王 剛，谷諍巍，李 欣，于 歌

(吉林大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，長(zhǎng)春 130022)

在汽車(chē)領(lǐng)域大力推進(jìn)節(jié)能減排的要求下，發(fā)展高強(qiáng)度的輕質(zhì)車(chē)身材料意義重大。7×××系鋁合金因具備較高的比強(qiáng)度與比強(qiáng)塑積、良好的韌性與耐蝕性，展現(xiàn)出巨大的輕量化優(yōu)勢(shì)[1-2]。然而，7×××系鋁合金板材在室溫下幾乎難以成形?！盁釠_壓-淬火”一體化成形技術(shù)為高強(qiáng)度7×××系鋁合金車(chē)身零部件的制造提供了技術(shù)途徑[3-5]。在完整的熱成形工藝流程中，鋁合金板材首先被加熱至固溶溫度并保溫一段時(shí)間，以使鋁基體中的沉淀相充分回溶而形成高溫下具有良好塑性流動(dòng)能力的過(guò)飽和固溶體組織。然后將板材迅速轉(zhuǎn)移至水冷模具中進(jìn)行快速?zèng)_壓成形，并在模具內(nèi)保持一段時(shí)間，依靠冷模對(duì)零件進(jìn)行淬火。熱成形后的零件往往需要對(duì)其進(jìn)行額外的人工時(shí)效熱處理以提升零件的強(qiáng)度。

冷模淬火作為鋁合金熱沖壓零部件連續(xù)生產(chǎn)過(guò)程中的關(guān)鍵工序之一，其目的是依靠水冷模具與高溫零件之間的接觸傳熱將零件快速冷卻至室溫，從而獲得室溫下具有過(guò)飽和固溶體組織的鋁合金零部件。在淬火過(guò)程中，如果零件的冷卻速率過(guò)低，則溶質(zhì)原子有更長(zhǎng)的時(shí)間擴(kuò)散，導(dǎo)致過(guò)飽和固溶體發(fā)生分解，進(jìn)而在晶界、相界面或晶內(nèi)析出沉淀相，減少人工時(shí)效工序中析出強(qiáng)化相所需的溶質(zhì)原子數(shù)量，削弱合金的時(shí)效強(qiáng)化效果[6-7]。合金在淬火過(guò)程中析出粗大沉淀相越容易，表示其淬火敏感性越高。7×××系鋁合金一般都具有不同程度的淬火敏感性[8-9]。為了抑制粗大沉淀相的析出，通常需要在較高的冷卻速率下完成淬火。然而，如果冷卻速率過(guò)高，會(huì)導(dǎo)致淬火后的零件具有較大的殘余應(yīng)力而發(fā)生扭曲變形。當(dāng)淬火冷卻速率突破一定限度后還可能產(chǎn)生淬火裂紋[10]。因此，在制定淬火工藝時(shí)，需要在充分掌握合金淬火敏感性數(shù)據(jù)的基礎(chǔ)上，權(quán)衡考慮零件最終的成形質(zhì)量與力學(xué)性能。

