形變熱處理工藝對2519A鋁合金動(dòng)態(tài)變形行為的影響

孫大翔，董 宇，葉凌英，唐建國

(1 廣東省工業(yè)分析檢測中心，廣州 510650;2 中南大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，長沙 410083)

2519A鋁合金是一種以θ′相(Al2Cu)為主要強(qiáng)化相的Al-Cu合金，具有良好的抗彈性能，抗應(yīng)力腐蝕性能及焊接性能，目前已作為繼7039，5083 鋁合金之后的新一代鋁合金裝甲板材料。

作為一種裝甲材料，2519A鋁合金的動(dòng)態(tài)力學(xué)性能是研究的重點(diǎn)。早期的研究主要集中于2519A-T87態(tài)鋁合金，其在高應(yīng)變率下的力學(xué)性能，本構(gòu)關(guān)系及微觀組織演變等都有大量的研究。但隨著穿甲技術(shù)的進(jìn)步，2519A-T87鋁合金已不能滿足裝甲材料的應(yīng)用要求，所以提高2519A鋁合金的力學(xué)性能和抗沖擊性能是目前研究的重點(diǎn)。許多研究分別通過添加微合金元素、引入強(qiáng)變形工藝、改進(jìn)熱處理工藝等方法提高2519A鋁合金的力學(xué)性能，實(shí)現(xiàn)合金板材抗沖擊性能的提升。例如通過添加少量稀土元素，可以使合金的強(qiáng)化析出相分布更加均勻，有效地提高合金的動(dòng)態(tài)屈服強(qiáng)度和吸能能力[1-2]。強(qiáng)變形工藝通過提高冷變形量，顯著地提高合金的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度，但伸長率下降明顯，也給板材的制備帶來極大困難[3-4]。最近研發(fā)的新型斷續(xù)時(shí)效T9I6工藝，經(jīng)新工藝處理后的2519A鋁合金，其強(qiáng)度和伸長率同時(shí)提升，動(dòng)態(tài)屈服強(qiáng)度和沖擊吸能能力也顯著提升[5-9]，吸引了廣泛關(guān)注。但隨著研究的進(jìn)一步深入，發(fā)現(xiàn)2519A合金高應(yīng)變率下的變形行為，與室溫下的力學(xué)性能有較大出入，并不是室溫拉伸力學(xué)性能更好的合金，就一定會(huì)有較高的動(dòng)態(tài)強(qiáng)度和吸能能力[10-11]。尤其是伴隨溫度的變化，合金的動(dòng)態(tài)變形行為有更多不確定性[12-13]。因此對比研究不同熱處理狀態(tài)的2519A鋁合金的動(dòng)態(tài)變形行為，以及動(dòng)態(tài)變形過程中合金微觀組織的演變規(guī)律顯得更加有意義。

本工作通過對比研究不同形變熱處理狀態(tài)的2519A鋁合金的動(dòng)態(tài)力學(xué)性能，著重研究不同熱處理工藝合金在動(dòng)態(tài)變形中微觀組織演變的差異，為制備具有優(yōu)越的抗沖擊性能的Al-Cu合金板材奠定基礎(chǔ)。

1 實(shí)驗(yàn)材料與方法

2519A鋁合金板材由西南鋁業(yè)公司提供。合金經(jīng)熔煉，均勻化和熱軋?zhí)幚?，具體的化學(xué)成分見表1。

表1 2519A鋁合金化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)

本工作分別研究4種形變熱處理狀態(tài)的2519A鋁合金的動(dòng)態(tài)力學(xué)性能，具體的熱處理工藝參數(shù)見表2。其中T8工藝是在T87工藝的基礎(chǔ)上增加了冷變形；T9工藝是在T8工藝前加入的預(yù)時(shí)效處理，T9I6工藝是一種新型的斷續(xù)時(shí)效工藝。

表2 2519A合金的形變熱處理工藝參數(shù)

