基于輥底式噴淋淬火技術(shù)的鋁合金分級淬火工藝

鄭 英，張 勁，范世通，3，鄧運來，3

（1.湖南交通職業(yè)技術(shù)學(xué)院機電工程系，長沙410004；中南大學(xué)2.高性能復(fù)雜制造國家重點實驗室；3.材料科學(xué)與工程學(xué)院，長沙 410083）

0 引 言

鋁鋅鎂銅系鋁合金屬高強鋁合金，因其比強度和比剛度高而廣泛應(yīng)用于航空航天、交通運輸?shù)刃袠I(yè)［1］。這種合金在制備中通常需要經(jīng)過固溶（淬火）和時效來獲得所需要的性能。對于大型構(gòu)件，例如厚板和重鍛件，保證表層和心部性能的均勻［2－3］是制備過程中遇到的首要問題。這是因為這類合金的淬火敏感性即鋁合金時效熱處理后的性能，受到淬火時冷卻速率的影響，也是目前亟待解決的關(guān)鍵問題。

由于高強鋁合金的傳統(tǒng)浸入式淬火工藝從加熱爐到淬火裝置的工件轉(zhuǎn)移時間過長，給材料性能帶來了許多不利影響，所以開發(fā)新的淬火工藝以及相應(yīng)設(shè)備得到了國際上的廣泛關(guān)注。輥底式噴淋淬火［4－5］通過調(diào)節(jié)噴嘴高度、水流密度、噴水壓力和持續(xù)時間等工藝條件，既保證了必需的冷卻速率又可將板中的殘余應(yīng)力降到最低水平。

對于單級淬火工藝，淬硬深度的提高需要盡量提高冷卻速率［6］，但這又會導(dǎo)致淬火后材料表面殘余應(yīng)力的增大，從而降低材料的抗腐蝕性能和斷裂韌性。針對這個問題，作者采取分級淬火工藝，研究了淬火工藝參數(shù)對材料顯微組織、硬度和殘余應(yīng)力的影響，并獲得適合于7050鋁合金厚板的輥底式噴淋分級淬火工藝。

1 試樣制備與試驗方法

試驗用材料為7050鋁合金熱軋板，其化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%）為 ≤0.04Cr，0.1Zr，6.0Zn，0.05Si，0.05Fe，0.10Mn，2.0Mg，余 Al。首先沿?zé)彳埌遘埾蚯腥?0mm×40mm×150mm的淬火試樣，在470℃保溫1h后迅速噴淋淬火，水溫25℃，然后置于箱式空氣爐中進行120℃ ×24h的時效；在時效后試樣不同深度切取2mm厚的硬度試樣，并采用HV-5型維氏硬度儀測硬度，載荷為29.4N，結(jié)果取10次測定平均值。淬火裝置與硬度測量位置如圖1所述。

圖1 淬火裝置與硬度測量位置示意Fig.1 Schematic diagram of quenching device and the hardness testing location

單級淬火（用S表示）時，噴水壓力p為200kPa，水流密度q為130L·m－2·s－1。根據(jù)文獻［7］中7050鋁合金單級末端淬火試驗結(jié)果，設(shè)計了3組分級（三級）淬火工藝（試驗參數(shù)如表1所示），并對7050鋁合金試樣進行分級淬火，試驗裝置同上。

表1 三種分級淬火工藝制度Tab.1 Parameters of the designed multistage quenching process

參照ASTME837-01標(biāo)準(zhǔn)，使用盲孔法測試樣淬火端表面殘余應(yīng)力，試樣沿深度方向的殘余應(yīng)力分布使用剝層法測量，兩種測量方法的具體理論及計算過程見參考文獻［8－9］。淬火后試樣經(jīng)細磨、拋光后采用Graff Sargent試劑（1mL氫氟酸＋16mL硝酸＋3g CrO3＋83mL蒸餾水的混合液）腐蝕，在XJP-6A型光學(xué)顯微鏡下觀察淬火后試樣的顯微組織。

