Fe 對2219 鋁合金鍛件組織與性能的影響

徐道芬，陳康華，陳運強，邢軍，陳送義，李曉謙

（1.中南大學(xué) 輕合金研究院，湖南 長沙 410083；2.桂林航天工業(yè)學(xué)院 機械工程學(xué)院，廣西 桂林 541004；3.中南大學(xué) 粉末冶金國家重點實驗室，湖南 長沙 410083）

2219 鋁合金具有較好的高低溫力學(xué)性能、良好的耐蝕性能及焊接性能等優(yōu)點，已全面取代2014 鋁合金成為大型運載火箭貯箱的主體材料[1-3].隨著對鍛件整體化和高性能的需求，如何進(jìn)一步提高2219鋁合金大型構(gòu)件綜合性能已成為研究熱點.如陽代軍等[4-10]從改進(jìn)構(gòu)件成型工藝和熱處理工藝等方面著手，圍繞含Cu 相開展一系列研究，改善了最終環(huán)件制品整體性能.除此之外，提高合金純凈度可進(jìn)一步實現(xiàn)Al-Cu 合金的高性能，其中雜質(zhì)元素Fe 的控制顯得非常重要.然而，F(xiàn)e 在Al-Cu 合金中的固溶度極低，多以富Fe 金屬間化合物存在，呈針狀或漢字狀.富鐵相的形貌與成分又與Fe 含量、冷卻速度、Mn/Fe 比、Fe/Si 比、施加外場作用等多種因素有關(guān)[11-18].Backerud 等[11]和Tseng 等[12]認(rèn)為當(dāng)Fe 質(zhì)量分?jǐn)?shù)低于0.3%時，Al-Cu 合金中只有針狀A(yù)l7Cu2Fe 或Al7Cu2（FeMn）相存在.林波等[13-14]研究了Fe 對擠壓鑄造Al-5.0Cu-0.6Mn 合金組織和力學(xué)性能的影響，認(rèn)為合金中Fe 質(zhì)量分?jǐn)?shù)低于0.5%時，鑄造組織中的富鐵相主要為漢字狀α-Fe（Al15（FeMn）3（CuSi）2）和少量針狀的β-Fe（Al7Cu2Fe 或Al7Cu2（FeMn）），但經(jīng)熱處理后漢字狀α-Fe 亞穩(wěn)定相會向穩(wěn)定的β-Fe 相轉(zhuǎn)變.結(jié)合Liu、Kamga 等[15-16]的研究結(jié)果發(fā)現(xiàn)，加快冷卻速度，有利于β-Fe 相的形成，而在較低的冷卻速度下除了形成漢字狀富Fe 相外，還可能會有新的富Fe 相形成.Zhang 等[17-18]研究了Mn、Si 含量對Al-Cu-Fe 合金富Fe 相的影響，表明在低Mn 合金只有針狀A(yù)l7Cu2Fe 相存在，隨著Mn 含量的增加，漢字狀富Mn 鐵相將逐漸取代針狀A(yù)l7Cu2Fe 相，當(dāng)Mn/Fe比達(dá)到1.6 時針狀β-Fe 相將完全被漢字狀α-Fe 取代；單獨添加Si 或Si、Mn 復(fù)合添加都會促進(jìn)α-Fe形成從而抑制β-Fe 相的形成.對于2219 鋁合金而言，原料和熔煉過程中都容易帶入Fe 元素，致使合金中Fe 元素含量較高，嚴(yán)重惡化合金性能.根據(jù)課題組前期研究成果可知，F(xiàn)e 在2219 鋁合金中以針狀β-Fe 相析出而非漢字狀α-Fe 析出，這是由于2219合金中Mn、Fe 含量均較低造成的，與文獻(xiàn)[19-20]研究結(jié)果一致.一般認(rèn)為，針狀β-Fe 相容易導(dǎo)致基體應(yīng)力集中，嚴(yán)重?fù)p害合金力學(xué)性能，不利于合金的商業(yè)化應(yīng)用.為此，本文通過研究雜質(zhì)元素Fe 質(zhì)量分?jǐn)?shù)對2219 鋁合金組織和性能的影響，為2219 鋁合金在實際工程中的應(yīng)用提供指導(dǎo).

