孫自鵬，張歡歡，羅德維

（西南鋁業(yè)(集團)有限責任公司，重慶 401326）

0 前言

7050 鋁合金作為可熱處理強化的變形鋁合金，具有高韌性、高疲勞強度、高抗拉強度等綜合優(yōu)異性能，被大量作為航空航天上多種主承力構(gòu)件用材。鋁合金鑄錠組織具有遺傳性質(zhì)，前期鑄態(tài)組織影響后續(xù)成品綜合性能，晶粒細化是控制鑄錠組織、改善材料性能的一個重要手段。目前，在線添加Al-Ti-C 或Al-Ti-B 絲細化劑仍然是鋁合金晶粒細化效果最好、實用性最強的方法。其細化機理是TiAl3在鋁熔體中不穩(wěn)定，易溶解，溶質(zhì)Ti 原子易向TiB2或者TiC 顆粒上富集，這種富Ti的表面層在隨后的冷卻中發(fā)生包晶反應(yīng)使α-Al 形核，從而起到異質(zhì)形核細化晶粒的效果。為了細化鑄錠組織，提高后續(xù)成品綜合性能，冶金工作者對各種在線細化劑做了大量的研究工作。袁冰梅、黃元春等[1-3]提出7050 合金中Zr 元素會引起細化劑“中毒”現(xiàn)象，相比Al-Ti-B 而言，Al-Ti-C“抗毒”效果更佳，作者進行了顯微組織對比，但未給出具體低倍晶粒度對比結(jié)果。

為了強化熔鑄過程中的晶粒細化效果，提高鑄錠的塑形加工變形能力，以及最終產(chǎn)品的產(chǎn)品質(zhì)量，本文分別以Al-Ti-C 與Al-Ti-B 絲作為在線細化劑，在相同工藝參數(shù)下試制了7050 合金鑄錠，并分析了不同細化劑對7050 合金鑄錠的晶粒度、顯微疏松、微觀組織形貌的影響。

1 實驗材料及方法

試驗材料分別選用Al-Ti-C絲（下文簡稱C絲）與Al-Ti-B絲（下文簡稱B絲）在線細化的7050合金鑄錠，鑄錠規(guī)格相同，在鑄錠底部試片1/4 位置切割試樣。利用凱勒試劑腐蝕試片，經(jīng)清洗后用相機對低倍組織進行拍照，利用LEICADMI5000M 型號的光學(xué)顯微鏡觀察合金顯微組織，利用日立S3400N型號的掃描電鏡觀察。

試驗材料取樣位置見圖1，圖中左側(cè)小框為高倍樣取樣位置示意圖，分別用邊部厚度、1/4 厚度、1/2 厚度標示，深色陰影面積為試驗材料低倍取樣位置示意圖。

圖1 試驗材料取樣位置示意圖

2 結(jié)果與分析

2.1 不同細化劑對鑄錠低倍晶粒度的影響

圖2給出了不同細化劑細化7050合金后的鑄錠低倍晶粒度。由圖可見，沿鑄錠厚度方向，從鑄錠邊部到心部位置，晶粒度逐漸變大，采用B絲作為細化劑生產(chǎn)的鑄錠低倍晶粒度從1級晶粒度過渡到2 級晶粒度，鑄錠整體低倍組織較均勻；而采用C絲作為細化劑生產(chǎn)的鑄錠低倍晶粒度從1級晶粒度過渡到3級晶粒度，鑄錠邊部低倍組織與心部組織晶粒度差異較大。B絲細化鑄錠在厚度方向上心部低倍晶粒度較邊部大1級，而C絲細化鑄錠心部晶粒度較邊部大2 級。盡管C 絲在線細化劑用量多于B絲，但對7050合金鑄錠而言，B絲中的鈦硼顆粒作為異質(zhì)形核點更能促進7050合金鋁熔體形核，而C絲中的鈦碳顆粒作為異質(zhì)形核點促進熔體形核能力較弱，故B絲在線細化能力優(yōu)于C絲。

