Ti对Al-5.6Zn-2.5Mg-1.6Cu-0.2Zr合金微观组织和高温力学性能的影响

尹冬松, 张 宁, 张游游, 王 锰

(黑龙江科技大学 材料科学与工程学院， 哈尔滨 150022)

0 引 言

Al-5.6Zn-2.5Mg-1.6Cu合金是7075合金主要成分，属于可热处理强化超高强度变形铝合金，拥有密度低、强度高、易于回收、无污染等特点[1]。由于其具有较高的比强度、良好的延展性和韧性，被广泛应用于航天航空、汽车、机械设备及家电包装领域。尤其用于制造飞机结构，如，上翼皮弦杆、水平、垂直稳定的制造[2-4]。

Zr可以提高铝合金的再结晶温度，合金的强度和耐应力腐蚀性，以及铝合金的形核率与细化晶粒。张林慧等[5]指出Zr能细化晶粒，改善铝合金的元素分布，随着Zr含量的增加，能够提高合金的抗拉强度。前期课题组也做过一些研究,证明0.2%的Zr对Al-5.6Zn-2.5Mg-1.6Cu铝合金的晶粒细化效果最好，具有较好的力学性能。

Ti是铝合金常用的孕育剂。大量研究表明，单独添加Ti和Zr的时，Ti对合金的细化效果强于Zr。Ti、Zr复合对合金的细化效果比二者单独添加更加优异。Yu等[6]研究添加质量分数0.15 %Ti和0.15 %Zr时对晶粒尺寸有正向细化作用，改变了柱状晶的生长形态晶粒到细等轴晶。余爱武等[7]研究了Ti、Zr复合对合金的再结晶抑制作用，课题组前期相关研究表明，随着Ti的增加，晶粒尺寸持续细化，根据这一现象，笔者研究高质量分数的Ti对Al-5.6Zn-2.5Mg-1.6Cu-0.2Zr微观组织和力学性能的影响，以期能为提高Al-5.6Zn-2.5Mg-1.6Cu-0.2Zr合金的耐热性能。

1 实验材料和方法

实验原材料为工业纯铝(≥99.70%)、锌粒、黄铜、纯镁、Al-Ti合金(w(Ti)=5%)、海绵锆。使用SG-5-12 型井式电阻炉进行熔炼，将炉温升到700 ℃，依次加入原材料，待材料全部熔化，使用除气剂C2Cl6除气、拔渣，待温度保持在(730 ±5) ℃左右，进行浇注，浇注到内径95 mm的金属铸型中，获得φ95 mm×500 mm的圆柱体。

在合金中间部位取样，对试样进行研磨、抛光、腐蚀，95.5 mL H2O和0.5 mL HF作为腐蚀剂。使用蔡司高级金相显微镜观察合金的微观组织，按照GBT/6394 2002《金属平均晶粒度测试法》计算晶粒尺寸。使用线切割制得拉伸试样，拉伸试验按照GB6397—86《金属拉伸试验试样》标准加工的标准试样，使用电子万能试验机进行拉伸实验。拉伸实验拉伸速率为0.5 mm/min。铝合金高温性能是指在超过193 ℃下的力学性能，本次高温拉伸选取的拉伸温度为200 ℃。使用DX—2700B型X射线衍射仪对合金的物相组成进行分析，利用QUAN200型场发射扫描电子显微镜(SEM)观察合金铸态的高倍显微组织。实验合金的化学成分如表1所示。

表1 实验合金的化学成分

2 实验结果与讨论

2.1 相组成

合金的XRD衍射图如图1所示。从图1a可以看出，除基体α-Al衍射峰之外，还出现了MgZn2和Al2CuMg相。图1b是加入Ti之后的XRD衍射图，出现了新的Al3(TixZrx-1)相，这是因为Ti的加入，与Zr发生反应。Zr呈弥散分布，同时Zr的质量分数不是很大，发现单独的Al3Zr相存在。

图1 合金的XRD衍射图Fig. 1 XRD pattern of alloy

2.2 微观组织

合金的金相组织照片如图2所示。不添加Ti时，晶粒较为粗大，使用截点法进行计算，可得平均晶粒尺寸为166.6 μm。添加质量分数1%的Ti之后，合金的晶粒尺寸为105.6 μm，合金的晶粒尺寸急剧细化，Ti、Zr均可以作为合金异质形核的核，但是Ti对晶粒的细化效果高于Zr。这是因为Zr原子半径大于Ti和Al的原子半径，分别为0.158、0.146、0.143 nm，根据晶粒生长抑制系数Q来分析元素对形核晶粒生长的影响，Zr和Ti的Q值分别为5和31[8]。Q值越大晶粒的生长速率越慢，对晶粒的细化效果越好，因此，Ti对晶粒生长的抑制作用远强于Zr。当Ti添加量为2 %时，合金的平均晶粒尺寸为65.4μm，随着Ti含量的增加晶粒得到了进一步的细化。那是因为Al3(TixZrx-1)数量的增多，可以作为α-Al的形核的核心，有着良好细化晶粒的效果。

