李紅英，韓茂盛，曾翠婷

(1.中南大學(xué)有色金屬材料科學(xué)與工程教育部重點實驗室，長沙 410083;2.中國船舶重工集團公司第七二五研究所，河南洛陽 471023;3.中色科技股份有限公司蘇州分公司，江蘇蘇州 215026)

6063鋁合金屬于Al-Mg-Si系時效強化型合金，具有優(yōu)異的可擠壓性、耐蝕性以及可焊性，在建筑、裝飾等鋁型材領(lǐng)域得到廣泛應(yīng)用［1-2］.對于可時效強化型的合金，試樣固溶淬火后的過飽和度對后續(xù)時效強化效果起著決定性的作用［3］.為了獲得具有相對較高過飽和度的固溶體，合金固溶后必須快速淬火，但為了控制并減小殘余應(yīng)力，必須適當(dāng)降低淬火速率.對于淬火敏感性合金，為了在減小熱應(yīng)力的同時又能兼顧后續(xù)時效處理有較好的強化效果，必須掌握合金的淬火敏感性才能有效控制淬火工藝.國內(nèi)外學(xué)者借助時間-溫度-性能(TTP)曲線來研究材料的淬火敏感性，并結(jié)合淬火因子分析法(Quench factor annlysis，QFA)來預(yù)測其硬度、強度和斷裂韌度等性能，據(jù)此優(yōu)化淬火工藝［4-7］. 劉 勝 膽 等 人 繪 制了Al-Zn-Mg-Cu合金的TTP曲線，結(jié)合淬火因子法預(yù)測了不同淬火速率對合金硬度的影響，獲得了較好的效果［8］.商寶川等人通過繪制6082鋁合金的TTP曲線研究其淬火敏感性，為該合金制定了較佳的淬火制度［9］.但是，目前尚未發(fā)現(xiàn)有關(guān)于6063鋁合金擠壓型材TTP曲線及其應(yīng)用方面的研究報道.本文通過中斷淬火技術(shù)測定了6063擠壓型材的時間-溫度-硬度曲線，并通過透射電子顯微鏡觀察其微觀組織，采用淬火因子分析法預(yù)測不同淬火速率對合金硬度的影響，以期為制定6063擠壓型材在線淬火工藝提供理論依據(jù).

1 實驗

實驗材料為6063鋁合金擠壓型材，表1為其化學(xué)成分的質(zhì)量分?jǐn)?shù).沿擠壓方向切割成20 mm×20 mm×10 mm的試樣，經(jīng)535℃/1 h固溶處理后，快速轉(zhuǎn)移至鹽浴爐中等溫保溫，轉(zhuǎn)移時間不超過3 s，保溫溫度實驗點在230～460℃間取值，共取9個溫度點.鹽浴爐溫度波動為±3℃，浴鹽為50%硝酸鈉和50%硝酸鉀的混合物.經(jīng)過等溫保溫后立即將試樣淬入20℃左右的室溫水中，再進行180℃/4 h人工時效.

采用HBE-3000硬度計對時效后的樣品進行硬度測試，采用TecnaiG220透射電子顯微鏡進行微觀組織觀察，加速電壓為200 kV，樣品先預(yù)磨至厚60～80 μm，沖成直徑為3 mm的圓片，再進行雙噴減薄，電解液為30%HNO3+70%CH3OH，電壓15 V，溫度控制在-30～-20℃.