動(dòng)態(tài)沖擊實(shí)驗(yàn)采用分離式霍普金森壓桿(split Hopkinson pressure bar, SHPB)，研究的應(yīng)變率在1040～5820 s-1的范圍內(nèi)。沖擊樣品為高度4 mm，直徑6 mm的圓柱體。通過控制和調(diào)節(jié)氣壓室中氮?dú)鈿鈮?控制入射桿以一定的速率撞擊SHPB裝置的輸入桿，在桿上產(chǎn)生近似矩形的壓縮應(yīng)力波；應(yīng)力波向前傳播到試件和輸入桿的分界面處，由于材料和輸入桿波阻抗存在差異使得應(yīng)力波中一部分反射回輸入桿,而另一部分則通過試件透射到輸出桿中，整個(gè)應(yīng)力波傳播過程可利用貼在輸入桿和輸出桿上的應(yīng)變片進(jìn)行記錄，從而可計(jì)算出測試材料試件的動(dòng)態(tài)應(yīng)力-應(yīng)變關(guān)系。

力學(xué)性能測試采用CSS-4400拉伸機(jī)，拉伸速率為2 mm/min。拉伸試樣尺寸如圖1所示。

圖1 拉伸樣品尺寸

沖擊樣品的金相觀察采用POLYVAR-MET光學(xué)顯微鏡，樣品在觀察前利用凱勒試劑(1 mL HF+2.5 mL HNO3+1.5 mL HCl+95 mL H2O)腐蝕。透射電鏡(TEM)和高分辨電鏡分析采用Tecnai G220和JEM-2100F透射電鏡拍攝，加速電壓200 kV。透射樣品采用電解雙噴法制備，電解液為80%(體積分?jǐn)?shù)，下同)甲醇和20%硝酸的混合溶液，溫度在-30 ℃左右。析出相的透射照片結(jié)果用ImageJ軟件進(jìn)行分析，統(tǒng)計(jì)不同熱處理狀態(tài)的2519A合金θ′相(Al2Cu)的尺寸和密度。用θ′相較長方向的大小表征析出相的尺寸，用距離最近的兩個(gè)θ′相距離表征析出相的分布密度，分別統(tǒng)計(jì)5張以上透射照片，500個(gè)θ′析出相，計(jì)算平均值及方差，可以較直觀地表征析出相的尺寸與分布密度。

2 結(jié)果與討論

不同形變熱處理狀態(tài)的2519A合金力學(xué)性能測試結(jié)果見表3。2519A-T87鋁合金的屈服強(qiáng)度，抗拉強(qiáng)度和伸長率分別為439，486 MPa和 9.5%。隨著冷變形量的提高，合金的抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度顯著增加，伸長率降低。而預(yù)時(shí)效處理進(jìn)一步提升了合金的強(qiáng)度。經(jīng)過T9工藝處理后，2519A鋁合金的抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度和伸長率分別為535，495 MPa和8.5%。而經(jīng)過斷續(xù)時(shí)效T9I6處理后的2519A鋁合金，其抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度與T9態(tài)合金相近，但伸長率有明顯的提高。

表3 不同形變熱處理工藝2519A鋁合金的力學(xué)性能

2519A鋁合金是典型的以θ′相為主要強(qiáng)化相的時(shí)效強(qiáng)化鋁合金。不同時(shí)效狀態(tài)合金析出相的形貌及相對應(yīng)的衍射斑點(diǎn)見圖2。從圖2中可以發(fā)現(xiàn)，析出相與Al基體的取向關(guān)系為在{100}Al面上呈現(xiàn)(001)θ′∥(001)Al并且[110]θ′∥[110]Al。富集Cu的盤片狀θ′相在Al基體{100}面析出[14-15]。對比圖2(a)～(d)發(fā)現(xiàn)，合金的析出相都是以θ′相為主，但析出相的尺寸大小與分布彌散程度有很大差別。T87態(tài)合金θ′相分布明顯不均勻，而且析出相尺寸最大。冷變形量的提高，合金內(nèi)位錯(cuò)等缺陷數(shù)量增加，析出相的低能形核點(diǎn)數(shù)量也隨著增加，使合金的析出相分布更加致密(圖2(b))。預(yù)時(shí)效對合金的尺寸和分布影響不大(圖2(c))，但預(yù)時(shí)效過程中生成的原子團(tuán)簇可以增加合金的加工硬化程度，所以使合金的強(qiáng)度進(jìn)一步提高。斷續(xù)時(shí)效由于有長時(shí)間的低溫時(shí)效階段，所有2519A-T9I6鋁合金擁有最細(xì)小致密分布的θ′析出相，不需要較大的冷變形量，合金的力學(xué)性能也顯著提高。

