6005A鋁合金的淬火敏感性及微觀組織特征*

王 靜，徐國富，李 耀，焦傳熔，彭小燕，黃繼武

1.中南大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，湖南 長沙 410083；2.比亞迪股份有限公司 中央研究院，深圳 518118

6000系列(Al-Mg-Si)鋁合金作為結(jié)構(gòu)材料得到了廣泛的應(yīng)用，其具有良好的耐腐蝕性、良好的焊接性、優(yōu)異的表面性能和相對較低的成本[1-3]．熱處理方式很大程度上影響合金的力學(xué)性能，因此大量研究致力于研究熱處理參數(shù)如溫度、時(shí)間對材料性能及組織的影響[4-5]．大多數(shù)表征淬火速度對合金性能的影響的試驗(yàn)都是在幾毫米的薄樣品上進(jìn)行，且是通過不同介質(zhì)得到不同的淬火速度[6-7]，從而導(dǎo)致淬火速率隨厚度的變化得不到體現(xiàn)．但如今用于航空航天、軌道交通等用的合金材料基本為大型厚件，淬火速度在厚截面的應(yīng)用中至關(guān)重要．

6000系列鋁合金的強(qiáng)度和硬度很大程度上取決于合金的淬火速度，由于淬火速率而導(dǎo)致的性能下降通常被稱為“淬火敏感性”[8]，其通常出現(xiàn)在含有大量彌散體以及Mg和Si含量高的中高強(qiáng)6000系鋁合金中．因此，選擇適當(dāng)?shù)拇慊鹄鋮s速率對提高合金的性能具有指導(dǎo)性意義．

末端淬火(Jominy end-quench，JEQ)試驗(yàn)早期是為了測定鋼的淬透性而設(shè)計(jì)的．Deng[9]等人用這種方法評價(jià)了許多Al-Zn-Mg-Cu合金的淬透性．Yu-Chih Tzeng[10]等人通過JEQ試驗(yàn)，測量了Al-7Si-0.6Mg-0.04Sc合金的淬透深度約為60 mm．Tian N等人[11]通過末端淬火試驗(yàn)得到了在擠壓過程中，距離淬火端部不同部位的臨界冷卻速率．可以看出，通過JEQ試驗(yàn)得到的合金的淬透性對確定合金的淬火工藝更有意義．本文利用JMatpro7.0軟件模擬，得到6005A鋁合金的CCT(Continuous-cooling-transformation)及TTT(Time-temperature-transformation)曲線，確定了合金的淬火敏感區(qū)間以及各析出相的臨界冷卻速度，通過末端淬火試驗(yàn)得到了6005A鋁合金的淬透深度，研究了距離淬火端不同位置合金的冷卻速率與力學(xué)性能及微觀組織的關(guān)系，并解釋了在慢速淬火過程中，合金時(shí)效態(tài)硬度下降的原因．

1 試驗(yàn)材料及方法

試樣：試驗(yàn)用6005A合金擠壓棒材，直徑為30 mm，長130 mm，材料的化學(xué)成分列于表1．

方法：樣品在鹽浴爐中經(jīng)530 ℃/h固溶處理后，立即轉(zhuǎn)移到末端淬火裝置(CK-III-2)上進(jìn)行端淬試驗(yàn)，如圖1 所示．其中噴水高度為12.5 mm，水溫為20 ℃，在距離淬火端5，20，40，70和120 mm處插入直徑為1.5 mm的熱電偶并連接溫度控制器，記錄淬火過程中不同位置處的溫度變化．當(dāng)溫度降至室溫，取出樣品沿中心線切開，隨后立即進(jìn)行180 ℃/5h的時(shí)效處理．

表 1 試驗(yàn)用6005A鋁合金的化學(xué)成分

圖1 末端淬火裝置示意圖Fig.1 The Jominy end-quenching test device

儀器：利用MHBS-3000數(shù)顯布氏硬度計(jì)對時(shí)效后的樣品進(jìn)行硬度測試，加載載荷為250 Kg·f，加載時(shí)間30 s．在距離淬火末端D分別為2，20和65 mm處取12 mm×8 mm×1.5 mm(垂直于擠壓方向)的樣品進(jìn)行TEM觀察．在TECNAI G2 G20上觀察透射樣品，加載電壓為200 kV，透射樣品的制備需先用砂紙將樣品打磨至60 μm，沖孔得到直徑為3 mm的圓片，雙噴液配比為30%HNO3+70%CH3OH，溫度控制在-30 ℃以下．采用Nano Measure軟件測量晶界PFZ的寬度及淬火析出相的尺寸，測量10次取平均值．

