抗Zr“中毒”Al-Ti-B-C中間合金對(duì)7050鋁合金力學(xué)性能的影響

張國(guó)君，武玉英，楊化冰，劉桂亮，孫謙謙，劉相法

(1 山東大學(xué) 材料液固結(jié)構(gòu)演變與加工教育部重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，濟(jì)南 250061；2 山東呂美熔體技術(shù)有限公司，濟(jì)南 250061)

抗Zr“中毒”Al-Ti-B-C中間合金對(duì)7050鋁合金力學(xué)性能的影響

張國(guó)君1，武玉英1，楊化冰1，劉桂亮2，孫謙謙2，劉相法1

(1 山東大學(xué) 材料液固結(jié)構(gòu)演變與加工教育部重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，濟(jì)南 250061；2 山東呂美熔體技術(shù)有限公司，濟(jì)南 250061)

通過(guò)場(chǎng)發(fā)射掃描電子顯微鏡(FESEM)，X射線(xiàn)衍射儀(XRD)，能量色譜儀(EDS)分析Al-5Ti-1B，Al-4Ti-1C和Al-5Ti-0.8B-0.2C中間合金的微觀(guān)組織與物相組成，比較研究3種中間合金對(duì)7050鋁合金晶粒尺寸與力學(xué)性能的影響。結(jié)果表明：Zr的存在削弱了Al-5Ti-1B和Al-4Ti-1C中間合金的細(xì)化效果，而對(duì)Al-5Ti-0.8B-0.2C中間合金細(xì)化效果影響較小。含摻雜型TiC粒子的Al-5Ti-0.8B-0.2C中間合金具有較好的抗Zr“中毒”能力，加入量為0.2%(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，下同)時(shí)，含Zr7050鋁合金平均晶粒尺寸由200μm細(xì)化至(60±5)μm，室溫極限抗拉強(qiáng)度由405MPa提高到515MPa，提高了27.2%，伸長(zhǎng)率由2.1%提高到4.1%。而加入0.2%的Al-5Ti-1B或Al-4Ti-1C中間合金時(shí)晶粒尺寸較粗大且分布不均勻，表現(xiàn)出明顯的細(xì)化“中毒”。

7050鋁合金；晶粒細(xì)化；Zr“中毒”；Al-Ti-B-C中間合金；力學(xué)性能

7050鋁合金具有高強(qiáng)、高韌、密度低、抗疲勞性能好等諸多優(yōu)點(diǎn)被廣泛應(yīng)用于航空航天領(lǐng)域[1-3]。隨著建設(shè)節(jié)約型社會(huì)的到來(lái)，7050鋁合金越來(lái)越多地應(yīng)用于汽車(chē)、高鐵等交通領(lǐng)域。7050鋁合金為熱處理強(qiáng)化變形鋁合金，雖然通過(guò)熱處理可顯著提高其力學(xué)性能，但是前期需要經(jīng)過(guò)熔鑄，熔體處理是熔鑄過(guò)程中不可缺少的環(huán)節(jié)，而晶粒細(xì)化又是熔體處理中很重要的一個(gè)工藝過(guò)程。晶粒細(xì)化有很多優(yōu)點(diǎn)，不僅可以提高材料的強(qiáng)度和韌性，而且能提高材料的加工和成型性能，降低熱裂、疏松和偏析傾向，使組織和性能更加均勻[4-6]。晶粒細(xì)化的方法有很多，比如合理控制熱學(xué)條件(低溫澆注、快速冷卻等)、動(dòng)態(tài)晶粒細(xì)化(攪拌、超聲和振動(dòng)等)、添加形核劑(促進(jìn)異質(zhì)形核和抑制生長(zhǎng))等，而添加形核劑是目前應(yīng)用最普遍的方法。