2 試驗結(jié)果與討論

2.1 淬硬深度

從圖2（a）可見，在20～60mm深度范圍內(nèi)工藝C淬火后的試樣硬度最高，工藝B與單級淬火工藝S的試樣硬度相當(dāng)，而工藝A的試樣硬度最低。

為更加直觀地體現(xiàn)試樣的淬硬深度，通常采用相對硬度（某位置的硬度與淬火端面硬度的比值）進行表征［10］。從圖2（b）中可以方便地看出硬度分布的不均勻程度；盡管不同淬火工藝下硬度變化不顯著，但是分級淬火試樣的淬硬深度均要大于單級淬火試樣，且其中分級淬火工藝C的淬硬深度最大。第一級淬火時，試樣采用較高噴水壓力和較低水流密度比采用較低噴水壓力和較高水流密度能獲得更大的淬硬深度。第二級淬火時，提高水流密度比延長持續(xù)時間對試樣的淬硬深度更有利。因此，提高淬硬深度的方法除了通過改變合金成分與微量元素［11－12］以外，還可以采用分級淬火工藝。

2.2 殘余應(yīng)力

淬火后試樣表面存在殘余壓應(yīng)力，心部存在殘余拉應(yīng)力。將表層設(shè)為0，中心層設(shè)為1，則表層至中心層的深度可標(biāo)示為0～1的數(shù)，即相對深度。由圖3可見，介于表面和心部之間存在殘余應(yīng)力中和區(qū)（殘余應(yīng)力為0），隨著離此區(qū)域距離的增大，殘余應(yīng)力值增加。

圖2 三種不同分級淬火工藝及單級淬火工藝下7050鋁合金試樣的硬度曲線Fig.2 The hardness curves of the 7050aluminum alloy samples treated by the three multistage quenching processes and the single-stage quenching process：（a）hardness and（b）relative hardness

從表2可見，單級淬火后試樣的最大殘余應(yīng)力都明顯高于分級淬火后試樣的；此外，工藝B試樣和工藝C試樣的最大殘余應(yīng)力非常接近，說明淬火第一階段采用高壓、低水流密度工藝幾乎不會增加試樣的殘余應(yīng)力，且與低壓、高水流密度工藝相比冷卻效果較好；比工藝C試樣相比，工藝A試樣的表面最大殘余壓應(yīng)力降低了約12MPa，心部最大殘余拉應(yīng)力降低了約6MPa。分級淬火工藝能夠在一定程度上實現(xiàn)淬火冷卻速率與殘余應(yīng)力的耦合調(diào)控。

圖3 淬火試樣沿深度的殘余應(yīng)力分布Fig.3 The residual stress distribution along thickness in the quenched samples

表2 經(jīng)不同淬火工藝處理后試樣的最大殘余應(yīng)力對比Tab.2 Comparison of the maximum residual stress of the samples quenched in different quenching process MPa

2.3 顯微組織

從圖4可見，由于試樣表面的冷卻速率非常大，因此分級淬火后晶界呈條形并沿軋向分布，幾乎無亞晶存在。從圖5可見，在距表面60mm處，雖然冷卻速率明顯下降，但組織整體上仍然保持著沿軋向分布的條形晶粒形態(tài)，深色晶界逐漸明顯，再結(jié)晶區(qū)域比試樣表面的（見圖4）明顯，圖中白色區(qū)域為再結(jié)晶區(qū)域，灰暗區(qū)域為亞晶。上述結(jié)果表明，冷卻速率能夠明顯影響再結(jié)晶結(jié)構(gòu)與析出過程，這也將直接影響試樣的硬度［13］。盡管如此，在同等位置（距表面60mm處）的三種分級淬火試樣在晶界形貌、第二相粒子分布，以及粗大粒子成分等方面并沒有顯著差異。經(jīng)過EDS譜（圖略）分析后表明，這些粗大粒子中球狀粒子成分接近Al2CuMg相，條狀粒子接近Al7Cu2Fe相，如圖5（b），（e）所示。這些都與文獻中的普通單級淬火后試樣十分相似，可見設(shè)計的分級淬火工藝對于材料顯微組織的影響相比于單級淬火［13］并無明顯差異，差異仍然主要出現(xiàn)在垂直于淬火面的方向上。因此，淬火工藝的改變對于試樣顯微組織的影響十分微小。綜上分析，工藝C為優(yōu)化的熱處理工藝。