表1 實驗合金的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)

2 結(jié)果與分析

2.1 TTP曲線的繪制

實驗合金在535℃固溶1 h后直接水淬，再經(jīng)180℃/4 h時效處理后的布氏硬度為84HB.圖1為實驗材料在不同等溫溫度下硬度與保溫時間的關(guān)系曲線，可以看到，經(jīng)過等溫保溫處理的試樣，隨等溫保溫時間的延長，實驗合金時效后硬度逐漸降低，但下降速率與保溫溫度有關(guān).由圖1(a)可知，實驗合金在230℃等溫保溫時，時效后硬度隨保溫時間延長緩慢下降，保溫500 s時，硬度為79HB，下降了5.9%.由圖1(b)可知，在370℃保溫時，當(dāng)保溫時間比較短時，隨著保溫時間延長，實驗合金時效后的硬度快速下降，保溫200 s的時效后硬度下降了20%，保溫500 s的時效后硬度為39HB，下降了53.5%，超過500 s后，隨著保溫時間延長，實驗合金時效后的硬度趨于穩(wěn)定.由圖1(c)可知，在460℃保溫時，隨著保溫時間延長，實驗合金時效后硬度下降速度非常緩慢，保溫500 s的時效后硬度為82.5HB，僅下降了1.7%，保溫1 000 s的時效后硬度為81HB，下降了3.5%.

圖1 不同等溫溫度對應(yīng)的時效后硬度與等溫時間的關(guān)系曲線

Staley J.T.對等溫相變動力學(xué)的研究表明，鋁合金析出一定含量溶質(zhì)所需的臨界時間與轉(zhuǎn)變溫度之間的關(guān)系滿足式(1)［7］.

式中:tc(T)表示合金析出一定溶質(zhì)分?jǐn)?shù)所需的臨界時間;k1、k2、k3、k4、k5分別表示與合金未轉(zhuǎn)變體積分?jǐn)?shù)、形核數(shù)目、形核能、固溶線溫度、擴散激活能相關(guān)的常數(shù);R表示氣體常數(shù)(8.314 3 J/K·mol);T表示絕對溫度.

根據(jù)圖1所示的關(guān)系曲線，將直接水淬后時效實驗合金獲得的硬度(84HB)作為最大硬度值，取硬度下降至最大硬度值的95%所對應(yīng)的實驗數(shù)據(jù)，進行最小二乘法非線性擬合，便可得到方程(1)中的相關(guān)系數(shù)，如表2所示.

表2 非線性擬合得到的相關(guān)系數(shù)

分別將k2～k5代入式(1)，改變系數(shù)k1得到不同硬度百分比的TTP曲線，如圖2所示.由圖2可以看出，實驗合金TTP曲線呈現(xiàn)“C”形，鼻尖處溫度約為360℃，最短的孕育期約為5 s，當(dāng)轉(zhuǎn)變時間為10 s時，淬火敏感區(qū)間為280～410℃，在這個溫度區(qū)間內(nèi)保溫停留，隨著停留時間的延長，實驗合金的硬度迅速下降，而在大于410℃的高溫區(qū)和小于280℃的低溫區(qū)，實驗合金的孕育期相對較長，時效后的硬度對淬火速率的敏感度都比較低.

圖2 實驗合金的TTP曲線

2.2 等溫處理時的組織轉(zhuǎn)變

鋁合金固溶體淬入不同溫度的鹽浴爐中等溫保溫時，過飽和固溶體會發(fā)生分解，等溫過程中發(fā)生的相轉(zhuǎn)變量與保溫時間的關(guān)系遵循公式(2)所示的 JMA(Johnson-Mehl-Avrami)相變動力學(xué)方程［10-11］.

式中:ψ表示相轉(zhuǎn)變體積分?jǐn)?shù);t表示反應(yīng)時間;n表示Avrami指數(shù)，其大小與發(fā)生相變的類型有關(guān);k表示與溫度相關(guān)的系數(shù)，與析出相的形核速率和擴散速率有關(guān)，k值越大，析出相形核長大越快，相轉(zhuǎn)變速率越快［12］.