图2 合金的金相组织照片Fig. 2 Photograph of metallographic structure of alloy

合金的SEM形貌如图3所示。图3a为Al-5.6Zn-2.5Mg-1.6Cu-0.2Zr的SEM形貌，可以看出，基体的晶界处有一些条状相，对晶界处A点进行能谱分析如图4所示，A点含Al、Zn、Mg、Cu元素如表2所示。其原子分数分别为63.8%、9.28%、13.9%、13.02%，Zn、Mg、Cu偏聚在晶界处，可以推测为形成共晶的第二相，这两种相在晶界上呈两种形式分布，一个是呈断续状分布在晶界上，一个是连续分布在晶界上。A点析出相为断续状，据X射线衍射分析和能谱分析结果，结合文献推测为Al2CuMg和MgZn2共晶相[9-10]。对晶内颗粒B点进行能谱分析，发现B点与A点元素相近，此处，析出相与A点相同。

表2 EDS分析结果

图3 Al-5.6Zn-2.5Mg-1.6Cu-0.2Zr-xTi(x=0、1、2)合金的SEM形貌Fig. 3 SEM morphology of Al-5.6Zn-2.5Mg-1.6Cu-0.2Zr-xTi(x=0，1，2) alloy

图4 Al-5.6Zn-2.5Mg-1.6Cu-0.2Zr-xTi(x=0、1、2)合金的微区成分能谱分析Fig. 4 Energy spectrum analysis of micro-area composition of Al-5.6Zn-2.5Mg-1.6Cu-0.2Zr-xTi(x=0，1，2) alloy

图3b是Al-5.6Zn-2.5Mg-1.6Cu-1Ti-0.2Zr的SEM形貌，可以明显看出，添加1%Ti后，基体上出现了一些块状的析出相，对块状相C点进行能谱分析，此处，含有Al、Ti和少量的Zr元素，Al、Ti的摩尔比接近3∶1，结合XRD和EDS分析，确定此处为Al3(TixZrx-1)相[8]。对晶界处D点进行分析，成分没有发生变化，由于Ti的加入，使晶界处的析出相从断续状变成了连续状，同时部分析出相变成了网状。

图3c是Al-5.6Zn-2.5Mg-1.6Cu-2Ti-0.2Zr的SEM照片，可以明显看出，块状相数量急剧增多，局部区域发生聚集，同时出现粗化的趋势。

2.3 成分分布

2#合金的元素分布如图5所示。由图5可以看出，Zn、Mg、Cu、Ti呈弥散分布。1#、3#合金的Zn、Mg、Cu元素的分布和2#合金未有明显的区别，也呈弥散分布。

图5 2#合金元素的面分析Fig. 5 Surface analysis of 2# alloy element

2.4 高温力学性能

Al-Zn-Mg-Cu-Zr-xTi(x=0、1、2)合金的高温力学性能如表3所示。由表3可以看出，1#合金的抗拉强度和屈服强度分别为170.0、165.5 MPa，伸长率为1.9 %。当添加1 %Ti时，其抗拉强度和屈服强度显著提升，分别为227.6和174.8 MPa,伸长率为4%。这主要是因为Ti的加入，使得晶粒得到了细化，提高了合金的强度和塑韧性，形成了耐高温的Al3(TixZrx-1)相。这种相因为Ti、Zr的交互作用产生，在细化晶粒的同时，提高它的再结晶温度。对比Al3Ti相，Al3(TixZrx-1)相的硬度高于Al3Ti。 Al3(TixZrx-1)相呈弥散分布，在200 ℃的温度下不会发生软化，而且Al3(TixZrx-1)相的硬度远高于基体的硬度，当发生位错滑移的时候，可以有效阻止位错的运动。同时MgZn2和Al2CuMg共晶相在晶界处析出变得连续，部分相形成网状结构，能够有效阻碍晶界发生滑移，避免了应力集中，有效的提高了合金的高温力学性能。

表3 合金高温力学性能

当Ti质量分数为2 %时，合金的抗拉强度和屈服强度反而下降了，这说明Al3(TixZrx-1)聚集长大，但是没有起到阻止位错滑移的效果，还隔裂了基体，降低了高温力学性能，此时伸长率变化不大。

3 结 论

(1)在Al-5.6Zn-2.5Mg-1.6Cu-0.2Zr中，添加1%的Ti使晶粒尺寸从166.6 μm降为105.6 μm。继续添加Ti至2%时，晶粒持续降至65.4 μm。

(2)分析成分的面分布，发现Zn、Mg、Cu和Zr元素都呈弥散分布。加入Ti后，Ti除了部分弥散，Ti主要以Al3(TixZrx-1)相的形式出现，同时，Mg开始向晶界聚集。

(3)在200 ℃下，Al-5.6Zn-2.5Mg-1.6Cu-0.2Zr的抗拉强度和屈服强度分别为170、165.5 MPa，伸长率为1.9 %。添加1%Ti之后，合金的抗拉强度和屈服强度得到了大幅度的上升，分别为227.6、174.8 MPa,伸长率提高为4%。继续添加Ti至2%时，合金的抗拉强度和屈服强度显著降低，伸长率变化不大。