蹇海根， 姜 鋒， 李金龍， 鄭秀媛， 韋莉莉

(中南大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，長(zhǎng)沙410083)

作為高強(qiáng)高韌鋁合金的主體，Al-Zn-Mg-Cu合金具有硬度高、加工性能好等特點(diǎn)，廣泛應(yīng)用于航空航天及民用工業(yè)［1，2］。B93鋁合金是屬于Al-Zn-Mg-Cu系的一種新型鋁合金結(jié)構(gòu)材料，具有好的鑄造、鍛造和擠壓工藝性能，良好的淬透性，不僅適用于生產(chǎn)棒材，同時(shí)還特別適用于制造大型鍛件等加工制品，是一種性能優(yōu)良的高強(qiáng)鍛造鋁合金［3，4］。

目前，鋁合金的淬透性研究已經(jīng)成為國(guó)內(nèi)外高性能鋁合金材料研究的熱點(diǎn)課題［5～8］，國(guó)內(nèi)在鋁合金淬火工藝的技術(shù)層面上有過(guò)一些研究，但在系統(tǒng)的基礎(chǔ)理論方面的研究還很薄弱。早在1948年，為了建立鋁合金最終強(qiáng)度與淬火速率的關(guān)系，F(xiàn)ink和Willey［9］用中斷淬火技術(shù)構(gòu)建了7075-T6鋁合金的時(shí)間-溫度-性能(TTP)曲線，并用經(jīng)過(guò)TTP曲線臨界溫度區(qū)域的平均冷卻速率來(lái)預(yù)報(bào)鋁合金時(shí)效后的力學(xué)性能和抗腐蝕性能。為了提高預(yù)報(bào)精度，Evancho和Staley［10］于1974年提出，淬火因子分析(QFA)模型可以成功地預(yù)測(cè)鋁合金淬火后的物理性能。此后許多學(xué)者［11，12］不斷改進(jìn)了最初的分析模型，他們通過(guò)建立各種鋁合金的TTP曲線結(jié)合析出動(dòng)力學(xué)分析鋁合金冷卻方式與微觀組織、性能之間的關(guān)系，以此為依據(jù)改善并控制鋁合金的淬火工藝。

由于鋁合金棒材只有達(dá)到一定直徑時(shí)才會(huì)產(chǎn)生明顯的淬透現(xiàn)象，而實(shí)際生產(chǎn)中幾乎不可能使用大規(guī)格產(chǎn)品去做合金與棒材直徑相關(guān)的淬透性研究。因此，本研究以高強(qiáng)韌B93鋁合金棒材為實(shí)驗(yàn)材料，研究了固溶淬火態(tài)及時(shí)效后距離棒材中心不同距離處合金的組織特征和相變規(guī)律。

1 實(shí)驗(yàn)材料及方法

研究用高強(qiáng)鋁合金棒材由東北輕合金有限責(zé)任公司提供，其主要合金成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)為：Zn 6.8，Mg 2.0，Cu 1.0，F(xiàn)e 0.3，Si 0.2，其余為Al。合金經(jīng)半連續(xù)鑄造、均勻化退火后、擠壓成φ245mm的圓柱形棒材。470℃保溫4h后淬火，冷透后取出，從棒材最中間截取厚為20mm的圓餅狀試樣，沿半徑方向在試樣不同位置取樣進(jìn)行時(shí)效處理。從棒材中心(0mm)開(kāi)始，每間隔10mm的距離，沿試樣的徑向測(cè)試時(shí)效后合金的硬度。并選點(diǎn)對(duì)淬火態(tài)和時(shí)效態(tài)試樣進(jìn)行 X射線衍射分析(XRD)和透射電鏡(TEM)組織觀察，具體取樣如圖1所示。

圖1 合金棒材的取樣圖Fig.1 The sampling process of bar specimen

利用ANSYS軟件根據(jù)淬火試樣尺寸構(gòu)建三維實(shí)體，選用8節(jié)點(diǎn)solid70單元進(jìn)行網(wǎng)格劃分，單元數(shù)為141571，節(jié)點(diǎn)數(shù)為188465。模擬淬火過(guò)程采用的熱傳導(dǎo)方程［13］為：