1 實 驗

控制2219 合金純凈度，并采用超聲半連續(xù)鑄造方法制備了3 種2219 鋁合金鑄錠，其實際化學(xué)合金成分如表1 所示.鑄錠經(jīng)均勻化處理之后進(jìn)行多向鍛-固溶時效熱處理，其工藝為：450 ℃多向鍛（3 鐓3拔，變形量50%）+545 ℃固溶4 h+450 ℃多向鍛（3 鐓3 拔，變形量50%）+535 ℃固溶4 h+3%軸向冷壓變形，隨后于165 ℃人工時效24 h.

根據(jù)GB/T 228—2002，用線切割機將拉伸試樣加工成75 mm×6 mm×2 mm 的片狀，在Instron3369型拉伸試驗機上進(jìn)行拉伸實驗，拉伸速度為2 mm/min，實驗數(shù)據(jù)取3 個試樣的平均值.試樣經(jīng)Keller試劑（0.5%HF+1.5%HCl+2.5%HNO3+95.5%H2O，體積分?jǐn)?shù)）腐蝕后，在金相顯微鏡和Noa Nano SEM230 型掃描電鏡下觀察其顯微組織和斷口形貌.

采用CHI660C 型電化學(xué)工作站測量循環(huán)極化曲線（Tafel）.采取工作電極、對電極和參比電極分別為測試試樣、鉑電極和飽和甘汞電極（SCE）的三電極體系.腐蝕介質(zhì)為3.5%NaCl 溶液，實驗溫度為（25±3）℃，實驗面積為1 cm2.測試前將試樣置于溶液中浸泡30 min.極化曲線測試電勢區(qū)間為-1.1～-0.3 V，掃描速度為0.005 V/s.

2 實驗結(jié)果

2.1 顯微組織

圖1 為不同F(xiàn)e 質(zhì)量分?jǐn)?shù)2219 鋁合金的均勻化態(tài)顯微組織.可見，在0.01%Fe 合金中除基體外只有白色第二相存在，大部分呈網(wǎng)絡(luò)狀沿晶界分布，少量呈顆粒狀在晶內(nèi)析出（圖1（a））.當(dāng)Fe 質(zhì)量分?jǐn)?shù)增至0.10%時，合金中白色第二相形貌基本未發(fā)生改變；此外，還發(fā)現(xiàn)大量黑色針狀相，且以橫跨枝晶為主，長度尺寸可達(dá)75 μm（圖1（b））.隨著Fe 質(zhì)量分?jǐn)?shù)的進(jìn)一步增加至0.15%，黑色針狀相呈長且粗化趨勢，最長尺寸可達(dá)128 μm（圖1（c）），而白色網(wǎng)狀相呈減少趨勢.

圖1 不同F(xiàn)e 質(zhì)量分?jǐn)?shù)2219 鋁合金的均勻化態(tài)顯微組織Fig.1 Microstructure of the homogenization-2219 aluminum alloy with different Fe mass fraction

圖2 2#合金中第二相SEM 形貌和能譜分析Fig.2 SEM morphology and EDS analysis of the second phases in 2#alloy

對2#合金進(jìn)行SEM 形貌分析，其結(jié)果如圖2（a）所示.由圖可知，結(jié)晶相主要沿晶界析出，可分為3 類：依附在白色相邊沿的灰色塊狀相、白色網(wǎng)絡(luò)狀相和橫跨晶界的白色針狀相，分別標(biāo)記為A、B 和C.對結(jié)晶相進(jìn)行EDS 分析（圖2（b）（c）（d）），可認(rèn)為灰色塊狀相為Al20Mn3Cu2相、白色網(wǎng)絡(luò)狀相為Al2Cu 相和白色針狀相為Al7Cu2（FeMn）相.采用Image J 軟件對Al7Cu2（FeMn）相形貌和分布情況進(jìn)行統(tǒng)計，發(fā)現(xiàn)當(dāng)Fe 質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.10%時，Al7Cu2（FeMn）相平均尺寸約為33.6 μm，單位面積內(nèi)數(shù)量約為28/mm2；而當(dāng)Fe質(zhì)量分?jǐn)?shù)增至0.15%時，Al7Cu2（FeMn）相平均尺寸和單位面積內(nèi)數(shù)量明顯增加，分別為49.5 μm 和78/mm2.

