孫玉崇，高安妮，徐 振，王洪斌，張丁丁，周 樂

（1.遼寧科技大學(xué) 材料與冶金學(xué)院，遼寧 鞍山 114051；2.沈陽工業(yè)大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，遼寧 沈陽 110870）

7050鋁合金強度高、斷裂韌性高和耐腐蝕能力強，目前廣泛應(yīng)用于機械設(shè)備、模具加工、航空航天等領(lǐng)域。近年來，鋁合金及鋁制材料的產(chǎn)量在有色金屬產(chǎn)量中占有越來越重要的份額，開發(fā)比強度高、比剛度高、斷裂韌度高、延展性高以及加工性能良好的鋁合金新材料、新工藝已經(jīng)成為鋁合金發(fā)展的重要方向［1］。

雙輥鑄軋屬于連續(xù)鑄造和軋制變形相結(jié)合的工藝過程，即把鑄造與軋制兩道工序合二為一［2-3］，工藝流程短，可以達到減少廢料、節(jié)約能源、優(yōu)化工藝的目的。但是，受環(huán)境和鑄軋工藝等諸多不良因素的影響，鑄軋薄板在加工過程中會產(chǎn)生孔洞、熱帶和微裂紋等缺陷，嚴重危害板材成形性。軋制是一種塑性變形過程，會有新相的析出，細化晶粒改善缺陷，在鋁合金材料加工領(lǐng)域具有積極意義［4-5］。當前，再軋制工藝是一種新型的板坯加工成型技術(shù)，再軋制能夠極大程度上解決鑄軋過程中存在的缺陷，使組織均勻化，性能強韌化。再軋制工藝以旋轉(zhuǎn)方式調(diào)整不同數(shù)量軋輥的方向，以鑄軋板坯為原材料，進一步加工已經(jīng)成型板坯，是一種新型的改善鑄軋板坯組織性能的方法。采用再軋制工藝改善7050鋁合金鑄軋板的成形性和組織性能十分必要。

Easton和Murty等［6-7］認為，晶粒細化可以提高鋁合金的強塑性。Crossley等［8］研究發(fā)現(xiàn)，Al-Ti細化劑加入鋁熔體中，部分Al3Ti發(fā)生溶解，與鄰近的Al熔體產(chǎn)生包晶反應(yīng)，形成α-Al。形成的α-Al由于反應(yīng)溫度較高，不易長大，起到晶粒細化作用。馮靜等［9］研究7072鋁合金發(fā)現(xiàn)，Ti元素對其析出相有抑制作用，影響其力學(xué)性能，還可改善該合金的抗腐蝕性能。王洪斌等［10］認為，微量的Ti可以細化鑄軋板的晶粒組織，改變晶粒生長方式，改善合金的流動性，鑄軋組織更加致密，合金內(nèi)局部應(yīng)力集中得到消除，進而抑制鑄軋裂紋出現(xiàn)。并且，適量Ti元素還可以縮短鑄軋7050鋁合金的固液相線區(qū)間，使晶核凝固前沿溫度梯度減少，成分偏析得到有效抑制，進而使晶界低熔點化合物數(shù)量降低，減少粗大第二相的產(chǎn)生，從而大幅增強鑄軋鋁合金的抗熱裂能力。

已有研究表明，加入Ti元素可以使晶粒細化，改善板材的成分偏析，使低熔點共晶相減少，從而降低裂紋傾向，提高合金力學(xué)性能。但目前關(guān)于微量元素Ti對7050鑄軋板的組織與性能影響的報道不多?；诖耍疚难芯縏i含量對7050鋁合金鑄軋板再軋制后的組織性能和斷口形貌的影響，進一步提高7050鋁合金鑄軋板的綜合性能。

1 實驗方法

1.1 試樣制備

將7050鋁合金在740～750℃進行熔煉，加入Al-10Ti細化劑，用石墨碳棒充分攪拌，在740～750℃靜置保溫一段時間，將熔體送入軋機進行鑄軋。7050鑄軋板實際成分如表1所示。采用雙輥軋機對含Ti 7050鑄軋板進行再軋制，軋制溫度選取440℃，軋制累積變形量為75%。