其中ρ，c和λ分別表示材料的密度、比熱容和熱傳導(dǎo)系數(shù);T為物體的瞬態(tài)溫度;r，z為圓柱坐標(biāo);t為過(guò)程進(jìn)行的時(shí)間。初始條件：

邊界條件為對(duì)流換熱邊界條件，表達(dá)式為：

其中h和τ分別表示表面換熱系數(shù)和換熱邊界;Τs為棒材的表面溫度;Τq為淬火介質(zhì)溫度。

在t=0時(shí)刻，試樣的溫度場(chǎng)是均勻分布的，均為470℃，水溫為25℃。淬火溫度場(chǎng)模擬的一些模擬參數(shù)見(jiàn)表1。

在大棒材中間橫截面(H=130mm)距離中心0mm，60mm，90mm，120mm位置分別預(yù)埋熱電耦，采用TC-2A多路溫度測(cè)試儀測(cè)量這些位置處在淬火過(guò)程中溫度隨淬火時(shí)間的變化情況。固溶保溫處理在60KW箱式電阻爐中進(jìn)行，采用電位差計(jì)測(cè)爐溫，爐溫誤差為±2℃;淬火在5m3水池中進(jìn)行，水溫為室溫;時(shí)效處理在循環(huán)鼓風(fēng)干燥箱中進(jìn)行，溫度誤差±1℃，時(shí)效制度為120℃/24h。

表1 有限元模擬參數(shù)Table 1 Parameters for the finite element simulation

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果

2.1 淬火溫度場(chǎng)模擬

棒材高向最中間位置離棒材中心不同距離處，淬火時(shí)其溫度場(chǎng)的模擬及測(cè)量結(jié)果如圖2所示。

圖2 距棒材中心不同距離處溫度分布情況Fig.2 The quenching temperature distribution at different distance from the bar centre

圖2a～d分別表示淬火后距棒材中心0mm，60mm，90mm，120mm(表面)處有限元模擬和實(shí)際測(cè)量溫度的分布情況。可以觀察到，在淬火開(kāi)始階段棒材各位置迅速冷卻，形成較穩(wěn)定的溫度梯度，其中棒材表面溫度下降最快。之后，隨著淬火時(shí)間的延長(zhǎng)，溫度下降速率明顯減慢。由于進(jìn)行淬火溫度場(chǎng)模擬時(shí)假定水溫恒定，所以測(cè)量值均比模擬結(jié)果略高一點(diǎn)，總體上，棒材各位置的模擬結(jié)果與實(shí)測(cè)結(jié)果符合較好。

2.2 臨界淬火速率

合金棒材淬火時(shí)效后，距棒材中心不同位置處合金的硬度曲線見(jiàn)圖3。由圖可見(jiàn)，淬火時(shí)效后，棒材中心硬度最低(144HBS)，棒材外表面(約120mm)硬度最高(150HBS)，沿徑向從中心向表面棒材硬度上升，但整體差別不大。由于鋁合金的淬透性還沒(méi)有統(tǒng)一明確定義，我們規(guī)定淬火時(shí)效后硬度明顯下降處所對(duì)應(yīng)的距離為淬透層深度，據(jù)此，由圖3可知合金棒材的淬透層深度為30mm左右。

圖3 淬火后時(shí)效態(tài)棒材徑向方向硬度的變化Fig.3 The change of the hardness along the radial direction of the bar at the as-aged

棒材從470℃開(kāi)始出爐，轉(zhuǎn)移時(shí)間5s，棒材表面降溫5℃(其他位置可視為溫度沒(méi)有變化)，冷至200℃，在此期間為勻速冷卻，200℃以下已無(wú)淬火效應(yīng)。根據(jù)冷卻速率計(jì)算公式：

