大規格B93鋁合金棒材的淬透性研究

蹇海根， 姜 鋒， 李金龍， 鄭秀媛， 韋莉莉

(中南大學材料科學與工程學院，長沙410083)

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

目前，鋁合金的淬透性研究已經成為國內外高性能鋁合金材料研究的熱點課題［5～8］，國內在鋁合金淬火工藝的技術層面上有過一些研究，但在系統的基礎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度與淬火速率的關系，Fink和Willey［9］用中斷淬火技術構建了7075-T6鋁合金的時間-溫度-性能(TTP)曲線，并用經過TTP曲線臨界溫度區域的平均冷卻速率來預報鋁合金時效后的力學性能和抗腐蝕性能。為了提高預報精度，Evancho和Staley［10］于1974年提出，淬火因子分析(QFA)模型可以成功地預測鋁合金淬火后的物理性能。此后許多學者［11，12］不斷改進了最初的分析模型，他們通過建立各種鋁合金的TTP曲線結合析出動力學分析鋁合金冷卻方式與微觀組織、性能之間的關系，以此為依據改善并控制鋁合金的淬火工藝。

由于鋁合金棒材只有達到一定直徑時才會產生明顯的淬透現象，而實際生產中幾乎不可能使用大規格產品去做合金與棒材直徑相關的淬透性研究。因此，本研究以高強韌B93鋁合金棒材為實驗材料，研究了固溶淬火態及時效后距離棒材中心不同距離處合金的組織特征和相變規律。

1 實驗材料及方法

研究用高強鋁合金棒材由東北輕合金有限責任公司提供，其主要合金成分(質量分數/%)為：Zn 6.8，Mg 2.0，Cu 1.0，Fe 0.3，Si 0.2，其余為Al。合金經半連續鑄造、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行時效處理。從棒材中心(0mm)開始，每間隔10mm的距離，沿試樣的徑向測試時效后合金的硬度。并選點對淬火態和時效態試樣進行 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軟件根據淬火試樣尺寸構建三維實體，選用8節點solid70單元進行網格劃分，單元數為141571，節點數為188465。模擬淬火過程采用的熱傳導方程［13］為：

其中ρ，c和λ分別表示材料的密度、比熱容和熱傳導系數;T為物體的瞬態溫度;r，z為圓柱坐標;t為過程進行的時間。初始條件：

邊界條件為對流換熱邊界條件，表達式為：

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

在t=0時刻，試樣的溫度場是均勻分布的，均為470℃，水溫為25℃。淬火溫度場模擬的一些模擬參數見表1。

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

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

2 實驗結果

2.1 淬火溫度場模擬

棒材高向最中間位置離棒材中心不同距離處，淬火時其溫度場的模擬及測量結果如圖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)處有限元模擬和實際測量溫度的分布情況。可以觀察到，在淬火開始階段棒材各位置迅速冷卻，形成較穩定的溫度梯度，其中棒材表面溫度下降最快。之后，隨著淬火時間的延長，溫度下降速率明顯減慢。由于進行淬火溫度場模擬時假定水溫恒定，所以測量值均比模擬結果略高一點，總體上，棒材各位置的模擬結果與實測結果符合較好。

2.2 臨界淬火速率

合金棒材淬火時效后，距棒材中心不同位置處合金的硬度曲線見圖3。由圖可見，淬火時效后，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有統一明確定義，我們規定淬火時效后硬度明顯下降處所對應的距離為淬透層深度，據此，由圖3可知合金棒材的淬透層深度為30mm左右。

圖3 淬火后時效態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℃開始出爐，轉移時間5s，棒材表面降溫5℃(其他位置可視為溫度沒有變化)，冷至200℃，在此期間為勻速冷卻，200℃以下已無淬火效應。根據冷卻速率計算公式：

其中，ΤQ為棒材的淬火溫度，ΤH為設定臨界溫度值200℃，ΤL為淬火轉移時損失的溫度值，t為淬火到200℃時所需的時間。計算得到淬火過程中棒材不同位置的具體冷卻速率情況見表2。

表2 淬火過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的計算結果可知，棒材的淬火臨界冷卻速率為15℃/s。

2.3 物相分析

淬火態和時效態棒材不同位置的X射線衍射譜如圖4。從圖可以看出，淬火態棒材(圖4a)沒有出現MgZn2衍射峰，時效態(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衍射峰強度逐漸升高，在90mm處衍射峰的強度增強，這跟此位置的時效硬度趨勢一致。

圖4 淬火態和時效態棒材不同位置的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，對棒材中心位置進行掃描觀察及能譜分析，其結果如圖5所示。

