7075-H18鋁合金板材的淬火敏感性與等溫轉變行為

王 剛，谷諍巍，李 欣，于 歌

(吉林大學 材料科學與工程學院，長春 130022)

在汽車領域大力推進節能減排的要求下，發展高強度的輕質車身材料意義重大。7×××系鋁合金因具備較高的比強度與比強塑積、良好的韌性與耐蝕性，展現出巨大的輕量化優勢[1-2]。然而，7×××系鋁合金板材在室溫下幾乎難以成形。“熱沖壓-淬火”一體化成形技術為高強度7×××系鋁合金車身零部件的制造提供了技術途徑[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能力的過飽和固溶體組織。然后將板材迅速轉移至水冷模具中進行快速沖壓成形，并在模具內保持一段時間，依靠冷模對零件進行淬火。熱成形后的零件往往需要對其進行額外的人工時效熱處理以提升零件的強度。

冷模淬火作為鋁合金熱沖壓零部件連續生產過程中的關鍵工序之一，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飽和固溶體組織的鋁合金零部件。在淬火過程中，如果零件的冷卻速率過低，則溶質原子有更長的時間擴散，導致過飽和固溶體發生分解，進而在晶界、相界面或晶內析出沉淀相，減少人工時效工序中析出強化相所需的溶質原子數量，削弱合金的時效強化效果[6-7]。合金在淬火過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，如果冷卻速率過高，會導致淬火后的零件具有較大的殘余應力而發生扭曲變形。當淬火冷卻速率突破一定限度后還可能產生淬火裂紋[10]。因此，在制定淬火工藝時，需要在充分掌握合金淬火敏感性數據的基礎上，權衡考慮零件最終的成形質量與力學性能。

目前，在高強度鋁合金板材熱沖壓技術領域，針對板材淬火敏感性的研究相對較少。Liu等[11]分析了冷模淬火條件下模具壓強和保壓時間對6061鋁合金板材力學性能的影響，結果表明，保壓壓強20 MPa以上、保壓時間6～10 s的參數組合可使鋁板的抗拉強度和硬度高于水淬試樣。Boulis等[12]研究了470 ℃下的固溶時間、板材傳遞時間和冷卻速率對7050板材淬火敏感性的影響，結果表明，在選定的參數范圍內固溶時間和傳遞時間對淬火敏感性基本無影響，而模具壓強會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7075鋁合金板材時效強化效果的影響規律，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密切相關，關于熱沖壓條件下淬火敏感性的研究多以T6態板材為研究對象。然而，從性能與成本角度考慮，T6態板材并不適合于實際熱沖壓零部件的生產。原因在于，T6態板材在其制造階段已經經歷了一次固溶與人工時效熱處理，而在熱沖壓生產階段又會經歷二次固溶與人工時效熱處理，反復加熱不但易使晶粒粗大而削弱合金的性能，而且會增加能源的消耗與成本。考慮到車身零部件對外觀質量的要求，H18態冷軋板無疑是一種理想的供貨狀態。H18態板材的適用性體現在3個方面：(1)H18態板材在供貨前未經過任何固溶或時效熱處理，成本低于T6態板材；(2)H18態板材屬于冷軋板，在“熱沖壓-淬火”工藝流程中的組織演化形式主要為回復與再結晶，不存在因反復加熱導致的晶粒異常長大問題；(3)H18態板材經過冷軋后板面光亮平整，完全滿足車身零部件對外觀質量的要求。

本工作采用7075-H18鋁合金板材作為研究對象，利用“時間-溫度-性能(time-temperature-property, TTP)”關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)、維氏硬度測試與理論建模相結合的研究方法分析板材在等溫淬火過程中的組織與性能演化，為7075鋁合金板材熱成形工藝設計、水冷模具開發等提供理論支撐。