其中，ΤQ為棒材的淬火溫度，ΤH為設(shè)定臨界溫度值200℃，ΤL為淬火轉(zhuǎn)移時(shí)損失的溫度值，t為淬火到200℃時(shí)所需的時(shí)間。計(jì)算得到淬火過(guò)程中棒材不同位置的具體冷卻速率情況見(jiàn)表2。

表2 淬火過(guò)程中棒材不同位置的冷卻速率Table 2 Relationship between cooling rate and distance from the bar centre during the quenching process

根據(jù)有限元模擬的臨界淬火深度處的水淬冷卻曲線(圖2c)和表2的計(jì)算結(jié)果可知，棒材的淬火臨界冷卻速率為15℃/s。

2.3 物相分析

淬火態(tài)和時(shí)效態(tài)棒材不同位置的X射線衍射譜如圖4。從圖可以看出，淬火態(tài)棒材(圖4a)沒(méi)有出現(xiàn)MgZn2衍射峰，時(shí)效態(tài)(圖4b)棒材不同位置處均能觀察到MgZn2衍射峰，沿徑向從棒材中心至表面MgZn2衍射峰強(qiáng)度逐漸升高，在90mm處衍射峰的強(qiáng)度增強(qiáng)，這跟此位置的時(shí)效硬度趨勢(shì)一致。

圖4 淬火態(tài)和時(shí)效態(tài)棒材不同位置的X射線衍射譜Fig.4 The X-Ray diffraction chart of the different distance from center as quenched(a)and the as aged bar(b)

2.4 微觀組織觀察

固溶淬火后，對(duì)棒材中心位置進(jìn)行掃描觀察及能譜分析，其結(jié)果如圖5所示。

由圖可見(jiàn)，在棒材中心存在粗大的球形S (Al2CuMg)相和塊、棒狀的η(MgZn2)相。同時(shí)在再結(jié)晶晶粒中心還可以看到一些散落的質(zhì)點(diǎn)，一般認(rèn)為是η'(MgZn2)相，呈細(xì)小針狀。

進(jìn)一步對(duì)固溶淬火后棒材中心、距離中心60mm處以及棒材表面的試樣進(jìn)行TEM觀察，其結(jié)果見(jiàn)圖6。

圖5 棒材中心的SEM照片(a)及S相(b)，η相(c)能譜分析Fig.5 SEM micrograph of the central part of alloy bar(a)and EDS analysis of S(b)and η phase(c)

圖6 淬火態(tài)棒材的TEM組織 (a)棒材中心; (b，c)距離中心60mm處;(d)棒材表面Fig.6 The TEM microstructure of the as quench bar (a)the center of the bar;(b，c)60mm away from the center;(d)the surface

由圖可知，棒材表面由于處于完全固溶狀態(tài)組織較為均勻，很難觀察到未溶的平衡相。隨著冷卻速率的降低，晶內(nèi)和晶界上分布著一定數(shù)量形狀、大小不均的平衡相(如圖6箭頭所示)，但越靠近棒材中心，平衡相的數(shù)量和體積越大。球形Al2CuMg相的形成可能是由于鑄造冷凝時(shí)Cu元素?cái)U(kuò)散速率較Zn和Mg都小，易形成高濃度Cu富集區(qū)，吸引周圍的Al，Mg元素而形核長(zhǎng)大的。平衡η相的形成不一定完全是由η'轉(zhuǎn)變過(guò)來(lái)的，也有可能是直接從過(guò)飽和固溶體直接形核而成，或者從晶體缺陷處析出，例如晶界、亞晶界和位錯(cuò)等。其具有六方晶格，與基體不共格，與基體存在常見(jiàn)的兩種取向關(guān)系為沿＜110＞方向的棒狀η相和沿＜100＞或＜112＞方向的塊狀η相［14］。