圖2 不同細化劑細化鑄錠的厚度方向低倍晶粒度

另外，造成鑄錠邊部組織比較細小均勻，心部組織相對粗大現(xiàn)象的主要原因，在于半連續(xù)鑄造方式生產(chǎn)過程中，鑄錠厚度方向（邊部→心部）的冷卻強度差異大、溫差大、溫度場分布極不均勻。邊部熔體受到冷卻水的激冷作用，熔體過冷度大，熔體形核率高，組織細小均質(zhì)。而鑄錠心部熔體只能通過導(dǎo)熱方式將熱量傳遞到鑄錠邊部散出，同時熔體液穴源源不斷地為心部組織提供熱量，使得心部組織晶粒受熱時間長，長大充分，從而表現(xiàn)出從鑄錠邊部到心部的晶粒尺寸逐漸變大，這一現(xiàn)象造成鑄錠不同部位的組織差異，影響組織性能，雖不能消除但可以通過提高細化效果減輕。

2.2 不同細化劑對鑄錠顯微疏松的影響

圖3為鑄錠的顯微疏松對比情況。由圖可見，在B絲在線細化鑄錠中，沿鑄錠厚度方向上，從鑄錠邊部位置逐漸過渡到心部位置時，鑄錠內(nèi)的顯微疏松的數(shù)量逐漸增加，分布面積變廣，疏松的尺寸也逐漸增大；同樣的規(guī)律也出現(xiàn)在C絲在線細化鑄錠中。由此可見，無論在鑄錠邊部位置，還是鑄錠心部位置，因鋁熔體鑄造結(jié)晶時，枝晶間金屬液體補縮不足以及熔體內(nèi)氣體殘余導(dǎo)致的晶間顯微疏松是無法避免的。并且，鑄錠心部的顯微疏松嚴重程度明顯高于邊部的顯微疏松[4]。這說明在方錠半連續(xù)鑄造過程中，凝固過程由底部到澆口部、由凝固外殼到鑄錠心部是逐漸依序完成的，邊部凝固過程中形成的疏松能夠得到心部熔體的補充，鋁合金熔體中所含的氣體也能夠在熔體凝固過程中逐漸析出。在同一截面上，作為最后凝固的鑄錠心部區(qū)域溫度最高，易聚集邊部優(yōu)先凝固而析出的氣體，當冷卻速度較快時，氣體來不及溢出，鑄錠心部較邊部更容易產(chǎn)生顯微疏松缺陷。

圖3 不同細化劑細化鑄錠的顯微疏松

通過對比可以看出，沿鑄錠厚度方向相同位置，B絲在線細化鑄錠的顯微疏松要比C絲在線細化的鑄錠稍高。說明盡管C絲在線細化的鑄錠晶粒尺寸比B絲在線細化的鑄錠粗大，但粗大晶粒組織有利于減少晶界面積，降低晶界與晶界相互交叉、搭接的概率，熔體內(nèi)殘余的氣體更不容易遺留在各搭接的枝晶間，從而改善了鑄錠結(jié)晶時的熔體補縮條件，使得鑄錠的致密度更高，故C絲在線細化鑄錠中形成的疏松尺寸小，疏松面積也小。

2.3 不同細化劑對鑄錠顯微組織的影響

圖4給出了不同細化劑細化7050合金后的鑄錠顯微組織。對比看出，沿鑄錠厚度方向相同位置，C 絲在線細化鑄錠的顯微組織中晶內(nèi)析出相數(shù)量、尺寸分別略多于、大于B 絲在線細化的鑄錠；并且，C絲在線細化的顯微組織中塊狀難熔相多聚集在三叉晶界交匯處，而B絲在線細化的顯微組織中難熔相呈針狀分布在晶界上。由此說明，C絲作為在線細化劑促進了難熔相的匯聚，而B絲作為在線細化劑則改善了難熔相的形貌及分布。

