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。

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C₂C_l6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
Table 1 Chemical composition of experimental alloy

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(Ti_xZr_x-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

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(Ti_xZr_x-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。

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(Ti_xZr_x-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。

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

表2 EDS分析结果
Table 2 EDS analysis results%

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

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(Ti_xZr_x-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(Ti_xZr_x-1)相的硬度高于Al₃Ti。 Al₃(Ti_xZr_x-1)相呈弥散分布,在200 ℃的温度下不会发生软化,而且Al₃(Ti_xZr_x-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
Table 3 High temperature mechanical properties of alloy

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(Ti_xZr_x-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。

(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(Ti_xZr_x-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。