1 實驗材料與方法

實驗材料選用7075-H18鋁合金板材，厚度為2 mm。采用Foundry-Master Pro直讀光譜儀測定材料的化學成分，如表1所示。采用電火花線切割機床從板材中切割10 mm×10 mm×2 mm的方塊狀實驗樣品。熱處理實驗流程為：固溶處理→等溫淬火→冷水淬火→人工時效。首先，將實驗樣品放入Techne-FB-08C型沙浴爐內進行固溶處理，固溶溫度為480 ℃，保溫時間為20 min。將經過固溶處理的實驗樣品從沙浴爐中取出，并立即浸入PRG-1000型恒溫鹽浴爐內進行等溫淬火，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間。實驗樣品在鹽浴爐內等溫保持一段時間(0～86400 s)后，立即淬入冷水中以使其快速冷卻至室溫。最后，將經過水淬后的實驗樣品置于HH-S型油浴鍋內進行人工時效熱處理，時效溫度設定在120 ℃，保溫時間為24 h。

表1 7075-H18鋁合金板材的化學成分(質量分數/%)Table 1 Chemical compositions for 7075-H18 aluminum alloy sheet(mass fraction/%)

采用FEI-Tecnai-G2-F20場發射透射電子顯微鏡觀測實驗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)，用于沉淀相的化學成分分析；采用高分辨透射電子顯微鏡(high resolution transmission electron microscope，HRTEM)技術分析沉淀相的結構。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；維氏顯微硬度測試在KB-Prüftechnik全自動顯微硬度儀上進行，加載載荷為1.96 N，保壓時間為15 s，每個試樣測試10個點位，取平均值作為最終的硬度測量值。

2 結果與討論

2.1 TTP圖的構建

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

圖1 不同溫度下經過人工時效熱處理樣品的硬度-等溫時間關系圖Fig.1 Relationship plot of hardness-isothermal time for artificially aged samples at different temperatures

將固溶處理后直接進行冷水淬火再進行人工時效處理的合金硬度作為淬火過程中零轉變對應的硬度，經測試Hmax為182.3HV。將350 ℃等溫24 h后冷水淬火再進行人工時效所測得的硬度作為淬火過程中完全轉變對應的硬度，經測試最小硬度Hmin為92.5HV。由此7075鋁合金在等溫過程中析出沉淀相的體積分數f為：

(1)

式中：HT是溫度為T時不同等溫時間對應的硬度。當HT=Hmax時，f=0%，即為零轉變，當HT=Hmin時，f=100%，即為完全轉變。根據式(1)計算出體積分數為10%，20%，30%所對應的合金硬度值分別為173.3，164.3，155.4HV。通過等溫實驗能夠進一步確定各等溫條件下達到這些特定硬度值所需要的等溫時間，由此獲得7075-H18板材的TTP曲線，如圖2所示。圖2中的散點為實驗數據，總體上呈C字形分布(以下簡稱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]對實驗數據進行非線性擬合，參數擬合結果列于表2中。

(2)

式中：C為特定轉變量對應的臨界保溫時間，s；k1為未轉變比例值的自然對數；k2為與形核數量倒數相關的材料常數，s；k3為與形核能相關的材料常數，J/mol；k4為與固溶溫度相關的材料常數，K；k5為與擴散激活能相關的材料常數，J/mol；R=8.314 J/(mol·K)，為氣體常數。

表2 通過擬合計算出的7075鋁合金TTP函數公式系數Table 2 Coefficients of TTP function formula for 7075 aluminum alloy by fitting

通常小比例轉變量的C曲線很難通過實驗準確地測出。根據式(2)計算出轉變量為0.5%的C曲線對應的冷卻速率達到969.7 ℃/s，超過熱成形冷模淬火所能達到的冷卻速率[13]，說明在熱成形條件下想要實現絕對的零轉變幾乎是不可能的。由式(2)計算出的5%轉變量C曲線所對應的冷卻速率為58.2 ℃/s，這一冷卻速率依靠水冷模具能夠實現[12]。此外，根據式(1)可知5%轉變量對應的硬度值為177.8HV，達到了最大硬度值的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，在保壓淬火過程中，只要冷卻速率超過58.2 ℃/s，理論上可以保證熱成形零件經人工時效之后的最終硬度損失不超過2.4%。