圖4 經(jīng)三種分級淬火工藝處理后試樣表面的顯微組織Fig.4 Microstructure of the surface of samples after three multistage quenching（a）process A；（b）process B；（c）process C

圖5 經(jīng)三種分級淬火工藝處理后距表面60mm處試樣的顯微組織ig.5 Microstructure of the three multistage quenched samples in the thickness of 60mm from surface：（a）process A ，low magnification；（b）process A ，high magnification；（c）process B；（d）process C，low magnification；（e）process C，high magnification

3 結(jié) 論

（1）工藝參數(shù)對顯微組織的影響較小；第一級淬火時，試樣采用較高噴水壓力和較低水流密度比采用較低噴水壓力和較高水流密度能獲得更大的淬硬深度；第二級淬火時，提高水流密度比延長持續(xù)時間對試樣的淬硬深度更有利，但后者殘余應(yīng)力的要小些。

（2）綜合淬硬深度和殘余應(yīng)力，最佳的分級淬火工藝為：第一級噴水壓力200kPa、流量密度48L·m－2·s－1持續(xù)約3s，第二級噴水壓力10kPa、流量密度90L·m－2·s－1持續(xù)約12s，第三級200kPa、130L·m－2·s－1持續(xù)約480s。

［1］WILLIAMS J C，STARKE J E A.Progress in structural materials for aerospace systems［J］.Acta Materialia，2003，51（19）：5775-5799.

［2］LI P Y，XIONG B Q，ZHANG Y A，et al.Quench sensitivity and microstructure character of high strength AA7050［J］.Transactions of the Nonferrous Metals Society of China，2012，22（2）：268-274.

［3］LIMS T，YUN S J，NAMS W.Improved quench sensitivity in modified aluminum alloy 7175for thick forging applications［J］.Materials Science and Engineering：A，2004，371（1/2）：82-90.

［4］ZHOU L，LU D S，LI WS，et al.Improvement in cyclic stability of rare-earth-based hydrogen storage alloys prepared by twin-roller rapid quenching process［J］.Journal of Alloys and Compounds，2007，432（1/2）：338-342.

［5］ZHU D M，LIU G Y，ZHANG S J，et al.Flow uniformity of roller-type quenching machine［J］.Journal of Iron and Steel Research International，2010，17（7）：24-27.

［6］梁曉軍，焦四海，王聰，等.冷卻速率對直接淬火鋼組織和性能的影響［J］.機械工程材料，2007，31（2）：16-18.

［7］鄧運來，郭世貴，熊創(chuàng)賢，等.7050鋁合金噴水淬火參數(shù)對表面換熱系數(shù)的影響［J］.航空材料學(xué)報，2010，30（6）：21-26.

［8］MPIME，POWELL P C.Residual stress evaluation in composites using a modified layer removal method［J］.Composite Structures，1997，37（3）：335-342.

［9］ROSSINI N S，DASSISTI M，BENYOUNIS K Y，et al.Methods of measuring residual stresses in components［J］.Materials ＆ Design，2012，35：572-588.

［10］TANG J G，CHEN H，ZHANG X M，et al.Influence of quench-induced precipitation on aging behavior of Al-Zn-Mg－Cu alloy［J］.Transactions of the Nonferrous Metals Society of China，2012，22（6）：1255-1263.

［11］DENG Yun-lai，WAN Li，ZHANG Yun-ya，et al.Influence of Mg content on quench sensitivity of Al-Zn-Mg-Cu aluminum alloys［J］.Journal of Alloys and Compounds，2011，509（13）：4636-4642.

［12］LIU Sheng-dan，ZHANG Xin-ming，CHEN Ming-an，et al.Effect of Zr content on quench sensitivity of Al-Zn-Mg-Cu alloys［J］.Transactions of Nonferrous Metals Society of China，2007，17（4）：787-792.

［13］NEWKIRK J W，MACKENZIE D S.The Jominy end quench for light-weight alloy development［J］.Journal of Materials Engineering and Performance，2000，9（4）：408-415.