2124鋁合金蠕變時效的微結構與性能

鄧運來, 周 亮, 晉 坤, 張新明

(1. 中南大學 材料科學與工程學院，長沙 410083; 2. 中南大學 有色金屬材料科學與工程教育部重點實驗室，長沙 410012)

2124鋁合金蠕變時效的微結構與性能

鄧運來1,2, 周 亮1,2, 晉 坤1,2, 張新明1,2

(1. 中南大學 材料科學與工程學院，長沙 410083; 2. 中南大學 有色金屬材料科學與工程教育部重點實驗室，長沙 410012)

研究蠕變時效前預處理（15%預變形+100 ℃預時效5 h）對可熱處理強化2124鋁合金蠕變時效成形的影響。采用SEM分析、TEM分析以及測定電導率、維氏硬度和拉伸性能等手段，分析兩種不同初始狀態試樣經過蠕變時效后的微結構和性能。結果表明：初始預處理降低了蠕變時效過程中蠕變初始階段的蠕變伸長率，但增大了穩態蠕變階段的蠕變速率；初始預處理對基體中粗大Fe、Si相有一定的破碎作用，蠕變時效過程中，粗大粒子在蠕變應力作用下進一步被破碎；預處理能夠改善第二相的析出形態和分布，使析出相分布均勻；預處理試樣的電導率比未預處理試樣的電導率高，其硬度和強度也較高，但伸長率較低。

蠕變時效；預處理；微結構；力學性能

蠕變時效成形(Creep age forming, CAF)是將蠕變和時效熱處理相結合的成形技術，即材料在一定溫度和外力的作用下發生蠕變變形,同時進行時效強化，得到所需形狀和性能的構件[1?2]。該技術是為適應大飛機對整體壁板零件的要求而發展起來的，主要用于制造飛機的上、下機翼壁板、機身壁板等構件[2?3]。CAF是解決整體壁板成形、提高零件的制造精度及使用壽命的有效工藝途徑。由于CAF不需要大噸位專用設備，具有成形效果好、成形質量穩定、生產效率高、工裝簡單、人工干預少等優點，非常適合應用于大平面尺寸、小曲率、型面結構復雜、準確度高的框肋腹板和壁板類零件精密成形。開展CAF相關研究，對提高我國大型飛機整體壁板制造水平具有重大意義[4?6]。

蠕變時效成形包含彈性變形、塑性變形、蠕變、應力松弛、熱應力等復雜過程,其成形和性能受多個參數的影響。關于時效溫度、時效時間、材料類型、厚度變化[7?11]等因素對成形和性能的影響均有研究報道，但關于預處理（預變形和預時效等）對成形和性能的影響尚未見報道。因此，本文作者研究預處理對可熱處理強化2124鋁合金蠕變時效后的微結構與性能的影響規律，以期為探求該類合金構件蠕變時效成形工藝技術提供實驗依據。

1 實驗

實驗材料為2124鋁合金，屬于典型的Al-Cu-Mg系合金，其化學成分如表1所列[12]。從西南鋁業有限公司原始2124板材取20 mm×60 mm×100 mm塊料作為坯料，采取不同工藝路徑進行軋制和熱處理，最終均得到厚度為1.20 mm的薄板(見表2)，具體工藝參數如下：1) NPT試樣，經熱軋后固溶淬火處理，即將2124板先在430 ℃溫度下保溫1 h，然后將其由20.0 mm熱扎至1.2 mm，變形量約94%，熱軋板在493 ℃溫度下固溶40 min，水淬；2) PT試樣，經過熱軋、固熔淬火處理后冷軋，即將2124板先在430 ℃溫度下保溫1 h，然后將其由20.0 mm熱扎至1.42 mm，板材經(493℃, 40 min)固溶后淬火，將淬火板進行預處理（冷軋至1.20 mm，接著在100 ℃溫度下預時效5 h）。參考2124的熱處理規范[12]，設計的蠕變時效溫度和時間為(180 ℃, 20 h)和(190 ℃, 12 h)，在對應的時間?溫度制度下，分別采用3種應力水平192、241和265 MPa進行了拉伸蠕變時效。

表1 2124合金的化學成分Table 1 Chemical composition of 2024 alloy (mass fraction, %)

表2 兩種不同初始狀態試樣的實驗處理工藝Table 2 Experiment processes of two samples with different initial states

實驗采用的蠕變試驗機為RWS50型電子蠕變松弛實驗機。蠕變實驗嚴格遵照國家標準(GB/T 2039—1997)——金屬拉伸蠕變及持久實驗方法。蠕變試驗后的樣品采用Sirion200場發射掃描電鏡和Tecnaig220型投射電鏡分析顯微結構，采用華銀HV?5小負荷維氏硬度計測試硬度，載荷為30 N，保載時間15 s，用7501型渦流電導儀測定電導率，并在CSS?44100電子萬能試驗機上測定室溫拉伸力學性能。