Zr元素為第ⅣB族第二過(guò)渡系元素，在7050鋁合金中有3種不同存在形式：初生相ZrAl3、亞穩(wěn)相ZrAl3(L12)、穩(wěn)定相ZrAl3(DO21)。其中L12型ZrAl3粒子可有效抑制合金熱處理過(guò)程中的回復(fù)再結(jié)晶行為，顯著提高材料的綜合性能。近年來(lái)國(guó)內(nèi)外學(xué)者研究發(fā)現(xiàn)，同時(shí)添加Zr元素和Sc元素可進(jìn)一步增加7050鋁合金的強(qiáng)度和塑性，因此Zr元素在7050鋁合金中起到了不可或缺的作用[7]。但是，也有研究表明[8]：當(dāng)采用Al-Ti系中間合金細(xì)化含Zr的7050鋁合金時(shí)，其晶粒細(xì)化性能明顯減弱，即出現(xiàn)了細(xì)化“中毒”現(xiàn)象，沒(méi)有單獨(dú)作用時(shí)的晶粒細(xì)化效果強(qiáng)。Al-Ti-B中間合金是目前工業(yè)生產(chǎn)中應(yīng)用最廣泛的形核劑，但是當(dāng)采用該中間合金細(xì)化含Zr的7050鋁合金時(shí)，其細(xì)化效果較差，甚至完全失效，即出現(xiàn)了細(xì)化“中毒”現(xiàn)象[9，10]。Al-Ti-C中間合金研發(fā)之初被認(rèn)為是能夠有效抗Zr“中毒”的中間合金，但是它并不能有效地抵抗Zr“中毒”[11]。關(guān)于A(yíng)l-Ti-B和Al-Ti-C中毒機(jī)理國(guó)內(nèi)外學(xué)者進(jìn)行了廣泛研究，Bunn等[12]研究認(rèn)為是Zr元素取代了 TiB2粒子中的Ti元素形成ZrB2粒子降低了形核效率；Jones 和 Pearson[13]認(rèn)為Zr影響了TiAl3釋放多余的Ti進(jìn)而降低了TiB2(TiC)粒子的形核效率。雖然國(guó)內(nèi)外學(xué)者對(duì)Al-Ti-B和Al-Ti-C中間合金的“中毒”現(xiàn)象進(jìn)行了廣泛研究，但是對(duì)于制備有效抗Zr“中毒”的中間合金報(bào)道較少。

本工作制備了一種新型的Al-5Ti-0.8B-0.2C中間合金，并應(yīng)用于含Zr的7050鋁合金細(xì)化實(shí)驗(yàn)。同時(shí)分析了Al-Ti-B(C)細(xì)化“中毒”原因及Al-Ti-B-C抗Zr“中毒”機(jī)理，并研究了Al-Ti-B-C中間合金對(duì)鑄態(tài)7050鋁合金力學(xué)性能的影響。

1 實(shí)驗(yàn)材料與方法

1.1 實(shí)驗(yàn)材料

以純鋁、純鋅、純鎂、純銅以及Al-5Zr合金為原料，按照表1中合金的名義成分配制7050鋁合金，合金編號(hào)為7#(不含Zr)和7#-Zr(含有0.2%Zr, 質(zhì)量分?jǐn)?shù),下同)。本工作以Al-B-C和海綿鈦為原料采用熔體法制備了實(shí)驗(yàn)用新型Al-5Ti-0.8B-0.2C中間合金并用于含Zr的7050鋁合金的細(xì)化實(shí)驗(yàn)，并與Al-5Ti-1B，Al-4Ti-1C中間合金實(shí)驗(yàn)進(jìn)行了對(duì)比。Al-5Ti-1B，Al-4Ti-1C和Al-B-C中間合金由山東呂美熔體有限公司提供。實(shí)驗(yàn)過(guò)程如下：首先，將7050鋁合金置于黏土型石墨坩堝中，并將坩堝放在25kW中頻感應(yīng)爐中加熱熔化，鋁合金熔體溫度為(750±10)℃；然后，加入0.6%C2Cl6進(jìn)行鋁熔體的精煉，精煉完成后向鋁熔體中分別添加0.2%Al-5Ti-1B，Al-4Ti-1C 和 Al-5Ti-0.8B-0.2C中間合金(以下分別簡(jiǎn)稱(chēng)為Al-Ti-B，Al-Ti-C，Al-Ti-B-C)；保溫5min后，澆鑄到KBI環(huán)型模具(圖1)和拉伸試棒模具中，澆鑄溫度為720℃，模具溫度為300℃。拉伸試棒熱處理工藝為：470℃/8h水淬+120℃/24h空冷。

