喷淋淬火加工2219-T6铝合金厚板的组织及力学性能

Microstructure and mechanical properties of 2219-T6 aluminum thick plates processed by spray quenching

摘要

对喷淋淬火加工2219-T6铝合金板材的表层和心部组织及力学性能进行研究。结果表明：合金中第二相为尺寸0.5~30 μm的Al₃（Cu， Fe， Mn）结晶相、亚微米级别的θ-Al₂Cu相和T相，以及纳米级别半共格析出θ′相和θ″相。喷淋淬火时板材表面冷却更快，使该区域θ″相的密度更高。室温下板材表层抗拉强度和屈服强度分别为427 MPa和303 MPa，较心部分别提升了9.2%和15.6%，同时表层区域塑性低于心部，这与表层区域更为优异的θ″相析出强化效果有关。样品裂纹均以沿晶+穿晶混合模式扩展。由于心部样品内析出的相对位错滑移阻力低于表层，位错更易在大尺寸结晶相及晶界附近堆积，导致样品在断裂过程中形成更多的二次裂纹。此外，样品拉伸断口主要由韧窝组成，表现出明显的韧性断裂特征。

Abstract

The microstructure and mechanical properties of the samples located at the surface and core of the spray-quenched 2219-T6 aluminum alloy thick plate are studied. The results show that the second phase in the alloy consists of Al₃（Cu， Fe， Mn） crystalline phase with a size of 0.5-30 μm， submicron sized θ-Al₂Cu phase and T phase， as well as nano-level semi coherent precipitated θ′ and θ″ phases. During spray quenching， the surface of the plate cools faster， resulting in a higher density of the θ″ phase in that area. At room temperature， the tensile strength and yield strength of the surface layer are 427 MPa and 303 MPa， respectively， which are increased by 9.2% and 15.6% compared to that of the core layer. Meanwhile， the plasticity of the surface layer is lower than that in the core layer， which is related to the superior strengthening effect of the surface layer by the precipitation of the θ″ phase. The cracks in the samples propagate in a mixed mode of intergranular and transgranular propagation. Due to the lower relative slip resistance of dislocations precipitated in the core layer compared to the surface layer， dislocations are more likely to accumulate near large-sized crystalline phases and grain boundaries， leading to the formation of more secondary cracks in the sample during fracture process. In addition， the tensile fracture surfaces of the samples are mainly composed of ductile dimples， exhibiting obvious ductile fracture characteristics.

Graphical abstract

关键词

2219铝合金 / 厚板 / 喷淋淬火 / 析出强化 / 力学性能

Key words

2219 aluminum alloy / thick plate / spray quenching / precipitation strengthening / mechanical pro-perty

2219 Al-Cu-Mn系合金是一种轻质高强合金，其具有优异的低温力学性能、良好的焊接性能和断裂韧性，在航空航天领域应用广泛^［1］。作为典型的2×××系铝合金，2219合金的服役温度在-200~250 ℃范围，是制造运载火箭贮箱的主要结构材料之一^［2］。随着运载火箭运力需求的提高，贮箱直径以及关键钣金零件的厚度不断增加，这对2219厚板的加工能力和力学性能提出了更高的需求^［3］。2219合金是可热处理强化铝合金，通过优化热处理工艺参数调控合金析出强化相分布是改善合金力学性能的主要方法^［4-5］。T6（固溶+时效）工艺处理后的2219合金具有较好的综合性能^［6］，这与α基体中弥散分布的θ′/θ″析出相密不可分^［7-8］。Wang等^［9］和An等^［10］的研究结果表明，增加析出相含量可以明显改善2219合金的综合力学性能。Lin等^［11］研究发现，延长2219合金固溶处理时间有利于降低合金中Al₂Cu相的含量，同时促进时效处理时析出相由吉尼尔∙普雷斯顿（Guinier Preston，GP）区向θ″、θ′相转变；合理的固溶处理时间和较快的固溶冷速可提升合金强度。Prabhu^［12］在对固溶处理后的2219合金进行时效处理时发现，合金强度随时效时间的延长呈现出先升高后降低的趋势。时效处理后得到的过于粗大的析出相，不仅会降低析出强化效果，同时会削弱析出相与基体间共格应变引起的共格强化^［12］。Lu等^［13］认为，在强化相含量一定时，降低2219合金中θ′相尺寸可以更有效钉扎位错，进而提高合金的强度。因此，增加2219合金中θ′/θ″析出相含量、细化析出相的分布是提升其力学性能的关键。

