LD7铝合金淬火敏感性及相变动力学规律
发布时间：2020-08-08 11:27
【摘要】：通过分级淬火的方法,结合所测LD7铝合金淬火态电导率和时效态硬度拟合出合金的时间-温度-转化率(TTT)曲线和时间-温度-性能(TTP)曲线。利用透射电镜(TEM)和Johnson-Mehl-Avrami(JMA)方程研究了铝合金等温淬火过程中的组织变化和相变动力学规律。结果表明:LD7铝合金TTT和TTP曲线的鼻尖温度均为350℃,孕育期约为2s,淬火敏感区间为290~410℃;等温保温过程中过饱和固溶体析出第二相粒子,鼻尖温度附近析出速率最快;随保温时间的延长,第二相富集长大且粗化,无沉淀析出区域变宽,晶界第二相连续化,导致合金强化效果下降;根据相变动力学方程拟合出的S曲线,解释了合金在350℃附近淬火敏感性最大以及淬火敏感区间合金第二相主要以针状形态析出的规律。
【图文】：
ｓｉｔｉｏｎｏｆｅｘｐｅｒｉｍｅｎｔａｌａｌｌｏｙ（ｍａｓｓｆｒａｃｔｉｏｎ，％）ＣｕＭｇＦｅＮｉＳｉＺｎＭｎＴｉ其他Ａｌ１．９～２．５１．４～１．８０．９～１．５０．９～１．５０．３５０．３０．２０．０２～０．１０．１０余量透射电镜分析在ＴｉｔａｎＧ２６０－３００型透射电镜上进行，加速电压为２００ｋＶ，电镜薄膜试样采用电解双喷减薄，电解液为３０％硝酸和７０％甲醇混合液，温度控制在－２０～－３５℃之间。２结果与讨论２．１电导率及硬度变化曲线图１为２６０～４７０℃等温温度下合金的电导率随保温时间变化的曲线。由图１中可见，合金电导率随保温时间延长总体呈上升趋势；保温前６０ｓ，电导率变化平稳，而相关文献显示，６ＸＸＸ系和７ＸＸＸ系铝合金的电导率在保温前期上升较快，说明本实验的ＬＤ７铝合金淬火敏感性总体偏低；从６０ｓ开始，合金电导率快速上升；保温１２００ｓ以后，电导率呈现平稳的趋势。这是因为在保温过程中析出相逐渐增加，合金的过饱和度下降，导致合金电导率上升；而在保温后期，合金析出相数目逐渐达到最大值，故电导率变化也趋于平稳。电图１不同等温保温时间对合金淬火态电导率的影响Ｆｉｇ．１Ｉｎｆｌｕｅｎｃｅｏｆｈｏｌｄｉｎｇｔｉｍｅｏｎｅｌｅｃｔｒｉｃｃｏｎｄｕｃｔｉｖｉｔｙｏｆｗａｔｅｒ－ｑｕｅｎｃｈｅｄａｌｌｏｙ导率变化快慢与温度有关，２９０～４１０℃时合金电导率变化较快；其中３５０℃左右时电导率变化最快。图２为不同等温保温时间下合金时效态硬度随保温时间变化的曲线，随保温时间延长，合金硬度总体呈现下降趋势。保温前６０ｓ，合金硬度
对应的第二相析出分数，通过插值法可计算出不同等温温度下析出分数分别为１０％、２０％、３０％、４０％、５０％时所对应的时间，在等温温度－保温时间坐标系上连接这些数值即可得到ＴＴＴ曲线，如图３所示。如图３所示，轧制态ＬＤ７铝合金的ＴＴＴ曲线呈“Ｃ”型，鼻尖温度为３５０℃左右。中温区（２９０～４１０℃），合金转变速率较快，淬火敏感性较高，其中鼻尖温度合金转变速率最快，淬火敏感性最高，而在高温区和低温区，合金的转变速率较慢，淬火敏感性较低。图３ＬＤ７铝合金的ＴＴＴ曲线Ｆｉｇ．３ＴＴＰｃｕｒｖｅｓｏｆＬＤ７ａｌｕｍｉｎｕｍａｌｌｏｙ２．３ＴＴＰ曲线根据图２中实验所测硬度数据，采用最早由Ｅｖａｎｃｈｏ和Ｓｔａｌｅｙ［１４］提出的ＴＴＰ曲线方程（式（２））进行拟合。