目前，在高強(qiáng)度鋁合金板材熱沖壓技術(shù)領(lǐng)域，針對(duì)板材淬火敏感性的研究相對(duì)較少。Liu等[11]分析了冷模淬火條件下模具壓強(qiáng)和保壓時(shí)間對(duì)6061鋁合金板材力學(xué)性能的影響，結(jié)果表明，保壓壓強(qiáng)20 MPa以上、保壓時(shí)間6～10 s的參數(shù)組合可使鋁板的抗拉強(qiáng)度和硬度高于水淬試樣。Boulis等[12]研究了470 ℃下的固溶時(shí)間、板材傳遞時(shí)間和冷卻速率對(duì)7050板材淬火敏感性的影響，結(jié)果表明，在選定的參數(shù)范圍內(nèi)固溶時(shí)間和傳遞時(shí)間對(duì)淬火敏感性基本無(wú)影響，而模具壓強(qiáng)會(huì)顯著影響板材的冷卻速率，是決定板材淬透性的主要因素。Zhu等[13]研究了不同冷卻速率對(duì)7075鋁合金板材時(shí)效強(qiáng)化效果的影響規(guī)律，得出臨界淬火的冷卻速率為42 ℃/s。初始微觀組織特征是影響鋁合金板材淬火敏感性的主要因素之一，例如與基體非共格的Al3Zr彌散相粒子的存在通常會(huì)增大7×××系鋁合金的淬火敏感性[14]。鋁合金板材的初始微觀組織特征與其熱處理狀態(tài)密切相關(guān)，關(guān)于熱沖壓條件下淬火敏感性的研究多以T6態(tài)板材為研究對(duì)象。然而，從性能與成本角度考慮，T6態(tài)板材并不適合于實(shí)際熱沖壓零部件的生產(chǎn)。原因在于，T6態(tài)板材在其制造階段已經(jīng)經(jīng)歷了一次固溶與人工時(shí)效熱處理，而在熱沖壓生產(chǎn)階段又會(huì)經(jīng)歷二次固溶與人工時(shí)效熱處理，反復(fù)加熱不但易使晶粒粗大而削弱合金的性能，而且會(huì)增加能源的消耗與成本?？紤]到車(chē)身零部件對(duì)外觀質(zhì)量的要求，H18態(tài)冷軋板無(wú)疑是一種理想的供貨狀態(tài)。H18態(tài)板材的適用性體現(xiàn)在3個(gè)方面：(1)H18態(tài)板材在供貨前未經(jīng)過(guò)任何固溶或時(shí)效熱處理，成本低于T6態(tài)板材；(2)H18態(tài)板材屬于冷軋板，在“熱沖壓-淬火”工藝流程中的組織演化形式主要為回復(fù)與再結(jié)晶，不存在因反復(fù)加熱導(dǎo)致的晶粒異常長(zhǎng)大問(wèn)題；(3)H18態(tài)板材經(jīng)過(guò)冷軋后板面光亮平整，完全滿(mǎn)足車(chē)身零部件對(duì)外觀質(zhì)量的要求。

本工作采用7075-H18鋁合金板材作為研究對(duì)象，利用“時(shí)間-溫度-性能(time-temperature-property, TTP)”關(guān)系圖研究板材的淬火敏感性。采用透射電子顯微鏡(transmission electron microscope，TEM)、維氏硬度測(cè)試與理論建模相結(jié)合的研究方法分析板材在等溫淬火過(guò)程中的組織與性能演化，為7075鋁合金板材熱成形工藝設(shè)計(jì)、水冷模具開(kāi)發(fā)等提供理論支撐。

1 實(shí)驗(yàn)材料與方法

實(shí)驗(yàn)材料選用7075-H18鋁合金板材，厚度為2 mm。采用Foundry-Master Pro直讀光譜儀測(cè)定材料的化學(xué)成分，如表1所示。采用電火花線切割機(jī)床從板材中切割10 mm×10 mm×2 mm的方塊狀實(shí)驗(yàn)樣品。熱處理實(shí)驗(yàn)流程為：固溶處理→等溫淬火→冷水淬火→人工時(shí)效。首先，將實(shí)驗(yàn)樣品放入Techne-FB-08C型沙浴爐內(nèi)進(jìn)行固溶處理，固溶溫度為480 ℃，保溫時(shí)間為20 min。將經(jīng)過(guò)固溶處理的實(shí)驗(yàn)樣品從沙浴爐中取出，并立即浸入PRG-1000型恒溫鹽浴爐內(nèi)進(jìn)行等溫淬火，選定的等溫溫度為200～420 ℃，基本涵蓋7075鋁合金板材在熱成形工藝中的沖壓成形溫度區(qū)間。實(shí)驗(yàn)樣品在鹽浴爐內(nèi)等溫保持一段時(shí)間(0～86400 s)后，立即淬入冷水中以使其快速冷卻至室溫。最后，將經(jīng)過(guò)水淬后的實(shí)驗(yàn)樣品置于HH-S型油浴鍋內(nèi)進(jìn)行人工時(shí)效熱處理，時(shí)效溫度設(shè)定在120 ℃，保溫時(shí)間為24 h。