由于固溶处理后增加冷速有利于得到过饱和固溶体，为后续时效处理阶段调控析出相分布做好准备，因此2219合金固溶处理后常用水作为冷却介质^［9］。根据合金部件与水接触方式的不同，铝合金固溶处理后的冷却工艺通常可以分为浸入式和喷淋式^［14-15］。对于铝合金板材，尤其是大型厚板，通常在辊底式炉中进行固溶和淬火处理，因此常用喷淋淬火工艺。Ye等^［16］对不同厚度（40~115 mm）铝合金板材进行喷淋淬火实验，并通过分析淬火因子建立数学模型，实现了对淬火态铝合金屈服强度的预测。Kang等^［17］将端淬实验与喷淋淬火工艺相结合，准确测量了喷淋淬火阶段7B50铝合金的连续冷却曲线，并证实了淬火因子分析方法在预测铝合金厚板厚度方向硬度分布的可行性。Fan等^［18］采用迭代法计算了7×××系铝合金厚板在喷淋淬火过程中的热通量和传热系数，揭示了铝合金喷淋淬火过程中会先后经历过渡沸腾、核沸腾和对流冷却等过程。虽然当前已有较多针对铝合金厚板喷淋淬火工艺的研究，但这些研究大多集中在冷却介质^［19］、冷却机理^［20］、板材残余应力^［15］和强度预测^［16］等方面，而关于铝合金厚板，尤其是2219铝合金厚板在厚度方向上的组织和性能均匀性的探究较少。

本工作对2219铝合金厚板进行固溶、喷淋淬火以及时效处理，分别对表层和心部合金样品的微观组织及力学性能进行分析，明确2219-T6板材沿厚度方向上的析出相和拉伸性能的演变规律。实验和理论分析结果加深了对2219及其他可热处理强化铝合金厚板强化相析出行为的理解，为合金热处理工艺优化提供参考。

1 实验材料与方法

1.1 实验材料

本工作所用实验材料为50 mm厚、长和宽为500 mm的2219-O铝合金板，其化学成分如表1所示。2219合金厚板样品先在535 ℃固溶处理5 h，之后对其上下两个表面同时进行喷淋淬火。将喷淋参数设定为^［21］：喷头距样品表面距离70 mm，水温25 ℃，喷头水压0.3 MPa。淬火后的合金样品在175 ℃时效处理20 h，得到2219-T6合金厚板样品。2219合金热处理工艺路线示意图如图1所示。

1.2 实验方法

从2219-T6合金厚板的表层和心部分别取样（样品分别命名为A1和A2）进行组织分析和力学性能测试。使用扫描电镜（SEM）和透射电镜（TEM）对A1和A2样品微观组织进行观察，并使用连接到SEM和TEM的能谱仪（EDS）分析合金中第二相的化学成分。采用研磨和机械抛光方法处理SEM样品以得到光滑的表面。TEM样品处理时则依次采用研磨、机械减薄和双喷减薄方法。力学性能方面，按照GB/T 228.1—2010，使用万能试验机在室温条件下对A1和A2样品进行拉伸测试。试样截面为长方形，其中标距段长度为50 mm，宽度为10 mm，厚度为5 mm，拉伸速度为2 mm/s，每组样品取5个平行试样。使用SEM观察拉伸断口形貌和断口附近区域样品的截面组织特点。