圖4 不同細化劑細化鑄錠的顯微組織圖片

圖5、圖6、圖7 分別給出了放大倍數(shù)為500倍、1000 倍、2000 倍的不同細化劑細化7050 合金后的鑄錠掃描電鏡組織。對比可以看出，在B絲在線細化鑄錠中，沿鑄錠厚度方向上，從鑄錠邊部到心部，鑄錠內(nèi)出現(xiàn)在晶界上的針狀含F(xiàn)e 相數(shù)量由少變多，其針狀形貌也由原來圓滑的粗、短狀變成尖銳的細、長狀；而在C 絲在線細化的鑄錠中，出現(xiàn)在三叉晶界交匯處的塊狀富鐵相數(shù)量、尺寸從邊部到心部增多、增大；由此可見，無論在鑄錠邊部位置還是鑄錠心部位置，在鋁熔體經(jīng)鑄造結(jié)晶時，F(xiàn)e 都是以富鐵相的形式存在，但鑄錠心部的富鐵相數(shù)量和尺寸明顯多于和大于邊部組織的富鐵相數(shù)量和尺寸[5-8]。說明在方錠半連續(xù)鑄造過程中，結(jié)晶器內(nèi)邊部熔體先受到一次水的緩冷和二次水的急冷，邊部凝固組織冷卻效果最好，較強的冷卻效果抑制了熔體中富鐵相的形核、結(jié)晶和長大過程；加之在同一厚度方向上，鑄錠心部作為最后凝固的區(qū)域，此區(qū)域熔體溫度最高，為富鐵相的形核、結(jié)晶、長大過程創(chuàng)造了極佳條件，故鑄錠心部較鑄錠邊部更容易產(chǎn)生數(shù)量較多且尺寸更大的富鐵相。

圖5 不同細化劑細化鑄錠的掃描電鏡組織圖片（500倍）

圖6 不同細化劑細化鑄錠的掃描電鏡組織圖片（1000倍）

圖7 不同細化劑細化鑄錠的掃描電鏡組織圖片（2000倍）

另外，在鑄錠厚度方向相同位置，B絲在線細化鑄錠的富鐵相形貌主要為出現(xiàn)在晶界上的針狀形貌；而C絲在線細化鑄錠的富鐵相形貌主要出現(xiàn)在三叉晶界交匯處的塊狀形貌。由此可見，B 絲與C絲在線細化對鋁合金中富鐵相形貌的產(chǎn)生機理有著本質(zhì)的區(qū)別，B絲在線細化促進含F(xiàn)e針狀相形核并長大，而C 絲在線細化則促進含F(xiàn)e 相在三叉晶界交匯處形成塊狀形貌。這也可能是使用B 絲細化7050 時裂紋傾向更高的主要原因。通過以上分析，在生產(chǎn)過程中，一方面可以通過提高冷卻速度來抑制富鐵相的生長速度而達到改變富鐵相形貌；另一方面也可以通過添加變質(zhì)劑來改變富鐵相的結(jié)晶方式或者晶體結(jié)構(gòu)而實現(xiàn)改變富鐵相的形貌，最終達到改善組織的目的。

3 結(jié)論

（1）在7050 合金鑄錠中，C 絲細化鑄錠的低倍晶粒度達3級，盡管B絲用量較少，但細化鑄錠的低倍晶粒度達2 級，Al-Ti-B 絲在線細化能力優(yōu)于Al-Ti-C絲。

（2）鑄錠心部的顯微疏松尺寸明顯比邊部大，分布面積廣，Al-Ti-C 絲在線細化鑄錠的顯微疏松程度稍低于Al-Ti-B絲在線細化的鑄錠。

（3）鑄錠心部較鑄錠邊部更容易產(chǎn)生數(shù)量較多且尺寸更大、更長的富鐵相；Al-Ti-B 絲在線細化鑄錠的富鐵相形貌主要為出現(xiàn)在晶界上的針狀形貌；而Al-Ti-C絲在線細化鑄錠的富鐵相形貌主要為出現(xiàn)在三叉晶界交匯處的塊狀形貌。