結(jié)合Al-Cu-Fe-Mn 相圖分析可知，若Cu、Fe 和Mn 超過其在Al 中的最大固溶度時，單一的固溶處理并不能保證結(jié)晶相的完全溶解，而粗大第二相的溶解將更為困難，故引入多重形變固溶處理.其流程為：等溫多向鍛變形→高溫固溶處理→等溫多向鍛變形→固溶處理.在多向鍛環(huán)節(jié)引入高溫固溶處理，有利于促進(jìn)破碎第二相的進(jìn)一步溶解，最大限度減少殘余結(jié)晶相.

圖3 為合金的固溶時效態(tài)組織.由圖3 可知，3種成分試樣均發(fā)生了明顯的再結(jié)晶，晶粒粗大.殘余結(jié)晶相形貌發(fā)生了較大變化，主要表現(xiàn)在：1）粗大的網(wǎng)狀A(yù)l2Cu 相已完全破碎，未熔塊狀或顆粒狀A(yù)l2Cu相主要在晶內(nèi)析出，少量在晶界析出.2）針狀A(yù)l7Cu2（FeMn）相嚴(yán)重破碎成短棒狀，橫穿晶界或在晶內(nèi)分布，尺寸約為20～30 μm，面積分?jǐn)?shù)和均勻化態(tài)試樣相比基本無區(qū)別，這主要是因為Al7Cu2（FeMn）相屬于高熔點相，熔點遠(yuǎn)高于實驗所用的固溶條件，無法固溶至基體中.

圖3 不同F(xiàn)e 質(zhì)量分?jǐn)?shù)合金的固溶時效態(tài)組織Fig.3 Microstructures of the aging-alloy with different Fe mass fraction

2.2 力學(xué)性能

表2 為不同F(xiàn)e 質(zhì)量分?jǐn)?shù)2219 鋁合金力學(xué)性能.由表2 可知，當(dāng)Fe 質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.01%時，合金具有較好的強塑性，抗拉強度σb、屈服強度σ0.2、延伸率δ分別為448 MPa、336 MPa 和10.3%.當(dāng)Fe 質(zhì)量分?jǐn)?shù)增至0.10%時，延伸率下降最為明顯，由10.3%降至8.4%，下降了18.4%，抗拉強度下降了5.1%至425 MPa，而屈服強度變化不明顯.進(jìn)一步增加Fe 質(zhì)量分?jǐn)?shù)至0.15%，合金抗拉強度、屈服強度和延伸率分別為409 MPa、316 MPa 和8.3%，與Fe 質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.01%合金相比分別下降了8.7%、6%、19.4%.可見，雜質(zhì)元素Fe 質(zhì)量分?jǐn)?shù)嚴(yán)重影響2219 鋁合金鍛件力學(xué)性能.

表2 不同F(xiàn)e 質(zhì)量分?jǐn)?shù)2219 鋁合金力學(xué)性能Tab.2 Mechanical properties of 2219 aluminum alloy with different Fe mass fraction