2 实验结果

2.1 微观组织

图2为A1和A2样品在SEM背散射成像模式下的微观组织照片（黄色箭头和绿色箭头分别表示微米级和亚微米级第二相）。从图2（a），（c）可以看出，样品中均分布有粗大且形状不规则的第二相，尺寸可达20~30 μm。此外，合金内还存在明显的带状组织，如黄色箭头所示。图2（b），（d）放大图观察显示，这些带状组织主要由尺寸在1 μm左右、接近于球形的小尺寸第二相组成。图2（e）为第二相的EDS分析，其中Al、Cu、Fe、Mn的原子分数分别为77%、16%、5.1%、1.9%，可见除Al之外，物相中还富含Cu、Fe、Mn原子。结合各元素的半定量分析结果，可以判定这些物相为合金凝固阶段形成的Al₇Cu₂（Fe，Mn）结晶相^［22］。使用Image J软件对A1和A2样品中结晶相的分布进行统计，发现二者无明显区别。合金中结晶相的尺寸为0.5~30 μm，面积分数为2.3%。注意到图2（b），（d）所示A1和A2样品中，除了分布有微米级别的结晶相之外，还有较多的亚微米级别第二相。

使用TEM对图2中绿色箭头所示亚微米级别的第二相进行观察分析，结果如图3所示。虽然无法从形状上对这些物相进行区分和判定，但根据相的主要构成元素含量并参考已有研究结果^［5］，可以将其分为两种，分别为富含Cu的θ-Al₂Cu相和富含Cu、Mn的T-Al₂₀Cu₂Mn₃相。这些第二相弥散分布在α基体中，可以起到弥散强化的作用^［23］。

2.2 析出相分布

虽然2219-T6合金中分布的结晶相和弥散相可以起到强化合金基体的作用，但合金主要的第二相强化来自于时效阶段析出的θ′/θ″相，因此有必要对合金样品中的析出相进行观察分析。图4为A1和A2样品析出相的TEM照片。通过对比可以发现，样品中均存在两种不同尺寸的盘状析出相，其中大尺寸析出相的长度普遍大于100 nm，而小尺寸析出相的长度则主要处于10~80 nm范围。此外，与A1样品相比，A2样品内尺寸较大的析出相数量更多，同时小尺寸析出相分布更为稀疏。作为析出强化型铝合金，时效处理后2219合金中析出相稀疏程度直接决定了合金力学性能。注意到A1和A2样品除了析出相分布密度存在差异之外，二者间析出相（尤其是大尺寸析出相）尺寸也有所不同。基于合金基体与析出相之间的明暗对比度差异，对大尺寸的析出相尺寸进行统计（考虑到图片的分辨率，统计结果误差在10%以内），结果显示A2样品中相的平均长度比A1样品大50%左右，即A1样品中大尺寸析出相相较于A2样品更为细小。

为明确图4中析出相的种类，在高分辨模式下沿α基体的［100］晶带轴对A1、A2样品盘状析出相进行放大观察，结果如图5所示，图5中右上角的插图为傅里叶变换衍射花样。从图5（a），（c）对较大尺寸析出相的分析结果可知，在衍射花样中可隐约看到θ′相的衍射斑点（红色箭头所示），在图5（b），（d）的衍射花样中并未看到θ′相的特征衍射斑点，相反，α基体衍射斑点之间存在断裂的多段条纹（黄色箭头所示），这种分布符合α基体与θ″相的复合电子衍射特征。因此，A1、A2样品中析出相的种类相同，即尺寸较大的盘状析出相为θ′相，而小尺寸盘状相为θ″相。

2.3 力学性能及断口形貌

A1和A2样品的室温拉伸性能测试结果如图6所示。可见与A2样品相比，A1样品的强度更高，同时塑性稍差。其中，A1样品的平均抗拉强度（R_m）和屈服强度（R_p0.2）分别为427 MPa和303 MPa，与A2样品相比分别提高了9.2%和15.6%；A1样品的断后伸长率（A）则比A2样品低19.4%。

A1和A2样品室温拉伸后的断口形貌如图7所示。由图7（a），（c）可以看出，合金在断裂过程中均形成二次裂纹（黄色箭头所示）。与A1样品相比，A2样品中形成的二次裂纹数量更多、分布更为密集。观察图7（b），（d）发现，A1和A2样品的断口形貌主要由大量细小的韧窝构成，合金表现出明显的韧性断裂特征。此外，相比于A1样品，A2样品中韧窝尺寸普遍较深，这与A2样品较好的塑性相符合。除了密集的小韧窝外，断口上还存在零星分布的大尺寸韧窝，这些大的韧窝被小尺寸韧窝包围，且其底部十分平坦（红色箭头所示）。