圖2中C曲線的形狀特征與過飽和固溶體的穩定性有關，主要受相變驅動力與溶質原子在鋁基體中的擴散能力兩方面因素的影響。等溫溫度高有利于溶質原子的擴散，但高溫下合金的過冷度較低，相變驅動力小，因此，完成特定轉變量所需的等溫時間較長。等溫溫度低時合金的過冷度大，相變驅動力大，但是低溫條件下溶質原子的擴散系數低，沉淀相的析出過程緩慢。表明高溫時相變驅動力起主導作用，而低溫時溶質原子擴散能力起主導作用，在兩方面因素的綜合作用下，中溫區必然存在一個能夠使沉淀相析出速率達到最快的等溫溫度。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 ℃，根據式(2)計算出的最短孕育期僅為0.23 s。若以97.5%HV對應的C曲線為標準，等溫時間10 s(約為熱成形工藝中的板材傳遞與成形時間之和)對應的淬火敏感溫度區間為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

根據文獻[8,18]的研究，過飽和的7×××系鋁合金在等溫過程中相變類型主要為沉淀相的析出。析出相的結構、尺寸以及分布形式等決定合金的力學性能。圖3為7075鋁合金在350 ℃分別等溫0，50，86400 s后冷水淬火再進行人工時效的TEM圖。如圖3(a)所示，等溫0 s對應于零轉變，明顯看到晶內析出大量彌散分布的細小強化相，這些納米尺度的強化相主要為η′相，晶界處無沉淀析出帶(precipitate-free zones，PFZ)寬度約為30 nm，試樣中未觀測到大粒子的存在。Li等[19]研究表明，η′相為盤狀形貌，具有六方結構，晶格常數a=0.496 nm，c=1.402 nm。圖4(a)給出了7075鋁合金中η′相的形貌以及選區電子衍射數據，分析結果與文獻[19]基本一致。目前關于η′相的化學成分還存在爭議，多數研究表明η′相中的Zn與Mg原子比小于2[20-23]。本工作測得的η′相Zn與Mg原子比約為1.07，如圖4(b)所示。η′相是7×××系鋁合金在峰時效熱處理中所形成的主要強化相，一般認為η′相由GP(Guinier-Preston)區演化而來[24-25]。

圖3 7075-H18板材在350 ℃等溫處理不同時間再經人工時效后的TEM圖以及電子衍射斑點圖(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人工時效后的TEM圖和電子衍射斑點圖(a)，以及圖4(a)中所標記沉淀相的EDS分析結果(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)

隨著等溫時間持續延長至86400 s，如圖3(c)所示，晶界處η相進一步長大，選區電子衍射斑點圖也證實這些粗大粒子為η相，粒子間距變小而趨于連續分布，PFZ寬度增加至90 nm左右。這種粗大η相在晶界處連續富集分布的形貌特征會嚴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 ℃下恒溫保持不同時間后水淬再進行人工時效后的TEM圖。在三角晶界區域觀測到與圖3類似的相變規律。如圖6(a)所示，在250 ℃保溫10 s，經人工時效之后晶內析出大量細小的η′相，未觀測到粗大η相。根據式(2)計算得到250 ℃保溫10 s對應的轉變量僅為2.3%，等溫期間難以形成粗大的η相，但有可能形成團簇或GP區[24-25]。由于大量的溶質原子被保留在鋁基體內，這為人工時效過程中η′相的析出提供了充足的溶質原子儲備。當等溫時間延長至100 s時，如圖6(b)所示，晶內與晶界均觀測到η相，平均直徑約為35 nm，這些粒子同樣在250 ℃等溫過程中形成，在隨后的人工時效過程中被保留下來。隨著等溫時間增加至1500 s，晶內的η相直徑長大至70 nm左右，晶界η相趨于連續分布。此外，隨著等溫時間由10 s增加至100 s再到1500 s，對應的PFZ寬度分別為25，45 nm以及70 nm，同樣呈現出增大的趨勢。