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

進一步對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行TEM觀察，其結果見圖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，晶內和晶界上分布著一定數量形狀、大小不均的平衡相(如圖6箭頭所示)，但越靠近棒材中心，平衡相的數量和體積越大。球形Al2CuMg相的形成可能是由于鑄造冷凝時Cu元素擴散速率較Zn和Mg都小，易形成高濃度Cu富集區，吸引周圍的Al，Mg元素而形核長大的。平衡η相的形成不一定完全是由η'轉變過來的，也有可能是直接從過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、亞晶界和位錯等。其具有六方晶格，與基體不共格，與基體存在常見的兩種取向關系為沿＜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，時效后基體中均析出大量細小彌散的強化η'(MgZn2)相，且越靠近棒材表面冷卻速率越快，晶粒內部的沉淀強化相體積分數越大，強化效果越明顯。棒材中心，由于淬火冷卻是一個連續變化過程，在各溫度區間析出的平衡相并不穩定，當進一步降溫及隨后的時效處理時，平衡相將發生球化、粗化，甚至相的形狀和成分也會隨之發生改變，含有不穩定相的組織逐漸轉變到含有較多穩定相的組織［15］。這些粗大的平衡相消耗了基體中大量的溶質原子，降低了合金的過飽和程度，從而削弱了時效強化效果。而那些細小彌散的強化相只能在溶質原子濃度高的地方，也就是遠離平衡相之間析出，于是這些平衡相周圍就形成了明顯的無沉淀析出帶，并且離這些相越近，沉淀強化相的密度越小，如圖7b所示，這也會導致時效強化效果降低。同時可見，棒材表面晶界上的析出相大小均勻，呈連續鏈狀分布，隨著冷卻速率進一步降低，晶界上的析出相呈斷續分布，且無沉淀析出帶明顯加寬(圖7c，d)。

圖7 淬火時效后棒材的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X射線衍射圖中MgZn2衍射峰幾乎觀察不到，說明整個棒材達到完全過飽和狀態。經過時效處理后，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衍射峰強度逐漸升高，說明大量析出MgZn2相，且析出量逐漸增加。越靠近棒材表面，析出強化相的體積分數越大(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，可以假定這個狀態η'相體積分數為零，沒有析出;而峰值時效后硬度達到150HBS，η'相體積分數為1。根據圖3棒材不同位置與硬度關系曲線繪制出相變體積分數與位置的關系圖，圖8中圓點為由硬度曲線計算得到的值。然后再采用基于唯象理論建立的Johnson-Mehl-Avrami相變動力學方程 φ=1-exp (-ktn)進行擬合［16］，其中φ為相轉變體積分數;t表示反應時間;k為與時間、形核等無關的常數，和n值共同表征不同的相變反應過程。可以發現，淬火時效后，析出強化相體積分數變化趨勢跟硬度基本相似，這就說明冷卻速率對時效后合金的強化相析出量起決定作用，從而影響其強化效果。

圖8 η'相體積分數與棒材不同位置的關系Fig.8 Relationship between distance from the center of bar and volume fraction of η'phase

3.2 冷卻速率對組織的影響

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。非均勻形核產生的這些相為平衡相，尺寸大，較穩定，在后續的時效過程中不能消除，從而對合金的強度、硬度、韌性等性能產生不利影響［17］。

淬火冷卻實際上是一個受溫度控制和影響的動力學過程。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間形核并長大，同時，這些相的析出還消耗了Zn，Mg等溶質原子，降低了淬火后固溶體的過飽和程度，減少了時效時沉淀強化相的體積分數。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和空位濃度高，時效后可形成分布均勻、細小、彌散的η'相(圖7d)，具有很好的強化效果，合金的硬度最高。

由透射電鏡組織觀察結果可知，在緩慢冷卻過程中，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，合金淬火過程中溶質原子易在晶界上發生非平衡偏聚，形成厚度為數個納米的富溶質層，而在晶界附近形成貧溶質區。淬火速率快時(表面)，合金的溫度下降很快，第二相沒有時間在晶界上形核析出，而使晶界上溶質原子濃度較高，因此，時效時第二相可沿晶界較均勻地析出，并且長大速率差別不大，得到的尺寸也相差不大(圖7d)。隨著淬火速率減小，第二相有充分的時間在晶界上形核并一定程度的長大，而且速率越小第二相的數量和尺寸也越大，這些第二相的形成同時也導致晶界上溶質原子濃度的降低。而且這些粗大平衡相很穩定，在時效時會吸收周圍溶質原子繼續長大，并在其周圍形成無沉淀析出帶，典型的結果如圖7b所示。和基體相比，這些無沉淀析出帶相對較軟，對合金性能不利。

4 結論

(1)淬火時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，固溶體過飽和度逐漸下降。時效處理后，沿徑向從棒材表面至中心析出強化相體積分數也逐漸減小，棒材表面過飽和度最高，析出強化效應最明顯。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量逐漸減少，而棒材表面沒有觀察到未溶的第二相，組織較均勻;時效后，棒材表面析出大量均勻、細小的η'相，強化效果最明顯，而棒材中心區域，粗大平衡相仍然殘留在基體中，并在其周圍形成無沉淀析出帶，強化相體積分數降低，強化效果減弱。

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