3 分析讨论

3.1 第二相析出规律及其强化效果

在一定温度下，固溶处理后2219合金α基体中析出相在不断长大的同时，其种类也在发生变化。一般认为合金析出相的演变顺序为：GP区→θ″相→θ′相→θ相^［24］。析出相在过饱和固溶体中析出长大是一个连续的过程，因此，如果是在同一时间段形核，这些析出相的种类和尺寸应该相差不大。观察图4发现，2219-T6合金中分布有两种尺寸、不同种类的析出相，说明在时效开始之前尺寸较大的析出相就已经存在。由文献［25］可知，O态2219合金中不存在盘状的析出相，因此可以判定2219-T6合金中大尺寸的θ′相是在固溶处理后的冷却过程中形核长大的。研究表明，固溶态2219合金析出相在420 ℃左右最易析出^［26］。也就是说，受制于喷淋淬火工艺的转移时间长、冷却速率低等因素，过饱和固溶体较长时间停留在高温条件下致使淬火时未能完全抑制析出相的形核。与合金表面相比，合金厚板心部的冷却速率相对较低，有更为充分的时间使θ′相形核长大，导致A2样品中的θ′相含量更多且尺寸更大。固溶处理后的时效阶段，θ″相不断形核并长大。相较于A2样品，由于A1样品中α基体的θ′相含量少，基体过饱和程度相对更大，导致θ″相形核、长大的驱动力也更高，这促使合金内生成更为密集、含量更高的θ″相。在淬火、时效阶段析出的θ′/θ″相以共格或者半共格的形式分布在α基体中，起到阻碍位错滑移、强化合金基体的作用。

研究表明，铝合金中位错切过析出相时所需克服的阻力大小与析出相/基体的界面类型相关^［12］。图8为θ′相和θ″相的高分辨照片。从图像处理得到的晶面排列形貌可以看出，析出相周围的晶格条纹并非完全平直，直线度存在一定的波动，证明析出相周围存在共格应变场。此外，θ′相和θ″相周围存在刃型位错（如图8中红色“T”形标志所示），证实析出相与基体的界面为半共格界面。位错切过共格析出相后会削弱析出强化效果，导致其被位错连续多次切过^［27］。但对于半共格析出相，被位错切过后产生的与基体间新的界面具有很大的错配，使得后续位错难以继续切入其内部^［28］。铝合金中位错除了以切割机制切过析出相之外，还可以Orowan机制绕过析出相，但后者只发生在析出相粗化严重且间距较大的情况，此时位错滑移所需的驱动力相对更低^［4，29］。由上述分析可知，合金中半共格析出的θ′/θ″析出相越细小弥散分布，越可以有效阻碍位错滑移。对比图4（b）和图4（d）可知，与A2样品相比，A1样品内析出相密度更高。也就是说，相较于A2样品，A1样品拥有更好的析出强化效果和更高的强度。从微观组织可知，A1、A2样品的宏观组织特征、第二相尺寸和分布特点相似，因此上述析出相强化效果的不同是导致A1和A2样品力学性能差异的主要原因。此外，高密度析出相使A1样品中大量位错难以发生长距离滑移而堆积在析出相周围，导致合金基体各部分之间塑性变形难以协调，从而降低合金塑性。

3.2 拉伸断裂机理

图9为A1和A2样品拉伸断口附近的截面组织照片。可以看出，大尺寸Al₃（Cu， Fe， Mn）结晶相及其周围区域均发生不同程度的开裂。这是因为，与合金的析出强化相相比，这些大尺寸第二相更容易产生应力集中，从而形成裂纹源。仔细观察发现，断裂的结晶相呈现平直、多段开裂特征。结合图2中所示的由于结晶相破碎后沿轧制方向被拉长而形成的带状组织，可知这些结晶相具有硬脆性的特点。注意到受拉伸变形方向的影响，大尺寸结晶相的开裂方向与样品拉应力方向几乎垂直，证实图7中红色箭头所示大韧窝底部的物相为开裂的Al₃（Cu，Fe，Mn）。塑性变形导致裂纹萌生开始之后，随着合金变形量的增加，位错密度逐渐升高。由于2219-T6合金中大量析出相的存在，位错滑移受到析出相的强烈阻碍使得晶粒内形成应力集中。因此，在合金拉伸断裂时，裂纹易沿晶粒内部扩展并形成穿晶裂纹，合金表现出明显的韧性断裂特征。除了开裂的结晶相以及合金基体外，从图9中还可以看到沿晶界萌生和扩展的二次裂纹，表明除韧性断裂外合金还表现出一定程度的脆性断裂特征。A2样品内部强化相分布密度低于A1样品，位错发生长距离滑移的阻力相对较低，这迫使更多位错在晶界附近堆积，使A2样品在拉伸断裂过程中生成数量更多的二次裂纹。

