續延長時效時間,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 力學性能分析

圖3為2219鋁合金經不同工藝時效后的力學性能曲線。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(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,繼續延長時效時間,合金的性能下降。合金經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,出現一個相對穩定區;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2219鋁合金的透射電鏡圖?？梢钥闯?基體內存在少量的粗大棒狀相,晶粒內部幾乎觀察不到析出相,表明合金經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,力學性能表現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,結果表明該相主要含有Al、Cu、Mn元素,根據文獻[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,與基體位向關系為[010]T//<001>Al和(703)T//<020>Al。

圖4 固溶態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,從高分辨選區電鏡觀察可以發現其厚度為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區一致。另外,其選區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區的形成和長大階段,尚未轉變成析出相。

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)出現明顯的衍射條紋,并在{110}矩陣(位置A)出現微弱衍射斑點,該現象未在時效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現,在(011)位置附近出現明顯的θ′相衍射斑點,表明此時合金基體內部θ″相開始轉變成為θ′相析出,θ″相的體積分數開始下降。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達到峰值時效,且隨著θ″相的體積分數下降,合金性能開始降低。

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2219鋁合金經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可以發現,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),基體內部基本上觀察不到析出相,可以認為此時基體處于GP區的形成階段;隨著時效時間的延長(12 h),合金GP區長大并部分轉變形成θ″相,但起主要強化作用的依然為GP區,從選區衍射可以觀察到θ″相的析出特征;隨著時效時間進一步延長,一部分GP區長大,另一部分GP區轉變成θ″相,當θ″相體積分數達到最大值時,合金強度達到峰值。繼續延長時效時間,大量θ″相轉變成θ′相,θ″相體積分數減小,合金的性能下降。

2.4 拉伸斷口分析

2219鋁合金經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165 ℃時效4 h后,與固溶態相比,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?？傮w來說,2219鋁合金的拉伸斷口表現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生的尺寸不一的韌窩,其大小與第二相粒子的尺寸有關。

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→θ″相→θ′相→θ相。其GP區是Cu原子在α(Al)基體偏聚而形成的,與基體完全共格,根據文獻[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區呈薄層狀優先析出,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作用。中間θ′相與基體呈半共格關系,其周圍的彈性應力場比θ″相要小一些。穩定態θ-Al2Cu相為平衡相,與α(Al)基體非共格,強化效果最小。GP區、θ″相和θ′相的大小、數量、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和應變能ΔFel3個因素之和,即:

ΔF=ΔFv+ΔFs+ΔFel

(1)

亞穩相的自由能高于穩定相,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變成穩定性更高的亞穩相,在這一過程中,隨著合金時效溫度和時間的不同,基體內部的組織也隨之變化,導致合金性能的變化。從時效硬化和力學性能曲線可以看出,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(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。根據公式(2)[14]可知,溫度越高,擴散系數越大,過飽和固溶體分解越快,形成亞穩相時間越短。當溫度較低時,溶質原子在基體中難以擴散,導致基體組織中GP區長大速率較低,如果溫度過低,長時間保溫也不能轉變成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區能夠轉變成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),在后續時效過程中轉變成平衡相θ相,導致合金性能下降。

D=D0exp(-Q/RT)

(2)

根據文獻[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)

根據強化相的性質以及尺寸等,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分別對應切割和繞過機制下材料的強度;k1和k2為常數;G為材料的剪切模量;f為析出相質點的體積分數;r為強化相質點的半徑;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系亦不相同,繞過機制時,強化效果隨著析出相體積分數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和尺寸的增大而增加。

根據以上分析可知,在欠時效階段,2219鋁合金中起主要強化作用的是GP區,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,主要強化相轉變為θ″和θ′相,其體積分數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 結論

1) 時效溫度較低(120 ℃)時,2219鋁合金時效響應緩慢,長時間處于欠時效狀態,力學性能偏低。時效溫度過高(190 ℃)時,合金時效響應速度加快,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區和θ″相的疊加效應,時效強化曲線呈現雙峰特征。

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%。