王 崗，尹志民，趙 凱，段佳琦，劉 博，商寶川

(中南大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，長沙410083)

6082鋁合金的TTT曲線及其研究

王 崗，尹志民，趙 凱，段佳琦，劉 博，商寶川

(中南大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，長沙410083)

為研究6082鋁合金的淬火敏感性，采用分級淬火的方法測定了6082鋁合金的時(shí)間－溫度－轉(zhuǎn)化率(TTT)曲線，利用XRD、TEM并結(jié)合Avrami方程研究了6082合金在等溫過程中的組織變化.結(jié)果表明：6082鋁合金TTT曲線的鼻尖溫度約為350℃，淬火敏感溫度區(qū)間為300～420℃;6082鋁合金過飽和固溶體在350℃等溫時(shí)快速分解，初期形成大量桿狀的β'相，隨著時(shí)間的延長，晶內(nèi)析出粗大的β相;合金在高溫區(qū)域(≥420℃)和低溫區(qū)域(≤300℃)時(shí)，淬火敏感性較低;鼻尖溫度下的高相變驅(qū)動力和較快的擴(kuò)散速率是Mg2Si相析出和長大的主要原因.在實(shí)際在線淬火過程中，建議在淬火敏感溫度區(qū)間加快淬火冷卻速率抑制平衡相的析出，在高溫區(qū)域和低溫區(qū)域可適當(dāng)降低冷卻速率減小熱應(yīng)力的影響.

6082鋁合金;TTT曲線;淬火敏感性

6082合金屬于Al－Mg－Si系熱處理可強(qiáng)化合金，具有中等強(qiáng)度，擠壓性能較好，能在擠壓機(jī)上實(shí)現(xiàn)在線淬火［1］.由于其優(yōu)良的擠壓性、焊接性、耐腐蝕性以及中等強(qiáng)度，被廣泛應(yīng)用于交通運(yùn)輸業(yè)，如高速、地鐵、輕軌用鋁合金軌道車輛和輕型客貨汽車.近年來，我國學(xué)者對6082合金進(jìn)行了一系列的研究.鄒永恒等［2］對6082合金的熱處理工藝參數(shù)進(jìn)行了研究，發(fā)現(xiàn)經(jīng)(530～570℃)× (1.25～6 h)固溶處理后合金的綜合性能較佳，時(shí)效延遲時(shí)間應(yīng)控制在3 h內(nèi)或48 h后.劉立坤等［3］對6082合金的高溫型變熱處理進(jìn)行了研究，發(fā)現(xiàn)高溫形變熱處理可以有效改善連鑄態(tài)6082鋁合金的組織性能，545℃高溫變形后在170℃保溫箱中時(shí)效8 h硬度得以大幅度的提高.費(fèi)玥等［4］研究了固溶后冷變形對6082合金時(shí)效析出過程的影響，發(fā)現(xiàn)隨著變形量的增加，材料達(dá)到時(shí)效硬化峰值的時(shí)間不斷縮短，出現(xiàn)過時(shí)效的時(shí)間也不斷縮短.

TTT(Time-Temperature-Transformation)曲線可綜合反映材料在不同過冷度下的等溫轉(zhuǎn)變過程.在TTT曲線的鼻尖位置，材料的淬火敏感性最高，而曲線兩側(cè)的敏感性會較低.通過觀察材料的TTT曲線，可以判斷材料的淬火敏感溫度區(qū)間，從而制定合適的淬火工藝.目前，國內(nèi)外關(guān)于鋁合金的TTT和TTP(Time-Temperature-Property)曲線的研究作了一系列工作.張新明等［5］通過分級淬火方法獲得了7050合金的TTP曲線，發(fā)現(xiàn)其鼻尖溫度為 330℃，淬火敏感區(qū)域?yàn)?240～420℃.劉勝膽等［6］運(yùn)用分級淬火的方法得到了7055合金的TTP，發(fā)現(xiàn)其鼻尖溫度為355℃，淬火敏感區(qū)域?yàn)?10～420℃，并運(yùn)用淬火分析法對合金硬度進(jìn)行了預(yù)測.李周等［7－8］利用力學(xué)性能測試等手段研究了淬火方式以及時(shí)效條件對6005A合金力學(xué)性能的影響，確定了6005A合金的TTP曲線，發(fā)現(xiàn)其鼻尖溫度在370℃左右.Davydov等［9］由所獲得的1424合金的TTT和TTP曲線，發(fā)現(xiàn)1424合金的淬火敏感溫度區(qū)間為100～450℃.Hilger和Bouirden等［10］運(yùn)用TTT曲線研究了合金硬化過程中的新的表現(xiàn).