2 試驗(yàn)結(jié)果

2.1 JMatpro7.0軟件模擬

JMatpro7.0熱力學(xué)計(jì)算軟件從相變熱力學(xué)和動力學(xué)的角度研究金屬材料的相圖計(jì)算和性能模擬[12]，輸入合金的成分及熱處理參數(shù)得出TTT及CCT曲線(圖2)．從圖2(a)合金的TTT曲線可見，β′和β″相的鼻尖溫度為370 ℃，在此溫度下，β′和β″相易脫溶析出；β相的鼻尖溫度較高為420 ℃，在此溫度附近有利于β相從固溶體中脫溶析出．從圖2(a)還可見，合金的淬火敏感區(qū)間為280～400 ℃，在這個(gè)區(qū)間內(nèi)合金過飽和固溶體的分解速度大，孕育期較短．圖2(b)為合金的CCT曲線，該曲線表明若要抑制β′相的析出，合金的淬火速度必須大于5 ℃/s．

2.2 末端淬火試驗(yàn)

圖3(a)為距離淬火末端5，20，40，70和120 mm處的端淬冷卻曲線，從圖3(a)可見，自端淬開始后，溫度迅速下降，在短時(shí)間內(nèi)迅速從530 ℃降至140 ℃．由圖3(b)可知，隨著末端淬火距離D的增加，合金的平均冷卻速率減小，在D=5 mm至D=30 mm之間迅速下降．D=5 mm處的平均冷卻速率為23.16 ℃/s，在D為20，40，70和120 mm處的平均冷卻速率分別為8.57，4.26，2.73和2.62 ℃/s．?dāng)M合得到淬火速率與末端淬火距離D的關(guān)系如等式(1)所示，擬合度為0.99867．

(1)

圖2 JMatPro7.0軟件模擬得到6005A合金的TTT和CCT曲線(a) TTT曲線；(b) CCT曲線Fig.2 TTT and CCT curves of 6005A alloy were simulated by JMatPro7.0 software(a) TTT curve;(b) CCT curve

圖3 末端淬火冷卻曲線 (a)及不同位置的平均冷卻速率(b)Fig.3 Cooling curve of end quenching (a) and average cooling rate at different locations (b)

2.3 合金時(shí)效態(tài)力學(xué)性能

時(shí)效態(tài)末端淬火試樣的硬度分布曲線如圖4所示．從圖4可見，隨著末端淬火距離D的增加，合金的硬度曲線呈連續(xù)下降的趨勢，在D=4 mm處，硬度最大值為93HB，定義硬度損失值R來定量評估6005A合金的淬透淬透深度．

(2)

式(2)中，Hardness4mm為距離淬火末端D=4 mm處所對應(yīng)的硬度值，Hardnessxmm為距離淬火末端D=xmm處對應(yīng)的硬度值．當(dāng)L=10%時(shí)，所對應(yīng)的位置定義為合金的淬透深度[13]，則6005A鋁合金的淬透深度為35 mm，此處對應(yīng)的淬火速率為4.82 ℃/s．

圖4 時(shí)效態(tài)JEQ棒的硬度曲線與硬度損失值Fig.4 Hardness curve and hardness loss of aged JEQ bar

2.4 微觀組織觀察

2.4.1 合金淬火態(tài)TEM微觀組織觀察

圖5為合金淬火態(tài)的TEM形貌，電子束入射方向?yàn)閇001]Al方向．圖5(a～c)為合金淬火態(tài)晶內(nèi)TEM形貌，從圖5(a～b)可見：在D=1 mm處，晶內(nèi)僅存在不均勻分布的灰黑色彌散體，EDS結(jié)果可知該相為α-(AlMnFeCrSi)相；D=20 mm處，灰黑色相上析出了片狀Mg-Si相，由能譜分析可知該片狀析出相為β相．圖5(c)為末端淬火樣品中部D=65 mm位置，從5(c)可見，彌散體上的析出相沿長度方向長大，長約200 nm．圖5(d～f)為合金淬火態(tài)晶界處形貌，從圖5(d～f)中可觀察到，5(d～e)中晶界處幾乎無淬火析出相，當(dāng)淬火速度低至2.1 ℃/s時(shí)(圖5(f))，晶界處有少量Mg2Si析出相，且呈斷續(xù)分布．這是由于在末端淬火過程中，淬火速率較小時(shí)，富Fe和Mn相粒子易作為不均勻形核基礎(chǔ)，一定程度上促進(jìn)了平衡相的析出．