表1 7075-H18鋁合金板材的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)Table 1 Chemical compositions for 7075-H18 aluminum alloy sheet(mass fraction/%)

采用FEI-Tecnai-G2-F20場(chǎng)發(fā)射透射電子顯微鏡觀測(cè)實(shí)驗(yàn)樣品的微觀組織形貌，加速電壓為200 kV，該電鏡配備有Bruker能譜儀(energy dispersive spectrometer，EDS)，用于沉淀相的化學(xué)成分分析；采用高分辨透射電子顯微鏡(high resolution transmission electron microscope，HRTEM)技術(shù)分析沉淀相的結(jié)構(gòu)。TEM樣品首先被手工磨削至厚度80 μm左右，然后沖制成直徑3 mm的小圓片，最后采用離子減薄的方法制備薄區(qū)；維氏顯微硬度測(cè)試在KB-Prüftechnik全自動(dòng)顯微硬度儀上進(jìn)行，加載載荷為1.96 N，保壓時(shí)間為15 s，每個(gè)試樣測(cè)試10個(gè)點(diǎn)位，取平均值作為最終的硬度測(cè)量值。

2 結(jié)果與討論

2.1 TTP圖的構(gòu)建

圖1為不同等溫實(shí)驗(yàn)條件下經(jīng)過(guò)人工時(shí)效熱處理樣品的硬度隨等溫時(shí)間的變化圖。可以看出，合金的硬度隨著等溫時(shí)間的延長(zhǎng)總體呈下降趨勢(shì)，且在相同的等溫時(shí)間下，溫度的影響也很明顯。硬度的變化與等溫過(guò)程中過(guò)飽和固溶體的分解以及空位缺陷的消耗有關(guān)[15-16]。理論上，過(guò)飽和的鋁合金在高溫下等溫時(shí)間越長(zhǎng)，過(guò)飽和固溶體分解越充分，大量空位缺陷在等溫過(guò)程中被消耗，溶質(zhì)原子傾向于以粗大的沉淀相析出，導(dǎo)致鋁基體中可供后續(xù)強(qiáng)化相析出的溶質(zhì)原子濃度降低，因此，人工時(shí)效后的合金硬度也會(huì)降低。同等保溫時(shí)間下，合金在350 ℃下測(cè)得的硬度值最小，說(shuō)明在這一溫度條件下過(guò)飽和固溶體最不穩(wěn)定。

圖1 不同溫度下經(jīng)過(guò)人工時(shí)效熱處理樣品的硬度-等溫時(shí)間關(guān)系圖Fig.1 Relationship plot of hardness-isothermal time for artificially aged samples at different temperatures

將固溶處理后直接進(jìn)行冷水淬火再進(jìn)行人工時(shí)效處理的合金硬度作為淬火過(guò)程中零轉(zhuǎn)變對(duì)應(yīng)的硬度，經(jīng)測(cè)試Hmax為182.3HV。將350 ℃等溫24 h后冷水淬火再進(jìn)行人工時(shí)效所測(cè)得的硬度作為淬火過(guò)程中完全轉(zhuǎn)變對(duì)應(yīng)的硬度，經(jīng)測(cè)試最小硬度Hmin為92.5HV。由此7075鋁合金在等溫過(guò)程中析出沉淀相的體積分?jǐn)?shù)f為：

(1)

式中：HT是溫度為T(mén)時(shí)不同等溫時(shí)間對(duì)應(yīng)的硬度。當(dāng)HT=Hmax時(shí)，f=0%，即為零轉(zhuǎn)變，當(dāng)HT=Hmin時(shí)，f=100%，即為完全轉(zhuǎn)變。根據(jù)式(1)計(jì)算出體積分?jǐn)?shù)為10%，20%，30%所對(duì)應(yīng)的合金硬度值分別為173.3，164.3，155.4HV。通過(guò)等溫實(shí)驗(yàn)?zāi)軌蜻M(jìn)一步確定各等溫條件下達(dá)到這些特定硬度值所需要的等溫時(shí)間，由此獲得7075-H18板材的TTP曲線，如圖2所示。圖2中的散點(diǎn)為實(shí)驗(yàn)數(shù)據(jù)，總體上呈C字形分布(以下簡(jiǎn)稱(chēng)C曲線)。