由圖1、2、3、4可以看出，53#、18#和48#進路兩幫控制較好，49#進路開口處在掘進工程中發(fā)生了局部垮幫，故此對開口處進行了素噴支護，支護后再沒發(fā)生過垮幫現(xiàn)象。1158分段地應(yīng)力變化情況為兩邊弱、中間強2，在1#盤區(qū)進路集中拉底過程沒有發(fā)生兩幫大面積垮幫現(xiàn)象，經(jīng)過技術(shù)室、質(zhì)量室和地測室工程技術(shù)人員現(xiàn)場的觀察認(rèn)為1#盤區(qū)的如發(fā)生大面積垮幫現(xiàn)場可以視現(xiàn)場情況進行素噴支護，嚴(yán)重時可以進行單層噴錨網(wǎng)支護。

根據(jù)所得到的TTP曲線，分別選取實驗合金在290、360、400℃等溫處理時不同轉(zhuǎn)變率所對應(yīng)的時間，代入式(2)后進行非線性擬合，便可得到實驗合金在不同溫度等溫時的相變動力學(xué)曲線，如圖3所示，表3為擬合得到的不同溫度對應(yīng)的k值和n值.

圖3 實驗合金相變動力學(xué)曲線

表3 不同溫度對應(yīng)的k值和n值

由表3可知，k(360℃)＞k(290℃)＞k(400℃)，表明實驗合金在360℃附近等溫處理時相變速率最大，即在鼻溫處的淬火敏感性最大，而在較高溫度進行等溫處理時相變速率較小，淬火敏感性較小.擬合參數(shù)n值約等于1，表明實驗合金的析出相在等溫過程中以棒狀長大為主［13］.

根據(jù)上述分析，觀察在360℃(鼻溫)分別等溫2、10、250、1 000 s的淬火態(tài)試樣，圖 4 為 TEM形貌像.由圖4(a)可知，在360℃保溫2 s后，基體很純凈，表明未發(fā)生脫溶析出，根據(jù)測得的TTP曲線，獲知該溫度對應(yīng)的孕育期為5 s.由圖4(b)可知，試樣在360℃保溫10 s后，出現(xiàn)了尺寸約為30 nm的粒子(箭頭所示)，由圖4(c)可看出，在360℃保溫250 s后，析出了0.5～1 μm大小的粗大β相，由圖4(d)可知，保溫1 000 s后，β相尺寸達到2～3 μm，且相間距變小，密度增加.在等溫保溫過程中，析出相呈棒狀生長，這與擬合所得n值為1相符.

圖4 實驗合金在360℃等溫保溫不同時間的TEM形貌

由于實驗合金的過飽和固溶體在等溫保溫過程中極易發(fā)生脫溶轉(zhuǎn)變析出粗大的第二相，這些析出相與鋁基體完全不共格，無強化效果，隨著等溫保溫時間的增加，粗大第二相的尺寸和數(shù)量都有所增加.第二相析出長大會消耗大量溶質(zhì)原子，降低合金基體中溶質(zhì)原子和空位的過飽和度，從而導(dǎo)致后續(xù)時效強化相數(shù)量大大減少，進而削弱時效強化效果［14-15］.

鋁合金發(fā)生脫溶轉(zhuǎn)變的速率與脫溶相的形核率和長大速率有很大關(guān)系［16］.在低溫時合金的過飽和度高，形核率大，但溶質(zhì)原子擴散很慢，在高溫時溶質(zhì)原子擴散很快，但合金的過飽和度很低，脫溶驅(qū)動力較小，導(dǎo)致形核率相對較低，因此，高溫和低溫對應(yīng)的脫溶速率都較小.在280～410℃中溫區(qū)間等溫時，合金具有較大的相變驅(qū)動力，溶質(zhì)原子擴散速率也足夠大，第二相形核和長大更為容易，相變速率快，隨著保溫時間延長，合金的時效強化效應(yīng)降低，與硬度測定結(jié)果相符.

綜上所述，實驗合金在280～410℃溫度區(qū)間的淬火敏感性最高，脫溶孕育時間最短，而在高溫區(qū)和低溫區(qū)的孕育期都比較長，TTP曲線呈現(xiàn)“C”型.合金在淬火敏感溫度區(qū)停留的時間對其后續(xù)時效性能有較大影響，在線淬火6063鋁型材時，應(yīng)快速冷卻通過淬火敏感區(qū)間，在大于410℃和低于280℃的溫度區(qū)間可適當(dāng)降低冷卻速率.

