徐道芬 陳康華 陳運(yùn)強(qiáng) 邢軍 陳送義 李曉謙

摘? ?要：采用超聲半連續(xù)鑄造方法制備了3種不同雜質(zhì)Fe質(zhì)量分?jǐn)?shù)的2219鋁合金鑄錠，并結(jié)合OM、SEM、力學(xué)拉伸實(shí)驗(yàn)、電化學(xué)實(shí)驗(yàn)等分析測(cè)試方法，研究了Fe質(zhì)量分?jǐn)?shù)對(duì)2219鋁合金組織和性能的影響. 結(jié)果表明，當(dāng)Fe元素超過(guò)一定質(zhì)量分?jǐn)?shù)后，有Al7Cu2（FeMn）相析出，且殘余結(jié)晶相體積分?jǐn)?shù)增加，導(dǎo)致合金強(qiáng)塑性與耐腐蝕性能下降. 2219鋁合金的室溫?cái)嗔研袨橹饕葾l7Cu2（FeMn）相的脆斷、Al2Cu相在鍛造過(guò)程中所形成的裂紋源擴(kuò)展方向及粗大結(jié)晶相與基體界面結(jié)合強(qiáng)度低三方面因素綜合影響.

關(guān)鍵詞：2219鋁合金;Fe;顯微組織;力學(xué)性能;腐蝕行為

Abstract：Three kinds of 2219 aluminum alloy with different iron Fe mass fractions? were produced by ultrasonic semi-continuous casting method. The influence of Fe mass fraction on microstructure and properties of 2219 aluminum alloy was investigated by OM， SEM， tensile tests and electrochemical corrosion experiment. The results showed that the mechanical properties and corrosion resistance decreased obviously with the increase of Fe mass fraction， which was attributed to the generation of massive primary Al7Cu2（FeMn） phase and the increase of volume fraction of residual crystalline phases. The tensile fracture behavior of 2219 aluminum alloy at room temperature was mainly influenced by the brittle fracture of Al7Cu2（FeMn） phase， the crack direction of Al2Cu phase formed in the forging process and the low bonding strength at coarse residual crystalline phase/ Al matrix interfaces.

Key words：2219 aluminum alloy;Fe;microstructures;mechanical property;corrosion behavior

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(diǎn)，已全面取代2014鋁合金成為大型運(yùn)載火箭貯箱的主體材料[1-3]. 隨著對(duì)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(diǎn). 如陽(yáng)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(kāi)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(shí)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(chǎng)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(shí)，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(duì)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(shí)，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(huì)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(huì)有新的富Fe相形成. Zhang等[17-18]研究了Mn、Si含量對(duì)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(shí)針狀β-Fe相將完全被漢字狀α-Fe取代;單獨(dú)添加Si或Si、Mn復(fù)合添加都會(huì)促進(jìn)α-Fe形成從而抑制β-Fe相的形成. 對(duì)于2219鋁合金而言，原料和熔煉過(guò)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(guò)研究雜質(zhì)元素Fe質(zhì)量分?jǐn)?shù)對(duì)2219鋁合金組織和性能的影響，為2219鋁合金在實(shí)際工程中的應(yīng)用提供指導(dǎo).

1? ?實(shí)? ?驗(yàn)

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(shí)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(shí)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(shí)效24 h.

根據(jù)GB/T? 228—2002，用線切割機(jī)將拉伸試樣加工成75 mm×6 mm×2 mm的片狀，在Instron3369型拉伸試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行拉伸實(shí)驗(yàn)，拉伸速度為2 mm/min，實(shí)驗(yàn)數(shù)據(jù)取3個(gè)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(cè)量循環(huán)極化曲線（Tafel）. 采取工作電極、對(duì)電極和參比電極分別為測(cè)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(shí)驗(yàn)溫度為（25±3） ℃，實(shí)驗(yàn)面積為1 cm2. 測(cè)試前將試樣置于溶液中浸泡30 min. 極化曲線測(cè)試電勢(shì)區(qū)間為-1.1～-0.3 V，掃描速度為0.005 V/s.