2.3 斷口形貌

圖4 為不同F(xiàn)e 質(zhì)量分?jǐn)?shù)2219 鋁合金鍛件拉伸試樣斷口形貌.由圖4（a）可知，當(dāng)Fe 質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.01%時，晶界斷裂面起伏明顯，韌窩數(shù)量較多，徑向尺寸最大不超過8 μm，不少大韌窩中還有小韌窩存在，韌窩中有細(xì)小第二相粒子，結(jié)合圖3 分析可知，該第二相粒子為Al2Cu 殘余結(jié)晶相.當(dāng)Fe 質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.10%時，斷口部分區(qū)域仍有較多細(xì)小韌窩，但部分區(qū)域斷口面趨于平坦，位于韌窩中的相粒子存在撕裂現(xiàn)象（圖4（b）箭頭所指），呈現(xiàn)韌性斷裂和穿晶脆性斷裂特征.進(jìn)一步增大Fe 質(zhì)量分?jǐn)?shù)至0.15%時，斷口中的細(xì)小韌窩進(jìn)一步減少，且第二相粒子產(chǎn)生明顯脆斷現(xiàn)象（圖4（c）箭頭所指），根據(jù)前面分析知，脆斷相為Al7Cu2（FeMn）雜質(zhì)相，脆性斷裂特征進(jìn)一步加劇.可見，隨著Fe 質(zhì)量分?jǐn)?shù)的增加，合金中雜質(zhì)相增加，斷口由韌窩型韌性斷裂逐漸向穿晶型脆性斷裂過渡.這主要是因為，隨著Fe 質(zhì)量分?jǐn)?shù)的增加，生產(chǎn)的Al7Cu2（FeMn）雜質(zhì)相越多且逐漸粗化，經(jīng)反復(fù)鍛打后，雜質(zhì)相被破碎，并大部分由晶界遷移到晶內(nèi).在塑性變形過程中，雜質(zhì)相受力時產(chǎn)生應(yīng)力集中極易脆斷，引起局部穿晶斷裂，造成合金塑性明顯降低，與表2 反映情況一致.

圖4 不同F(xiàn)e 質(zhì)量分?jǐn)?shù)2219 鋁合金斷口形貌Fig.4 Fracture morphology of 2219 aluminum alloy with different Fe mass fraction

2.4 電化學(xué)腐蝕性能

圖5 為不同F(xiàn)e 質(zhì)量分?jǐn)?shù)2219 鋁合金在3.5%NaCl 溶液中的循環(huán)極化曲線.由該曲線所獲得參數(shù)，如自腐蝕電位（Ecorr）、自腐蝕電流密度（Jcorr）、自腐蝕電位處線性極化電阻（Rcorr）、保護(hù)電位（Erep）、保護(hù)電流密度（Jrep）和保護(hù)電位處線性極化電阻（Rrep）等，列于表3 中.

圖5 不同F(xiàn)e 質(zhì)量分?jǐn)?shù)2219 鋁合金在3.5%NaCl溶液中的循環(huán)極化曲線Fig.5 Polarization curve of aging 2219 aluminum alloy with different Fe mass fraction in 3.5%NaCl solution

表3 不同F(xiàn)e 質(zhì)量分?jǐn)?shù)合金在3.5%NaCl 溶液中的循環(huán)極化曲線參數(shù)Tab.3 Polarization curve parameters of aging alloy with different Fe mass fraction in 3.5%NaCl solution

結(jié)合圖5 和表3 可知，合金的自腐蝕電流密度Jcorr隨Fe 質(zhì)量分?jǐn)?shù)的增加逐漸增大，由2.97×10-5A/cm2增至1.40×10-4A/cm2，而合金的單位面積極化電阻Rcorr隨Fe 質(zhì)量分?jǐn)?shù)的增加逐漸減小，由1 021 Ω·cm2減至208 Ω·cm2，這表明隨著Fe 質(zhì)量分?jǐn)?shù)的增加，合金腐蝕速率加快，耐蝕性能降低.一般認(rèn)為，自腐蝕電位與保護(hù)電位之間的差值（Ecorr-Erep）可以反應(yīng)出材料發(fā)生局部腐蝕的程度.Ecorr-Erep的差值越大，表明合金再鈍化能力越差，在腐蝕反應(yīng)初期局部腐蝕的發(fā)展程度越大.當(dāng)Fe 質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.01%時，Ecorr-Erep差值為0.084 V；當(dāng)Fe 質(zhì)量分?jǐn)?shù)增至0.15%時，Ecorr-Erep差值增大為0.158 V.進(jìn)一步證實了隨著Fe質(zhì)量分?jǐn)?shù)的增加，不利于鈍化膜的形成，腐蝕傾向增加，導(dǎo)致合金抗腐蝕性能降低.

