6082铝合金的TTT曲线及其研究

王 岗，尹志民，赵 凯，段佳琦，刘 博，商宝川

(中南大学材料科学与工程学院，长沙410083)

6082铝合金的TTT曲线及其研究

王 岗，尹志民，赵 凯，段佳琦，刘 博，商宝川

(中南大学材料科学与工程学院，长沙410083)

为研究6082铝合金的淬火敏感性，采用分级淬火的方法测定了6082铝合金的时间－温度－转化率(TTT)曲线，利用XRD、TEM并结合Avrami方程研究了6082合金在等温过程中的组织变化.结果表明：6082铝合金TTT曲线的鼻尖温度约为350℃，淬火敏感温度区间为300～420℃;6082铝合金过饱和固溶体在350℃等温时快速分解，初期形成大量杆状的β'相，随着时间的延长，晶内析出粗大的β相;合金在高温区域(≥420℃)和低温区域(≤300℃)时，淬火敏感性较低;鼻尖温度下的高相变驱动力和较快的扩散速率是Mg2Si相析出和长大的主要原因.在实际在线淬火过程中，建议在淬火敏感温度区间加快淬火冷却速率抑制平衡相的析出，在高温区域和低温区域可适当降低冷却速率减小热应力的影响.

6082铝合金;TTT曲线;淬火敏感性

6082合金属于Al－Mg－Si系热处理可强化合金，具有中等强度，挤压性能较好，能在挤压机上实现在线淬火［1］.由于其优良的挤压性、焊接性、耐腐蚀性以及中等强度，被广泛应用于交通运输业，如高速、地铁、轻轨用铝合金轨道车辆和轻型客货汽车.近年来，我国学者对6082合金进行了一系列的研究.邹永恒等［2］对6082合金的热处理工艺参数进行了研究，发现经(530～570℃)× (1.25～6 h)固溶处理后合金的综合性能较佳，时效延迟时间应控制在3 h内或48 h后.刘立坤等［3］对6082合金的高温型变热处理进行了研究，发现高温形变热处理可以有效改善连铸态6082铝合金的组织性能，545℃高温变形后在170℃保温箱中时效8 h硬度得以大幅度的提高.费玥等［4］研究了固溶后冷变形对6082合金时效析出过程的影响，发现随着变形量的增加，材料达到时效硬化峰值的时间不断缩短，出现过时效的时间也不断缩短.

TTT(Time-Temperature-Transformation)曲线可综合反映材料在不同过冷度下的等温转变过程.在TTT曲线的鼻尖位置，材料的淬火敏感性最高，而曲线两侧的敏感性会较低.通过观察材料的TTT曲线，可以判断材料的淬火敏感温度区间，从而制定合适的淬火工艺.目前，国内外关于铝合金的TTT和TTP(Time-Temperature-Property)曲线的研究作了一系列工作.张新明等［5］通过分级淬火方法获得了7050合金的TTP曲线，发现其鼻尖温度为 330℃，淬火敏感区域为 240～420℃.刘胜胆等［6］运用分级淬火的方法得到了7055合金的TTP，发现其鼻尖温度为355℃，淬火敏感区域为210～420℃，并运用淬火分析法对合金硬度进行了预测.李周等［7－8］利用力学性能测试等手段研究了淬火方式以及时效条件对6005A合金力学性能的影响，确定了6005A合金的TTP曲线，发现其鼻尖温度在370℃左右.Davydov等［9］由所获得的1424合金的TTT和TTP曲线，发现1424合金的淬火敏感温度区间为100～450℃.Hilger和Bouirden等［10］运用TTT曲线研究了合金硬化过程中的新的表现.

本文测定了6082合金在不同温度下等温淬火的导电率并绘出相应的TTT曲线，研究了等温过程中合金组织性能变化及合金的淬火敏感性，旨在优化合金在线淬火制度，既保证合金具有较好的性能又能减小残余应力，为实际生产工艺的制定提供理论依据.

1 实验

1.1 材料

合金熔炼后采用半连续铸造，经560℃/6 h均匀化处理后在800T卧式挤压机上进行挤压，得到Φ 16 mm的棒材，挤压速度为3 m/min，挤压系数为29.7，挤压出口温度为550℃.合金化学成分见表1.

表1 合金的化学成分(质量分数/%)

1.2 实验方法

将6082铝合金挤压棒材沿挤压方向切割成尺寸Φ 16 mm×6 mm的圆盘状样品.将所有样品于545℃固溶50 min后，立刻淬入300～440℃的盐浴炉中进行中进行不同时间的等温处理，盐浴炉的温度波动要小于2℃，保温时间从0 s到45 h不等，随后在淬入室温水中，测量试样的导电率.导电率测量使用D60K数字金属导电率测量仪，用MAX 2500X射线分析仪对试样的析出相进行XRD分析，在TECNAIG220电镜上进行透射显微组织观察，加速电压为200 kV.

2 结果

2.1 不同等温条件对合金导电率的影响

不同等温温度的导电率－等温时间关系曲线见图1.从图1可以看出:在给定等温温度下，合金的导电率总体上随着等温时间的延长而升高;当等温时间达到600 s后，导电率趋于稳定;等温温度为340～360℃时，随等温时间的延长，导电率快速上升，到后期导电率变化较小.不同等温温度下导电率的变化速率是不同的，340℃下起始阶段导电率的变化很快，等温温度高于或低于340℃时起始阶段导电率的变化相对比较慢，反映出不同等温温度下固溶体分解速度是不同的.