圖2 不同形變熱處理狀態(tài)的2519A鋁合金透射照片

作為一種可時(shí)效強(qiáng)化合金，析出相對合金強(qiáng)度有顯著的影響。分析析出相主要是從析出相的尺寸、形貌、取向及體積分?jǐn)?shù)等角度分析。而針對本研究中的2519A鋁合金，θ′析出相的尺寸和分布狀態(tài)可以很好地解釋合金的力學(xué)性能變化。用ImageJ軟件統(tǒng)計(jì)不同熱處理狀態(tài)的2519A鋁合金θ′ 相的尺寸和密度，其中用θ′ 相較長方向的大小表征析出相的尺寸，用同向相鄰的兩個(gè)θ′ 相距離表征析出相的分布密度，這樣統(tǒng)計(jì)的尺寸越小，距離越短，說明析出相的尺寸越細(xì)小，分布越致密，具體統(tǒng)計(jì)結(jié)果見圖3。2519A-T87鋁合金的析出相平均長度40 nm，平均相間距27 nm。隨著冷變形量的增加，析出相長度和相間距都大幅度減小，說明合金內(nèi)析出相的尺寸減小，密度增加。而預(yù)時(shí)效對析出相的尺寸和密度影響不大。而經(jīng)斷續(xù)時(shí)效T9I6處理后的合金，析出相的平均尺寸25 nm，平均相間距12 nm，在4種狀態(tài)中最為細(xì)小和密集，這也是2519A-T9I6鋁合金擁有出色的力學(xué)性能的主要原因。

圖3 不同形變熱處理工藝2519A鋁合金θ′析出相的統(tǒng)計(jì)結(jié)果

不同形變熱處理狀態(tài)下2519A鋁合金在室溫下應(yīng)變速率1040～5820 s-1范圍的高速?zèng)_擊真應(yīng)力-應(yīng)變曲線見圖4。應(yīng)力-應(yīng)變曲線在上屈服點(diǎn)周圍有一定的振動(dòng)，到塑性變形階段逐步穩(wěn)定。而且隨著應(yīng)變速率的提高，曲線上的振動(dòng)幅度也越大。在相近的應(yīng)變速率下，2519A-T87鋁合金的應(yīng)力最低，而其他3種合金的應(yīng)力值較為接近。并且隨著應(yīng)變速率的提高，4種狀態(tài)合金的應(yīng)力和應(yīng)變都顯著增加。

圖4 不同形變熱處理狀態(tài)的2519A鋁合金高速?zèng)_擊的應(yīng)力應(yīng)變曲線

選擇曲線第一個(gè)峰的峰值應(yīng)力為相應(yīng)狀態(tài)下的動(dòng)態(tài)屈服強(qiáng)度。4種狀態(tài)的鋁合金在不同應(yīng)變速率下的動(dòng)態(tài)屈服強(qiáng)度見圖5。由圖5可知，2519A鋁合金擁有顯著的正應(yīng)變速率敏感性。合金的動(dòng)態(tài)屈服強(qiáng)度隨著應(yīng)變速率的提高而提高，并且T8，T9和T9I6 3個(gè)狀態(tài)合金的增加幅度遠(yuǎn)大于T87態(tài)合金。在相近的應(yīng)變速率下，T9態(tài)合金的動(dòng)態(tài)屈服強(qiáng)度最高，T8態(tài)次之。T9I6態(tài)的合金的動(dòng)態(tài)屈服強(qiáng)度稍小于強(qiáng)變形T8態(tài)合金。在5600 s-1左右的應(yīng)變速率下，T9，T8和T9I6 3種狀態(tài)合金的動(dòng)態(tài)屈服強(qiáng)度分別為670，652 MPa和635 MPa，遠(yuǎn)高于T87態(tài)合金的528 MPa。