圖5 6005A合金淬火態(tài)TEM組織形貌(a)，(d)為D=1 mm；(b)，(e)D=20 mm；(c)，(f)D=65 mmFig.5 TEM micrograph of as-quenched 6005A alloy

2.4.2 合金時(shí)效態(tài)TEM微觀組織觀察

圖6所示為合金時(shí)效態(tài)晶內(nèi)TEM組織形貌.從圖6(a～c)低倍下的TEM組織形貌可見，距離淬火端D=1 mm處，淬火冷卻速率為28.79 ℃/s時(shí)，合金晶內(nèi)分布著球狀彌散體α-(AlMnFeCrSi)相(圖6(a))．在快速淬火的樣品中(圖6(d))，時(shí)效過程中合金晶內(nèi)析出了許多細(xì)小均勻的針狀彌散相，由電子衍射花樣(SAED)可知該相為β″相，該相為單斜結(jié)構(gòu)，其晶格常數(shù)為a=1.516 nm，b=0.405 nm，c=0.674 nm (β=105.26 °)[14]，直徑大約為3～5 nm，長度約30 nm，沿[100]Al和[010]Al方向析出，且可觀察到大量的直徑約為5 nm黑色粒狀析出相，這些析出相為GP區(qū)組織或插入型針狀析出相截面．從圖6(b)和圖6(c)可見，在遠(yuǎn)離淬火端的樣品中，D=20 mm及D=65 mm位置，合金在經(jīng)180 ℃/5 h的時(shí)效后，淬火過程中α-(AlMnFeCrSi)彌散體上析出的片狀析出相為β相，周圍出現(xiàn)了明顯的PFZ區(qū)．由圖6(e)及6(f)所示，合金晶內(nèi)的針狀析出相β″相變得粗大且體積分?jǐn)?shù)減少．從圖6(f)可見，在距淬火端D=70 mm處(淬火冷卻速率為2.87 ℃/s)，析出了棒狀β′相，且β′相周圍出現(xiàn)了直徑約為100 nm的PFZ區(qū)．

圖7為合金時(shí)效態(tài)晶界處的TEM形貌．從圖7可以觀察到：當(dāng)淬火冷卻速率較大時(shí)，即在D=1 mm處冷卻速率大小為28.79 ℃/s時(shí)，晶界上有少量細(xì)小的β平衡相析出，且分布連續(xù)，晶界的PFZ較窄，約為40 nm；在距淬火端D=20 mm處，淬火冷卻速率為9.17 ℃/s，晶界附近出現(xiàn)明顯的PFZ，此時(shí)的PFZ寬度為(162±1) nm；在D=65 mm處，當(dāng)淬火冷卻速率低至2.87 ℃/s時(shí)，圖7(c)中晶界附近呈現(xiàn)較寬的PFZ，晶界上的平衡相較D=1 mm處的粗大且分布不連續(xù)，晶界的PFZ寬度達(dá)到(292±3) nm．

圖7 6005A合金時(shí)效態(tài)晶界TEM組織形貌Fig.7 TEM morphology of grain boundary in as-aged 6005A alloy(a) D=1 mm；(b) D=20 mm；(c) D=65 mm

3 分析與討論

末端淬火測試可以沿一維方向模擬淬火樣品中心層到厚板表面的熱量流動，樣品的淬火冷卻速率會隨淬火端位置的不同而改變，淬火樣品的兩端冷卻速率差異最大(如圖3(b)所示)，淬火敏感性由合金元素的濃度和形核位置決定[15]．末端淬火過程中，離淬火端越遠(yuǎn)，冷卻速率越小，表2列出了不同淬火速率下淬火析出相的尺寸.由表2可知，在D=65 mm處，合金的淬火析出相尺寸顯著增加，這是由于β平衡相有足夠的時(shí)間在彌散體等高能區(qū)域形核并吸收周圍的溶質(zhì)原子，使得淬火析出相長大到幾百納米，如圖5(c)所示．在后續(xù)的時(shí)效過程中，如圖6(c)所示，彌散體α-(AlMnFeCrSi)上析出的片狀β相繼續(xù)吸收基體的Mg和Si原子，使得靠近淬火析出相的區(qū)域沒有時(shí)效強(qiáng)化析出相，取而代之形成了直徑約為100 nm的PFZ區(qū)，降低了基體過飽和固溶體的過飽和程度，這是時(shí)效態(tài)硬度隨淬火端距離D增加而降低的主要原因．6005A合金淬火冷卻速率與時(shí)效態(tài)布氏硬度的關(guān)系(圖8)，當(dāng)合金的淬火冷卻速率低于7 ℃/s時(shí)，合金時(shí)效態(tài)布氏硬度的值迅速下降，從85 HB降低至73 HB．