圖2 7075-H18鋁合金板材的TTP圖Fig.2 TTP diagram of 7075-H18 aluminum alloy sheet

采用式(2)[17]對(duì)實(shí)驗(yàn)數(shù)據(jù)進(jìn)行非線性擬合，參數(shù)擬合結(jié)果列于表2中。

(2)

式中：C為特定轉(zhuǎn)變量對(duì)應(yīng)的臨界保溫時(shí)間，s；k1為未轉(zhuǎn)變比例值的自然對(duì)數(shù)；k2為與形核數(shù)量倒數(shù)相關(guān)的材料常數(shù)，s；k3為與形核能相關(guān)的材料常數(shù)，J/mol；k4為與固溶溫度相關(guān)的材料常數(shù)，K；k5為與擴(kuò)散激活能相關(guān)的材料常數(shù)，J/mol；R=8.314 J/(mol·K)，為氣體常數(shù)。

表2 通過(guò)擬合計(jì)算出的7075鋁合金TTP函數(shù)公式系數(shù)Table 2 Coefficients of TTP function formula for 7075 aluminum alloy by fitting

通常小比例轉(zhuǎn)變量的C曲線很難通過(guò)實(shí)驗(yàn)準(zhǔn)確地測(cè)出。根據(jù)式(2)計(jì)算出轉(zhuǎn)變量為0.5%的C曲線對(duì)應(yīng)的冷卻速率達(dá)到969.7 ℃/s，超過(guò)熱成形冷模淬火所能達(dá)到的冷卻速率[13]，說(shuō)明在熱成形條件下想要實(shí)現(xiàn)絕對(duì)的零轉(zhuǎn)變幾乎是不可能的。由式(2)計(jì)算出的5%轉(zhuǎn)變量C曲線所對(duì)應(yīng)的冷卻速率為58.2 ℃/s，這一冷卻速率依靠水冷模具能夠?qū)崿F(xiàn)[12]。此外，根據(jù)式(1)可知5%轉(zhuǎn)變量對(duì)應(yīng)的硬度值為177.8HV，達(dá)到了最大硬度值的97.5%，將其記為97.5%HV(與圖2中95%HV等含義相同)，性能損失很小。因此，在保壓淬火過(guò)程中，只要冷卻速率超過(guò)58.2 ℃/s，理論上可以保證熱成形零件經(jīng)人工時(shí)效之后的最終硬度損失不超過(guò)2.4%。

圖2中C曲線的形狀特征與過(guò)飽和固溶體的穩(wěn)定性有關(guān)，主要受相變驅(qū)動(dòng)力與溶質(zhì)原子在鋁基體中的擴(kuò)散能力兩方面因素的影響。等溫溫度高有利于溶質(zhì)原子的擴(kuò)散，但高溫下合金的過(guò)冷度較低，相變驅(qū)動(dòng)力小，因此，完成特定轉(zhuǎn)變量所需的等溫時(shí)間較長(zhǎng)。等溫溫度低時(shí)合金的過(guò)冷度大，相變驅(qū)動(dòng)力大，但是低溫條件下溶質(zhì)原子的擴(kuò)散系數(shù)低，沉淀相的析出過(guò)程緩慢。表明高溫時(shí)相變驅(qū)動(dòng)力起主導(dǎo)作用，而低溫時(shí)溶質(zhì)原子擴(kuò)散能力起主導(dǎo)作用，在兩方面因素的綜合作用下，中溫區(qū)必然存在一個(gè)能夠使沉淀相析出速率達(dá)到最快的等溫溫度。圖2顯示最利于7075鋁合金沉淀相析出的等溫溫度(鼻尖溫度)約為350 ℃，根據(jù)式(2)計(jì)算出的最短孕育期僅為0.23 s。若以97.5%HV對(duì)應(yīng)的C曲線為標(biāo)準(zhǔn)，等溫時(shí)間10 s(約為熱成形工藝中的板材傳遞與成形時(shí)間之和)對(duì)應(yīng)的淬火敏感溫度區(qū)間為271～404 ℃。表明7075-H18鋁合金板材具有較高的淬火敏感性。