4 结论

（1）2219-T6合金厚板中有三种不同类型的析出相，分别为结晶相Al₃（Cu，Fe，Mn）、弥散相（θ-Al₂Cu相和T相）和析出相（θ′相和θ″相）。与心部相比，表层区域θ″相的含量、分布密度更高，这与喷淋淬火时板材表面更高的冷却速率有关。

（2）合金中的θ′/θ″相与基体之间为半共格界面，提升析出相强化效果。与心部相比，表层区域大量细小弥散分布的θ″相使其强度较高但塑性稍差，其中表层抗拉强度和屈服强度分别为427 MPa和303 MPa，较心部分别提升了9.2%和15.6%。

（3）拉伸断裂过程中表层和心部合金的裂纹均以沿晶+穿晶混合模式扩展，且断口形貌主要由韧窝、脆断的结晶相以及二次裂纹组成，表现出明显的韧性断裂特征。此外，较低的析出强化效果使位错更易在心部合金的大尺寸结晶相及晶界附近堆积，形成更多的二次裂纹。

参考文献

[1] XIANG L， TAO J， CHEN Q， et al. Grain-interior corrosion and tensile performance degradation of 2×××× Al-Li alloy in an actual marine environment［J］. Journal of Materials Research and Technology， 2023， 26： 5838-5850.

[2] HU Y， DENG X， KAN Q， et al. Influence of temperature on deformation and damage mechanisms of wire+arc additively manufactured 2219 aluminum alloy［J］. Engineering Fracture Mechanics， 2023， 292： 109675.

[3] XU W， LIU J. Microstructure and pitting corrosion of friction stir welded joints in 2219-O aluminum alloy thick plate［J］. Corrosion Science， 2009， 51（11）： 2743-2751.

[4] LI Z， ZHAN M， FAN X， et al. Age hardening behaviors of spun 2219 aluminum alloy component［J］. Journal of Materials Research and Technology， 2020， 9（3）： 4706-4716.

[5] MAO X， YI Y， HE H， et al. Second phase particles and mechanical properties of 2219 aluminum alloys processed by an improved ring manufacturing process［J］. Materials Science and Engineering： A， 2020， 781： 139226.

[6] CHEN Y， FENG J， LIU H. Precipitate evolution in friction stir welding of 2219-T6 aluminum alloys［J］. Materials Characterization， 2009， 60（6）： 476-481.

[7] GUO W， YI Y， HUANG S， et al. Manufacturing large 2219 Al-Cu alloy rings by a cold rolling process［J］. Materials and Manufacturing Processes， 2020， 35（3）： 291-302.

[8] DI X J， XIE H J， CHEN C X， et al. Microstructural evolution and softening behavior of simulated heat-affected zone in 2219 aluminum alloy［J］. Acta Metallurgica Sinica （English Letters）， 2017， 30： 1177-1184.

[9] WANG H， YI Y， HUANG S. Influence of pre-deformation and subsequent ageing on the hardening behavior and microstructure of 2219 aluminum alloy forgings［J］. Journal of Alloys and Compounds， 2016， 685： 941-948.

[10] AN L H， YANG C， WEI L， et al. Effect of pre-deformation on microstructure and mechanical properties of 2219 aluminum alloy sheet by thermomechanical treatment［J］. Transactions of Nonferrous Metals Society of China， 2012， 22： 370-375.

[11] LIN Y， WU Q， HE D G， et al. Effects of solution time and cooling rate on microstructures and mechanical properties of 2219 Al alloy for a larger spun thin-wall ellipsoidal head［J］. Journal of Materials Research and Technology， 2020， 9（3）： 3566-3577.