圖7為淬火時(shí)效后合金棒材不同位置處的TEM微觀組織。從圖中可以看到，時(shí)效后基體中均析出大量細(xì)小彌散的強(qiáng)化η'(MgZn2)相，且越靠近棒材表面冷卻速率越快，晶粒內(nèi)部的沉淀強(qiáng)化相體積分?jǐn)?shù)越大，強(qiáng)化效果越明顯。棒材中心，由于淬火冷卻是一個(gè)連續(xù)變化過(guò)程，在各溫度區(qū)間析出的平衡相并不穩(wěn)定，當(dāng)進(jìn)一步降溫及隨后的時(shí)效處理時(shí)，平衡相將發(fā)生球化、粗化，甚至相的形狀和成分也會(huì)隨之發(fā)生改變，含有不穩(wěn)定相的組織逐漸轉(zhuǎn)變到含有較多穩(wěn)定相的組織［15］。這些粗大的平衡相消耗了基體中大量的溶質(zhì)原子，降低了合金的過(guò)飽和程度，從而削弱了時(shí)效強(qiáng)化效果。而那些細(xì)小彌散的強(qiáng)化相只能在溶質(zhì)原子濃度高的地方，也就是遠(yuǎn)離平衡相之間析出，于是這些平衡相周圍就形成了明顯的無(wú)沉淀析出帶，并且離這些相越近，沉淀強(qiáng)化相的密度越小，如圖7b所示，這也會(huì)導(dǎo)致時(shí)效強(qiáng)化效果降低。同時(shí)可見(jiàn)，棒材表面晶界上的析出相大小均勻，呈連續(xù)鏈狀分布，隨著冷卻速率進(jìn)一步降低，晶界上的析出相呈斷續(xù)分布，且無(wú)沉淀析出帶明顯加寬(圖7c，d)。

圖7 淬火時(shí)效后棒材的TEM組織 (a，b)棒材中心; (c)距離中心60mm處;(d)棒材表面Fig.7 The TEM microstructure of the bar at aging state (a，b)the center of the bar;(c)60mm away from the center;(d)the surface

3 分析與討論

3.1 冷卻速率對(duì)硬度的影響

固溶淬火后，合金元素Zn，Mg等大部分都溶于鋁基體之中。從圖4可以看出，淬火態(tài)X射線衍射圖中MgZn2衍射峰幾乎觀察不到，說(shuō)明整個(gè)棒材達(dá)到完全過(guò)飽和狀態(tài)。經(jīng)過(guò)時(shí)效處理后，棒材不同位置處均能觀察到MgZn2衍射峰，沿徑向從棒材中心至表面MgZn2衍射峰強(qiáng)度逐漸升高，說(shuō)明大量析出MgZn2相，且析出量逐漸增加。越靠近棒材表面，析出強(qiáng)化相的體積分?jǐn)?shù)越大(圖7)，所以其硬度也就越高。

淬火后，棒材表面處于完全固溶狀態(tài)，可以假定這個(gè)狀態(tài)η'相體積分?jǐn)?shù)為零，沒(méi)有析出;而峰值時(shí)效后硬度達(dá)到150HBS，η'相體積分?jǐn)?shù)為1。根據(jù)圖3棒材不同位置與硬度關(guān)系曲線繪制出相變體積分?jǐn)?shù)與位置的關(guān)系圖，圖8中圓點(diǎn)為由硬度曲線計(jì)算得到的值。然后再采用基于唯象理論建立的Johnson-Mehl-Avrami相變動(dòng)力學(xué)方程 φ=1-exp (-ktn)進(jìn)行擬合［16］，其中φ為相轉(zhuǎn)變體積分?jǐn)?shù);t表示反應(yīng)時(shí)間;k為與時(shí)間、形核等無(wú)關(guān)的常數(shù)，和n值共同表征不同的相變反應(yīng)過(guò)程?？梢园l(fā)現(xiàn)，淬火時(shí)效后，析出強(qiáng)化相體積分?jǐn)?shù)變化趨勢(shì)跟硬度基本相似，這就說(shuō)明冷卻速率對(duì)時(shí)效后合金的強(qiáng)化相析出量起決定作用，從而影響其強(qiáng)化效果。

圖8 η'相體積分?jǐn)?shù)與棒材不同位置的關(guān)系Fig.8 Relationship between distance from the center of bar and volume fraction of η'phase

