【摘要】：通過(guò)分級(jí)淬火的方法,結(jié)合所測(cè)LD7鋁合金淬火態(tài)電導(dǎo)率和時(shí)效態(tài)硬度擬合出合金的時(shí)間-溫度-轉(zhuǎn)化率(TTT)曲線和時(shí)間-溫度-性能(TTP)曲線。利用透射電鏡(TEM)和Johnson-Mehl-Avrami(JMA)方程研究了鋁合金等溫淬火過(guò)程中的組織變化和相變動(dòng)力學(xué)規(guī)律。結(jié)果表明:LD7鋁合金TTT和TTP曲線的鼻尖溫度均為350℃,孕育期約為2s,淬火敏感區(qū)間為290~410℃;等溫保溫過(guò)程中過(guò)飽和固溶體析出第二相粒子,鼻尖溫度附近析出速率最快;隨保溫時(shí)間的延長(zhǎng),第二相富集長(zhǎng)大且粗化,無(wú)沉淀析出區(qū)域變寬,晶界第二相連續(xù)化,導(dǎo)致合金強(qiáng)化效果下降;根據(jù)相變動(dòng)力學(xué)方程擬合出的S曲線,解釋了合金在350℃附近淬火敏感性最大以及淬火敏感區(qū)間合金第二相主要以針狀形態(tài)析出的規(guī)律。
【圖文】：

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余量透射電鏡分析在ＴｉｔａｎＧ２６０－３００型透射電鏡上進(jìn)行，加速電壓為２００ｋＶ，電鏡薄膜試樣采用電解雙噴減薄，電解液為３０％硝酸和７０％甲醇混合液，溫度控制在－２０～－３５℃之間。２結(jié)果與討論２．１電導(dǎo)率及硬度變化曲線圖１為２６０～４７０℃等溫溫度下合金的電導(dǎo)率隨保溫時(shí)間變化的曲線。由圖１中可見(jiàn)，合金電導(dǎo)率隨保溫時(shí)間延長(zhǎng)總體呈上升趨勢(shì)；保溫前６０ｓ，電導(dǎo)率變化平穩(wěn)，而相關(guān)文獻(xiàn)顯示，６ＸＸＸ系和７ＸＸＸ系鋁合金的電導(dǎo)率在保溫前期上升較快，說(shuō)明本實(shí)驗(yàn)的ＬＤ７鋁合金淬火敏感性總體偏低；從６０ｓ開(kāi)始，合金電導(dǎo)率快速上升；保溫１２００ｓ以后，電導(dǎo)率呈現(xiàn)平穩(wěn)的趨勢(shì)。這是因?yàn)樵诒剡^(guò)程中析出相逐漸增加，合金的過(guò)飽和度下降，導(dǎo)致合金電導(dǎo)率上升；而在保溫后期，合金析出相數(shù)目逐漸達(dá)到最大值，故電導(dǎo)率變化也趨于平穩(wěn)。電圖１不同等溫保溫時(shí)間對(duì)合金淬火態(tài)電導(dǎo)率的影響Ｆｉｇ．１Ｉｎｆｌｕｅｎｃｅｏｆｈｏｌｄｉｎｇｔｉｍｅｏｎｅｌｅｃｔｒｉｃｃｏｎｄｕｃｔｉｖｉｔｙｏｆｗａｔｅｒ－ｑｕｅｎｃｈｅｄａｌｌｏｙ導(dǎo)率變化快慢與溫度有關(guān)，２９０～４１０℃時(shí)合金電導(dǎo)率變化較快；其中３５０℃左右時(shí)電導(dǎo)率變化最快。圖２為不同等溫保溫時(shí)間下合金時(shí)效態(tài)硬度隨保溫時(shí)間變化的曲線，隨保溫時(shí)間延長(zhǎng)，合金硬度總體呈現(xiàn)下降趨勢(shì)。保溫前６０ｓ，合金硬度

