王 崗， 尹志民， 周 向， 商寶川

（中南大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，長沙 410083）

6005鋁合金屬于中等強度的合金，由于其優(yōu)良的擠壓性、焊接性和耐腐蝕性，被廣泛地應(yīng)用于軌道列車、汽車、航空等交通運輸業(yè)［1～4］。6005鋁合金是少數(shù)幾種能夠?qū)崿F(xiàn)在線淬火的鋁合金之一，但在實際生產(chǎn)過程中工廠主要依靠經(jīng)驗來進行操作，在線淬火缺乏系統(tǒng)的數(shù)據(jù)和參數(shù)指導(dǎo)。因此，研究6005鋁合金的等溫處理相變動力學(xué)及其淬火敏感性，對優(yōu)化在線淬火工藝和充分發(fā)掘這種合金的優(yōu)異性能有重要意義。

目前，圍繞鋁合金的淬火問題，國內(nèi)外學(xué)者已經(jīng)做了大量的研究［5～8］。研究合金相變動力學(xué)的方法主要有硬度法、DSC法等。Kadi-Hanifi等人［9］用硬度法研究了鋁基體組織的析出和溶解反應(yīng)，利用硬度等值線分析了鋁合金GP區(qū)的動力學(xué)。魏芳等人［10］用DSC法分析了Al-Zn-Mg-Cu-Li合金組織轉(zhuǎn)變動力學(xué)，通過TTT曲線得到了Al-Zn-Mg-Cu-Li合金的GP區(qū)和η'相轉(zhuǎn)變的動力學(xué)參數(shù)及動力學(xué)表達式。李周等［11］對Al-Mg-Si合金進行了研究并得到TTP曲線，發(fā)現(xiàn)鼻尖溫度在370℃，淬火敏感區(qū)間為280～400℃。V.G.Davydov等［12］對1424鋁合金的淬火敏感性進行了研究，TTP曲線表明1424鋁合金的淬火敏感區(qū)間為100～450℃。本工作通過測定合金的TTT和TTP曲線，研究了6005鋁合金的相變動力學(xué)及其淬火敏感性。

1 實驗材料與方法

1.1 實驗材料

實驗合金熔煉后采用半連續(xù)鑄造，鑄錠經(jīng)560℃/6h均勻化處理后在800T臥式擠壓機上擠壓成φ16 mm的棒材，擠壓速率為10m/min，擠壓系數(shù)為29.7，合金成分見表1。

表1 6005鋁合金的化學(xué)成分（質(zhì)量分數(shù)/%）Table 1 Composition analysis of experimental alloy（mass fraction/%）

1.2 實驗方法

將6005鋁合金擠壓棒材沿垂直擠壓方向切割成尺寸φ16mm×6mm大小的圓盤狀樣品。樣品于535℃固溶50min后，立刻放入270～440℃的鹽浴爐中進行0～48h等溫淬火，爐溫波動小于2℃，隨之水淬后使用D60K數(shù)字金屬電導(dǎo)率測試儀測量電導(dǎo)率。等溫處理并水淬后所有樣品在180℃下時效6h，之后在HBE-3000硬度計上測量硬度值。XRD物相分析在 DMAX-2500 X射線分析儀進行，在TECNAIG220電鏡上進行透射電子顯微組織觀察，加速電壓為200kV。

2 實驗結(jié)果

2.1 不同等溫處理對合金電導(dǎo)率和硬度的影響

樣品經(jīng)等溫處理加水淬后，電導(dǎo)率與等溫處理溫度和時間的關(guān)系見圖1a，樣品經(jīng)等溫處理加水淬后，在180℃下時效6h后的硬度見圖1b。由于合金電導(dǎo)率以及硬度在1200s后基本沒有變化，故此處最長等溫時間為1200s。

從圖1a可以看出，在給定等溫溫度下，等溫處理后水冷狀態(tài)合金的電導(dǎo)率隨等溫時間延長而升高，等溫時間達到1200s后，電導(dǎo)率趨于穩(wěn)定;等溫溫度為320～360℃時，隨等溫時間延長電導(dǎo)率快速上升，到后期電導(dǎo)率變化較小。圖1b的結(jié)果則表明，合金經(jīng)等溫加時效處理后，硬度隨等溫時間延長而降低;等溫溫度在300～380℃時，合金的硬度隨等溫時間延長快速下降。等溫溫度不同，合金的硬度值和電導(dǎo)率的變化速率也不同，這反映出在不同等溫溫度下，6005鋁合金過飽和固溶體分解速率的差別。

圖1 等溫處理對合金硬度和電導(dǎo)率的影響 （a）等溫處理對合金電導(dǎo)率的影響;（b）等溫處理對合金硬度的影響Fig.1 The influence of isothermal treatment in hardness and conductivity of alloy （a）the influence of isothermal treatment in conductivity;（b）the influence of isothermal treatment in hardness