3 分析與討論

3.1 2219 鋁合金鑄錠凝固行為分析

圖6 為Al-Cu-Fe-Mn 系合金化合物的三元相圖[21].由 圖6 （a） 可 知，Al2Cu、Al20Mn3Cu2、Al3Fe、Al7Cu2Fe 或Al7Cu2（FeMn）、Al6（MnFeCu）和Al6Mn 相是Al-Cu-Fe-Mn 系合金凝固過程中可能存在的相.然后，對2219 鋁合金而言，Cu、Mn 為主要添加元素，需嚴(yán)格控制雜質(zhì)元素Fe 質(zhì)量分?jǐn)?shù)，故分析2219 鋁合金凝固過程可參考Al2Cu 相角，如圖6（b）所示.

圖6 Al-Cu-Fe-Mn 系合金化合物的三元相圖Fig.6 Phase diagram of intermetallics Al-Cu-Fe-Mn system alloy

圖7 不同F(xiàn)e 質(zhì)量分?jǐn)?shù)2219 鋁合金平衡條件下溫度與相曲線Fig.7 Temperature-phase curves of 2219 aluminum alloy in different Fe mass fraction at equilibrium

利用JMatPro 軟件計算出不同F(xiàn)e 質(zhì)量分?jǐn)?shù)2219 鋁合金在平衡條件下溫度與相曲線，如圖7 所示.根據(jù)相圖和軟件分析結(jié)果可知，在2219 鋁合金平衡凝固過程中，α-Al 枝晶最先析出，隨后析出其他第二相.當(dāng)合金中基本不含雜質(zhì)元素Fe 時（圖6（b）和圖7（a）），液相線成分變化線與e1E 線相交發(fā)生三相平衡共晶轉(zhuǎn)變四相平衡共晶轉(zhuǎn)變轉(zhuǎn)變持續(xù)到液相消耗完而終止.當(dāng)合金中含一定的Fe 時（圖6（b）和圖7（b）（c）），高溫相Al6Mn*約在600 ℃左右析出，隨后液相線成分變化線與p2P 線相交發(fā)生包晶反應(yīng)繼續(xù)冷卻，剩余液相成分變化線與e1E、e2E 線相交，發(fā)生共晶轉(zhuǎn)變+Al20Mn3Cu2+Al2Cu+Al7Cu2Fe，直到液相完全消耗.以上為2219 合金凝固過程中可能發(fā)生的相變反應(yīng)，列于表4 中.根據(jù)2219 合金的凝固過程不難分析出Fe 元素會促進(jìn)Al6Mn*生成，導(dǎo)致合金中Mn 元素的高溫固溶度降低，且隨著Fe 質(zhì)量分?jǐn)?shù)的增加，雜質(zhì)相Al7Cu2（FeMn）逐漸增加，Al7Cu2（FeMn）相主要以兩種形式存在，即包晶反應(yīng)生成的Al7Cu2（FeMn）相總是橫跨在枝晶上，共晶反應(yīng)生成的Al7Cu2（FeMn）相依附在Al2Cu 相邊沿，與圖2 組織形貌吻合.

表4 2219 鋁合金中可能的相變反應(yīng)Tab.4 The transformation in 2219 aluminum alloy

3.2 2219 鋁合金鍛件斷裂行為分析

由圖7 可知，2219 鋁合金含有少量雜質(zhì)元素Fe，室溫下Al20Mn3Cu2相質(zhì)量分?jǐn)?shù)幾乎未改變，而由于β-Fe（Al7Cu2Fe/Al7Cu2（FeMn））相的析出會導(dǎo)致Al2Cu 殘余結(jié)晶相質(zhì)量分?jǐn)?shù)略有下降，但殘余結(jié)晶相總質(zhì)量分?jǐn)?shù)呈增加趨勢.另外，因為2219 鋁合金中Cu 質(zhì)量分?jǐn)?shù)遠(yuǎn)超過Cu 在該合金中的最大固溶度，所以認(rèn)為雜質(zhì)元素Fe 不會引起時效析出相的改變，故可認(rèn)為不同F(xiàn)e 質(zhì)量分?jǐn)?shù)2219 鋁合金力學(xué)性能的改變是由Al2Cu 殘余結(jié)晶相和β-Fe 雜質(zhì)相共同引起的.可見，2219 鋁合金的室溫斷裂行為主要由結(jié)晶相大小和分布、結(jié)晶相與基體結(jié)合強度及結(jié)晶相開裂三方面因素綜合影響.