對(duì)應(yīng)的第二相析出分?jǐn)?shù)，通過(guò)插值法可計(jì)算出不同等溫溫度下析出分?jǐn)?shù)分別為１０％、２０％、３０％、４０％、５０％時(shí)所對(duì)應(yīng)的時(shí)間，在等溫溫度－保溫時(shí)間坐標(biāo)系上連接這些數(shù)值即可得到ＴＴＴ曲線，如圖３所示。如圖３所示，軋制態(tài)ＬＤ７鋁合金的ＴＴＴ曲線呈“Ｃ”型，鼻尖溫度為３５０℃左右。中溫區(qū)（２９０～４１０℃），合金轉(zhuǎn)變速率較快，淬火敏感性較高，其中鼻尖溫度合金轉(zhuǎn)變速率最快，淬火敏感性最高，而在高溫區(qū)和低溫區(qū)，合金的轉(zhuǎn)變速率較慢，淬火敏感性較低。圖３ＬＤ７鋁合金的ＴＴＴ曲線Ｆｉｇ．３ＴＴＰｃｕｒｖｅｓｏｆＬＤ７ａｌｕｍｉｎｕｍａｌｌｏｙ２．３ＴＴＰ曲線根據(jù)圖２中實(shí)驗(yàn)所測(cè)硬度數(shù)據(jù)，采用最早由Ｅｖａｎｃｈｏ和Ｓｔａｌｅｙ［１４］提出的ＴＴＰ曲線方程（式（２））進(jìn)行擬合。Ｃｔ（Ｔ）＝－ｋ１ｋ２ｅｘｐ［ｋ３ｋ４２ＲＴ（ｋ４－Ｔ）２］ｅｘｐ（ｋ５ＲＴ）（２）式中：Ｃｔ（Ｔ）為溫度Ｔ時(shí)合金析出一定轉(zhuǎn)變分?jǐn)?shù)所需的臨界時(shí)間（ｓ）；ｋ１為未轉(zhuǎn)變分?jǐn)?shù)的自然對(duì)數(shù)，即ｋ１＝ｌｎ（１－ξ），ξ為轉(zhuǎn)變分?jǐn)?shù)；ｋ２是與形核數(shù)目的倒數(shù)相關(guān)的常數(shù)；ｋ３是隨形核能增大而減小的常數(shù)（Ｊ·ｍｏｌ－１）；ｋ４是與第二相溶解溫度及空位濃度有關(guān)的常數(shù)（Ｋ）；ｋ５是與激活能有關(guān)的常數(shù)（Ｊ·ｍｏｌ－１）；Ｔ為絕對(duì)溫度（Ｋ）；Ｒ為氣體常數(shù)（Ｒ＝８．３１４３Ｊ·ｍｏｌ－１）。取固溶淬火態(tài)合金硬度ＨＶ１４４為峰值硬度，通過(guò)插值法計(jì)算合金硬度下降

４所示。ＬＤ７鋁合金的ＴＴＰ曲線呈“Ｃ”型，鼻尖溫度為３５０℃左右。取硬度下降０．５％時(shí)所對(duì)應(yīng)的時(shí)間為合金的孕育期，此期間合金未發(fā)生脫溶析出。固溶體的穩(wěn)定性與合金孕育期長(zhǎng)短有關(guān)，鼻溫下合金孕育期最短，約為２ｓ，淬火敏感性最高，與ＴＴＴ曲線結(jié)論一致。固溶體在等溫保溫過(guò)程中有第二相析出，而析出速率與溫度有關(guān)；在鼻尖溫度附近，合金溫度較高，相變驅(qū)動(dòng)力較大，固溶體加速分解，第二相析出加快，從而抑制了后續(xù)時(shí)效強(qiáng)化相析出，導(dǎo)致合金硬度快速下降［１５］。圖４ＬＤ７鋁合金的ＴＴＰ曲線Ｆｉｇ．４ＴＴＰｃｕｒｖｅｓｏｆＬＤ７ａｌｕｍｉｎｕｍａｌｌｏｙ２．４微觀機(jī)理通過(guò)上述不同等溫處理對(duì)合金電導(dǎo)率及硬度影響的分析，實(shí)驗(yàn)中選�。常担啊嫦虏煌貢r(shí)間的樣品制備ＴＥＭ試樣，并分析了該溫度下經(jīng)過(guò)不同保溫時(shí)間后合金的微觀組織變化。圖５為合金固溶直接淬火態(tài)、３５０℃下保溫３００ｓ和１２００ｓ后的ＴＥＭ像。根據(jù)電子衍射圖譜判斷該析出相主要為ＬＤ７鋁合金的強(qiáng)化相———Ｓ相［１６］。未進(jìn)行等溫處理的試樣，基體內(nèi)析出細(xì)小彌散分布的針狀Ｓ相；３５０℃下保溫３００ｓ，基體內(nèi)第二相粒子明顯長(zhǎng)大且變粗，無(wú)沉淀析出區(qū)域變大；當(dāng)保溫時(shí)間延長(zhǎng)至１２００ｓ，第二相粒子進(jìn)一步長(zhǎng)大變粗且相互吞并。圖６為合金固溶直接淬火態(tài)、３５０℃下保溫１０ｓ和６０ｓ后晶界處的ＴＥＭ像。未進(jìn)行等溫處理的合金，晶界處析出尺寸較小的第二相粒子且彌散分布；而在３５０℃下保溫１０ｓ后，晶界處第二相粒子長(zhǎng)大且呈條塊狀；保溫６０ｓ后，第二相粒子進(jìn)一步連續(xù)化。圖

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