表1 7050鑄軋板化學(xué)成分Tab.1 Chemical compositions of cast-rolled 7050 plates

1.2 實驗方法

采用ZEISS Axio Vert.A1光學(xué)顯微鏡觀察顯微組織。采用德國卡爾蔡司SIGMA HD場發(fā)射高分辨掃描電子顯微鏡觀察斷口形貌；采用JEM-2100高分辨透射電子顯微鏡觀察試樣薄區(qū)內(nèi)析出相形貌；使用EDS分析第二相成分；采用Q10M維氏硬度計測量硬度。采用電子萬能試驗機進行常溫拉伸，得到7050鋁合金鑄軋板材力學(xué)性能參數(shù)。試樣沿軋制方向選取，距離鑄軋板材頭部1 m位置的邊部。

2 實驗結(jié)果與討論

2.1 不同Ti含量對7050鑄軋板的組織影響

圖1是經(jīng)再軋制后的不同Ti含量7050鋁合金鑄軋板邊部至心部縱截面的金相組織。試樣在足夠大的軋制力下發(fā)生較大的變形，晶粒均發(fā)生變形，且沿軋制方向呈近似橢圓形；部分晶粒破碎，生成少量細小晶粒，使板材的變形能增大。由于再結(jié)晶的驅(qū)動力增加，所以板材更易發(fā)生再結(jié)晶。添加Ti元素的7050鋁合金鑄軋板中存在著較多的A13Ti彌散相，非均質(zhì)形核以這些第二相為質(zhì)點，使板材的晶粒細化，晶界增多，阻礙位錯運動，再結(jié)晶晶粒的長大受到抑制，使單位晶界上的合金元素含量明顯降低，這就變相地增加了合金元素在基體中的溶解度，進而改善了成分偏析產(chǎn)生的枝晶偏析。同時，再軋制工藝消除了7050鋁合金鑄軋板中原本存在的枝晶缺陷，有效改善因合金元素偏聚造成的成分偏析，且低熔點共晶相基本固溶于基體中，原來分布在枝晶間和晶界處的AlZnMgCu相絕大部分都固溶于α-Al基體中。另外，晶界處和晶粒內(nèi)部在合金凝固過程中均有第二相粒子析出，試樣3最為明顯。

圖2是試樣1和試樣3經(jīng)過再軋制后的SEM圖。第二相的能譜分析結(jié)果詳見表2。與鑄軋態(tài)組織相比，合金組織中非平衡共晶相大幅減少，在鑄軋態(tài)組織中非平衡共晶組織以連續(xù)的層片狀分布，而在合金組織中非平衡共晶組織轉(zhuǎn)變成斷續(xù)分布的獨立個體，且有少量非平衡共晶相存在于晶界處，其中顏色較亮的T（AlZnMgCu）相（圖2a）有少部分轉(zhuǎn)變成顏色較暗的S（Al2CuMg）相（圖2b）依附在T相上。發(fā)生這種現(xiàn)象的原因是7050鋁合金中Cu、Mg、Zn元素的擴散速率不同，Cu元素的擴散速率小于Mg、Zn元素，A12CuMg相會出現(xiàn)于A1ZnMgCu相存在的位置處［11］。同時，析出大量的細小彌散的針狀相（圖2c）以及大量塊狀合金強化相η（MgZn2）（圖2d）。這是由于非平衡的凝固共晶相溶于α-Al基體中形成過飽和固溶體，合金基體會析出過飽和固溶體中的Zn、Mg元素，使基體中第二相η（MgZn2）的含量增加，進而提高合金組織綜合性能。

表2 含質(zhì)量分數(shù)0.230%Ti再軋制7050鑄軋板中主要第二相能譜分析Tab.2 EDS results of major second phases in twin-roll cast 7050 plate containing 0.230%Ti