2? ?實(shí)驗(yàn)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(jiàn)，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(shí)，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(zhǎng)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(zhǎng)且粗化趨勢(shì)，最長(zhǎng)尺寸可達(dá)128 μm（圖1（c）），而白色網(wǎng)狀相呈減少趨勢(shì).

對(duì)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(duì)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(duì)Al7Cu2（FeMn）相形貌和分布情況進(jìn)行統(tǒng)計(jì)，發(fā)現(xiàn)當(dāng)Fe質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.10%時(shí)，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(shí)，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(guò)其在Al中的最大固溶度時(shí)，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(shí)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(wú)區(qū)別，這主要是因?yàn)锳l7Cu2（FeMn）相屬于高熔點(diǎn)相，熔點(diǎn)遠(yuǎn)高于實(shí)驗(yàn)所用的固溶條件，無(wú)法固溶至基體中.

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(shí)，合金具有較好的強(qiáng)塑性，抗拉強(qiáng)度σb、屈服強(qiáng)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(shí)，延伸率下降最為明顯，由10.3%降至8.4%，下降了18.4%，抗拉強(qiáng)度下降了5.1%至425 MPa，而屈服強(qiáng)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(qiáng)度、屈服強(qiáng)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(jiàn)，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.

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(shí)，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(guò)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(shí)，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(shí)，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(jiàn)，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(guò)渡. 這主要是因?yàn)?，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(guò)程中，雜質(zhì)相受力時(shí)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.

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.

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2.97×10-5 A/cm2增至1.40×10-4 A/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(shí)，Ecorr-Erep差值為0.084 V;當(dāng)Fe質(zhì)量分?jǐn)?shù)增至0.15%時(shí)，Ecorr-Erep差值增大為0.158 V. 進(jìn)一步證實(shí)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(guò)程中可能存在的相. 然后，對(duì)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(guò)程可參考Al2Cu相角，如圖6（b）所示.

利用JMatPro軟件計(jì)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(guò)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(shí)（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L[580 ℃][→]αAl + Al20Mn3Cu2，四相平衡共晶轉(zhuǎn)變L[547 ℃][→]αAl + Al20Mn3Cu2 + Al2Cu，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(shí)（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)L + Al6Mn*[580 ℃][→]αAl + Al7Cu2Fe，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L[577 ℃][→]αAl + Al20Mn3Cu2 + Al7Cu2Fe，L[547 ℃][→]αAl + Al20Mn3Cu2 + Al2Cu + Al7Cu2Fe，直到液相完全消耗. 以上為2219合金凝固過(guò)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(guò)程不難分析出Fe元素會(huì)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.

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(huì)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(shì). 另外，因?yàn)?219鋁合金中Cu質(zhì)量分?jǐn)?shù)遠(yuǎn)超過(guò)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(huì)引起時(shí)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(jiàn)，2219鋁合金的室溫?cái)嗔研袨橹饕山Y(jié)晶相大小和分布、結(jié)晶相與基體結(jié)合強(qiáng)度及結(jié)晶相開(kāi)裂三方面因素綜合影響.

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(duì)于2219鋁合金而言，含Cu量遠(yuǎn)超過(guò)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(guò)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(diǎn)相，其體積和形貌無(wú)法通過(guò)均勻化過(guò)程或固溶過(guò)程改變，但在鍛造開(kāi)坯中因受剪切力的作用而破碎分散呈短棒狀. 在拉伸過(guò)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(cuò)，由于第二相的釘扎作用，位錯(cuò)會(huì)在Al2Cu相、β-Fe相與基體界面塞積，形成拉應(yīng)力場(chǎng)，一旦應(yīng)力增大到界面與基體的結(jié)合強(qiáng)度時(shí)，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(kuò)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(huì)弱化其與基體的結(jié)合強(qiáng)度，裂紋更易形成并擴(kuò)展，如圖8（a）所示;而粒子孤立存在時(shí)，粒子與周圍基體界面出現(xiàn)裂紋但并未見(jiàn)裂紋擴(kuò)展，如圖8（b）所示.