图1 不同等温温度的导电率-等温时间关系曲线

2.2 XRD观察

图2所示为545℃固溶处理50 min后样品在340℃下分别等温处理0、120 s和45 h的XRD图.可以看出，6082铝合金在340℃下等温处理不同时间时，其析出相也不同.合金等温处理0 s时，主要是铝基体和Mn12Si7Al5相，根据参考文献［11］可知，AlMnSi相是热稳定相，在等温过程中并没有明显变化;合金经过120 s处理后，出现少量的Mg2Si相;经过45 h处理后，Mg2Si相峰强度明显增大，表明此时试样的Mg2Si析出相含量明显增多.

图2 6082合金340℃等温时效不同时间的XRD图

2.3 TEM观察

图3为545℃固溶处理50min后样品在340℃下分别等温0、120 s和45 h的TEM图.由图3 (a)可见，当6082样品等温处理0 s时，过饱和固溶体基本中看以发现部分类圆形的第二相质点.由图3(b)可见，经340℃下等温处理120 s后，铝基体分解析出了长度1～2 μm、宽度约0.05 μm的杆状析出相.观察衍射斑点，可以发现析出相的方向沿铝基体的［100］和［010］方向，根据参考文献［12］可知，该析出相是β'相.由图3(c)可以看出，试样在340℃下经过45 h等温处理后，析出相已经明显长大、变粗，呈棒状或片状分布，为β相;β相长度为1～2 μm，但宽度已经明显变大，大约在0.25～0.5 μm.此外，从固溶处理到等温处理45 h，都可以观察到在基体中弥散分布着一些不规则呈多边形的第二相质点，经能谱分析可知这些析出物是微量元素Mn与Si、Fe等形成的复合沉淀物.

图3 6082合金在340℃下分别等温0 s、120 s和45 h的TEM显微组织

3 分析与讨论

3.1 TTT曲线的绘制

根据图1所得实验数据，将合金固溶态下的导电率(42.8%IACS)对应于0分解，340℃等温处理45 h后的导电率(53.6%IACS)对应完全分解，分别连接不同等温温度下转变10%、20%、30%、40%、50%、60%的数值点得到固溶体分解等值线，即为合金的TTT曲线，如图4所示.由图4可见，6082挤压态合金的淬火敏感度较高、孕育期非常短，TTT曲线的鼻尖温度为350℃，高温和低温区的淬火敏感度较低、孕育期较长.

3.2 合金等温转变的S曲线

对每个温度下不同等温时间的导电率采用基于唯象理论建立Johnson-Mehl-Avrami相变动力学方程方程ψ=1－exp(－ktn)［13］进行拟合得到等温转变的S曲线(图5).其中ψ为相转变体积分数;t为反应时间;k为与时间、形核等无关的常数，和n值共同表征不同的相变反应过程.

图46082 铝合金等温转变TTT曲线

通过图5拟合得出各等温转变温度下的n、k，见表2.通过拟合得到n介于0.55～0.70，在340℃时最小，越往高温或低温则值越大.由文献［14］可知，当n=0.5时，过饱和固溶体脱溶主要是片状物增厚，当n=1时主要为针状物增厚.6082合金0.5＜n＜1，依据动力学定律，对于长程扩散控制的相变过程，该值表示合金在脱溶过程中存在不同的增长方式交替［15－16］.

图5 不同温度合金等温转变的S曲线

表2 不同等温温度下拟合得到的n、k值

6xxx系合金的析出顺序为［17］:GP区→针状Mg2Si非平衡相→棒状Mg2Si非平衡相→片状平衡Mg2Si相.合金在340℃等温时，n=0.55399，值最小，表明340℃时淬火敏感性高，合金很短的时间内就完成针棒状相长大，相变以片状物增厚为主;较高(如440℃)或较低(300℃)温度下，n值大于340℃等温下的n值，合金在初期有较长的时间内以针棒状相长大，同样后期为片状物增厚，故n值要大，合金淬火敏感性低.

k与形核和长大速率有关，因此对温度很敏感.k值越大，形核长大越快，即转变越快.由表2可知，当等温温度为340℃时k值最大，等温温度高于或低于340℃时则k值减小.在340℃时k值最大，表明在340℃附近合金的相变速率最快，合金淬火敏感性最高;两端k值小，表明合金在较高温和较低温的淬火敏感性降低了，这与n值的变化规律相一致.

4 结论

1)6082铝合金的TTT曲线呈现“C”形，“鼻尖”温度为350℃，淬火敏感温度区间为300～420℃，淬火敏感性很高，孕育期极短，而低温区(≤300℃)合金淬火敏感性次之，高温区(≥420℃)淬火敏感性最低，孕育期相对最长.

2)等温保温时，过饱和固溶体分解析出Mg2Si粒子，随着等温时间的延长，晶内β'相数量增加、尺寸变大，并形成了稳定相β相.在350℃附近，β″相的析出速率达到最高，鼻尖温度的高相变驱动力和较快的扩散速率是Mg2Si相析出和长大的主要原因.

3)在线淬火过程中，在淬火敏感温度区间(300～420℃)应加快淬火冷却速率抑制平衡相的析出，在高温区域(≥420℃)和低温区域(≤300℃)时可适当降低冷却速率减小热应力的影响.

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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 文献标志码：A 文章编号：1005－0299(2011)04－0084－05

2010－08－09.

广东省－教育部产学研究结合资助项目(2009A080205001).

王 岗(1986－)，男，硕士研究生;

尹志民(1946－)，男，教授，博士生导师.

尹志民，E-mail:zmyin@163.com.

(编辑 程利冬)