2.2 合金的TTT曲線

根據(jù)圖1a所得實驗數(shù)據(jù)，將合金固溶態(tài)（固溶后水冷，不等溫處理）下的電導(dǎo)率（48.6%IACS）看作過飽和固溶體零分解，在某一溫度下等溫處理足夠長時間后的電導(dǎo)率（55.4%IACS）對應(yīng)完全分解。考慮到340℃下合金轉(zhuǎn)變速率快于其他溫度點，所以本工作取340℃下樣品在鹽浴爐中等溫處理48h。分別連接不同等溫溫度下轉(zhuǎn)變10%，20%，30%，40%，50%，60%的數(shù)值點得到固溶體分解等值線，即得到合金的TTT曲線，如圖2所示?？梢钥闯觯?005擠壓態(tài)合金的TTT曲線呈“C”形，鼻尖溫度大約為340℃，高溫和低溫區(qū)的孕育期較長、淬火敏感度較低。

2.3 合金的TTP曲線

根據(jù)圖1b所得實驗數(shù)據(jù)，將固溶后不同等溫溫度下合金峰值時效態(tài)硬度值（90.7HB）95%，90%，80%，70%描繪在圖3中（圖3中的數(shù)據(jù)點）。

圖2 6005鋁合金等溫轉(zhuǎn)變TTT曲線Fig.2 TTT curve of isothermal transformation of 6005 aluminum alloy

根據(jù)淬火因子分析法［13，14］，采用式（1）對上述實驗點進行擬合，可得到式（1）中k2～k5的參數(shù)。式中c（T）為析出一定分數(shù)溶質(zhì)所需的臨界時間，k1為未轉(zhuǎn)變分數(shù)的自然對數(shù)，k2為與形核數(shù)目的倒數(shù)有關(guān)的常數(shù)，k3為與形核能有關(guān)的常數(shù)，k4為與固溶相線溫度有關(guān)的常數(shù)，k5為與擴散激活能有關(guān)的常數(shù)，R為氣體常數(shù)，T為開氏溫度。

圖3 6005鋁合金等溫轉(zhuǎn)變TTP曲線Fig.3 TTP curve of isothermal transformation of 6005 aluminum alloy

在此基礎(chǔ)上繪制出合金的TTP曲線（圖3中的實線），可以看出，擠壓態(tài)6005鋁合金的TTP曲線亦呈“C”形，鼻尖溫度為340℃，在這個溫度下孕育期非常短，淬火敏感溫度區(qū)間為280～420℃。高于或者低于這個溫度區(qū)域時，等溫轉(zhuǎn)變孕育期較長、淬火敏感度較低，這個結(jié)果與上述TTT曲線是一致的。

2.4 不同等溫處理對合金顯微組織的影響

樣品經(jīng)535℃/50min固溶后在340℃下等溫處理不同時間的XRD物相分析和透射電鏡組織見圖4和圖5。

圖4 6005鋁合金340℃等溫處理不同時間的XRD圖Fig.4 XRD diagram of 6005 alloy isothermal holding for different time at 340℃

結(jié)合圖4及圖5可知，未經(jīng)等溫處理即固溶后直接水淬狀態(tài)，衍射峰主要為Al基體峰和Al5FeSi峰，鋁基體中其他平衡相較少;等溫處理120s時，出現(xiàn)了Mg2Si相的衍射峰，由衍射圖譜可知，析出相衍射譜呈“十”字形狀，根據(jù)Al-Mg-Si合金的析出序列及相關(guān)文獻可知［15，16］，這些彌散相為β″和 β'相。當(dāng)?shù)葴貢r間達到48h時，合金過飽和固溶體分解完全，Mg2Si的衍射峰明顯增高，合金中已經(jīng)形成大量的平衡相Mg2Si，析出相長大變粗為0.5μm左右的棒狀β相。0～48h等溫處理過程中Al5FeSi峰沒有明顯變化，可見Al5FeSi為熱穩(wěn)定的雜質(zhì)相。

圖5 6005鋁合金在340℃下等溫處理不同時間的透射電鏡組織（a）過飽和固溶態(tài);（b）等溫處理120s;（c）120s等溫處理試樣的［001］方向的選區(qū)衍射圖譜;（d）等溫處理48hFig.5 TEM micrographs of the 6005 aluminum alloy after holding for different times at 340℃（a）supersaturated solid solution;（b）isothermal treatment for 120s;（c）diffraction spot of 120s;（d）isothermal treatment for 48h

3 分析與討論

3.1 合金析出相與電導(dǎo)率的關(guān)系

當(dāng)合金固溶后再進行等溫處理，溶質(zhì)原子從過飽和固溶體中析出新相，此時析出新相的體積分數(shù)f可定義為:

