淬火介質(zhì)對7050鋁合金末端淬特性的影響

李培躍, 熊柏青, 張永安, 李志輝, 朱寶宏, 王 鋒, 劉紅偉

(北京有色金屬研究總院 有色金屬材料制備加工國家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，北京 100088)

淬火介質(zhì)對7050鋁合金末端淬特性的影響

李培躍, 熊柏青, 張永安, 李志輝, 朱寶宏, 王 鋒, 劉紅偉

(北京有色金屬研究總院 有色金屬材料制備加工國家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，北京 100088)

采用室溫水和濃度為20%的PAG水溶液 (聚烷撐二醇聚合物)作為淬火介質(zhì)進(jìn)行Jominy末端淬火實(shí)驗(yàn)，用于評價(jià) 7050鋁合金淬透性；監(jiān)測合金固溶和淬火過程中的升溫速率和冷卻速率，測定距淬火端不同距離的合金的淬火態(tài)電導(dǎo)率和時(shí)效態(tài)硬度，觀察室溫水淬火試樣不同位置晶內(nèi)淬火析出相。結(jié)果表明：采用室溫水和20%PAG進(jìn)行末端淬火時(shí)，合金的淬透深度分別約為65和40 mm；采用PAG淬火可使合金溫度快速通過淬火敏感區(qū)間，同時(shí)在淬火敏感區(qū)間外降低合金的冷卻速率，使試樣淬火端和中間部位合金的溫度差減小。隨著距淬火端距離的增加，淬火誘發(fā)析出的η平衡相的尺寸和體積分?jǐn)?shù)增加，無析出區(qū)寬化。

7050鋁合金；Jominy 末端淬火; 淬火介質(zhì); 淬透性

Al-Zn-Mg-Cu(7×××系)高強(qiáng)度鋁合金在淬火過程中，受轉(zhuǎn)移時(shí)間過長、構(gòu)件心部淬火冷卻速率較低等因素影響，冷卻過程中粗大淬火平衡η相在晶界、亞晶界、Al3Zr等彌散相上不均勻形核長大[1-5]。這些淬火析出相的形成消耗了合金中大量溶質(zhì)原子，使得在后續(xù)時(shí)效過程中合金時(shí)效強(qiáng)化析出相的數(shù)量減少，導(dǎo)致力學(xué)性能下降，合金表現(xiàn)出一定的淬火敏感性[1-10]。特別是在大型結(jié)構(gòu)件的淬火過程中，淬火端和中間部位合金的冷卻速率差異較大，使得淬火敏感性尤為突出[5,11-15]。對于厚度在120 mm以上的7050鋁合金預(yù)拉伸板和鍛件，經(jīng)固溶淬火和時(shí)效處理后，其淬火端和中間部位合金的強(qiáng)度差高達(dá)15%以上[2]。

時(shí)效硬化鋁合金通常采用水作為淬火介質(zhì)，由于合金的冷卻速率隨水溫變化很大，且水對鋁合金表面的潤濕性差，因此，采用低溫水淬火容易造成工件翹曲變形；而采用高溫水進(jìn)行淬火，熱處理后合金的強(qiáng)度不高，抗晶界腐蝕能力差[16-18]。PAG淬火液是聚烷撐二醇(Polyaleneglycol)聚合物添加水溶劑后得到的水溶性淬火介質(zhì)。PAG聚合物對紅熱鋁合金金的表面有很好的潤濕性，改變其濃度可配成不同冷卻速率的淬火液以適應(yīng)不同鋁合金構(gòu)件的淬火需要。與水以作為淬火介質(zhì)相比，以PAG聚合物水溶液作為淬火介質(zhì)時(shí)，鋁合金件工件只發(fā)生極小的變形翹曲[17-18]。

末端淬火試驗(yàn)一般用于鋼鐵材料的淬透性測定，近年來逐漸被應(yīng)用到鋁合金領(lǐng)域，用于評價(jià)鋁合金的淬透性[1,19-20]。張勇等[1]及TANNER和ROBINSON[19]采用水作為淬火介質(zhì)進(jìn)行末端淬火試驗(yàn)，分別測定了7050和7010鋁合金的淬透性。與室溫水相比，PAG溶液更適合于鋁合金厚板淬火過程，因此，研究PAG溶液對厚板淬火敏感性的影響十分必要。