2.2 等溫條件下的組織演化

根據(jù)文獻(xiàn)[8,18]的研究，過(guò)飽和的7×××系鋁合金在等溫過(guò)程中相變類(lèi)型主要為沉淀相的析出。析出相的結(jié)構(gòu)、尺寸以及分布形式等決定合金的力學(xué)性能。圖3為7075鋁合金在350 ℃分別等溫0，50，86400 s后冷水淬火再進(jìn)行人工時(shí)效的TEM圖。如圖3(a)所示，等溫0 s對(duì)應(yīng)于零轉(zhuǎn)變，明顯看到晶內(nèi)析出大量彌散分布的細(xì)小強(qiáng)化相，這些納米尺度的強(qiáng)化相主要為η′相，晶界處無(wú)沉淀析出帶(precipitate-free zones，PFZ)寬度約為30 nm，試樣中未觀測(cè)到大粒子的存在。Li等[19]研究表明，η′相為盤(pán)狀形貌，具有六方結(jié)構(gòu)，晶格常數(shù)a=0.496 nm，c=1.402 nm。圖4(a)給出了7075鋁合金中η′相的形貌以及選區(qū)電子衍射數(shù)據(jù)，分析結(jié)果與文獻(xiàn)[19]基本一致。目前關(guān)于η′相的化學(xué)成分還存在爭(zhēng)議，多數(shù)研究表明η′相中的Zn與Mg原子比小于2[20-23]。本工作測(cè)得的η′相Zn與Mg原子比約為1.07，如圖4(b)所示。η′相是7×××系鋁合金在峰時(shí)效熱處理中所形成的主要強(qiáng)化相，一般認(rèn)為η′相由GP(Guinier-Preston)區(qū)演化而來(lái)[24-25]。

圖3 7075-H18板材在350 ℃等溫處理不同時(shí)間再經(jīng)人工時(shí)效后的TEM圖以及電子衍射斑點(diǎn)圖(a)0 s；(b)50 s；(c)86400 sFig.3 TEM images and diffraction pattern of artificially aged 7075-H18 sheet after isothermal treatment at 350 ℃ for different time(a)0 s;(b)50 s;(c)86400 s

圖4 7075-H18板材在固溶處理后直接冷水淬火再經(jīng)人工時(shí)效后的TEM圖和電子衍射斑點(diǎn)圖(a)，以及圖4(a)中所標(biāo)記沉淀相的EDS分析結(jié)果(b)Fig.4 TEM image and diffraction pattern(a) of artificially aged 7075-H18 sheet after solution heat treatment followed cold water quenching,and EDS analysis result(b) of the precipitate marked in fig.4(a)

隨著等溫時(shí)間持續(xù)延長(zhǎng)至86400 s，如圖3(c)所示，晶界處η相進(jìn)一步長(zhǎng)大，選區(qū)電子衍射斑點(diǎn)圖也證實(shí)這些粗大粒子為η相，粒子間距變小而趨于連續(xù)分布，PFZ寬度增加至90 nm左右。這種粗大η相在晶界處連續(xù)富集分布的形貌特征會(huì)嚴(yán)重削弱合金的韌性以及耐蝕性[29-30]。