Al2Cu相和β-Fe相均為硬脆相，自身強(qiáng)度較低，容易成為裂紋源. 在鍛造過(guò)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(guò)程中形成裂紋. 在拉伸過(guò)程中，裂紋源的方向性對(duì)裂紋擴(kuò)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(jiàn)裂紋進(jìn)一步擴(kuò)展. 若Al2Cu相上的裂紋與拉伸方向垂直，則裂紋擴(kuò)展嚴(yán)重，會(huì)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(shí).

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

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(shí)在β-Fe相尖角處會(huì)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(guò)程中較Al2Cu相更容易自身開(kāi)裂，并迅速擴(kuò)展，由圖8（b）可得到證實(shí).

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(cuò)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(shí)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(diǎn)蝕為主的局部腐蝕，且合金發(fā)生點(diǎn)蝕的位置多集中在第二相粒子和基體的交界處，其腐蝕過(guò)程如圖9所示[23]. 其原因?yàn)椋寒?dāng)Al2Cu、β-Fe第二相析出時(shí)，周圍基體中Cu溶解度顯著下降，形成無(wú)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(yáng)極，形成一個(gè)“小陽(yáng)極-大陰極”的原電池，發(fā)生陽(yáng)極溶解，即Al→Al3+ + 3e-;隨著時(shí)間的延長(zhǎng)，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(guò)Image J軟件對(duì)2219鋁合金中殘余結(jié)晶相種類和分布進(jìn)行統(tǒng)計(jì)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(diǎn)通過(guò)電化學(xué)實(shí)驗(yàn)結(jié)果（圖5和表3）得到了證實(shí).

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(qiáng)塑性降低. 在拉伸過(guò)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(kāi)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.

參考文獻(xiàn)

[1]? ? NAKAI M， ETO T. New aspect of development of high strength aluminum alloys for aerospace applications[J]. Materials Science and Engineering：A，2000，285（1/2）：62—68.

[2]? ? MENDEZ P F，EAGAR T W. Welding processes for aeronautics[J]. Advanced Materials Process，2001，159（5）：39—42.

[3]? ? 劉欣，王國(guó)慶，李曙光，等. 重型運(yùn)載火箭關(guān)鍵制造技術(shù)發(fā)展展望[J]. 航天制造技術(shù)，2013，2（1）：1—6.

LIU X，WANG G Q，LI S G，et al. Forecasts on crucial manufacturing technology development of heavy lift launch vehicle[J]. Aerospace Manufacturing Technology，2013，2（1）：1—6. （In Chinese）

[4]? ? 陽(yáng)代軍，張文學(xué)，徐坤和，等. 9 m級(jí)超大直徑2219鋁合金整體環(huán)軋制工藝及質(zhì)量分析[J]. 熱加工工藝，2019，48（6）：189—193.

YANG D J，ZHANG W X，XU K H，et al. Analysis on rolling process and quality of aluminum alloy 2219 integral ring with 9 m ultra-large diameter[J]. Hot Working Technology，2019，48（6）：189—193. （In Chinese）

[5]? ? 楊林學(xué)，張立華，李瑞卿. 多源超聲對(duì)2219鋁合金鑄錠凝固組織和成分偏析的影響[J]. 材料熱處理學(xué)報(bào)，2019，40（3）：49—55.

YANG L X，ZHANG L H，LI R Q. Influence of multi-source ultrasonic on microstructure and composition segregation of 2219 aluminum alloy ingot[J]. Transactions of Materials and Heat Treatment，2019，40（3）：49—55. （In Chinese）

[6]? ? 李紅英，王法云，王曉峰，等. 超大直徑2219 鋁合金環(huán)軋件的顯微組織與力學(xué)性能[J]. 中國(guó)有色金屬學(xué)報(bào)，2009，13（3）：469—476.

LI H Y，WANG F Y，WANG X F，et al. Microstructures and mechanical properties of super large diameter 2219 aluminum alloy ring[J]. The Chinese Journal of Nonferrous Metals，2009，13（3）：469—476. （In Chinese）

[7]? ? LU Y L，WANG J，LI X C，et al. Effects of pre-deformation on the microstructures and corrosion behavior of 2219 aluminum alloys[J]. Materials Science and Engineering：A，2018，723（18）：204—211.

