铝合金等温转变绘制应用

6005铝合金属于中等强度的合金，由于其优良的挤压性、焊接性和耐腐蚀性，被广泛地应用于轨道列车、汽车、航空等交通运输业［1～4］。6005铝合金是少数几种能够实现在线淬火的铝合金之一，但在实际生产过程中工厂主要依靠经验来进行操作，在线淬火缺乏系统的数据和参数指导。因此，研究6005铝合金的等温处理相变动力学及其淬火敏感性，对优化在线淬火工艺和充分发掘这种合金的优异性能有重要意义。目前，围绕铝合金的淬火问题，国内外学者已经做了大量的研究［5～8］。研究合金相变动力学的方法主要有硬度法、DSC法等。Kadi-Hanifi等人［9］用硬度法研究了铝基体组织的析出和溶解反应，利用硬度等值线分析了铝合金GP区的动力学。魏芳等人［10］用DSC法分析了Al-Zn-Mg-Cu-Li合金组织转变动力学，通过TTT曲线得到了Al-Zn-Mg-Cu-Li合金的GP区和η'相转变的动力学参数及动力学表达式。李周等［11］对Al-Mg-Si合金进行了研究并得到TTP曲线，发现鼻尖温度在370℃，淬火敏感区间为280～400℃。V．G．Davydov等［12］对1424铝合金的淬火敏感性进行了研究，TTP曲线表明1424铝合金的淬火敏感区间为100～450℃。本工作通过测定合金的TTT和TTP曲线，研究了6005铝合金的相变动力学及其淬火敏感性。

1实验材料与方法

1．1实验材料实验合金熔炼后采用半连续铸造，铸锭经560℃/6h均匀化处理后在800T卧式挤压机上挤压成16mm的棒材，挤压速率为10m/min，挤压系数为29．7，合金成分见表1。

1．2实验方法将6005铝合金挤压棒材沿垂直挤压方向切割成尺寸16mm×6mm大小的圆盘状样品。样品于535℃固溶50min后，立刻放入270～440℃的盐浴炉中进行0～48h等温淬火，炉温波动小于2℃，随之水淬后使用D60K数字金属电导率测试仪测量电导率。等温处理并水淬后所有样品在180℃下时效6h，之后在HBE-3000硬度计上测量硬度值。XRD物相分析在DMAX-2500X射线分析仪进行，在TECNAIG220电镜上进行透射电子显微组织观察，加速电压为200kV。

2实验结果

2．1不同等温处理对合金电导率和硬度的影响样品经等温处理加水淬后，电导率与等温处理温度和时间的关系见图1a，样品经等温处理加水淬后，在180℃下时效6h后的硬度见图1b。由于合金电导率以及硬度在1200s后基本没有变化，故此处最长等温时间为1200s。从图1a可以看出，在给定等温温度下，等温处理后水冷状态合金的电导率随等温时间延长而升高，等温时间达到1200s后，电导率趋于稳定;等温温度为320～360℃时，随等温时间延长电导率快速上升，到后期电导率变化较小。图1b的结果则表明，合金经等温加时效处理后，硬度随等温时间延长而降低;等温温度在300～380℃时，合金的硬度随等温时间延长快速下降。等温温度不同，合金的硬度值和电导率的变化速率也不同，这反映出在不同等温温度下，6005铝合金过饱和固溶体分解速率的差别。

2．2合金的TTT曲线根据图1a所得实验数据，将合金固溶态(固溶后水冷，不等温处理)下的电导率(48．6%IACS)看作过饱和固溶体零分解，在某一温度下等温处理足够长时间后的电导率(55．4%IACS)对应完全分解考虑到340℃下合金转变速率快于其他温度点，所以本工作取340℃下样品在盐浴炉中等温处理48h分别连接不同等温温度下转变10%，20%，30%40%，50%，60%的数值点得到固溶体分解等值线即得到合金的TTT曲线，如图2所示。可以看出6005挤压态合金的TTT曲线呈“C”形，鼻尖温度大约为340℃，高温和低温区的孕育期较长、淬火敏感度较低。

2．3合金的TTP曲线根据图1b所得实验数据，将固溶后不同等温温度下合金峰值时效态硬度值(90．7HB)95%，90%80%，70%描绘在图3中(图3中的数据点)。根据淬火因子分析法［13，14］，采用式(1)对上述实验点进行拟合，可得到式(1)中k2～k5的参数。式中c(T)为析出一定分数溶质所需的临界时间，k1为未转变分数的自然对数，k2为与形核数目的倒数有关的常数，k3为与形核能有关的常数，k4为与固溶相线温度有关的常数，k5为与扩散激活能有关的在此基础上绘制出合金的TTP曲线(图3中的实线)，可以看出，挤压态6005铝合金的TTP曲线亦呈“C”形，鼻尖温度为340℃，在这个温度下孕育期非常短，淬火敏感温度区间为280～420℃。高于或者低于这个温度区域时，等温转变孕育期较长、淬火敏感度较低，这个结果与上述TTT曲线是一致的。