2.3 TTP曲線的應(yīng)用

1974年，Evacho和Staley提出了淬火因子分析模型(Quench factor annlysis，QFA)，可有效預(yù)測鋁合金淬火時效后的硬度、強度、斷裂韌性等性能［5］，通過測定鋁合金的TTP曲線并結(jié)合析出動力學(xué)可有效分析鋁合金冷卻方式和性能之間的關(guān)系，以此為依據(jù)改善并控制鋁合金的淬火工藝［8］.

鋁合金在連續(xù)冷卻過程發(fā)生的相變動力學(xué)可用式(3)表示.

式中:ξ為未轉(zhuǎn)變體積分?jǐn)?shù);k1為常數(shù);τ為淬火因子，可通過式(4)求得［17］.

式中:t為時間;t0為淬火開始時間;tf為淬火結(jié)束時間;tc(T)為臨界時間，可通過C曲線或TTP曲線獲得.

利用式(5)，結(jié)合TTP曲線可求得淬火因子τ，將淬火因子代入式(6)可預(yù)測合金的性能(硬度、強度等)［17］.

式中:σ為合金所需要預(yù)測的力學(xué)性能指標(biāo);σmax為該性能指標(biāo)所能達到的最大值.

選取280～410℃(淬火敏感區(qū))作為計算溫度區(qū)間，為保證預(yù)測的精度，在敏感溫度區(qū)間內(nèi)，平均溫降不能超過 25℃/s［9］，取計算步長△t=0.1 s，計算時采用最大硬度值99.5%的TTP曲線，即取k1=ln 0.995.圖5為淬火因子及合金硬度與淬火冷卻速率之間的關(guān)系曲線.

圖5 淬火敏感區(qū)內(nèi)冷卻速率對淬火因子和合金硬度的影響

由圖5可見，隨著淬火冷卻速率增加，淬火因子值逐漸降低，實驗合金時效后的硬度值逐漸增大.實驗合金在緩慢冷卻過程中發(fā)生了脫溶轉(zhuǎn)變，析出無強化效果的粗大第二相，降低了后續(xù)時效的強化效果，而較大的淬火冷卻速率抑制了粗大第二相析出長大，保證了后續(xù)時效的強化效果.當(dāng)冷卻速率達到15℃/s時，實驗合金的硬度值為79.8HB，達到最大硬度值的95%，再提高冷卻的速度，實驗合金的硬度提高不多，為了獲得較好的強化效果及較小的殘余應(yīng)力，6063鋁型材在280～410℃的淬火敏感區(qū)間內(nèi)的平均淬火速率最好略大于15℃/s.

3 結(jié)論

1)6063擠壓型材TTP曲線的鼻尖溫度為360℃，淬火敏感溫度區(qū)間為280～410℃.在淬火敏感區(qū)間，隨著等溫時間延長，合金時效后的硬度快速下降，在高溫(＞410℃)和低溫(＜280℃)區(qū)間，硬度隨等溫時間延長緩慢下降.

2)在等溫過程中，實驗合金析出無強化效果的β平衡相，在360℃等溫時，過飽和固溶體快速分解，相轉(zhuǎn)變速率最快，隨著保溫時間的延長，平衡相尺寸和密度不斷增大，降低合金基體中溶質(zhì)原子和空位的過飽和度，導(dǎo)致后續(xù)時效的強化相數(shù)量減少，彌散分布程度降低，削弱時效強化效果.

3)隨著淬火冷卻速率的增大，合金時效強化效果增加，在線淬火6063鋁型材時，淬火敏感區(qū)間的冷卻速度應(yīng)略大于15℃/s，在大于410℃和低于280℃的溫度區(qū)間可適當(dāng)降低冷卻速率.

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