本文作者以商用7050鋁合金152.4 mm超厚板為研究對象，分別以室溫水和濃度為20%的PAG溶液作為淬火介質(zhì)進(jìn)行末端淬火試驗(yàn)，研究不同冷卻介質(zhì)對7050鋁合金超厚板冷卻速率及淬透性的影響，為實(shí)際生產(chǎn)中淬火冷卻工藝提供指導(dǎo)，并為淬透性機(jī)理分析提供實(shí)驗(yàn)基礎(chǔ)。

1 實(shí)驗(yàn)

實(shí)驗(yàn)采用國產(chǎn)7050鋁合金厚板，該板材由厚度為440 mm鑄錠，雙面銑至400 mm，經(jīng)均勻化處理后，在420～430 ℃熱軋成152.4 mm厚板，其化學(xué)成分如表1所列。

為模擬工廠實(shí)際生產(chǎn)中厚板的淬火過程，本實(shí)驗(yàn)沿厚板厚度方向取尺寸為d 48 mm×152.4 mm末端淬火試樣。實(shí)驗(yàn)按GB T 225—2006 (鋼的淬透性末端淬火試驗(yàn)方法)進(jìn)行。在試樣心部距淬火端面5、10、35、60、85和135 mm處埋入K分度熱電偶(用D表示距淬火端的距離)，采用橫河MX100溫度數(shù)據(jù)采集系統(tǒng)，記錄試樣不同位置在固溶和淬火過程中的溫度變化，采溫時(shí)間間隔為500 ms。

表1 7050鋁合金的化學(xué)成分Table 1 Chemical composition of 7050 Al alloy (mass fraction, %)

采用馬弗爐進(jìn)行固溶熱處理，固溶制度為：470 ℃保溫50 min，60 min升至485 ℃，并保溫90 min。利用自行設(shè)計(jì)和制作的一套鋁合金末端淬火試驗(yàn)裝置進(jìn)行末端淬火試驗(yàn)，淬火轉(zhuǎn)移時(shí)間小于5 s，噴出冷卻介質(zhì)自由高度為 200 mm，試樣淬火端距噴水口距離為20 mm，噴嘴口徑為12.5 mm，整個過程中保持壓力恒定。實(shí)驗(yàn)分別采用室溫水和濃度為20% PAG水溶液作為淬火介質(zhì)，將試樣冷卻至50 ℃以下。末端淬火試驗(yàn)完成后，采用線切割沿中心線將試樣平分，一半沿軸線進(jìn)行固溶態(tài)電導(dǎo)率測試，另一半在循環(huán)鼓風(fēng)干燥箱中進(jìn)行(120 ℃，6 h)+(165 ℃，20 h)人工時(shí)效，然后以淬火端為起點(diǎn)在端淬試樣剖面上等間距測量合金淬火態(tài)電導(dǎo)率和時(shí)效態(tài)硬度。采用HBS-62.5數(shù)顯小負(fù)荷布氏硬度計(jì)測量硬度，采用7501型渦流電導(dǎo)率儀測量電導(dǎo)率。在時(shí)效態(tài)試樣上，分別于D為0、38、76和100 mm處制取TEM樣片，采用(25%硝酸+75%甲醇)電解液雙噴減薄，在 JEM-2000FX分析電子顯微鏡上觀察顯微組織。

2 結(jié)果與分析

2.1 溫度變化曲線測定

圖1 試樣在固溶熱處理過程中的升溫曲線Fig.1 Heating curves of sample during solution treatment

圖1所示為試樣在固溶熱處理過程的升溫曲線。實(shí)驗(yàn)前采用砂紙對實(shí)驗(yàn)試樣淬火端進(jìn)行打磨，防止表面氧化層對末端淬火傳熱過程產(chǎn)生影響。從圖1中可以看出，試樣在加熱過程中整體溫度均勻，程序運(yùn)行45 min后，試樣溫度為297.3 ℃，經(jīng)過140 min后試樣溫度為459.4 ℃，經(jīng)過186 min時(shí)試樣溫度為475.7℃。經(jīng)過240 min時(shí)試樣溫度為477.0 ℃?？梢娫嚇釉谡麄€固溶過程中持續(xù)升溫。