2．4不同等温处理对合金显微组织的影响样品经535℃/50min固溶后在340℃下等温处理不同时间的XRD物相分析和透射电镜组织见图4和图5。结合图4及图5可知，未经等温处理即固溶后直接水淬状态，衍射峰主要为Al基体峰和Al5FeSi峰，铝基体中其他平衡相较少;等温处理120s时，出现了Mg2Si相的衍射峰，由衍射图谱可知，析出相衍射谱呈“十”字形状，根据Al-Mg-Si合金的析出序列及相关文献可知［15，16］，这些弥散相为β″和β'相。当等温时间达到48h时，合金过饱和固溶体分解完全，Mg2Si的衍射峰明显增高，合金中已经形成大量的平衡相Mg2Si，析出相长大变粗为0．5μm左右的棒状β相。0～48h等温处理过程中Al5FeSi峰没有明显变化，可见Al5FeSi为热稳定的杂质相。

3分析与讨论

3．1合金析出相与电导率的关系当合金固溶后再进行等温处理，溶质原子从过饱和固溶体中析出新相，此时析出新相的体积分数f可定义为:f=vv平(2)其中v平为单位体积中体系达到平衡时的新相体积分数，v为单位体积中体系某一时刻已形成的新相体积分数。等温过程中，铝基体过饱和固溶体分解析出新相，晶格畸变减小，对自由电子的散射作用将大大减弱，导致合金的电导率上升。当合金固溶后未进行等温处理时，v=0，f=0，此时合金的电导率为初始电导率σ0;当合金等温处理足够长时间后，新相充分析出，电导率达到最大值σmax，此时v=v平，f=1。新相的体积分数f与转变时间t遵循相变动力学Avrami经验方程［17，18］:f=1－exp(－ktn)(3)其中k，n为常数。k取决于相变温度、原始相的成分和晶粒大小等因素，n决定于相变类型和形核位置。由式(3)可知f与t的关系曲线为指数型曲线。而由实验可知一定温度下等温时，合金电导率随时间变化的曲线也为指数型曲线，因此可以认为电导率σ与体积分数f存在线性关系:σ=σ0+Af(4)当转变结束时，σ=σmax;f=1，则A=σmax－σ0，所以测出各个时刻的电导率就可以算出相应时刻的新相体积分数f。

3．2合金的相变动力学用式(3)对合金在340℃下等温不同时间的电导率数据进行拟合，得到图6中的实线以及式(3)中的参数k和n值。图6中的实线可用下面的公式来描述:f式(5)是6005铝合金在340℃等温处理的动力学方程。可以看出，转变开始时速率较慢，随着等温时间的延长速率变快，快要结束时又变慢，直到转变结束。采用同样的方法，将合金在不同等温温度下等温不同时间的电导率用式(3)进行拟合，可以求得各个温度下的k值和n值，见表2。若将析出相体积分数为5%定义为合金转变开始，将95%定义为相变结束，由式(3)可求得各个温度下等温处理时相变开始与结束时间t，具体公式见式(6)，并得到6005铝合金等温转变动力学开始和结束曲线(图7)。6005铝合金等温转变动力学开始和结束曲线呈“C”形，这是由于合金的等温转变过程是一个形核长大的过程。在低温区域过冷度大、利于形核，但扩散系数小，不利于长大;高温区域相反，形核难但扩散长大容易;在中温区域两个因素的综合效果出现最大值，因此曲线鼻尖出现在340℃附近中温区域，这个结果与图2和图3的结果是一致的。鉴于上述6005铝合金的相变动力学及其淬火敏感特性，在制订6005铝合金现场在线挤压淬火工艺时，建议在280～420℃淬火敏感区间加快冷却速率，而在低于或高于敏感区间时可适当地降低冷却速率，这样既可以获得较高的力学性能，同时又能减少合金内部残余应力。

4结论

(1)6005铝合金TTT曲线和TTP曲线呈“C”型，鼻尖温度在340℃附近，孕育时间为9s，淬火敏感性高，淬火敏感区间为280～420℃。(2)6005铝合金在不同温度下进行等温处理的相变动力学方程也不同，分别是:(3)6005铝合金在线挤压淬火时，有必要在淬火敏感区间加快冷却速率，而在低于或高于敏感区间时可适当降低冷却速率，这样在获得较高的力学性能同时又能减少合金内部残余应力。