表1 7050鋁合金名義成分

圖1 KBI環(huán)型模具示意圖Fig.1 Schematic diagram of KBI

1.2 實(shí)驗(yàn)方法

通過(guò)場(chǎng)發(fā)射掃描電子顯微鏡(FESEM)、X射線(xiàn)衍射儀(XRD)和能量色譜儀(EDS)進(jìn)行不同中間合金的微觀(guān)組織觀(guān)察與成分分析。由KBI環(huán)型模具中取出試樣，在試樣中心位置取樣，進(jìn)行鑲樣、打磨和機(jī)械拋光處理；然后采用Keller試劑腐蝕后觀(guān)察合金微觀(guān)組織，Keller試劑成分為1.0mL HF+1.5mL HCl+2.5mL HNO3+ 95mL H2O，腐蝕時(shí)間為20～30s；利用光學(xué)顯微鏡(HSVM)進(jìn)行微觀(guān)組織觀(guān)察，并采用截線(xiàn)法進(jìn)行晶粒尺寸統(tǒng)計(jì)。

試樣按照國(guó)家標(biāo)準(zhǔn)GB/T 24196-2009加工拉伸試棒，每組加工6根，采用數(shù)顯布氏硬度計(jì)(HBW-3000)和萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī)分別進(jìn)行7050鋁合金(鑄態(tài))硬度、室溫極限抗拉強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率的測(cè)試，測(cè)試結(jié)果取所有數(shù)據(jù)平均值。

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果

2.1 中間合金微觀(guān)組織分析

圖2所示為不同中間合金的顯微組織。由圖2(a)可以看出，Al-Ti-B中間合金在A(yíng)l基體上分布著TiAl3相和TiB2粒子，其中TiB2粒子尺寸約為2μm并且出現(xiàn)了一定程度的偏聚現(xiàn)象(如圖2(a)放大圖所示)。由Al-Ti-C中間合金微觀(guān)組織(圖2(b))可以看出α-Al基體上彌散分布著TiC粒子。圖2(c), (d)為Al-Ti-B-C中間合金微觀(guān)組織，可以看出TiB2和 TiC粒子較為均勻地分布在A(yíng)l基體上，結(jié)合EDS分析結(jié)果(圖2(e))可以看出A粒子為T(mén)iC粒子并摻雜少量的B元素。Nie等[14]研究發(fā)現(xiàn)，TiC粒子結(jié)構(gòu)不穩(wěn)定，在制備Al-Ti-B-C過(guò)程中微量的B元素極易摻雜到TiC粒子中形成摻雜型的TiCyBx粒子。由圖2(f)可知B粒子為T(mén)iB2粒子，同樣在制備過(guò)程中少量的C元素替換了TiB2粒子中的B元素，形成了微量C摻雜的TiB2粒子；因此，Al-Ti-B-C中間合金中含有摻雜型的TiC粒子和TiB2粒子。圖3為Al-Ti-B-C中間合金XRD的測(cè)試結(jié)果。由圖3可知，Al-Ti-B-C中間合金主要含有TiAl3相、TiB2和 TiC粒子。為了更直觀(guān)地觀(guān)察TiC粒子摻雜情況，對(duì)基體上的TiC粒子進(jìn)行了線(xiàn)掃描分析，掃描結(jié)果如圖4所示，可以看出Ti，C和B元素存在對(duì)應(yīng)關(guān)系，結(jié)合EDS結(jié)果可知TiC粒子中摻雜了微量的B原子。