圖2所示為采用室溫水和20%PAG作為淬火介質(zhì)時(shí)合金的冷卻曲線。由圖2可以看出，試樣端部合金在淬火初始階段溫度迅速下降，隨著D值的增加，合金的冷卻曲線逐漸趨于平緩。圖3所示為合金經(jīng)過淬火敏感溫度區(qū)間(450～250 ℃)[15]的平均冷卻速率。由圖3可以看出，隨著D值的增加，冷卻速率呈下降趨勢，當(dāng)D值為0～60 mm時(shí)，合金冷卻速率迅速減??；當(dāng)D≥60 mm時(shí)，合金冷卻速率變化減緩。當(dāng)D值為0～60 mm，且采用20%PAG淬火時(shí)，合金通過淬火溫度敏感區(qū)間的冷卻速率小于采用室溫水的冷卻速率；當(dāng)D≥60 mm時(shí)，采用兩種介質(zhì)淬火的合金的冷卻速率相近。與采用室溫水淬火相比，采用20%PAG淬火時(shí)，淬火端與D=60 mm處合金的溫度差較小。

圖2 采用室溫水和 20%PAG進(jìn)行末端淬火時(shí)合金的冷卻曲線Fig.2 Cooling curves of alloys quenched by RT water (a) and 20% PAG (b) during Jominy end quench test

圖3 末端淬火試驗(yàn)中合金經(jīng)過淬火敏感溫度區(qū)間的平均冷卻速率Fig.3 Average cooling rates of alloys in quench sensitivity temperature range during Jominy end quench test

圖4所示為采用室溫水和20%PAG進(jìn)行末端淬火時(shí)不同D值處合金的冷卻速率。由圖4可以看出，不同淬火介質(zhì)條件下的冷卻速率—時(shí)間曲線具有相同的特征，即淬火介質(zhì)對D≤10 mm處合金的冷卻速率影響較大。但采用室溫水進(jìn)行末端淬火時(shí)，冷卻速率在淬火初始階段出現(xiàn)一個最大值，此后冷卻速率逐漸降低。采用20%PAG淬火時(shí)，冷卻速率除在淬火初始階段出現(xiàn)一個最大值外，還在后續(xù)冷卻過程中存在一個極大值，且D=5 mm處合金的冷卻速率極大值的出現(xiàn)時(shí)間早于D=10 mm處合金的冷卻速率極大值的出現(xiàn)時(shí)間。這主要是由于末端淬火試驗(yàn)為一維傳熱過程，淬火過程中熱量沿軸線傳遞，使得在一定時(shí)間范圍內(nèi)，隨著距淬火端距離的增大(D=5 mm和D=10 mm)，按由大到小的順序依次出現(xiàn)合金的冷卻速率極大值。此外，對于D=10 mm處合金，采用20%PAG淬火時(shí)的冷卻速率明顯小于采用室溫水淬火時(shí)的冷卻速率。

圖4 采用室溫水和20%PAG進(jìn)行末端淬火時(shí)不同D值處合金的冷卻速率Fig.4 Cooling rates of alloys at different distances from quenched end during Jominy end quench test: (a) RT water;(b) 20%PAG

圖5所示為分別采用室溫水和20%PAG淬火時(shí)，D=5 mm和D=10 mm處合金的冷卻曲線。從圖5(a)中可以看出，當(dāng)D=5 mm處合金溫度高于275 ℃時(shí)，經(jīng)兩種淬火介質(zhì)處理的合金的冷卻速率相近；當(dāng)合金溫度低于275 ℃時(shí)，采用20%PAG淬火處理的合金冷卻速率迅速下降，明顯低于采用室溫水淬火處理的合金冷卻速率。文獻(xiàn)[14]指出，當(dāng)合金溫度在275 ℃以下時(shí)，冷卻速率的變化對合金的固溶度影響不大，且冷卻速率的下降可有效降低合金殘余應(yīng)力。對于D=10 mm處合金，采用20%PAG淬火時(shí)合金的冷卻速率小于采用室溫水淬火時(shí)合金的冷卻速率，且在275 ℃附近合金的冷卻速率明顯降低。對比兩種淬火介質(zhì)處理的合金的冷卻曲線可知，采用室溫水和20%PAG進(jìn)行末端淬火試驗(yàn)時(shí)，在高溫階段兩種淬火介質(zhì)均可以使合金快速冷卻至TTP曲線的鼻尖溫度以下，避免合金固溶體發(fā)生大量脫溶析出；在低溫階段，與采用室溫水淬火相比，采用20%PAG淬火能降低合金板材表層冷卻速率，減小合金板材心部與表層的溫度差，有利于降低合金殘余應(yīng)力[19]。這一現(xiàn)象主要與PAG的淬火特性有關(guān)，在采用PAG進(jìn)行末端淬火的初始階段，試樣端部表面形成一層蒸汽膜和一層凝膠薄膜，試樣的冷卻速率相對較低；進(jìn)入沸騰階段后，薄膜破裂，試樣冷卻加快；當(dāng)達(dá)到低溫時(shí)，凝膠薄膜再次形成，試樣冷卻速率下降。因此，PAG溶液在高、低溫區(qū)冷卻能力低，在中溫區(qū)冷卻能力高，有良好的冷卻特性。合理調(diào)節(jié)淬火液中PAG的比例，即可獲得較好的冷卻曲線，可在滿足冷卻速率前提下盡量減小合金的淬火應(yīng)力。