圖5 不同應(yīng)變速率下不同形變熱處理狀態(tài)2519A鋁合金的動(dòng)態(tài)屈服強(qiáng)度

由上述結(jié)果可知，合金的強(qiáng)度和熱處理過程的冷變形量對合金的動(dòng)態(tài)屈服強(qiáng)度有顯著的影響。改進(jìn)熱處理工藝后，合金的力學(xué)性能提升，相應(yīng)的動(dòng)態(tài)屈服強(qiáng)度也顯著提升。但并不是合金的抗拉強(qiáng)度或者屈服強(qiáng)度越高，其動(dòng)態(tài)屈服強(qiáng)度也就越高，拉伸力學(xué)性能并不是合金動(dòng)態(tài)力學(xué)性能的決定性因素。相對而言，冷變形量對合金的動(dòng)態(tài)屈服強(qiáng)度有更大影響，冷變形量越大，加工硬化程度越高，合金的動(dòng)態(tài)屈服強(qiáng)度越高。T9態(tài)合金經(jīng)過預(yù)時(shí)效和50%的冷變形，加工硬化的程度最高，其在高應(yīng)變速率下的動(dòng)態(tài)屈服強(qiáng)度也最高；T8態(tài)合金只經(jīng)過50%冷變形，缺少了預(yù)時(shí)效析出相對冷變形位錯(cuò)滑移的阻礙作用，所以其動(dòng)態(tài)屈服強(qiáng)度相應(yīng)略有下降；而T87態(tài)合金只有15%的冷變形，加工硬化的程度最低，其動(dòng)態(tài)屈服強(qiáng)度也最低。而T9I6態(tài)合金雖然也只有15%的冷變形，但其合金強(qiáng)度較高，有助于提高合金的動(dòng)態(tài)屈服強(qiáng)度，所以最終結(jié)果與強(qiáng)變形T8，T9態(tài)合金的差距較小。

在動(dòng)態(tài)沖擊過程中，合金在極短的時(shí)間內(nèi)(大約100 μs)經(jīng)歷了溫度、應(yīng)變和應(yīng)變速率的變化。在變形過程中，塑性功大部分轉(zhuǎn)化為熱能釋放，只有一少部分轉(zhuǎn)化為相界面能和彈性應(yīng)變能，使材料發(fā)生不可逆的結(jié)構(gòu)變化。所以吸能和絕熱溫升是高速?zèng)_擊過程中兩個(gè)最重要的參考指標(biāo)。樣品單位體積吸收的能量可以用應(yīng)力-應(yīng)變曲線的積分計(jì)算，具體見式(1)[16]。

(1)

式中：W為樣品單位體積吸收的能量；σ和ε是相應(yīng)狀態(tài)下合金的真應(yīng)力和真應(yīng)變。

絕熱溫升由吸收的能量估算，具體見式(2)[16]。

(2)

式中：T為絕熱溫度；β是轉(zhuǎn)化系數(shù)，取0.9；ρ為2519A合金的密度，2.82×103kg·m-3；CV是2519A合金的比熱，902 J· kg-1· K-1。

4種形變熱處理狀態(tài)的2519A鋁合金在不同應(yīng)變速率下變形后的絕熱溫度如圖6所示。在高速?zèng)_擊過程中，隨著應(yīng)變速率的提高，合金在變形過程中吸收的能量顯著增加，樣品的絕熱溫度也明顯提高。在相近的應(yīng)變速率下，T9態(tài)和T8態(tài)合金的吸能和絕熱溫度都相對較高，T87態(tài)合金的最低。當(dāng)應(yīng)變速率在5600 s-1左右時(shí)，T87，T8，T9和T9I6 4種狀態(tài)的2519A鋁合金的絕熱溫度分別為389, 402, 406 K和394 K。與圖5結(jié)果對比發(fā)現(xiàn)，在動(dòng)態(tài)沖擊過程中，2519A鋁合金的絕熱溫升受合金動(dòng)態(tài)屈服強(qiáng)度的影響較大。當(dāng)合金的動(dòng)態(tài)屈服強(qiáng)度較高時(shí)，其相對應(yīng)的絕熱溫升也較大。

