Ti对7050铝合金铸轧板轧制组织与性能的影响

孙玉崇，高安妮，徐 振，王洪斌，张丁丁，周 乐

（1.辽宁科技大学 材料与冶金学院，辽宁 鞍山 114051；2.沈阳工业大学 材料科学与工程学院，辽宁 沈阳 110870）

7050铝合金强度高、断裂韧性高和耐腐蚀能力强，目前广泛应用于机械设备、模具加工、航空航天等领域。近年来，铝合金及铝制材料的产量在有色金属产量中占有越来越重要的份额，开发比强度高、比刚度高、断裂韧度高、延展性高以及加工性能良好的铝合金新材料、新工艺已经成为铝合金发展的重要方向［1］。

双辊铸轧属于连续铸造和轧制变形相结合的工艺过程，即把铸造与轧制两道工序合二为一［2-3］，工艺流程短，可以达到减少废料、节约能源、优化工艺的目的。但是，受环境和铸轧工艺等诸多不良因素的影响，铸轧薄板在加工过程中会产生孔洞、热带和微裂纹等缺陷，严重危害板材成形性。轧制是一种塑性变形过程，会有新相的析出，细化晶粒改善缺陷，在铝合金材料加工领域具有积极意义［4-5］。当前，再轧制工艺是一种新型的板坯加工成型技术，再轧制能够极大程度上解决铸轧过程中存在的缺陷，使组织均匀化，性能强韧化。再轧制工艺以旋转方式调整不同数量轧辊的方向，以铸轧板坯为原材料，进一步加工已经成型板坯，是一种新型的改善铸轧板坯组织性能的方法。采用再轧制工艺改善7050铝合金铸轧板的成形性和组织性能十分必要。

Easton和Murty等［6-7］认为，晶粒细化可以提高铝合金的强塑性。Crossley等［8］研究发现，Al-Ti细化剂加入铝熔体中，部分Al3Ti发生溶解，与邻近的Al熔体产生包晶反应，形成α-Al。形成的α-Al由于反应温度较高，不易长大，起到晶粒细化作用。冯静等［9］研究7072铝合金发现，Ti元素对其析出相有抑制作用，影响其力学性能，还可改善该合金的抗腐蚀性能。王洪斌等［10］认为，微量的Ti可以细化铸轧板的晶粒组织，改变晶粒生长方式，改善合金的流动性，铸轧组织更加致密，合金内局部应力集中得到消除，进而抑制铸轧裂纹出现。并且，适量Ti元素还可以缩短铸轧7050铝合金的固液相线区间，使晶核凝固前沿温度梯度减少，成分偏析得到有效抑制，进而使晶界低熔点化合物数量降低，减少粗大第二相的产生，从而大幅增强铸轧铝合金的抗热裂能力。

已有研究表明，加入Ti元素可以使晶粒细化，改善板材的成分偏析，使低熔点共晶相减少，从而降低裂纹倾向，提高合金力学性能。但目前关于微量元素Ti对7050铸轧板的组织与性能影响的报道不多。基于此，本文研究Ti含量对7050铝合金铸轧板再轧制后的组织性能和断口形貌的影响，进一步提高7050铝合金铸轧板的综合性能。

1 实验方法

1.1 试样制备

将7050铝合金在740～750℃进行熔炼，加入Al-10Ti细化剂，用石墨碳棒充分搅拌，在740～750℃静置保温一段时间，将熔体送入轧机进行铸轧。7050铸轧板实际成分如表1所示。采用双辊轧机对含Ti 7050铸轧板进行再轧制，轧制温度选取440℃，轧制累积变形量为75%。

表1 7050铸轧板化学成分Tab.1 Chemical compositions of cast-rolled 7050 plates

1.2 实验方法

采用ZEISS Axio Vert.A1光学显微镜观察显微组织。采用德国卡尔蔡司SIGMA HD场发射高分辨扫描电子显微镜观察断口形貌；采用JEM-2100高分辨透射电子显微镜观察试样薄区内析出相形貌；使用EDS分析第二相成分；采用Q10M维氏硬度计测量硬度。采用电子万能试验机进行常温拉伸，得到7050铝合金铸轧板材力学性能参数。试样沿轧制方向选取，距离铸轧板材头部1 m位置的边部。