圖2 不同中間合金的微觀(guān)組織及能譜分析(a)Al-Ti-B;(b)Al-Ti-C;(c),(d)Al-Ti-B-C;(e)點(diǎn)A的EDS分析;(f)點(diǎn)B的EDS分析Fig.2 Microstructures and EDS analysis of different kinds of master alloys(a)Al-Ti-B;(b)Al-Ti-C;(c),(d)Al-Ti-B-C;(e)EDS results of point A;(f)EDS results of point B

圖3 Al-Ti-B-C中間合金XRD的測(cè)試結(jié)果Fig.3 XRD results of Al-Ti-B-C master alloy

2.2 不同中間合金細(xì)化7050鋁合金晶粒尺寸

添加0.2%Al-Ti-B,Al-Ti-C和Al-Ti-B-C中間合金并保溫5min后，7050鋁合金的晶粒細(xì)化微觀(guān)組織如圖5所示。圖5(a-1)為未添加細(xì)化劑的7#合金微觀(guān)組織，可以看出其晶粒粗大、樹(shù)枝晶發(fā)達(dá)，平均晶粒尺寸約為220μm(圖6)。添加0.2%Zr元素后7#-Zr合金(圖5(a-2))樹(shù)枝晶數(shù)量減少，合金平均晶粒尺寸約為200μm(圖6)，即微量Zr元素具有細(xì)化作用，但是效果并不明顯。添加Al-Ti-B中間合金細(xì)化7#和7#-Zr合金微觀(guān)組織如圖5(b)所示，當(dāng)合金中未添加Zr元素時(shí)，細(xì)化后合金晶粒較為細(xì)小，而添加Zr元素后其晶粒變得粗大，平均晶粒尺寸由65μm粗化到140μm(圖6)，發(fā)生了明顯的細(xì)化“中毒”現(xiàn)象。圖5(c)為經(jīng)Al-Ti-C細(xì)化后7050鋁合金的微觀(guān)組織，可以看出，合金中未添加Zr元素時(shí)其晶粒尺寸同樣很細(xì)小，但當(dāng)合金中添加Zr元素后，其晶粒變得粗大，平均晶粒尺寸由75μm增加到95μm(圖6)。Al-Ti-B和Al-Ti-C中間合金細(xì)化含Zr的7050鋁合金時(shí)均發(fā)生了較為明顯的細(xì)化“中毒”現(xiàn)象。但是，由圖5(d)可以看出，添加Al-Ti-B-C中間合金細(xì)化7050鋁合金時(shí)，合金中是否含有Zr元素，合金的晶粒均很細(xì)小， 晶粒尺寸相差不大，Al-Ti-B-C中間合金細(xì)化含Zr的7050合金時(shí)沒(méi)有發(fā)生細(xì)化“中毒”現(xiàn)象，即相比于A(yíng)l-Ti-B和Al-Ti-C中間合金Al-Ti-B-C具有較強(qiáng)的抗Zr“中毒”能力。

圖4 Al-Ti-B-C中間合金中TiC粒子線(xiàn)掃描分析Fig.4 Line-scanning analysis of TiC particles in the Al-Ti-B-C master alloy

圖5 不同中間合金細(xì)化7050鋁合金保溫5min時(shí)微觀(guān)組織(a)未添加中間合金；(b)添加0.2%Al-Ti-B；(c)添加0.2%Al-Ti-C；(d)添加0.2%Al-Ti-B-C；(1)7#；(2)7#-ZrFig.5 Grain refinement microstructures of the master alloys on 7050 aluminum alloys holding for 5min(a)without master alloy;(b)addition of 0.2%Al-Ti-B;(c)addition of 0.2%Al-Ti-C;(d)addition of 0.2%Al-Ti-B-C;(1)7#;(2)7#-Zr

圖6 不同中間合金細(xì)化后7050鋁合金平均晶粒尺寸Fig.6 Average grain sizes of 7050 aluminum alloys refined by different kinds of master alloys