表2 6005A合金不同淬火冷卻速率下晶內(nèi)淬火析出相尺寸及晶界PFZ寬度

Table 2 The size of intragranular precipitates and the width of precipitate free zone in grain boundary of 6005A alloy are investigated at different cooling rate

Distance from quenched end /mmCooling rate/(℃·s-1)Size of precipitates in grain /nmPFZ width of grain boundary /nm128.79040±2209.17110±5162±1652.87205±5292±3

圖8 6005A合金淬火冷卻速率與合金時(shí)效態(tài)布氏硬度的關(guān)系曲線Fig.8 The relationship curve of 6005A alloy between cooling rate and Brinell hardness in aging state

Al-Mg-Si合金的析出序列為過飽和固溶體α→GP區(qū)→β″相→β′相→β平衡相[16]．6005A合金為典型的可熱處理強(qiáng)化合金，其主要的析出強(qiáng)化相為β″相，合金的強(qiáng)度及硬度很大程度上取決于時(shí)效析出相β″相的尺寸大小及體積分?jǐn)?shù)[17]．空位濃度也是在淬火過程中形成粗大平衡相的一個(gè)重要因素．Katharina Strobel[18]等人通過試驗(yàn)得出結(jié)論：在淬火過程中合金的淬火敏感性很大程度上取決于合金淬火后的空位濃度，因此在遠(yuǎn)離淬火端的位置，冷卻速率較小，此時(shí)的空位濃度較低，合金時(shí)效強(qiáng)化析出相β″相的數(shù)量顯著下降(圖6(f))，針狀β″相長大形成棒狀β′相，從而削弱了合金的時(shí)效強(qiáng)化效果．

在合金基體的缺陷結(jié)構(gòu)中，界面能是能量最高的一類，固態(tài)相變通常在這些特定的位置形核．在淬火過程中，β平衡相優(yōu)先在晶界處形核，表2列出了不同淬火速率下晶界PFZ的寬度，距離淬火端越遠(yuǎn)，晶界處的PFZ越寬，淬火棒尾部的淬火速率遠(yuǎn)低于端部，因此β相有足夠的時(shí)間吸收晶界附近的溶質(zhì)原子，導(dǎo)致晶界附近的溶質(zhì)原子貧乏，在D=65 mm處，晶界PFZ寬至292 nm．與基體相比，晶界PFZ強(qiáng)度較低，在拉伸過程中容易產(chǎn)生不均勻變形．因此，位錯易在PFZ上積累，容易引起應(yīng)力集中和裂紋萌生，從而使合金的硬度、強(qiáng)度下降．

4 結(jié) 論

(1)JMatpro7.0模擬得到的TTT曲線表明，6005A合金的淬火敏感溫度區(qū)間為280 ～400 ℃，CCT曲線顯示若要抑制β′相的析出，合金的臨界淬火冷卻速率須大于5 ℃/s．末端淬火試驗(yàn)中，合金時(shí)效態(tài)的硬度隨著距淬火末端距離D的增加而降低，最終得到6005A合金的淬透深度為35 mm，合金淬火敏感區(qū)間的冷卻速率為4.82 ℃/s，與JMatpro7.0軟件模擬得到的臨界淬火速率基本一致，這對實(shí)際生產(chǎn)具有指導(dǎo)性意義．

(2)慢速淬火過程中，淬火誘導(dǎo)析出相易在不均勻分布的彌散體α-(AlMnFeCrSi)上形核析出．當(dāng)淬火速率低于3 ℃/s時(shí)，合金晶內(nèi)淬火析出相的尺寸長大至205 nm，在后續(xù)的時(shí)效過程中，淬火誘導(dǎo)析出的β相繼續(xù)吸收周圍的Mg及Si等溶質(zhì)原子，降低了合金過飽和固溶體的程度，導(dǎo)致附近的溶質(zhì)原子貧乏，粗大淬火析出相周圍形成了直徑約為100 nm的PFZ，使得合金時(shí)效態(tài)力學(xué)性能下降．

(3)當(dāng)淬火冷卻速率低于5 ℃/s時(shí)，合金時(shí)效態(tài)的布氏硬度值急劇下降．晶界PFZ的寬度取決于慢速淬火過程中的空位濃度，更多的空位擴(kuò)散到晶界上，從而形成了較寬的PFZ區(qū)，從而使得合金的力學(xué)性能下降．