2 实验结果与讨论

2.1 不同Ti含量对7050铸轧板的组织影响

图1是经再轧制后的不同Ti含量7050铝合金铸轧板边部至心部纵截面的金相组织。试样在足够大的轧制力下发生较大的变形，晶粒均发生变形，且沿轧制方向呈近似椭圆形；部分晶粒破碎，生成少量细小晶粒，使板材的变形能增大。由于再结晶的驱动力增加，所以板材更易发生再结晶。添加Ti元素的7050铝合金铸轧板中存在着较多的A13Ti弥散相，非均质形核以这些第二相为质点，使板材的晶粒细化，晶界增多，阻碍位错运动，再结晶晶粒的长大受到抑制，使单位晶界上的合金元素含量明显降低，这就变相地增加了合金元素在基体中的溶解度，进而改善了成分偏析产生的枝晶偏析。同时，再轧制工艺消除了7050铝合金铸轧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，且低熔点共晶相基本固溶于基体中，原来分布在枝晶间和晶界处的AlZnMgCu相绝大部分都固溶于α-Al基体中。另外，晶界处和晶粒内部在合金凝固过程中均有第二相粒子析出，试样3最为明显。

图2是试样1和试样3经过再轧制后的SEM图。第二相的能谱分析结果详见表2。与铸轧态组织相比，合金组织中非平衡共晶相大幅减少，在铸轧态组织中非平衡共晶组织以连续的层片状分布，而在合金组织中非平衡共晶组织转变成断续分布的独立个体，且有少量非平衡共晶相存在于晶界处，其中颜色较亮的T（AlZnMgCu）相（图2a）有少部分转变成颜色较暗的S（Al2CuMg）相（图2b）依附在T相上。发生这种现象的原因是7050铝合金中Cu、Mg、Zn元素的扩散速率不同，Cu元素的扩散速率小于Mg、Zn元素，A12CuMg相会出现于A1ZnMgCu相存在的位置处［11］。同时，析出大量的细小弥散的针状相（图2c）以及大量块状合金强化相η（MgZn2）（图2d）。这是由于非平衡的凝固共晶相溶于α-Al基体中形成过饱和固溶体，合金基体会析出过饱和固溶体中的Zn、Mg元素，使基体中第二相η（MgZn2）的含量增加，进而提高合金组织综合性能。

表2 含质量分数0.230%Ti再轧制7050铸轧板中主要第二相能谱分析Tab.2 EDS results of major second phases in twin-roll cast 7050 plate containing 0.230%Ti

图3是试样3中Ti相的TEM形貌照片及其对应的EDS分析。经过EDS分析可以确定该相为Al3Ti，呈黑色块状团聚在一起。由图1d可知，试样4板材中Al3Ti呈粗大的板片状，通常贯穿几个晶粒，不均匀地分布于铝合金内部，导致晶粒细化效果减弱，致使成分偏析得不到有效改善。这说明过量的Ti会导致Al3Ti相团聚，形成粗硬杂质和硬脆相，而且通过再轧制工艺并不能溶解粗大的Al3Ti相，此时第二相粒子析出量较少，晶粒细化效果不如试样3。

2.2 不同Ti含量对7050铸轧板力学性能的影响

2.2.1 不同Ti含量7050铸轧板硬度的影响 图

4是不同Ti含量7050铝合金铸轧板再轧制后的硬度。随着Ti含量的不断增加，板材的硬度先增加后减小。这是由于在铸轧过程中，原子在晶界处无规则排序，使合金晶格畸变严重，导致晶界两边的晶粒具有不同的滑移方向，阻碍了晶粒之间和

晶粒与晶界之间的位错运动。同时，一部分Ti元素固溶于α-Al基体中，而剩余的Ti原子与Al结合形成Al3Ti粒子，为非均质形核提供核心，进而使合金晶粒细化效果提高。块状的Al3Ti相对Al-Ti合金晶粒细化效果最佳［12］。当Ti质量分数为0.230%时，生成大量弥散分布细小的MgZn2和Al3Ti强化相，组织中Al3Ti相主要呈细小块状且均匀分布在Al基体上，合金的异质形核核心增多，晶粒细化效果最显著，并且细小弥散的Al3Ti可以钉扎在晶界上，阻碍位错的移动，再结晶晶粒的长大受到抑制，此时有最多的晶界数量，阻碍位错移动的作用最明显，合金形变的阻力最大，从而提高合金的强度，所以此时合金硬度达到最大值，为161.75 HV。当Ti质量分数为0.331%时，铸轧过程中有粗大的Al3Ti相产生，这种板片状的Al3Ti相不能促进晶粒细化，经再轧制处理后也没有将其消除，此时晶界数量减少，导致合金硬度下降。因此，再轧制Ti质量分数为0.230%的7050铸轧板可以获得较好的合金组织。