圖3是試樣3中Ti相的TEM形貌照片及其對應(yīng)的EDS分析。經(jīng)過EDS分析可以確定該相為Al3Ti，呈黑色塊狀團聚在一起。由圖1d可知，試樣4板材中Al3Ti呈粗大的板片狀，通常貫穿幾個晶粒，不均勻地分布于鋁合金內(nèi)部，導(dǎo)致晶粒細化效果減弱，致使成分偏析得不到有效改善。這說明過量的Ti會導(dǎo)致Al3Ti相團聚，形成粗硬雜質(zhì)和硬脆相，而且通過再軋制工藝并不能溶解粗大的Al3Ti相，此時第二相粒子析出量較少，晶粒細化效果不如試樣3。

2.2 不同Ti含量對7050鑄軋板力學(xué)性能的影響

2.2.1 不同Ti含量7050鑄軋板硬度的影響 圖

4是不同Ti含量7050鋁合金鑄軋板再軋制后的硬度。隨著Ti含量的不斷增加，板材的硬度先增加后減小。這是由于在鑄軋過程中，原子在晶界處無規(guī)則排序，使合金晶格畸變嚴重，導(dǎo)致晶界兩邊的晶粒具有不同的滑移方向，阻礙了晶粒之間和

晶粒與晶界之間的位錯運動。同時，一部分Ti元素固溶于α-Al基體中，而剩余的Ti原子與Al結(jié)合形成Al3Ti粒子，為非均質(zhì)形核提供核心，進而使合金晶粒細化效果提高。塊狀的Al3Ti相對Al-Ti合金晶粒細化效果最佳［12］。當Ti質(zhì)量分數(shù)為0.230%時，生成大量彌散分布細小的MgZn2和Al3Ti強化相，組織中Al3Ti相主要呈細小塊狀且均勻分布在Al基體上，合金的異質(zhì)形核核心增多，晶粒細化效果最顯著，并且細小彌散的Al3Ti可以釘扎在晶界上，阻礙位錯的移動，再結(jié)晶晶粒的長大受到抑制，此時有最多的晶界數(shù)量，阻礙位錯移動的作用最明顯，合金形變的阻力最大，從而提高合金的強度，所以此時合金硬度達到最大值，為161.75 HV。當Ti質(zhì)量分數(shù)為0.331%時，鑄軋過程中有粗大的Al3Ti相產(chǎn)生，這種板片狀的Al3Ti相不能促進晶粒細化，經(jīng)再軋制處理后也沒有將其消除，此時晶界數(shù)量減少，導(dǎo)致合金硬度下降。因此，再軋制Ti質(zhì)量分數(shù)為0.230%的7050鑄軋板可以獲得較好的合金組織。

2.2.2 不同Ti含量7050鑄軋板拉伸性能的影響

在鑄軋生產(chǎn)過程中［13-14］，由于7050鋁合金凝固溫度區(qū)間比較寬，鑄軋輥的熱傳導(dǎo)系數(shù)較大，合金液與鑄軋輥接觸的瞬間，合金液受到的冷卻強度很大，坯料上下表面的過冷度較大且冷卻速度快，破壞了平衡結(jié)晶條件，降低了Zn、Mg、Cu元素在固溶體中的擴散能力，就會形成元素的富集區(qū)，組織中開始出現(xiàn)不平衡共晶組織及其它亞穩(wěn)相，導(dǎo)致鑄軋板縱向剖面的表層存在大量的柱狀樹枝晶，產(chǎn)生嚴重的晶內(nèi)偏析。這些粗大共晶相與基體界面的結(jié)合力很弱，容易在相與基體的結(jié)合部位產(chǎn)生孔洞，形成局部應(yīng)力集中，導(dǎo)致合金拉伸性能較低。而適量Ti元素的微合金化作用可以改善板材成形過程中產(chǎn)生的成分偏析，細化晶粒尺寸，從而提高合金板材拉伸性能。