[12] PRABHU T R. Effects of ageing time on the mechanical and conductivity properties for various round bar diameters of AA 2219 Al alloy［J］. Engineering Science and Technology， an International Journal， 2017， 20（1）： 133-142.

[13] LU Y， WANG J， LI X， et al. Effects of pre-deformation on the microstructures and corrosion behavior of 2219 aluminum alloys［J］. Materials Science and Engineering： A， 2018， 723： 204-211.

[14] INBAOLI A， KUMAR C S， JAYARAJ S. Experimental investigation on the effect of additives on different orientations of Al6061 cylindrical sample during immersion quenching［J］. Applied Thermal Engineering， 2022， 204： 118030.

[15] FAN N， LI Z， LI Y， et al. Residual stress with asymmetric spray quenching for thick aluminum alloy plates［J］. International Journal of Minerals， Metallurgy and Materials， 2023， 30（11）： 2200-2211.

[16] YE S， CHEN K， LIU L， et al. Prediction and experimental of yield strengths of as-quenched 7050 aluminum alloy thick plates after continuous quench cooling［J］. Metals， 2019， 10（1）： 26-33.

[17] KANG L， ZHOU Y R， ZHAO G， et al. Prediction of properties distribution of 7B50 alloy thick plates after quenching and aging by quench factor analysis method［J］. Rare Metals， 2019， 38： 1043-1050.

[18] FAN N， XIONG B， LI Z， et al. Heat transfer behavior during water spray quenching of 7×××× aluminum alloy plates［J］. Journal of Thermal Science and Engineering Applications， 2022， 14（4）： 041013.

[19] GUO R， WU J， FAN H， et al. Investigation of dissolved salts on heat transfer for aluminum alloy 2024 during spray quenching［J］. Applied Thermal Engineering， 2016， 107： 1065-1076.

[20] SABARIMAN S， SPECHT E. Characterization of the heat transfer on spray quenching for different material properties［J］. Atom Indonesia， 2021， 47（3）： 153-162.

[21] GUO R， WU J， LIU W， et al. Investigation of heat transfer on 2024 aluminum alloy thin sheets by water spray quenching［J］. Experimental Thermal and Fluid Science， 2016， 72： 249-257.

[22] XU D， ZHU C， XU C， et al. Microstructures and tensile fracture behavior of 2219 wrought Al-Cu alloys with different impurity of Fe［J］. Metals， 2021， 11（1）： 174-183.

[23] LI H， ZOU J， YAO J， et al. The effect of TIG welding techniques on microstructure， properties and porosity of the welded joint of 2219 aluminum alloy［J］. Journal of Alloys and Compounds， 2017， 727： 531-539.

[24] SON S， TAKEDA M， MITOME M， et al. Precipitation behavior of an Al-Cu alloy during isothermal aging at low temperatures［J］. Materials Letters， 2005， 59（6）： 629-632.

[25] KANG J， FENG Z C， FRANKEL G， et al. Friction stir welding of Al alloy 2219-T8： part Ⅰ-evolution of precipitates and formation of abnormal Al₂Cu agglomerates［J］. Metallurgical and Materials Transactions A， 2016， 47： 4553-4565.

[26] TIRYAKIOĞLU M， SHUEY R T. Quench sensitivity of 2219-T87 aluminum alloy plate［J］. Materials Science and Engineering： A， 2010， 527（18/19）： 5033-5037.

[27] SANDERS T Jr， STARKE JR E A. The effect of slip distribution on the monotonic and cyclic ductility of Al-Li binary alloys［J］. Acta Metallurgica， 1982， 30（5）： 927-939.

[28] YANG M， OREKHOV A， HU Z Y， et al. Shearing and rotation of β″ and β′ precipitates in an Al-Mg-Si alloy under tensile deformation： in-situ and ex-situ studies［J］. Acta Materialia， 2021， 220： 117310.

[29] BACON D， KOCKS U， SCATTERGOOD R. The effect of dislocation self-interaction on the Orowan stress［J］. Philosophical Magazine， 1973， 28（6）： 1241-1263.