2.2.2 不同Ti含量7050铸轧板拉伸性能的影响

在铸轧生产过程中［13-14］，由于7050铝合金凝固温度区间比较宽，铸轧辊的热传导系数较大，合金液与铸轧辊接触的瞬间，合金液受到的冷却强度很大，坯料上下表面的过冷度较大且冷却速度快，破坏了平衡结晶条件，降低了Zn、Mg、Cu元素在固溶体中的扩散能力，就会形成元素的富集区，组织中开始出现不平衡共晶组织及其它亚稳相，导致铸轧板纵向剖面的表层存在大量的柱状树枝晶，产生严重的晶内偏析。这些粗大共晶相与基体界面的结合力很弱，容易在相与基体的结合部位产生孔洞，形成局部应力集中，导致合金拉伸性能较低。而适量Ti元素的微合金化作用可以改善板材成形过程中产生的成分偏析，细化晶粒尺寸，从而提高合金板材拉伸性能。

图5是常温下Ti含量不同的试样拉伸性能。随着Ti含量增大，合金拉伸强度增大，到达一定程度后下降。这是由于铝合金的力学性能与析出相（η相）的强化作用有关。此外，Ti含量的不断增加，强化相的析出量达到峰值，进而合金抗拉强度增加。Al-4Ti中间合金中Al3Ti相在冷却速度降低时，由花瓣状逐渐向块状转变，最后长成细长的片状，而块状的Al3Ti粒子的Al-4Ti合金晶粒细化效果最佳［15］。当Ti质量分数为0.230%时，生成大量细小弥散的Al3Ti相，主要呈细小块状，此时铸轧板的抗拉强度、屈服强度和延伸率达到最大值，分别为497.83 MPa、389.77 MPa、3.21%。当Ti质量分数大于0.230%时，合金拉伸性能开始下降，这是由于析出的η（MgZn2）相数量不再增加，析出相的弥散强化作用受到削弱，同时细小弥散状的Al3Ti相开始转变成粗大的脆硬相，不均匀地分布于铝合金内部，严重弱化细晶强化效果，导致合金塑性降低，进而使合金延伸率下降。同时，由于减弱了共格强化效果，导致7050铸轧板的屈服强度、抗拉强度呈下降趋势。

2.3 不同Ti含量对7050铝合金铸轧板的断口形貌影响

图6是再轧制不同Ti含量的7050铝合金铸轧板的拉伸断口形貌图。拉伸断口处都存在着撕裂棱和尺寸不均的韧窝，具有韧性断裂特征。Ti质量分数为0.036%时的拉伸断口存在大量分布不均的撕裂棱和较浅韧窝，大小不一的第二相粒子存在于韧窝底部。这说明再轧制处理后合金中第二相大小不均匀，合金塑性较差，并有呈部分冰糖状沿晶断裂特征。Ti质量分数为0.132%时，冰糖状的脆性沿晶断口明显减少，少量的第二相粒子存在于韧窝底部，韧窝大小与撕裂棱没有明显差异。Ti质量分数为0.230%时，撕裂棱明显减少，冰糖状的沿晶断口基本消失，出现了较密集且深的大韧窝，分布均匀，具有明显的韧性断裂特征。Ti质量分数为0.331%时，韧窝显著减少，并且粗大的第二相粒子存在于韧窝中，使合金塑性将显著降低。因此，Ti质量分数为0.230%的再轧制7050铸轧板的拉伸性能最好。

3 结论

向7050铝合金铸轧板中加入适量Ti元素，可以细化铸轧板的晶粒组织，使单位晶界上的合金元素含量明显降低，变相地增加合金元素在基体中的溶解度，进而改善由成分偏析产生的枝晶偏析。当Ti质量分数达到0.230%时，效果最佳。含Ti 7050铝合金铸轧板在轧制温度440℃+轧制变形量75%条件下经再轧制处理后，Ti质量分数为0.230%的合金存在深且密集的大韧窝，此时板材力学性能最好。其硬度为161.75 HV、抗拉强度为497.83 MPa、屈服强度为389.77 MPa，延伸率为3.21%。铝合金铸轧板从4 mm轧制到1 mm的过程中，弥散分布的大量细小的Al3Ti颗粒抑制了再结晶晶粒的生长，得到细小的再结晶晶粒。此外，析出η（MgZn2）相数量增大，析出相弥散强化效果增强。