其中v平為單位體積中體系達到平衡時的新相體積分數(shù)，v為單位體積中體系某一時刻已形成的新相體積分數(shù)。等溫過程中，鋁基體過飽和固溶體分解析出新相，晶格畸變減小，對自由電子的散射作用將大大減弱，導(dǎo)致合金的電導(dǎo)率上升。當(dāng)合金固溶后未進行等溫處理時，v=0，f=0，此時合金的電導(dǎo)率為初始電導(dǎo)率σ0;當(dāng)合金等溫處理足夠長時間后，新相充分析出，電導(dǎo)率達到最大值σmax，此時v=v平，f=1。新相的體積分數(shù)f與轉(zhuǎn)變時間t遵循相變動力學(xué) Avrami經(jīng)驗方程［17，18］:

其中k，n為常數(shù)。k取決于相變溫度、原始相的成分和晶粒大小等因素，n決定于相變類型和形核位置。由式（3）可知f與t的關(guān)系曲線為指數(shù)型曲線。而由實驗可知一定溫度下等溫時，合金電導(dǎo)率隨時間變化的曲線也為指數(shù)型曲線，因此可以認為電導(dǎo)率σ與體積分數(shù)f存在線性關(guān)系:

當(dāng)轉(zhuǎn)變結(jié)束時，σ =σmax;f=1，則A=σmax-σ0，所以測出各個時刻的電導(dǎo)率就可以算出相應(yīng)時刻的新相體積分數(shù)f。

3.2 合金的相變動力學(xué)

用式（3）對合金在340℃下等溫不同時間的電導(dǎo)率數(shù)據(jù)進行擬合，得到圖6中的實線以及式（3）中的參數(shù)k和n值。圖6中的實線可用下面的公式來描述:

圖6 6005鋁合金在340℃下等溫處理的S曲線Fig.6 S curve of 6005 alloy isothermal treatment at 340℃

式（5）是6005鋁合金在340℃等溫處理的動力學(xué)方程?？梢钥闯?，轉(zhuǎn)變開始時速率較慢，隨著等溫時間的延長速率變快，快要結(jié)束時又變慢，直到轉(zhuǎn)變結(jié)束。采用同樣的方法，將合金在不同等溫溫度下等溫不同時間的電導(dǎo)率用式（3）進行擬合，可以求得各個溫度下的k值和n值，見表2。

若將析出相體積分數(shù)為5%定義為合金轉(zhuǎn)變開始，將95%定義為相變結(jié)束，由式（3）可求得各個溫度下等溫處理時相變開始與結(jié)束時間t，具體公式見式（6），并得到6005鋁合金等溫轉(zhuǎn)變動力學(xué)開始和結(jié)束曲線（圖7）。

圖7 6005鋁合金等溫轉(zhuǎn)變動力學(xué)開始和結(jié)束曲線Fig.7 Isothermal transformation kinetics curve of 6005 alloy

6005鋁合金等溫轉(zhuǎn)變動力學(xué)開始和結(jié)束曲線呈“C”形，這是由于合金的等溫轉(zhuǎn)變過程是一個形核長大的過程。在低溫區(qū)域過冷度大、利于形核，但擴散系數(shù)小，不利于長大;高溫區(qū)域相反，形核難但擴散長大容易;在中溫區(qū)域兩個因素的綜合效果出現(xiàn)最大值，因此曲線鼻尖出現(xiàn)在340℃附近中溫區(qū)域，這個結(jié)果與圖2和圖3的結(jié)果是一致的。

鑒于上述6005鋁合金的相變動力學(xué)及其淬火敏感特性，在制訂6005鋁合金現(xiàn)場在線擠壓淬火工藝時，建議在280～420℃淬火敏感區(qū)間加快冷卻速率，而在低于或高于敏感區(qū)間時可適當(dāng)?shù)亟档屠鋮s速率，這樣既可以獲得較高的力學(xué)性能，同時又能減少合金內(nèi)部殘余應(yīng)力。

4 結(jié)論

（1）6005鋁合金TTT曲線和TTP曲線呈“C”型，鼻尖溫度在340℃附近，孕育時間為9s，淬火敏感性高，淬火敏感區(qū)間為280～420℃。

（2）6005鋁合金在不同溫度下進行等溫處理的相變動力學(xué)方程也不同，分別是:

（3）6005鋁合金在線擠壓淬火時，有必要在淬火敏感區(qū)間加快冷卻速率，而在低于或高于敏感區(qū)間時可適當(dāng)降低冷卻速率，這樣在獲得較高的力學(xué)性能同時又能減少合金內(nèi)部殘余應(yīng)力。

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