本文測定了6082合金在不同溫度下等溫淬火的導(dǎo)電率并繪出相應(yīng)的TTT曲線，研究了等溫過程中合金組織性能變化及合金的淬火敏感性，旨在優(yōu)化合金在線淬火制度，既保證合金具有較好的性能又能減小殘余應(yīng)力，為實(shí)際生產(chǎn)工藝的制定提供理論依據(jù).

1 實(shí)驗(yàn)

1.1 材料

合金熔煉后采用半連續(xù)鑄造，經(jīng)560℃/6 h均勻化處理后在800T臥式擠壓機(jī)上進(jìn)行擠壓，得到Φ 16 mm的棒材，擠壓速度為3 m/min，擠壓系數(shù)為29.7，擠壓出口溫度為550℃.合金化學(xué)成分見表1.

表1 合金的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)

1.2 實(shí)驗(yàn)方法

將6082鋁合金擠壓棒材沿?cái)D壓方向切割成尺寸Φ 16 mm×6 mm的圓盤狀樣品.將所有樣品于545℃固溶50 min后，立刻淬入300～440℃的鹽浴爐中進(jìn)行中進(jìn)行不同時(shí)間的等溫處理，鹽浴爐的溫度波動要小于2℃，保溫時(shí)間從0 s到45 h不等，隨后在淬入室溫水中，測量試樣的導(dǎo)電率.導(dǎo)電率測量使用D60K數(shù)字金屬導(dǎo)電率測量儀，用MAX 2500X射線分析儀對試樣的析出相進(jìn)行XRD分析，在TECNAIG220電鏡上進(jìn)行透射顯微組織觀察，加速電壓為200 kV.

2 結(jié)果

2.1 不同等溫條件對合金導(dǎo)電率的影響

不同等溫溫度的導(dǎo)電率－等溫時(shí)間關(guān)系曲線見圖1.從圖1可以看出:在給定等溫溫度下，合金的導(dǎo)電率總體上隨著等溫時(shí)間的延長而升高;當(dāng)?shù)葴貢r(shí)間達(dá)到600 s后，導(dǎo)電率趨于穩(wěn)定;等溫溫度為340～360℃時(shí)，隨等溫時(shí)間的延長，導(dǎo)電率快速上升，到后期導(dǎo)電率變化較小.不同等溫溫度下導(dǎo)電率的變化速率是不同的，340℃下起始階段導(dǎo)電率的變化很快，等溫溫度高于或低于340℃時(shí)起始階段導(dǎo)電率的變化相對比較慢，反映出不同等溫溫度下固溶體分解速度是不同的.

圖1 不同等溫溫度的導(dǎo)電率-等溫時(shí)間關(guān)系曲線

2.2 XRD觀察

圖2所示為545℃固溶處理50 min后樣品在340℃下分別等溫處理0、120 s和45 h的XRD圖.可以看出，6082鋁合金在340℃下等溫處理不同時(shí)間時(shí)，其析出相也不同.合金等溫處理0 s時(shí)，主要是鋁基體和Mn12Si7Al5相，根據(jù)參考文獻(xiàn)［11］可知，AlMnSi相是熱穩(wěn)定相，在等溫過程中并沒有明顯變化;合金經(jīng)過120 s處理后，出現(xiàn)少量的Mg2Si相;經(jīng)過45 h處理后，Mg2Si相峰強(qiáng)度明顯增大，表明此時(shí)試樣的Mg2Si析出相含量明顯增多.