圖5是常溫下Ti含量不同的試樣拉伸性能。隨著Ti含量增大，合金拉伸強度增大，到達一定程度后下降。這是由于鋁合金的力學(xué)性能與析出相（η相）的強化作用有關(guān)。此外，Ti含量的不斷增加，強化相的析出量達到峰值，進而合金抗拉強度增加。Al-4Ti中間合金中Al3Ti相在冷卻速度降低時，由花瓣狀逐漸向塊狀轉(zhuǎn)變，最后長成細長的片狀，而塊狀的Al3Ti粒子的Al-4Ti合金晶粒細化效果最佳［15］。當Ti質(zhì)量分數(shù)為0.230%時，生成大量細小彌散的Al3Ti相，主要呈細小塊狀，此時鑄軋板的抗拉強度、屈服強度和延伸率達到最大值，分別為497.83 MPa、389.77 MPa、3.21%。當Ti質(zhì)量分數(shù)大于0.230%時，合金拉伸性能開始下降，這是由于析出的η（MgZn2）相數(shù)量不再增加，析出相的彌散強化作用受到削弱，同時細小彌散狀的Al3Ti相開始轉(zhuǎn)變成粗大的脆硬相，不均勻地分布于鋁合金內(nèi)部，嚴重弱化細晶強化效果，導(dǎo)致合金塑性降低，進而使合金延伸率下降。同時，由于減弱了共格強化效果，導(dǎo)致7050鑄軋板的屈服強度、抗拉強度呈下降趨勢。

2.3 不同Ti含量對7050鋁合金鑄軋板的斷口形貌影響

圖6是再軋制不同Ti含量的7050鋁合金鑄軋板的拉伸斷口形貌圖。拉伸斷口處都存在著撕裂棱和尺寸不均的韌窩，具有韌性斷裂特征。Ti質(zhì)量分數(shù)為0.036%時的拉伸斷口存在大量分布不均的撕裂棱和較淺韌窩，大小不一的第二相粒子存在于韌窩底部。這說明再軋制處理后合金中第二相大小不均勻，合金塑性較差，并有呈部分冰糖狀沿晶斷裂特征。Ti質(zhì)量分數(shù)為0.132%時，冰糖狀的脆性沿晶斷口明顯減少，少量的第二相粒子存在于韌窩底部，韌窩大小與撕裂棱沒有明顯差異。Ti質(zhì)量分數(shù)為0.230%時，撕裂棱明顯減少，冰糖狀的沿晶斷口基本消失，出現(xiàn)了較密集且深的大韌窩，分布均勻，具有明顯的韌性斷裂特征。Ti質(zhì)量分數(shù)為0.331%時，韌窩顯著減少，并且粗大的第二相粒子存在于韌窩中，使合金塑性將顯著降低。因此，Ti質(zhì)量分數(shù)為0.230%的再軋制7050鑄軋板的拉伸性能最好。

3 結(jié)論

向7050鋁合金鑄軋板中加入適量Ti元素，可以細化鑄軋板的晶粒組織，使單位晶界上的合金元素含量明顯降低，變相地增加合金元素在基體中的溶解度，進而改善由成分偏析產(chǎn)生的枝晶偏析。當Ti質(zhì)量分數(shù)達到0.230%時，效果最佳。含Ti 7050鋁合金鑄軋板在軋制溫度440℃+軋制變形量75%條件下經(jīng)再軋制處理后，Ti質(zhì)量分數(shù)為0.230%的合金存在深且密集的大韌窩，此時板材力學(xué)性能最好。其硬度為161.75 HV、抗拉強度為497.83 MPa、屈服強度為389.77 MPa，延伸率為3.21%。鋁合金鑄軋板從4 mm軋制到1 mm的過程中，彌散分布的大量細小的Al3Ti顆粒抑制了再結(jié)晶晶粒的生長，得到細小的再結(jié)晶晶粒。此外，析出η（MgZn2）相數(shù)量增大，析出相彌散強化效果增強。