3.2 冷卻速率對(duì)組織的影響

研究用的合金棒材由于尺寸較大，中間部分難以獲得足夠大的冷卻速率，因此，第二相非均勻形核析出往往難以避免。非均勻形核產(chǎn)生的這些相為平衡相，尺寸大，較穩(wěn)定，在后續(xù)的時(shí)效過(guò)程中不能消除，從而對(duì)合金的強(qiáng)度、硬度、韌性等性能產(chǎn)生不利影響［17］。

淬火冷卻實(shí)際上是一個(gè)受溫度控制和影響的動(dòng)力學(xué)過(guò)程。由于溫度的降低，這些合金元素在鋁基體中的溶解度不斷減小，因此，有分解析出第二相的傾向。距離棒材中心越近，冷卻速率越小，粗大第二相有足夠的時(shí)間形核并長(zhǎng)大，同時(shí)，這些相的析出還消耗了Zn，Mg等溶質(zhì)原子，降低了淬火后固溶體的過(guò)飽和程度，減少了時(shí)效時(shí)沉淀強(qiáng)化相的體積分?jǐn)?shù)。而在淬火表面，由于和冷卻水直接接觸，冷卻速率較快，合金淬火后基體中溶質(zhì)和空位濃度高，時(shí)效后可形成分布均勻、細(xì)小、彌散的η'相(圖7d)，具有很好的強(qiáng)化效果，合金的硬度最高。

由透射電鏡組織觀察結(jié)果可知，在緩慢冷卻過(guò)程中，晶界上也觀察到η平衡相的非均勻形核析出。晶界是一種面缺陷，合金淬火過(guò)程中溶質(zhì)原子易在晶界上發(fā)生非平衡偏聚，形成厚度為數(shù)個(gè)納米的富溶質(zhì)層，而在晶界附近形成貧溶質(zhì)區(qū)。淬火速率快時(shí)(表面)，合金的溫度下降很快，第二相沒(méi)有時(shí)間在晶界上形核析出，而使晶界上溶質(zhì)原子濃度較高，因此，時(shí)效時(shí)第二相可沿晶界較均勻地析出，并且長(zhǎng)大速率差別不大，得到的尺寸也相差不大(圖7d)。隨著淬火速率減小，第二相有充分的時(shí)間在晶界上形核并一定程度的長(zhǎng)大，而且速率越小第二相的數(shù)量和尺寸也越大，這些第二相的形成同時(shí)也導(dǎo)致晶界上溶質(zhì)原子濃度的降低。而且這些粗大平衡相很穩(wěn)定，在時(shí)效時(shí)會(huì)吸收周圍溶質(zhì)原子繼續(xù)長(zhǎng)大，并在其周圍形成無(wú)沉淀析出帶，典型的結(jié)果如圖7b所示。和基體相比，這些無(wú)沉淀析出帶相對(duì)較軟，對(duì)合金性能不利。

4 結(jié)論

(1)淬火時(shí)棒材中心冷卻速率最低，棒材表面冷卻速率最高，因此沿徑向從棒材表面至中心，固溶體過(guò)飽和度逐漸下降。時(shí)效處理后，沿徑向從棒材表面至中心析出強(qiáng)化相體積分?jǐn)?shù)也逐漸減小，棒材表面過(guò)飽和度最高，析出強(qiáng)化效應(yīng)最明顯。棒材的淬透層深度為30mm左右，臨界淬火冷卻速率約為15℃/s。

(2)淬火后，晶內(nèi)和晶界析出大量的第二相，沿徑向從棒材中心至表面第二相數(shù)量逐漸減少，而棒材表面沒(méi)有觀察到未溶的第二相，組織較均勻;時(shí)效后，棒材表面析出大量均勻、細(xì)小的η'相，強(qiáng)化效果最明顯，而棒材中心區(qū)域，粗大平衡相仍然殘留在基體中，并在其周圍形成無(wú)沉淀析出帶，強(qiáng)化相體積分?jǐn)?shù)降低，強(qiáng)化效果減弱。

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