圖2 6082合金340℃等溫時(shí)效不同時(shí)間的XRD圖

2.3 TEM觀察

圖3為545℃固溶處理50min后樣品在340℃下分別等溫0、120 s和45 h的TEM圖.由圖3 (a)可見，當(dāng)6082樣品等溫處理0 s時(shí)，過飽和固溶體基本中看以發(fā)現(xiàn)部分類圓形的第二相質(zhì)點(diǎn).由圖3(b)可見，經(jīng)340℃下等溫處理120 s后，鋁基體分解析出了長度1～2 μm、寬度約0.05 μm的桿狀析出相.觀察衍射斑點(diǎn)，可以發(fā)現(xiàn)析出相的方向沿鋁基體的［100］和［010］方向，根據(jù)參考文獻(xiàn)［12］可知，該析出相是β'相.由圖3(c)可以看出，試樣在340℃下經(jīng)過45 h等溫處理后，析出相已經(jīng)明顯長大、變粗，呈棒狀或片狀分布，為β相;β相長度為1～2 μm，但寬度已經(jīng)明顯變大，大約在0.25～0.5 μm.此外，從固溶處理到等溫處理45 h，都可以觀察到在基體中彌散分布著一些不規(guī)則呈多邊形的第二相質(zhì)點(diǎn)，經(jīng)能譜分析可知這些析出物是微量元素Mn與Si、Fe等形成的復(fù)合沉淀物.

圖3 6082合金在340℃下分別等溫0 s、120 s和45 h的TEM顯微組織

3 分析與討論

3.1 TTT曲線的繪制

根據(jù)圖1所得實(shí)驗(yàn)數(shù)據(jù)，將合金固溶態(tài)下的導(dǎo)電率(42.8%IACS)對應(yīng)于0分解，340℃等溫處理45 h后的導(dǎo)電率(53.6%IACS)對應(yīng)完全分解，分別連接不同等溫溫度下轉(zhuǎn)變10%、20%、30%、40%、50%、60%的數(shù)值點(diǎn)得到固溶體分解等值線，即為合金的TTT曲線，如圖4所示.由圖4可見，6082擠壓態(tài)合金的淬火敏感度較高、孕育期非常短，TTT曲線的鼻尖溫度為350℃，高溫和低溫區(qū)的淬火敏感度較低、孕育期較長.

3.2 合金等溫轉(zhuǎn)變的S曲線

對每個(gè)溫度下不同等溫時(shí)間的導(dǎo)電率采用基于唯象理論建立Johnson-Mehl-Avrami相變動力學(xué)方程方程ψ=1－exp(－ktn)［13］進(jìn)行擬合得到等溫轉(zhuǎn)變的S曲線(圖5).其中ψ為相轉(zhuǎn)變體積分?jǐn)?shù);t為反應(yīng)時(shí)間;k為與時(shí)間、形核等無關(guān)的常數(shù)，和n值共同表征不同的相變反應(yīng)過程.

圖46082 鋁合金等溫轉(zhuǎn)變TTT曲線

通過圖5擬合得出各等溫轉(zhuǎn)變溫度下的n、k，見表2.通過擬合得到n介于0.55～0.70，在340℃時(shí)最小，越往高溫或低溫則值越大.由文獻(xiàn)［14］可知，當(dāng)n=0.5時(shí)，過飽和固溶體脫溶主要是片狀物增厚，當(dāng)n=1時(shí)主要為針狀物增厚.6082合金0.5＜n＜1，依據(jù)動力學(xué)定律，對于長程擴(kuò)散控制的相變過程，該值表示合金在脫溶過程中存在不同的增長方式交替［15－16］.