圖6 7075-H18板材在250 ℃等溫處理不同時間再經人工時效后的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×××系鋁合金經固溶處理后具有較高的過飽和度，在隨后的等溫處理過程中極易發生脫溶而析出沉淀相，等溫轉變過程實質上是熱激活過程。η相的析出過程可由經典的理論形核公式[31]來解釋。

(3)

式中：I為形核速率；D為形核常數；ΔG*為形核激活能；Q為溶質原子的擴散激活能；b為玻爾茲曼常數。在等溫過程中析出η相，主要是因為η相具有較低的固溶溫度且Zn與Mg具有較強的擴散能力[32]。由式(3)可知，在淬火敏感溫度區間內，隨著溫度的降低形核速率增大，但低溫下Zn與Mg的擴散能力會下降，η相的析出是這兩方面競爭的結果。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，說明低溫下擴散起主導作用，即在250 ℃等溫過程中Zn與Mg擴散所需要克服的能壘明顯高于350 ℃時的能壘。

2.3 等溫轉變動力學模型

過飽和7075鋁合金在等溫過程中的相變過程與等溫條件密切相關。等溫條件不同，等溫相變的效率也會不同，經典的JMA模型[17]已被證明能夠定量表達7×××系鋁合金等溫過程中的相變行為，其數學表達式為：

f=1-exp(-ktn)

(4)

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

(5)

從式(5)可以看出，參數n是以ln(t) 與ln[-ln(1-f)]為自變量與因變量的線性函數的斜率，ln(k) 為線性函數的截距，由此對實驗數據進行線性擬合，結果如圖7所示。可知，實驗數據總體上呈線性關系，所有直線的擬合優度均在0.96以上。參數n，k的計算結果列于表3。在250～420 ℃范圍內，n值均滿足0.5

圖7 ln(t)-ln[-ln(1-f)]函數關系圖Fig.7 Functional relationship plot of ln(t)-ln[-ln(1-f)]

表3 JMA相變動力學方程參數計算結果Table 3 Calculation results of JMA model parameters

根據材料參數k，n隨等溫溫度的變化規律，采用Fourier函數建立這兩個參數與等溫溫度之間的函數關系，表達式由式(6)給出。其中，k0，k1，k2，α，n0，n1，n2與β均為Fourier函數的各項系數，T*=T/1000，T*的引入可以簡化各項系數的計算結果。基于式(6)對表3中的離散數據進行非線性擬合，結果如圖8所示，參數k與n的擬合優度分別達到0.996和0.941，說明擬合結果是可靠的。各項系數的計算結果列于表4。

(6)

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

表4 Fourier函數各項系數的擬合結果Table 4 Fitting results of coefficients in Fourier function

至此，7075鋁合金的等溫轉變動力學模型可由式(4)與式(6)聯合給出。采用該模型對7075鋁合金在270 ℃與360 ℃等溫過程中的轉變曲線進行預測，如圖9所示。可以看出預測結果與實驗結果基本吻合。t-f曲線呈S形，屬于形核長大型相變的典型形狀。

圖9 t-f函數關系圖Fig.9 Functional relationship plot of t-f

3 結論

(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對應的C曲線等溫10 s的淬火敏感溫度區間為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現絕對的零轉變，但只要冷卻速率超過58.2 ℃/s，可以保證熱成形零件經人工時效之后的最終硬度損失不超過2.4%。

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

(4)采用改進的JMA等溫動力學模型對7075-H18板材的等溫相變過程進行準確預測，JMA模型的S形曲線特征表明等溫相變類型為形核長大型相變，與TEM觀測到的η相的析出特征相符；模型k值在350 ℃時達到最大，與TTP圖中的鼻尖溫度相一致。