圖5 η相的HRTEM圖Fig.5 HRTEM image of η precipitate

圖6為7075鋁合金在250 ℃下恒溫保持不同時(shí)間后水淬再進(jìn)行人工時(shí)效后的TEM圖。在三角晶界區(qū)域觀測(cè)到與圖3類(lèi)似的相變規(guī)律。如圖6(a)所示，在250 ℃保溫10 s，經(jīng)人工時(shí)效之后晶內(nèi)析出大量細(xì)小的η′相，未觀測(cè)到粗大η相。根據(jù)式(2)計(jì)算得到250 ℃保溫10 s對(duì)應(yīng)的轉(zhuǎn)變量?jī)H為2.3%，等溫期間難以形成粗大的η相，但有可能形成團(tuán)簇或GP區(qū)[24-25]。由于大量的溶質(zhì)原子被保留在鋁基體內(nèi)，這為人工時(shí)效過(guò)程中η′相的析出提供了充足的溶質(zhì)原子儲(chǔ)備。當(dāng)?shù)葴貢r(shí)間延長(zhǎng)至100 s時(shí)，如圖6(b)所示，晶內(nèi)與晶界均觀測(cè)到η相，平均直徑約為35 nm，這些粒子同樣在250 ℃等溫過(guò)程中形成，在隨后的人工時(shí)效過(guò)程中被保留下來(lái)。隨著等溫時(shí)間增加至1500 s，晶內(nèi)的η相直徑長(zhǎng)大至70 nm左右，晶界η相趨于連續(xù)分布。此外，隨著等溫時(shí)間由10 s增加至100 s再到1500 s，對(duì)應(yīng)的PFZ寬度分別為25，45 nm以及70 nm，同樣呈現(xiàn)出增大的趨勢(shì)。

圖6 7075-H18板材在250 ℃等溫處理不同時(shí)間再經(jīng)人工時(shí)效后的TEM圖(a)10 s；(b)100 s；(c)1500 sFig.6 TEM images of artificially aged 7075-H18 sheet after isothermal treatment at 250 ℃ for different time(a)10 s;(b)100 s;(c)1500 s

7×××系鋁合金經(jīng)固溶處理后具有較高的過(guò)飽和度，在隨后的等溫處理過(guò)程中極易發(fā)生脫溶而析出沉淀相，等溫轉(zhuǎn)變過(guò)程實(shí)質(zhì)上是熱激活過(guò)程。η相的析出過(guò)程可由經(jīng)典的理論形核公式[31]來(lái)解釋。

(3)

式中：I為形核速率；D為形核常數(shù)；ΔG*為形核激活能；Q為溶質(zhì)原子的擴(kuò)散激活能；b為玻爾茲曼常數(shù)。在等溫過(guò)程中析出η相，主要是因?yàn)棣窍嗑哂休^低的固溶溫度且Zn與Mg具有較強(qiáng)的擴(kuò)散能力[32]。由式(3)可知，在淬火敏感溫度區(qū)間內(nèi)，隨著溫度的降低形核速率增大，但低溫下Zn與Mg的擴(kuò)散能力會(huì)下降，η相的析出是這兩方面競(jìng)爭(zhēng)的結(jié)果。在250 ℃等溫條件下形成的η相尺寸與PFZ寬度均小于鼻尖溫度下的，說(shuō)明低溫下擴(kuò)散起主導(dǎo)作用，即在250 ℃等溫過(guò)程中Zn與Mg擴(kuò)散所需要克服的能壘明顯高于350 ℃時(shí)的能壘。

2.3 等溫轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)模型

過(guò)飽和7075鋁合金在等溫過(guò)程中的相變過(guò)程與等溫條件密切相關(guān)。等溫條件不同，等溫相變的效率也會(huì)不同，經(jīng)典的JMA模型[17]已被證明能夠定量表達(dá)7×××系鋁合金等溫過(guò)程中的相變行為，其數(shù)學(xué)表達(dá)式為：

f=1-exp(-ktn)

(4)

式中：k為與相變溫度以及晶粒尺寸相關(guān)的材料常數(shù)，k值越大相變速率越快；n為Avrami指數(shù)，與形核位置相關(guān)，決定著合金的相變類(lèi)型。為便于求解未知參數(shù)，對(duì)式(4)進(jìn)行自然對(duì)數(shù)變換，并代入式(1)得到：

(5)