圖5 不同溫度合金等溫轉(zhuǎn)變的S曲線

表2 不同等溫溫度下擬合得到的n、k值

6xxx系合金的析出順序?yàn)椋?7］:GP區(qū)→針狀Mg2Si非平衡相→棒狀Mg2Si非平衡相→片狀平衡Mg2Si相.合金在340℃等溫時(shí)，n=0.55399，值最小，表明340℃時(shí)淬火敏感性高，合金很短的時(shí)間內(nèi)就完成針棒狀相長大，相變以片狀物增厚為主;較高(如440℃)或較低(300℃)溫度下，n值大于340℃等溫下的n值，合金在初期有較長的時(shí)間內(nèi)以針棒狀相長大，同樣后期為片狀物增厚，故n值要大，合金淬火敏感性低.

k與形核和長大速率有關(guān)，因此對溫度很敏感.k值越大，形核長大越快，即轉(zhuǎn)變越快.由表2可知，當(dāng)?shù)葴販囟葹?40℃時(shí)k值最大，等溫溫度高于或低于340℃時(shí)則k值減小.在340℃時(shí)k值最大，表明在340℃附近合金的相變速率最快，合金淬火敏感性最高;兩端k值小，表明合金在較高溫和較低溫的淬火敏感性降低了，這與n值的變化規(guī)律相一致.

4 結(jié)論

1)6082鋁合金的TTT曲線呈現(xiàn)“C”形，“鼻尖”溫度為350℃，淬火敏感溫度區(qū)間為300～420℃，淬火敏感性很高，孕育期極短，而低溫區(qū)(≤300℃)合金淬火敏感性次之，高溫區(qū)(≥420℃)淬火敏感性最低，孕育期相對最長.

2)等溫保溫時(shí)，過飽和固溶體分解析出Mg2Si粒子，隨著等溫時(shí)間的延長，晶內(nèi)β'相數(shù)量增加、尺寸變大，并形成了穩(wěn)定相β相.在350℃附近，β″相的析出速率達(dá)到最高，鼻尖溫度的高相變驅(qū)動力和較快的擴(kuò)散速率是Mg2Si相析出和長大的主要原因.

3)在線淬火過程中，在淬火敏感溫度區(qū)間(300～420℃)應(yīng)加快淬火冷卻速率抑制平衡相的析出，在高溫區(qū)域(≥420℃)和低溫區(qū)域(≤300℃)時(shí)可適當(dāng)降低冷卻速率減小熱應(yīng)力的影響.

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TTT curves of 6082 aluminum alloy and its application

WANG Gang，YIN Zhi-min，ZHAO Kai，DUAN Jia-qi，LIU Bo，SHANG Bao-chuan
(School of Materials Science and Engineering，Central South University，Changsha 410083，China)

To study the quench sensitivity of 6082 alloy，the time-temperature-transformation(TTT)curves of 6082 aluminum alloy were determined by an interrupted quench method，and the structure transformation during isothermal treatment was studied by XRD、TEM and Avrami equation.The results show that the nose temperature of TTT curves of 6082 alloy is 350℃ and the quench sensitive temperature range is 300～420℃.The supersaturated solid solution of 6082 alloy decomposites quickly at 350℃.At the beginning plenty of Mg2Si particles(β'phase)were precipitated，and with the holding time prolonged，more and more thick Mg2Si particles(β phase)were precipitated in the grain.The quench sensitivity is low both in high temperature zone(420℃)and low temperature zone(300℃).Severe phase transformation driving force and high diffusion rate of solute atoms are the primary precipitating reasons of Mg2Si particles.In the actual online hardening process，speeding up the cooling rate in the quench sensitive sector to reduce the precipitation of equilibrium phase is meaningful，and at higher or lower temperature，decreasing the cooling rate is helpful to relieve the effect of thermal load.

6082 aluminum alloy;TTT curve;quench sensitivity

TG146.2 文獻(xiàn)標(biāo)志碼：A 文章編號：1005－0299(2011)04－0084－05

2010－08－09.

廣東?。逃慨a(chǎn)學(xué)研究結(jié)合資助項(xiàng)目(2009A080205001).

王 崗(1986－)，男，碩士研究生;

尹志民(1946－)，男，教授，博士生導(dǎo)師.

尹志民，E-mail:zmyin@163.com.

(編輯 程利冬)