圖6 不同應(yīng)變速率下不同形變熱處理狀態(tài)的2519A鋁合金的絕熱溫度

對比研究4種形變熱處理狀態(tài)2519A鋁合金沖擊樣品的形貌特征及微觀組織演變規(guī)律。首先在5600 s-1左右應(yīng)變速率下，4種狀態(tài)合金的沖擊樣品的宏觀形貌照片如圖7所示?？梢钥闯霾煌瑹崽幚頎顟B(tài)的2519A鋁合金在沖擊后，樣品的形貌有明顯的差別。T87和T9I6態(tài)合金在沖擊后，樣品為圓盤狀，依然是完整的塊體，表面沒有發(fā)現(xiàn)明顯的裂紋。而T8和T9態(tài)合金在沖擊后，樣品的變形不均勻，并且在表面出現(xiàn)了明顯的裂紋，材料已經(jīng)發(fā)生了斷裂。

圖7 不同形變熱處理狀態(tài)的2519A鋁合金在5600 s-1以上應(yīng)變速率下沖擊樣品的形貌照片

絕熱剪切帶(adiabatic shear bands，ASBs)是指塑性剪切變形高度集中的區(qū)域，經(jīng)常見于高速變形中的金屬材料。絕熱剪切敏感性是估算絕熱剪切現(xiàn)象出現(xiàn)在材料中易難程度的參數(shù)[17-18]。高的絕熱剪切敏感性預(yù)示著絕熱剪切現(xiàn)象在材料中出現(xiàn)的更早，并且形成絕熱剪切帶。微裂紋和空洞容易在絕熱剪切帶中形核，當(dāng)微裂紋長成宏觀裂紋時(shí)，材料發(fā)生斷裂破損。因此，絕熱剪切敏感性是材料在高速?zèng)_擊中一個(gè)重要的參數(shù)。

絕熱剪切敏感性可以通過金相觀察直接判定。當(dāng)達(dá)到臨界應(yīng)變時(shí)，絕熱剪切帶就會(huì)形成，因此絕熱剪切敏感性受應(yīng)變速率的影響十分顯著。當(dāng)應(yīng)變速率過大時(shí)，很難比較不同材料絕熱剪切帶的區(qū)別，因此選擇在3500 s-1左右應(yīng)變速率下的沖擊樣品做絕熱剪切帶觀察(見圖8)。

從圖8中可以清楚地觀察到合金沖擊樣品中ASBs存在，絕熱剪切帶的寬度可以判斷絕熱剪切變形過程應(yīng)力集中的程度。在強(qiáng)變形T8和T9態(tài)合金沖擊樣品中(圖8(b)和圖8(c))，絕熱剪切帶十分明顯，幾乎貫穿了整個(gè)樣品的截面。其中T9態(tài)合金樣品的ASBs寬度最窄，只有45 μm左右，應(yīng)力集中程度最高；T8態(tài)樣品的ASBs寬度在60 μm左右。在T9I6態(tài)合金樣品中，剪切變形的集中程度不高，寬度大于80 μm，其形貌更接近于變形帶而非絕熱剪切帶(圖8(d))。而在T87態(tài)樣品中，只有在樣品邊緣處出現(xiàn)局部的變形帶，沒有明顯的ASBs出現(xiàn)(圖8(a))。通過比較ASBs金相觀察的結(jié)果發(fā)現(xiàn)，T9態(tài)合金的絕熱剪切變形最顯著，其絕熱剪切敏感性最高；T87態(tài)合金絕熱剪切變形程度最弱，其對應(yīng)的絕熱剪切敏感性也最低。

圖8 不同形變熱處理狀態(tài)2519A鋁合金沖擊樣品的絕熱剪切帶

作為一種時(shí)效強(qiáng)化鋁合金，時(shí)效析出相對合金的性能有著重大的影響。研究動(dòng)態(tài)變形過程中析出相的演變規(guī)律對研究合金的動(dòng)態(tài)力學(xué)性能有重大的意義。一方面了解動(dòng)態(tài)變形過程中析出相尺寸，分布等方面的變化，可以很好地估算合金的動(dòng)態(tài)力學(xué)性能和抗彈性能；并且研究不同應(yīng)變速率和溫度下的析出相演變規(guī)律可以幫助我們研究如何提高析出相的穩(wěn)定性，對提高合金的動(dòng)態(tài)力學(xué)性能有巨大的幫助。下面利用透射電鏡觀察了不同形變熱處理狀態(tài)的2519A鋁合金在不同應(yīng)變速率下θ′析出相的形貌，分析隨著應(yīng)變速率的提高，合金析出相的變化規(guī)律。