圖5 采用室溫水與 20%PAG進(jìn)行末端淬火時(shí)合金的冷卻曲線Fig.5 Cooling curves of alloys quenched by RT water and 20%PAG during Jominy end quench test: (a) D=5 mm; (b) D=10 mm

2.2 硬度和電導(dǎo)率測試

圖6和7所示分別為淬火態(tài)合金電導(dǎo)率和時(shí)效態(tài)合金硬度隨D值變化的曲線。從圖6和7中可以看出，隨D值的增加，淬火態(tài)合金電導(dǎo)率呈上升趨勢，時(shí)效態(tài)合金硬度整體呈下降趨勢。這主要是由于淬火過程中，試樣沿軸線一維傳熱，隨D值的增加，合金冷卻速率降低，過飽和固溶體分解加劇，固溶體中溶質(zhì)原子和空位濃度下降，淬火后合金過飽和固溶體的過飽和度下降，電導(dǎo)率升高[21]；時(shí)效后強(qiáng)化析出相數(shù)量減少，強(qiáng)化效果降低，硬度下降[1-6]。采用室溫水淬火時(shí)，D=2.5 mm處合金的時(shí)效態(tài)硬度達(dá)到峰值(見圖7)，為170.2HB；D=76 mm處合金的時(shí)效態(tài)硬度為152.3HB，下降幅度達(dá)到10.5%；D=100 mm處合金的時(shí)效態(tài)硬度為 149.6HB，下降幅度為 11.9%。將與最大硬度的90%(170.3HB)對應(yīng)的 D值定義為淬透深度，則 7050鋁合金的室溫水末端淬火的淬透深度約為65 mm；而采用20%PAG作為淬火介質(zhì)時(shí)，7050鋁合金的淬透深度約為40 mm。對比這兩條硬度曲線還可以發(fā)現(xiàn)，采用20%PAG淬火時(shí)，合金硬度始終低于采用室溫水淬火時(shí)的合金硬度。這主要是因?yàn)椴捎?0%PAG淬火時(shí)，合金的冷卻速率小于采用室溫水淬火時(shí)的冷卻速率，合金過飽和固溶體分解程度高，時(shí)效后產(chǎn)生時(shí)效析出相較少，合金硬度較低。

圖6 淬火態(tài)合金電導(dǎo)率隨D值變化的曲線Fig.6 Curves of electrical conductivity with D values of as-quenched alloys

圖7 時(shí)效態(tài)合金隨D值變化的硬度曲線Fig.7 Curves of hardness with D values of as-aged alloys

由圖6可以看出，對于采用兩種淬火介質(zhì)進(jìn)行末端淬火的試樣，隨著D值的增加，合金電導(dǎo)率呈上升趨勢；在距離淬火端 0～70 mm以內(nèi)，電導(dǎo)率隨著 D值的增大而迅速上升；當(dāng)距離淬火端超過 70 mm以后，電導(dǎo)率的上升趨勢變緩。對比兩條電導(dǎo)率曲線還可以發(fā)現(xiàn)，采用20%PAG作為淬火介質(zhì)時(shí)，合金的電導(dǎo)率始終高于采用室溫水淬火時(shí)合金的電導(dǎo)率。這主要是因?yàn)椴捎?0%PAG作為淬火介質(zhì)時(shí)，合金的冷卻速率小于采用室溫水淬火時(shí)的冷卻速率，合金的過飽和固溶體分解程度較高，淬火后過飽和程度較低，電導(dǎo)率較高[21]。同時(shí)，隨著D值的增加，合金的過飽和固溶體分解程度增高，也導(dǎo)致合金過飽和程度下降，電導(dǎo)率升高。在D≤70 mm處合金的冷卻速率隨著D值迅速減小(見圖3)，合金的固溶體過飽和程度隨之減小，固溶體的晶格畸變也明顯降低，合金電導(dǎo)率迅速上升；而在D≥70 mm處，合金的冷卻速率隨D值變化趨緩，合金電導(dǎo)率上升速率降低。