2 結果與分析

2.1 蠕變行為

圖1所示為NPT和PT試樣在不同溫度—時間—應力條件下的蠕變曲線，實心線表示NPT試樣的蠕變曲線，空心線表示PT試樣的蠕變曲線。表3列出了兩種初始狀態試樣在(180 ℃, 20 h)和(190 ℃, 2 h)及不同應力下的總蠕變伸長率。由圖1可見，NPT合金在蠕變第一階段表現明顯，有較大的蠕變變形量，隨著應力的增加，蠕變第一階段的蠕變變形量增加迅速。而PT合金在蠕變第一階段表現不是很明顯，蠕變變形量相對較小，并且蠕變第一階段蠕變變形量受應力的影響不是很大。

從表3中可以看出，溫度和應力對2124合金的蠕變變形影響很大。例如NPT試樣在192 MPa的應力作用下，在180 ℃蠕變20 h后總蠕變伸長率僅0.055%，而在190 ℃蠕變12 h后總蠕變伸長率已達到0.076%。相同溫度和時間條件下，總蠕變伸長率也隨著蠕變應力的增加而增加。溫度越高，應力越大，越有利于蠕變。但溫度過高，2124鋁合金的時效析出相發生改變影響性能。蠕變時效應綜合考慮到時效過程和成形率，參考相關文獻[12?14]和本實驗，2124合金時效成形適宜的溫度在185~195 ℃。另外，表3列出了同一蠕變條件下兩種試樣的穩態蠕變速率，PT試樣蠕變速率相對較高，為NPT的2倍左右。是由于預處理增加了合金內部的位錯，這為以位錯滑移運動為主要蠕變機制的初始態預處理合金提供了更多的可動位錯[15]，有利于蠕變速率的增加。

圖1 兩種不同初始狀態試樣在180 ℃和190 ℃的蠕變曲線Fig.1 Creep curves of two different initial state samples at 180 ℃ (a) and 190 ℃ (b)

表3 不同實驗條件下的總蠕變伸長率和穩態蠕變速率Table 3 Total creep elongation and steady state creep rate under different experimental conditions

綜上所述，對于2124鋁合金，蠕變時效前的冷軋預處理降低了蠕變第一階段的蠕變變形量，增大了蠕變第二階段的蠕變速率。

2.2 微結構

圖2所示為兩種不同初始態試樣的常規人工時效和蠕變時效后的SEM像。對于NPT試樣，經過常規人工時效后的組織如圖2(a)所示，圖2(b)和(c)分別為192和265 MPa應力下蠕變時效后的組織。由圖2(a)可以看到明顯呈團狀聚集分布的粗大粒子和在基體離散分布的圓球狀粒子。經能譜分析，粗大粒子為Fe、Si雜質相，較小的圓球狀粒子為Al2Cu(S)相。由圖2(b)可以看出，試樣在蠕變應力下時效時，這些粗大團狀粒子和離散的圓球狀粒子依然存在。施加蠕變應力使得這些粗大團狀粒子破碎，團狀粒子越大，破碎的越嚴重，而圓球狀粒子未發現破碎的痕跡。增大應力蠕變時效，這些團狀聚集的粒子被破碎的更加嚴重，如圖2(c)所示。對于PT試樣，不同時效處理的SEM像如圖2(d)~(f)所示。由圖2(d)中可以看到粗大的團狀分布粒子有破碎的痕跡，在蠕變應力作用下，這些粗大粒子進一步破碎蠕變應力越大，粒子破碎的更加嚴重，見圖2(e)和(f)。

圖3所示為兩種不同初始態合金在經過(241 MPa, 12 h)蠕變時效后的SEM像。對于NPT試樣，由圖3(a)可以看到析出相明顯的應力位向效應，且分布不均勻。而對于15%預處理PT試樣，由圖3(b)中可以看到析出相未有應力位向效應，且析出相明顯增多，且分布均勻。這說明預處理改善了2124合金蠕變時效過程的微觀組織。預時效能夠消除應力位向效應，預處理能夠改善了第二相的析出形態和分布，這與文獻中報道的相一致[3,12]。

2.3 試樣蠕變時效后的電導率

圖2 兩種初始狀態試樣蠕變時效后的掃描電鏡照片.Fig.2 SEM images of two initial state samples at (190 ℃, 12 h) under different stress states: (a) NPT sample , 0 MPa; (b) NPT sample, 192 MPa; (c) NPT sample, 265 MPa; (d) PT sample, 0 MPa; (e) PT sample, 192 MPa; (f) PT sample, 265 MPa

圖4 兩種初始態試樣在(190 ℃, 12 h)蠕變時效后的電導率曲線Fig.4 Electric conductivity curves of two different initial state samples by creep ageing with (190 ℃, 12 h)