Ｃｔ（Ｔ）＝－ｋ１ｋ２ｅｘｐ［ｋ３ｋ４２ＲＴ（ｋ４－Ｔ）２］ｅｘｐ（ｋ５ＲＴ）（２）式中：Ｃｔ（Ｔ）为温度Ｔ时合金析出一定转变分数所需的临界时间（ｓ）；ｋ１为未转变分数的自然对数，即ｋ１＝ｌｎ（１－ξ），ξ为转变分数；ｋ２是与形核数目的倒数相关的常数；ｋ３是随形核能增大而减小的常数（Ｊ·ｍｏｌ－１）；ｋ４是与第二相溶解温度及空位浓度有关的常数（Ｋ）；ｋ５是与激活能有关的常数（Ｊ·ｍｏｌ－１）；Ｔ为绝对温度（Ｋ）；Ｒ为气体常数（Ｒ＝８．３１４３Ｊ·ｍｏｌ－１）。取固溶淬火态合金硬度ＨＶ１４４为峰值硬度，通过插值法计算合金硬度下降
４所示。ＬＤ７铝合金的ＴＴＰ曲线呈“Ｃ”型，鼻尖温度为３５０℃左右。取硬度下降０．５％时所对应的时间为合金的孕育期，此期间合金未发生脱溶析出。固溶体的稳定性与合金孕育期长短有关，鼻温下合金孕育期最短，约为２ｓ，淬火敏感性最高，与ＴＴＴ曲线结论一致。固溶体在等温保温过程中有第二相析出，而析出速率与温度有关；在鼻尖温度附近，合金温度较高，相变驱动力较大，固溶体加速分解，第二相析出加快，从而抑制了后续时效强化相析出，导致合金硬度快速下降［１５］。图４ＬＤ７铝合金的ＴＴＰ曲线Ｆｉｇ．４ＴＴＰｃｕｒｖｅｓｏｆＬＤ７ａｌｕｍｉｎｕｍａｌｌｏｙ２．４微观机理通过上述不同等温处理对合金电导率及硬度影响的分析，实验中选取３５０℃下不同保温时间的样品制备ＴＥＭ试样，并分析了该温度下经过不同保温时间后合金的微观组织变化。图５为合金固溶直接淬火态、３５０℃下保温３００ｓ和１２００ｓ后的ＴＥＭ像。根据电子衍射图谱判断该析出相主要为ＬＤ７铝合金的强化相———Ｓ相［１６］。未进行等温处理的试样，基体内析出细小弥散分布的针状Ｓ相；３５０℃下保温３００ｓ，基体内第二相粒子明显长大且变粗，无沉淀析出区域变大；当保温时间延长至１２００ｓ，第二相粒子进一步长大变粗且相互吞并。图６为合金固溶直接淬火态、３５０℃下保温１０ｓ和６０ｓ后晶界处的ＴＥＭ像。未进行等温处理的合金，晶界处析出尺寸较小的第二相粒子且弥散分布；而在３５０℃下保温１０ｓ后，晶界处第二相粒子长大且呈条块状；保温６０ｓ后，第二相粒子进一步连续化。图
本文编号：2785501
【图文】：
ｓｉｔｉｏｎｏｆｅｘｐｅｒｉｍｅｎｔａｌａｌｌｏｙ（ｍａｓｓｆｒａｃｔｉｏｎ，％）ＣｕＭｇＦｅＮｉＳｉＺｎＭｎＴｉ其他Ａｌ１．９～２．５１．４～１．８０．９～１．５０．９～１．５０．３５０．３０．２０．０２～０．１０．１０余量透射电镜分析在ＴｉｔａｎＧ２６０－３００型透射电镜上进行，加速电压为２００ｋＶ，电镜薄膜试样采用电解双喷减薄，电解液为３０％硝酸和７０％甲醇混合液，温度控制在－２０～－３５℃之间。２结果与讨论２．１电导率及硬度变化曲线图１为２６０～４７０℃等温温度下合金的电导率随保温时间变化的曲线。由图１中可见，合金电导率随保温时间延长总体呈上升趋势；保温前６０ｓ，电导率变化平稳，而相关文献显示，６ＸＸＸ系和７ＸＸＸ系铝合金的电导率在保温前期上升较快，说明本实验的ＬＤ７铝合金淬火敏感性总体偏低；从６０ｓ开始，合金电导率快速上升；保温１２００ｓ以后，电导率呈现平稳的趋势。这是因为在保温过程中析出相逐渐增加，合金的过饱和度下降，导致合金电导率上升；而在保温后期，合金析出相数目逐渐达到最大值，故电导率变化也趋于平稳。电图１不同等温保温时间对合金淬火态电导率的影响Ｆｉｇ．１Ｉｎｆｌｕｅｎｃｅｏｆｈｏｌｄｉｎｇｔｉｍｅｏｎｅｌｅｃｔｒｉｃｃｏｎｄｕｃｔｉｖｉｔｙｏｆｗａｔｅｒ－ｑｕｅｎｃｈｅｄａｌｌｏｙ导率变化快慢与温度有关，２９０～４１０℃时合金电导率变化较快；其中３５０℃左右时电导率变化最快。图２为不同等温保温时间下合金时效态硬度随保温时间变化的曲线，随保温时间延长，合金硬度总体呈现下降趋势。保温前６０ｓ，合金硬度