2.3 時(shí)效態(tài)合金組織分析

圖8所示為采用室溫水進(jìn)行末端淬火的時(shí)效態(tài)合金晶內(nèi)析出相的TEM像。由圖8可見，D=0 mm處合金中未發(fā)現(xiàn)棒狀淬火析出相；當(dāng)D≥38 mm時(shí)，隨著D值的增加，呈條帶狀分布的析出相尺寸逐漸增大，體積分?jǐn)?shù)逐漸增加。文獻(xiàn)[4, 6]指出，淬火析出相的條帶析出與Al3Zr彌散相(如圖 8箭頭1所指)的分布一致。隨著D值的增加，合金冷卻速率降低，淬火析出η相尺寸從約 200 nm(D=38 mm)長大到約 1 μm(D=100 mm)，部分尺寸較小的析出相發(fā)生了溶解；析出相周圍出現(xiàn)逐漸寬化的無析出區(qū)(PFZs)；隨著冷卻速率的降低，無析出帶寬度逐漸增大。淬火析出相的生成消耗了大量溶質(zhì)原子，淬火后合金過飽和固溶體中的溶質(zhì)原子及空位濃度下降。在后續(xù)時(shí)效過程中，合金的強(qiáng)化析出相的數(shù)量減少，導(dǎo)致合金力學(xué)性能下降，合金表現(xiàn)出一定的淬火敏感性[1-6]。

3 結(jié)論

1) 7050鋁合金厚板具有一定的淬火敏感性。分別采用室溫水和20%PAG作為淬火介質(zhì)進(jìn)行末端淬火試驗(yàn)，并隨后進(jìn)行過時(shí)效處理，7050鋁合金的淬透深度分別為65和40 mm。

2) 采用PAG作為淬火介質(zhì)可降低合金在高溫、低溫段冷卻速率的差異，減小試樣淬火端和中間部位合金的溫度差。

3) 隨著距淬火端距離的增加，合金的冷卻速率降低，淬火析出相尺寸增大，體積分?jǐn)?shù)增加，無析出帶的寬度增大。

圖8 采用室溫水進(jìn)行末端淬火的時(shí)效態(tài)合金晶內(nèi)析出相的TEM像Fig.8 TEM images of intragranular precipitates of as-aged alloy quenched with room temperature water during Jominy end quench test: (a), (b) D=38 mm; (c), (d) D=70 mm; (e), (f) D=100 mm

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Effect of quenching media on Jominy end quench behavior of 7050 Al alloy

LI Pei-yue, XIONG Bai-qing, ZHANG Yong-an, LI Zhi-hui, ZHU Bao-hong, WANG Feng, LIU Hong-wei
(State Key Laboratory of Nonferrous Metals and Processes,General Research Institute for Nonferrous Metals, Beijing 100088, China)

The Jominy end quench test was used to evaluate the hardenability of 7050 Al alloys. The room-temperature water and 20%PAG were adopted as quenching media respectively in this test. The heating and cooling rates of the 7050 bar were monitored. The as-aged hardness and as-quenched electrical conductivity of alloys at different distances from the quenched end were collected, and the intragranular precipitates at different locations of samples quenched by room-temperature water were observed. The results indicate that the quenched depths of the alloy are 65 and 40 mm for the alloy quenched by room-temperature water and 20%PAG, respectively. The alloy can pass through the quench sensitive temperature range rapidly when quenched by 20%PAG, the cooling rate can be reduced outside that range, and the temperature difference between the quenched end and center parts of the quenched bar is decreased. The size and volume fraction of the quench induced equilibrium η phase as well as the width of the PFZs increase with the distance from the quenched end increasing.

7050 Al alloy; Jominy end quench; quenching media; hardenability

TG 146.4

A

1004-0609(2011)05-0961-07

國家自然科學(xué)基金資助項(xiàng)目(50904010)；國際科技合作項(xiàng)目(2010DFB50340)

2010-07-28；

2010-11-05

熊柏青，教授，博士；電話：010-82241885；E-mail：xiongbq@grinm.com

(編輯 何學(xué)鋒)