圖9是2519A-T87鋁合金在不同應(yīng)變速率下動(dòng)態(tài)變形的析出相形貌照片。在1260 s-1應(yīng)變率時(shí)，T87態(tài)合金析出相的形貌無明顯變化(圖9(a))。隨著應(yīng)變率提高到3000 s-1以上時(shí)，合金內(nèi)部分θ′析出相變得扭曲，且析出相密度逐漸降低(圖9(b))。在5000 s-1左右應(yīng)變速率時(shí)，T87態(tài)合金的析出相大部分被分解成球形顆粒，少部分扭曲，析出相與Al基體的位向關(guān)系被破壞(圖9(c))。

圖9 2519A-T87鋁合金在不同應(yīng)變速率下〈100〉方向強(qiáng)化析出相的TEM照片

圖10是2519A-T9鋁合金在不同應(yīng)變速率下動(dòng)態(tài)變形的析出相形貌照片。T9態(tài)的θ′析出相在高應(yīng)變率下的演變情況與T87相似，在1000 s-1左右應(yīng)變率下，析出相形貌無明顯變化。當(dāng)應(yīng)變率達(dá)到3000 s-1時(shí)，部分θ′析出相發(fā)生扭曲變形，且整體的密度顯著下降。而到了5000 s-1左右應(yīng)變率時(shí)，析出相的密度大幅下降，大部分發(fā)生扭曲變形，有少量球狀析出相出現(xiàn)，但還有部分析出相保持了與Al基體的位向關(guān)系。

圖10 2519A-T9鋁合金在不同應(yīng)變速率下〈100〉方向強(qiáng)化析出相的TEM照片

圖11是2519A-T9I6鋁合金在不同應(yīng)變速率下動(dòng)態(tài)變形的析出相形貌照片。可以發(fā)現(xiàn)，隨著應(yīng)變率從1000 s-1提高到5000 s-1，合金的θ′析出相密度顯著下降，在5000 s-1應(yīng)變率時(shí)部分析出相發(fā)生了扭曲，但依然有大量的析出相保持了與Al基體的位向關(guān)系。

圖11 2519A-T9I6鋁合金在不同應(yīng)變速率下〈100〉方向強(qiáng)化析出相的TEM照片

對比圖9～11，發(fā)現(xiàn)合金析出相演變最顯著的區(qū)別出現(xiàn)在5000 s-1以上應(yīng)變的情況，在更高的速度和更劇烈的變形條件下，合金θ′析出相的形貌發(fā)生了巨大的改變。在高速變形過程中，合金的微觀組織在極短的時(shí)間內(nèi)(大約100 μs)經(jīng)歷了溫度、應(yīng)變和應(yīng)變速率的變化。動(dòng)態(tài)變形行為及微觀組織演變可以總結(jié)為3種機(jī)制的交互作用的結(jié)果，即應(yīng)變強(qiáng)化，應(yīng)變速率強(qiáng)化及熱軟化。在5000 s-1應(yīng)變速率時(shí)，T87，T9和T9I6態(tài)合金的絕熱溫度大約在380～400 K之間，見圖6，不同狀態(tài)合金之間差別不大。而合金析出相的轉(zhuǎn)變情況有很大差異，所以很可能沖擊樣品的吸能和絕熱溫升所導(dǎo)致的熱軟化并不是造成析出相轉(zhuǎn)變的主要原因。在Al-Cu合金強(qiáng)變形研究中，很多學(xué)者報(bào)道了θ′析出相被位錯(cuò)切割，逐漸分解成球狀顆粒的研究成果。Murayama等[19]指出，時(shí)效態(tài)Al-Cu合金的變形過程與固溶態(tài)合金變形有較大區(qū)別。固溶態(tài)合金變形時(shí)，位錯(cuò)多聚積于粗大第二相或晶界處。而時(shí)效態(tài)合金變形時(shí)，位錯(cuò)會(huì)優(yōu)先與θ′析出相作用，析出相會(huì)被位錯(cuò)切割而逐漸分解，析出的Cu原子回溶到Al基體中。直到析出相被完全分解后，位錯(cuò)才開始與晶粒作用，此時(shí)與固溶態(tài)合金變形的情況相同。也可以認(rèn)為在變形過程中，θ′析出相與位錯(cuò)相互作用的結(jié)果。隨著應(yīng)變速率的提高，沖擊樣品的應(yīng)變增大，合金內(nèi)產(chǎn)生的位錯(cuò)增多，位錯(cuò)切割θ′析出相，使其變得扭曲，斷裂，分解成球狀相，最終析出的Cu原子回溶到Al基體中。利用高分辨透射電鏡從〈100〉方向觀察沖擊樣品中有代表性的析出相形貌，具體結(jié)果見圖12。