对应的第二相析出分数，通过插值法可计算出不同等温温度下析出分数分别为１０％、２０％、３０％、４０％、５０％时所对应的时间，在等温温度－保温时间坐标系上连接这些数值即可得到ＴＴＴ曲线，如图３所示。如图３所示，轧制态ＬＤ７铝合金的ＴＴＴ曲线呈“Ｃ”型，鼻尖温度为３５０℃左右。中温区（２９０～４１０℃），合金转变速率较快，淬火敏感性较高，其中鼻尖温度合金转变速率最快，淬火敏感性最高，而在高温区和低温区，合金的转变速率较慢，淬火敏感性较低。图３ＬＤ７铝合金的ＴＴＴ曲线Ｆｉｇ．３ＴＴＰｃｕｒｖｅｓｏｆＬＤ７ａｌｕｍｉｎｕｍａｌｌｏｙ２．３ＴＴＰ曲线根据图２中实验所测硬度数据，采用最早由Ｅｖａｎｃｈｏ和Ｓｔａｌｅｙ［１４］提出的ＴＴＰ曲线方程（式（２））进行拟合。Ｃｔ（Ｔ）＝－ｋ１ｋ２ｅｘｐ［ｋ３ｋ４２ＲＴ（ｋ４－Ｔ）２］ｅｘｐ（ｋ５ＲＴ）（２）式中：Ｃｔ（Ｔ）为温度Ｔ时合金析出一定转变分数所需的临界时间（ｓ）；ｋ１为未转变分数的自然对数，即ｋ１＝ｌｎ（１－ξ），ξ为转变分数；ｋ２是与形核数目的倒数相关的常数；ｋ３是随形核能增大而减小的常数（Ｊ·ｍｏｌ－１）；ｋ４是与第二相溶解温度及空位浓度有关的常数（Ｋ）；ｋ５是与激活能有关的常数（Ｊ·ｍｏｌ－１）；Ｔ为绝对温度（Ｋ）；Ｒ为气体常数（Ｒ＝８．３１４３Ｊ·ｍｏｌ－１）。取固溶淬火态合金硬度ＨＶ１４４为峰值硬度，通过插值法计算合金硬度下降
４所示。ＬＤ７铝合金的ＴＴＰ曲线呈“Ｃ”型，鼻尖温度为３５０℃左右。取硬度下降０．５％时所对应的时间为合金的孕育期，此期间合金未发生脱溶析出。固溶体的稳定性与合金孕育期长短有关，鼻温下合金孕育期最短，约为２ｓ，淬火敏感性最高，与ＴＴＴ曲线结论一致。固溶体在等温保温过程中有第二相析出，而析出速率与温度有关；在鼻尖温度附近，合金温度较高，相变驱动力较大，固溶体加速分解，第二相析出加快，从而抑制了后续时效强化相析出，导致合金硬度快速下降［１５］。图４ＬＤ７铝合金的ＴＴＰ曲线Ｆｉｇ．４ＴＴＰｃｕｒｖｅｓｏｆＬＤ７ａｌｕｍｉｎｕｍａｌｌｏｙ２．４微观机理通过上述不同等温处理对合金电导率及硬度影响的分析，实验中选取３５０℃下不同保温时间的样品制备ＴＥＭ试样，并分析了该温度下经过不同保温时间后合金的微观组织变化。图５为合金固溶直接淬火态、３５０℃下保温３００ｓ和１２００ｓ后的ＴＥＭ像。根据电子衍射图谱判断该析出相主要为ＬＤ７铝合金的强化相———Ｓ相［１６］。未进行等温处理的试样，基体内析出细小弥散分布的针状Ｓ相；３５０℃下保温３００ｓ，基体内第二相粒子明显长大且变粗，无沉淀析出区域变大；当保温时间延长至１２００ｓ，第二相粒子进一步长大变粗且相互吞并。图６为合金固溶直接淬火态、３５０℃下保温１０ｓ和６０ｓ后晶界处的ＴＥＭ像。未进行等温处理的合金，晶界处析出尺寸较小的第二相粒子且弥散分布；而在３５０℃下保温１０ｓ后，晶界处第二相粒子长大且呈条块状；保温６０ｓ后，第二相粒子进一步连续化。图
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