圖4所示為NPT試樣和PT試樣在(190 ℃, 12 h)蠕變時效后的電導率曲線。從圖4中可以發現，蠕變應力較小時，兩種狀態試樣電導率隨蠕變應力的增大，都呈現減小的趨勢，當實驗應力達到約220MPa后，電導率隨應力的增大開始上升。對比兩種狀態試樣的蠕變曲線，顯然，PT試樣的電導率高于NPT試樣的電導率。電導率反映了時效析出相的析出狀況，預處理試樣的析出相含量比未預處理試樣的多，這與圖3中觀察到的結果一致。

2.4 試樣蠕變時效后的硬度

圖5所示為NPT試樣和PT試樣在(190 ℃, 12 h)蠕變時效后的硬度曲線。由圖5可以看出，NPT試樣的硬度較低，并且隨著蠕變應力的增加有先下降然后又上升的趨勢。實驗過程中在192 MPa蠕變時效后的試樣硬度最小，為141.5HV；而PT試樣硬度很高，并且開始時隨著蠕變應力的增加硬度增加，蠕變應力達到一定值后硬度開始下降。實驗中得到最大的硬度出現在蠕變應力241 MPa，為172.3HV。

圖5 試樣在(190 ℃, 12 h)蠕變時效后的硬度曲線Fig.5 Hardness curves of samples by creep ageing with (190℃, 12 h)

2.5 試樣蠕變時效后的室溫拉伸力學性能

圖6所示為兩種初始狀態試樣在(190 ℃, 12 h)蠕變時效后的拉伸性能。由圖6可以看出，NPT試樣的σb較低，σb隨應力的變化規律與硬度的變化規律一樣，呈現先降低后升高的趨勢。在192 MPa蠕變時效后的樣品σb僅為466.5 MPa,低于常規人工時效(蠕變應力為0 MPa)強度，這是由于應力位向效應造成的。當應力較大后隨著應力的增加強度提高，這是由于應力較大時基體發生部分塑性變形引起位錯增值，為第二相形核提供了更多有利的場所，第二相析出數目增多使得強度提高；而PT試樣常規人工時效的強度很高，蠕變時效試樣σb的呈現先上升后下降的趨勢，這也是由于應力作用有利于析出相的析出。隨著蠕變應力的增加，析出相增加，強度提高，但達到峰值后試樣發生過時效，強度降低。

圖6 試樣在(190 ℃, 12 h)蠕變時效后的室溫拉伸性能Fig.6 Room temperature tensile properties of samples by creep ageing with (190 ℃, 12 h)

從圖6中可以看出，PT試樣由于初始冷變形引起的加工硬化降低了塑性，導致同一時效條件下的伸長率都比NPT的小。在蠕變時效過程中，兩種狀態合金的伸長率都隨著蠕變應力的增加而呈現先降低后略微上升的趨勢，但都低于2124試樣在室溫下的T851伸長率（10%）。PT試樣在(241 MPa, 12 h)蠕變時效后，伸長率僅4%左右。

3 結論

1) 2124合金經過時效前預處理，降低了在蠕變時效過程中蠕變初始階段的蠕變伸長率，但增大了穩態蠕變階段的蠕變速率。

2) 預處理對基體中粗大Fe、Si相有一定的破碎作用，蠕變應力作用下，粗大粒子進一步被破碎。預處理改善了2124合金蠕變時效過程的微觀組織，預時效能夠消除應力位向效應，預處理能夠改善第二相的析出形態和分布，使析出相分布均勻。

3) 在合適的工藝條件下，預處理比未預處理試樣的電導率、硬度和強度高，且伸長率相當，可獲得更優的力學性能。

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(編輯 何學鋒)

Microstructure and properties of creep aged 2124 aluminum alloy

DENG Yun-lai1,2, ZHOU Liang1,2, JIN Kun1,2, ZHANG Xin-ming1,2
(1. School of Materials Science and Engineering, Central South University, Changsha 410083, China; 2. Key Laboratory of Nonferrous Materials Science and Engineering, Ministry of Education, Central South University, Changsha 410012, China)

The effect of pre-treatment（15% pre-deformation +100 ℃ pre-aging for 5 h）on creep age forming of aluminum alloy 2124 sheets, which can be enhanced by heat treatment, was investigated. The microstructures and properties of two sheets with different pre-treatments were analysed by means of SEM, TEM and measuring the electrical conductivity, Vickers hardness and tensile performance. The results show that the pre-treatment reduces the elongation of the initial stage of creep, but increases the steady-state creep rate; the coarse Fe and Si second phase particles are crushed to certain degree by the pre-treatment, and such coarse particles are further broken down by the subsequent creep stress. The morphology and distribution of the precipitated second phase particles are also improved by pre-treatment. The pre-treated sample depicts higher electrical conductivity, hardness and strength but smaller elongation rate than the non-pre-treated one.

creep aging; pre-treatment; microstructure; mechanical property

TG146.2

A

國家重點基礎研究發展計劃資助項目(2010CB731700)

2009-10-25；

2010-03-01

鄧運來，副教授，博士；電話：0731-88876913；E-mail: luckydeng@mail.csu.edu.cn

1004-0609(2010)11-2106-06