2.3 中間合金對(duì)7050鋁合金力學(xué)性能的影響

本工作研究了不同中間合金對(duì)鑄態(tài)7050鋁合金(含Zr)力學(xué)性能的影響，分別進(jìn)行了合金室溫極限抗拉強(qiáng)度、硬度和伸長(zhǎng)率測(cè)試，結(jié)果如圖7所示。圖7(a)為室溫極限抗拉強(qiáng)度和硬度測(cè)試結(jié)果，可以得出經(jīng)Al-Ti-B,Al-Ti-C和Al-Ti-B-C細(xì)化后抗拉強(qiáng)度由未細(xì)化的405MPa分別提高到470,485MPa和515MPa，提升了16.7%,19.7%和27.2%。經(jīng)Al-Ti-B-C細(xì)化后合金布氏硬度由137HB提高到179HB，提高了30.6%。圖7(b)為不同中間合金細(xì)化后伸長(zhǎng)率的測(cè)試結(jié)果，可知合金經(jīng)Al-Ti-B-C細(xì)化后伸長(zhǎng)率由未細(xì)化的2.1%提高到4.1%，即經(jīng)Al-Ti-B-C中間合金細(xì)化后，7050鋁合金力學(xué)性能得到了大幅度的提升。采用Hall-Petch公式[13]：σ=σ0+kd-1/2對(duì)晶粒度和力學(xué)性能的關(guān)系進(jìn)行擬合，擬合結(jié)果(圖8)與實(shí)驗(yàn)結(jié)果相吻合進(jìn)一步說(shuō)明晶粒尺寸越細(xì)小，合金力學(xué)性能越高。

圖7 不同中間合金對(duì)7050鋁合金力學(xué)性能的影響(a)極限抗拉強(qiáng)度和硬度；(b)伸長(zhǎng)率Fig.7 Effects of different kinds of master alloys on mechanical properties of 7050 aluminum alloys(a)ultimate tensile strength and hardness;(b)elongation

圖8 不同中間合金細(xì)化后7050鋁合金晶粒尺寸與力學(xué)性能關(guān)系Fig.8 Relationship between the grain size and mechanical properties of 7050 aluminum alloys refined by different master alloys