有文獻(xiàn)研究表明[22]，當(dāng)合金發(fā)生塑性變形時，第二相顆粒與基體界面脫離產(chǎn)生微裂紋的力學(xué)條件為：

式中：σ 為界面脫離時所需拉應(yīng)力，MPa；K 為顆粒處的應(yīng)力集中參數(shù)；E 為顆粒與基體的彈性模量加權(quán)平均值，GPa；γ 為裂紋表面能，J/m2；d 為顆粒直徑，m；σs為基體的平均屈服強度，MPa；V 為顆粒體積，m3；ΔV 為顆粒周圍基體材料的變形體積，m3.

若將Al2Cu 相和β-Fe 相視為顆粒，由式（1）可知，顆粒尺寸越大、因子越大，第二相粒子脫離基體所需應(yīng)力越小.對于2219 鋁合金而言，含Cu 量遠(yuǎn)超過其在合金中的固溶度，導(dǎo)致Al2Cu 殘余結(jié)晶相數(shù)量較多且容易呈網(wǎng)狀分布，盡管合金經(jīng)過形變固溶處理，但仍不能完全破碎球化，并且部分區(qū)域仍為網(wǎng)狀分布；而β-Fe 相屬于高熔點相，其體積和形貌無法通過均勻化過程或固溶過程改變，但在鍛造開坯中因受剪切力的作用而破碎分散呈短棒狀.在拉伸過程中，鋁合金基體發(fā)生塑性變形，滑移面上產(chǎn)生大量刃型位錯，由于第二相的釘扎作用，位錯會在Al2Cu 相、β-Fe 相與基體界面塞積，形成拉應(yīng)力場，一旦應(yīng)力增大到界面與基體的結(jié)合強度時，第二相顆粒與基體界面處產(chǎn)生裂紋源，并隨著變形的增加裂紋逐漸擴展，如圖8 所示.結(jié)合公式（1）知，結(jié)晶相粗大且呈連續(xù)分布會弱化其與基體的結(jié)合強度，裂紋更易形成并擴展，如圖8（a）所示；而粒子孤立存在時，粒子與周圍基體界面出現(xiàn)裂紋但并未見裂紋擴展，如圖8（b）所示.

Al2Cu 相和β-Fe 相均為硬脆相，自身強度較低，容易成為裂紋源.在鍛造過程中，部分第二相并未完全破碎，使第二相自帶裂紋源，2219 鋁合金中形成的粗大Al2Cu 相硬度較β-Fe 相高，故前者更容易在鍛造過程中形成裂紋.在拉伸過程中，裂紋源的方向性對裂紋擴展的影響極大.由圖8（b）可知，Al2Cu 相上的裂紋與拉伸方向平行，并未見裂紋進(jìn)一步擴展.若Al2Cu 相上的裂紋與拉伸方向垂直，則裂紋擴展嚴(yán)重，會促使Al2Cu 相呈冰糖狀斷裂，這在課題組的其他論文中得到證實.

由文獻(xiàn)[22]可知，當(dāng)拉應(yīng)力強度大于第二相顆粒自身強度時，第二相顆粒將發(fā)生脆性斷裂，其開裂的力學(xué)條件為：

式中：τc-τs為位錯的有效切應(yīng)力，MPa；τc為滑移面上的切應(yīng)力，MPa，單向拉伸時為拉應(yīng)力的一半；τs為位錯運動的內(nèi)摩擦力，MPa；E 為顆粒與基體的彈性模量加權(quán)平均值，GPa；γc為顆粒比表面能，J/m2；ν 為泊松比；d 為顆粒直徑，m.

圖8 2219 鋁合金斷口上殘余第二相形貌與裂紋Fig.8 Morphology of residual second phase and crack on fracture surfaces of 2219 aluminum alloy

由圖3 可知，β-Fe 相經(jīng)鍛造后呈短棒狀，鈍化效果不是很理想，而Al2Cu 相多為塊狀或顆粒狀，鈍化效果優(yōu)于β-Fe 相，故拉伸時在β-Fe 相尖角處會產(chǎn)生嚴(yán)重的應(yīng)力集中現(xiàn)象，使式（2）中不等式左邊增大，導(dǎo)致β-Fe 相在拉伸過程中較Al2Cu 相更容易自身開裂，并迅速擴展，由圖8（b）可得到證實.