圖12 2519A-T87鋁合金5000 s-1以上應(yīng)變率沖擊樣品中不同形狀析出相的高分辨TEM照片

從圖12可見，T87態(tài)合金在5000 s-1以上的應(yīng)變速率下，析出相出現(xiàn)了扭曲及斷裂的痕跡，或者分解成球狀(圖12)。但扭曲的析出相與Al基體的界面為完全共格(圖12(a))，說明扭曲析出相是被位錯(cuò)切割分解的產(chǎn)物，而不是穩(wěn)定相θ相生成。而且發(fā)現(xiàn)扭曲狀和球狀的析出相上都有明顯的變形導(dǎo)致的應(yīng)力條紋，可以判定其為θ′析出相與位錯(cuò)相互作用的產(chǎn)物。所以在高應(yīng)變速率下，θ′析出相的演變規(guī)律為析出相與位錯(cuò)相互作用，析出相被位錯(cuò)切割，逐漸變得扭曲，斷裂，分解成球狀，最終回溶入Al基體。而且由于高應(yīng)變速率變形，溶質(zhì)原子沿位錯(cuò)擴(kuò)散的速率被大幅加快，絕熱溫度也提高了溶質(zhì)原子的擴(kuò)散速率，這些都會(huì)加快溶質(zhì)原子的回溶速率，促使θ′析出相快速分解和回溶入Al基體。

在實(shí)際應(yīng)用中，希望2519A鋁合金具有較高的動(dòng)態(tài)屈服強(qiáng)度且絕熱剪切敏感性較低。冷變形量較大的熱處理工藝T8或T9可以較大幅度提高2519A鋁合金的動(dòng)態(tài)屈服強(qiáng)度，但其絕熱剪切敏感性也較大，容易發(fā)生絕熱剪切斷裂使材料失效，再加上板材制備過程中的困難，不應(yīng)該考慮在實(shí)際中應(yīng)用。在冷變形量不大的前提下，斷續(xù)時(shí)效T9I6處理后的2519A鋁合金，θ′析出相變得更加細(xì)小彌散，合金的動(dòng)態(tài)屈服強(qiáng)度較T87態(tài)合金大幅提升，絕熱剪切敏感性也控制在一定范圍內(nèi)。因此在高應(yīng)變速率下，斷續(xù)時(shí)效T9I6工藝使動(dòng)態(tài)屈服強(qiáng)度和絕熱剪切敏感性兩項(xiàng)指標(biāo)達(dá)到平衡，是在裝甲材料應(yīng)用上的最佳選擇。

3 結(jié)論

(1)2519A-T9I6鋁合金擁有比T87態(tài)合金更高的動(dòng)態(tài)屈服強(qiáng)度和更好的動(dòng)態(tài)吸能能力，同時(shí)比強(qiáng)變形T8或T9態(tài)合金更低的絕熱剪切敏感性。

(2)強(qiáng)變形態(tài)2519A鋁合金擁有更高的動(dòng)態(tài)屈服強(qiáng)度和吸能能力，但其絕熱剪切敏感性也非常高，在高應(yīng)變速率變形中極易發(fā)生絕熱剪切斷裂，在應(yīng)用上受到限制。

(3)揭示了2519A鋁合金在高應(yīng)變速率下的失效機(jī)理。合金內(nèi)θ′析出相被位錯(cuò)切割，逐漸斷裂分解，最后溶質(zhì)原子回溶于Al基體，導(dǎo)致合金發(fā)生軟化。高應(yīng)變速率和絕熱溫度加速了析出相的分解速率。