3 分析與討論

文獻(xiàn)表明[13]：Al-Ti合金和Al-Zr合金單獨(dú)細(xì)化鋁合金時(shí)均有較好的細(xì)化效果，但是當(dāng)二者同時(shí)加入合金熔體中時(shí)晶粒細(xì)化性能都會(huì)顯著減弱，即二者出現(xiàn)相互“中毒”現(xiàn)象。根據(jù)以上實(shí)驗(yàn)結(jié)果表明，添加0.2%Al-Ti-B中間合金細(xì)化7050鋁合金且7050合金中不含Zr元素時(shí)，經(jīng)Al-Ti-B細(xì)化后晶粒尺寸較細(xì)小，細(xì)化效率高。但是相同細(xì)化工藝下，當(dāng)7050鋁合金含有Zr元素時(shí)，Al-Ti-B細(xì)化后7050合金晶粒較為粗大，中間合金的細(xì)化效率顯著減弱，即出現(xiàn)了之前報(bào)道過(guò)的細(xì)化“中毒”現(xiàn)象。研究表明[15]：Al-Ti-B中間合金細(xì)化過(guò)程中，TiB2粒子無(wú)法單獨(dú)作為α-Al的有效形核核心，而是需要粒子表面富集一層TiAl3，在此基礎(chǔ)上才能作為有效形核襯底，即TiB2粒子促進(jìn)了TiAl3的形核，TiAl3成為α-Al的有效形核襯底。但是王淑俊[16]研究發(fā)現(xiàn)：當(dāng)合金中含有Zr元素時(shí)，Zr原子極易與TiAl3發(fā)生反應(yīng)形成TiZrAl三元相，并且包裹著TiAl3相進(jìn)行生長(zhǎng)，使TiAl3不能有效地在TiB2粒子表面形核。肖政兵[17]通過(guò)計(jì)算粒子間錯(cuò)配度也發(fā)現(xiàn)，新形成的TiZrAl三元相相比于TiAl3來(lái)說(shuō)，其自身并不能作為有效的異質(zhì)形核襯底；因此，Al-Ti-B中間合金細(xì)化含Zr7050鋁合金時(shí)出現(xiàn)了細(xì)化“中毒”現(xiàn)象，在本實(shí)驗(yàn)中也得到了印證。此外，根據(jù)以上實(shí)驗(yàn)數(shù)據(jù)可知，Al-Ti-C出現(xiàn)了與Al-Ti-B相類(lèi)似的細(xì)化“中毒”現(xiàn)象，但是相比于A(yíng)l-Ti-B來(lái)說(shuō)，Al-Ti-C中間合金 “中毒”程度比Al-Ti-B要輕，Al-Ti-C中間合金中主要含有TiC粒子，實(shí)驗(yàn)表明[18]TiC并不是有效的形核襯底，而有多余Ti存在的時(shí)候，則可得到與15倍的TiC顆粒相同的細(xì)化效果，所以TiC粒子作為異質(zhì)形核襯底也需要熔體中的Ti原子輔助。于麗娜[19]研究表明：TiC粒子表面富Ti層的Ti濃度要遠(yuǎn)遠(yuǎn)高于TiB2粒子表面的Ti濃度，即相比于TiB2粒子來(lái)說(shuō)，TiC粒子表面的富Ti層更加不容易被破壞；因此，相比于A(yíng)l-Ti-B中間合金來(lái)說(shuō)，TiC粒子比TiB2粒子更加抗Zr“中毒”，即相同實(shí)驗(yàn)工藝下，Al-Ti-C中間合金細(xì)化含Zr7050鋁合金的效果優(yōu)于A(yíng)l-Ti-B中間合金。

本研究中Al-Ti-B-C細(xì)化含Zr的7050合金時(shí)，合金晶粒尺寸細(xì)小，與Al-Ti-B和Al-Ti-C細(xì)化實(shí)驗(yàn)結(jié)果相比，Al-Ti-B-C細(xì)化效果最好，并沒(méi)有發(fā)生明顯的“中毒”現(xiàn)象。由以上分析可知，Al-Ti-B-C中主要含有TiAl3，TiB2以及摻雜型TiC粒子。研究表明[20]：TiCx為非化學(xué)計(jì)量比化合物(0.49≤x≤0.98)，即TiC結(jié)構(gòu)中存在大量的C空位，TiC中碳空位的濃度一般不會(huì)引起晶格類(lèi)型的變化，但會(huì)引起晶格參數(shù)、彈性模量和化學(xué)鍵的特性等變化。隨著TiCx中x的降低，空位濃度增高，共價(jià)鍵數(shù)據(jù)和程度降低，因此TiCx活性相對(duì)更高，結(jié)構(gòu)更加不穩(wěn)定。Al-Ti-B-C中間合金制備過(guò)程中，由于B和C原子尺寸性質(zhì)相似，在TiC生長(zhǎng)過(guò)程中微量的B原子能夠擴(kuò)散到晶格中并且占據(jù)一定的空位，進(jìn)而減少了TiC粒子結(jié)構(gòu)中的空位濃度，提高了TiC結(jié)構(gòu)的穩(wěn)定性。Nie等[21]研究表明：TiC生長(zhǎng)過(guò)程中微量B的摻雜雖然沒(méi)有改變粒子的晶體結(jié)構(gòu)類(lèi)型，但是改變了粒子生長(zhǎng)方式，促使六角板片狀的TiC粒子形成，進(jìn)一步提高了粒子的形核效率；因此，Al-Ti-B-C中間合金細(xì)化含Zr的7050鋁合金時(shí)，Zr元素即使與TiAl3生成了TiZrAl三元化合物，但是由于中間合金中含有結(jié)構(gòu)穩(wěn)定、形核能力強(qiáng)的摻雜型TiC粒子，所以Al-Ti-B-C細(xì)化含Zr鋁合金時(shí)其細(xì)化效果較好，沒(méi)有明顯細(xì)化“中毒”現(xiàn)象。根據(jù)以上實(shí)驗(yàn)結(jié)果分析，細(xì)化含Zr的 7050鋁合金時(shí)，與Al-Ti-B和Al-Ti-C相比，Al-Ti-B-C中間合金具有更好的細(xì)化效果。