綜上分析可知，2219 鋁合金中隨著Fe 質(zhì)量分?jǐn)?shù)的增加，β-Fe 相增加并粗化，Al2Cu 相減少并在一定程度上弱化了其網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)，使殘余結(jié)晶相的形貌、數(shù)量、大小和分布呈交錯復(fù)雜變化形式，所以合金力學(xué)性能并不隨著Fe 質(zhì)量分?jǐn)?shù)的增加呈線性減小，同表2 所示結(jié)果相吻合.

3.3 2219 鋁合金鍛件腐蝕行為分析

2219 鋁合金經(jīng)均勻化+多重形變固溶時效處理后，基體中仍有大量Al2Cu、β-Fe、Al20Mn3Cu2殘余結(jié)晶相存在.由于殘余結(jié)晶相與周圍基體電化學(xué)性質(zhì)差異較大，導(dǎo)致2219 鋁合金發(fā)生以點蝕為主的局部腐蝕，且合金發(fā)生點蝕的位置多集中在第二相粒子和基體的交界處，其腐蝕過程如圖9 所示[23].其原因為：當(dāng)Al2Cu、β-Fe 第二相析出時，周圍基體中Cu 溶解度顯著下降，形成無溶質(zhì)原子析出帶，即“貧銅區(qū)”.由于Cu、Fe 元素標(biāo)準(zhǔn)電位與Al 元素相差較大，致使在腐蝕介質(zhì)中Al2Cu、β-Fe 相與周圍基體“貧銅區(qū)”形成腐蝕微電池，Al2Cu、β-Fe 相為陰極，“貧銅區(qū)”為陽極，形成一個“小陽極-大陰極”的原電池，發(fā)生陽極溶解，即Al→Al3++3e-；隨著時間的延長，原子半徑較小的Cl-滲入腐蝕產(chǎn)物堆積層，氧化膜層破壞，“貧銅區(qū)”腐蝕加劇，直至Al2Cu、β-Fe 相與周圍基體剝離而脫落，形成腐蝕坑.通過Image J 軟件對2219鋁合金中殘余結(jié)晶相種類和分布進(jìn)行統(tǒng)計發(fā)現(xiàn)，隨著含F(xiàn)e 量的增加，β-Fe 相數(shù)量增多和尺寸增大，導(dǎo)致合金中總殘余結(jié)晶相數(shù)量增加，腐蝕敏感性提高，合金耐蝕性能降低，這一點通過電化學(xué)實驗結(jié)果（圖5 和表3）得到了證實.

圖9 2219 鋁合金在3.5%NaCl 溶液中的電化學(xué)腐蝕過程示意圖[23]Fig.9 Schematic illustration of corrosion process for 2219 aluminum alloy in 3.5%NaCl solution[23]

4 結(jié)論

1）雜質(zhì)元素Fe 主要以β-Fe 共晶組織形式存在于2219 鋁合金中，大部分β-Fe 相橫跨在枝晶上，少量依附在Al2Cu 相邊沿.經(jīng)均勻化多重形變固溶處理后，針狀β-Fe 殘余結(jié)晶相變成短纖維狀.

2）隨著Fe 質(zhì)量分?jǐn)?shù)的增加，β-Fe 雜質(zhì)相數(shù)量和尺寸明顯增加，2219 鋁合金鍛件強塑性降低.在拉伸過程中，β-Fe 相容易產(chǎn)生嚴(yán)重的應(yīng)力集中現(xiàn)象，導(dǎo)致自身開裂，引起脆斷.

3）雜質(zhì)元素Fe 的存在不利于合金鈍化膜的形成，β-Fe 殘余結(jié)晶相與周圍貧銅區(qū)形成微電池，合金腐蝕敏感性增加，導(dǎo)致合金抗腐蝕性能降低.