[8]? HE H L，YI Y P，HUANG S Q，et al. Effects of deformation temperature on second-phase particles and mechanical properties of 2219 Al-Cu alloy[J]. Materials Science and Engineering：A，2018，712（1）：414—423.

[9]? ? ELGALLAD E M，ZHANG Z，CHEN X G. Effect of two-step aging on mechanical properties of AA2219DC cast alloy[J]. Materials Science and Engineering：A，2015，625（1）：213—220.

[10] KOZIEL J，BLAZ L，WLOCH G，et al. Precipitation processes during non-isothermal aging of fine-grained AA2219[J]. Journal of Alloys and Compounds，2016，682（11）：468—475.

[11] BACKERUD L， CHAI G， TAMMINEN J. Solidification characteristics of aluminum alloys：foundry alloys[M]. Stockholm：American Foundrymen's Society，1990：71—266.

[12]? TSENG C J，LEE S L，WU T F，et al. Effects of Fe content on microstructure and mechanical properties of A206 alloy[J]. Materials Transactions，2000，41（10）：708—713.

[13]? LIN B，ZHANG W W，ZHAO Y L，et al. Solid-state transformation of Fe-rich intermetallic phases in Al-5.0Cu-0.6Mn squeeze cast alloy with variable Fe contents during solution heat treatment[J]. Materials Characterization，2015，104（7）：124—131.

[14]? ZHANG W W，LIN B，ZHANG D T，et al. Microstructures and mechanical properties of squeeze cast Al-5.0Cu-0.6Mn alloys with different Fe content[J]. Materials and Design，2013，52（12）：225—233.

[15]? LIU K，CAO X，CHEN X G. Solidification of iron-rich intermetallic phases in Al-4.5Cu-0.3Fe cast alloy[J]. Metallurgical and Materials Transactions A，2011，42（7）：2005—2016.

[16]? KAMGA H K，LAROUCHE D，BOURNANE M，et al. Mechanical properties of aluminium-copper B206 alloys with iron and silicon additions[J]. International Journal of Cast Metals Research，2012，25（1）：17—25.

[17]? ZHANG W W，LIN B，CHENG P，et al. Effects of Mn content on microstructures and mechanical properties of Al-5.0Cu-0.5Fe alloys prepared by squeeze casting[J]. Transactions of Nonferrous Metals Society of China，2013，23（6）：1525—1531.

[18]? LIU K，CAO X，CHEN X G. Effect of Mn，Si，and cooling rate on? the formation of iron-rich intermetallics in 206 Al-Cu cast alloys[J]. Metallurgical and Materials Transactions B，2012，43（12）：1231—1240.

[19] TSENG C J，LEE S L，WU T F，et al. Effect of manganese on microstructure and mechanical properties of A206 alloys containing iron[J]. Journal of Materials Research，2002，17（9）：2243—2250.

[20]? MUKHOPADHYAY A K. On the nature of the Fe-bearing particles influencing hard anodizing behavior of AA 7075 extrusion products[J]. Metallurgical and Materials Transactions A，1998，29（13）：979—987.

[21]? BELOV N A，ESKIN D G，AKSENOV A A. Multicomponent phase diagrams：applications for commercial aluminum alloys[M]. Amsterdam：Elsevier，2005：164—167.

[22]? 林波，張衛(wèi)文. 高鐵含量擠壓鑄造鋁銅合金中富鐵相演變及對(duì)拉伸斷裂行為的影響[J]. 材料熱處理學(xué)報(bào)，2016，37（12）：48—55.

LIN B，ZHANG W W. Evolution of iron-rich phases and their effect on the tensile fracture behavior of squeeze-cast Al-Cu alloys with high Fe contents[J]. Transactions of Materials and Heat Treatment，2016，37（12）：48—55. （In Chinese）

[23]? GRILLI R，BAKER M A，CASTLE J E，et al. Localized corrosion of a 2219 aluminium alloy exposed to a 3.5% NaCl solution[J]. Corrosion Science，2010，52（9）：2855—2866.