從式(5)可以看出，參數(shù)n是以ln(t) 與ln[-ln(1-f)]為自變量與因變量的線性函數(shù)的斜率，ln(k) 為線性函數(shù)的截距，由此對(duì)實(shí)驗(yàn)數(shù)據(jù)進(jìn)行線性擬合，結(jié)果如圖7所示?？芍瑢?shí)驗(yàn)數(shù)據(jù)總體上呈線性關(guān)系，所有直線的擬合優(yōu)度均在0.96以上。參數(shù)n，k的計(jì)算結(jié)果列于表3。在250～420 ℃范圍內(nèi)，n值均滿(mǎn)足0.5

圖7 ln(t)-ln[-ln(1-f)]函數(shù)關(guān)系圖Fig.7 Functional relationship plot of ln(t)-ln[-ln(1-f)]

表3 JMA相變動(dòng)力學(xué)方程參數(shù)計(jì)算結(jié)果Table 3 Calculation results of JMA model parameters

根據(jù)材料參數(shù)k，n隨等溫溫度的變化規(guī)律，采用Fourier函數(shù)建立這兩個(gè)參數(shù)與等溫溫度之間的函數(shù)關(guān)系，表達(dá)式由式(6)給出。其中，k0，k1，k2，α，n0，n1，n2與β均為Fourier函數(shù)的各項(xiàng)系數(shù)，T*=T/1000，T*的引入可以簡(jiǎn)化各項(xiàng)系數(shù)的計(jì)算結(jié)果?；谑?6)對(duì)表3中的離散數(shù)據(jù)進(jìn)行非線性擬合，結(jié)果如圖8所示，參數(shù)k與n的擬合優(yōu)度分別達(dá)到0.996和0.941，說(shuō)明擬合結(jié)果是可靠的。各項(xiàng)系數(shù)的計(jì)算結(jié)果列于表4。

(6)

圖8 T*-k(a)，T*-n(b)函數(shù)關(guān)系圖Fig.8 Functional relationship plots of T*-k(a) and T*-n(b)

表4 Fourier函數(shù)各項(xiàng)系數(shù)的擬合結(jié)果Table 4 Fitting results of coefficients in Fourier function

至此，7075鋁合金的等溫轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)模型可由式(4)與式(6)聯(lián)合給出。采用該模型對(duì)7075鋁合金在270 ℃與360 ℃等溫過(guò)程中的轉(zhuǎn)變曲線進(jìn)行預(yù)測(cè)，如圖9所示?？梢钥闯鲱A(yù)測(cè)結(jié)果與實(shí)驗(yàn)結(jié)果基本吻合。t-f曲線呈S形，屬于形核長(zhǎng)大型相變的典型形狀。

圖9 t-f函數(shù)關(guān)系圖Fig.9 Functional relationship plot of t-f

3 結(jié)論

(1)7075-H18板材的C曲線鼻尖溫度約為350 ℃，孕育期為0.23 s，97.5%HV對(duì)應(yīng)的C曲線等溫10 s的淬火敏感溫度區(qū)間為271～404 ℃，7075-H18鋁合金板材具有較高的淬火敏感性。

(2)在熱成形工藝中，依靠冷模淬火難以實(shí)現(xiàn)絕對(duì)的零轉(zhuǎn)變，但只要冷卻速率超過(guò)58.2 ℃/s，可以保證熱成形零件經(jīng)人工時(shí)效之后的最終硬度損失不超過(guò)2.4%。

(3)7075鋁合金等溫淬火過(guò)程中主要形成粗大的η平衡相，等溫時(shí)間越長(zhǎng)晶內(nèi)與晶界的η相尺寸越大，且晶界η相越趨于連續(xù)分布，PFZ越寬。

(4)采用改進(jìn)的JMA等溫動(dòng)力學(xué)模型對(duì)7075-H18板材的等溫相變過(guò)程進(jìn)行準(zhǔn)確預(yù)測(cè)，JMA模型的S形曲線特征表明等溫相變類(lèi)型為形核長(zhǎng)大型相變，與TEM觀測(cè)到的η相的析出特征相符；模型k值在350 ℃時(shí)達(dá)到最大，與TTP圖中的鼻尖溫度相一致。