4 結(jié)論

(1)在7050鋁合金中，Zr元素削弱了Al-5Ti-1B和Al-4Ti-1C中間合金的細(xì)化能力，出現(xiàn)明顯的細(xì)化“中毒”現(xiàn)象；而Al-5Ti-0.8B-0.2C中間合金具有抗Zr“中毒”能力，適于細(xì)化含Zr的7050鋁合金。

(2)經(jīng)Al-5Ti-0.8B-0.2C細(xì)化后，鑄態(tài)7050鋁合金力學(xué)性能得到大幅度提升，與未添加細(xì)化劑的合金相比，其室溫極限抗拉強(qiáng)度和硬度分別提高了27.2%和30.6%，伸長(zhǎng)率由2.1%提高到4.1%，與經(jīng)Al-5Ti-1B和Al-4Ti-1C細(xì)化后合金的力學(xué)性能相比提高幅度最大。

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(本文責(zé)編：寇鳳梅)

Influence of Anti Zr-poisoning Al-Ti-B-C Master Alloy on Mechanical Properties of 7050 Aluminum Alloy

ZHANG Guo-jun1,WU Yu-ying1,YANG Hua-bing1,LIU Gui-liang2,SUN Qian-qian2,LIU Xiang-fa1

(1 Key Laboratory for Liquid-Solid Structural Evolution and Processing of Materials (Ministry of Education),Shandong University,Jinan 250061,China;2 Shandong Al&Mg Melt Technology Company Limited,Jinan 250061,China)

The microstructure and phase composition of Al-5Ti-1B, Al-4Ti-1C and Al-5Ti-0.8B-0.2C master alloys were investigated by field emission scanning electron microscopy (FESEM), X-ray diffraction (XRD) and energy dispersive spectrometer (EDS), and the effects of the three kinds of master alloys on the grain size and mechanical properties of 7050 alloy were investigated. The results show that the existence of Zr reduces the grain refining effects of Al-5Ti-1B and Al-4Ti-1C master alloys, but hardly influences the refinement of Al-5Ti-0.8B-0.2C master alloy. The reason is that Al-5Ti-0.8B-0.2C containing B-doped TiC can resist Zr-poisoning, and after adding 0.2% (mass fraction) Al-5Ti-0.8B-0.2C, the average grain size of 7050 alloy is reduced from about 200μm to (60±5)μm, the ultimate tensile strength increases from 405MPa to 515MPa, increasing by 27.2%, and the elongation rate increases from 2.1% to 4.1%. However, after adding 0.2% Al-5Ti-1B and Al-4Ti-1C master alloys, the grain size is larger and the distribution is uneven, exhibiting obvious “refinement poisoning” phenomenon.

7050 aluminum alloy;grain refinement;Zr-poisoning;Al-Ti-B-C master alloy;mechanical property

10.11868/j.issn.1001-4381.2016.000687

TG146.2

A

1001-4381(2017)04-0001-08

國(guó)家自然科學(xué)基金資助項(xiàng)目(51001065)；山東大學(xué)青年學(xué)者未來(lái)計(jì)劃項(xiàng)目(YSPSDU)

2016-06-07;

2017-01-10

武玉英(1982-)，女，博士，副教授，從事輕質(zhì)合金細(xì)化及強(qiáng)韌化，聯(lián)系地址：山東省濟(jì)南市歷下區(qū)經(jīng)十路17923號(hào)山東大學(xué)千佛山校區(qū)(250061)，E-mail:wuyuying@sdu.edu.cn