導讀：中心偏析和帶狀晶間偏析（B-IGS）應得到良好控制，以提高雙輥鑄造（TRC）鋁合金的機械性能，特別是對于具有高凝固間隔的合金。本工作利用Al-5Ti-B晶粒細化劑和Ti、Zr、Sc微合金元素設計了一種協同晶粒細化策略，同時控制TRC鋁-鋅-鎂-銅合金的中心偏析和B-IGS。隨著晶粒尺寸的減小，中心偏析缺陷被消除并轉化為分散的B-IGS缺陷;同時，B-IGS的寬度和長度也減少了。此外， 由于弱剪切誘導膨脹效應， 合金元素沿厚度方向的宏觀分布變得更加均勻.控制良好的多尺度偏析提高了合金宏觀組織的均勻性，加速了晶相的再溶解，分散了聚集殘余相，細化了T6狀態下的晶粒。因此，T6狀態下合金的強度和延展性同時提高，硬度沿厚度方向分布更加均勻。此外，還闡明了偏析演變以及強度和延性增強的潛在機制。本工作為TRC有效控制多尺度偏析和生產具有高凝固間隔的高性能鋁合金提供了一種新的策略。

Al-Zn-Mg-Cu合金因其密度低、強度高、抗疲勞性好、焊接性能優異等特點，廣泛應用于航空航天和汽車工業。與傳統的鋁合金制造工藝相比， 雙輥鑄造 （TRC） 是一種近凈成形技術，可以顯著縮短鋁帶的制造時間。然而，在TRC過程中，鋁帶中通常形成宏觀中心偏析缺陷，它們表現為具有連續通道形狀或不連續塊狀的粗共晶區。隨著凝固間隔和溶質含量的增加，中心偏析程度變得嚴重。中心偏析難以通過均質消除，對鋁合金的機械性能有害;因此，TRC主要用于合金元素含量低的1xxx，3xxx和8xxx鋁合金。因此，應有效控制中心偏析，以制備具有高凝固間隔和溶質含量的TRC鋁合金，如Al-Mg-Si，Al-Cu和Al-Zn-Mg-Cu合金。

TRC合金中的中心偏析可以通過控制TRC參數，施加外部物理場以及通過微合金元素，納米顆粒和晶粒細化劑精煉晶粒來緩解。.TRC期間的液腔深度可以通過改變鑄軋參數和控制中心偏析程度來改變。然而，在高溶質含量的鋁合金中，僅通過調整TRC參數很難消除中心偏析缺陷。Li等和He等研究了電磁振蕩場對溶質含量和凝固間隔較高的TRC Al-Mg-Si和Al-Cu-Li合金的影響，發現在電磁振蕩場的作用下，合金的微觀組織和非平衡共晶相明顯細化，抑制了中心偏析。然而，Al-Zn-Mg-Cu合金由于其更高的凝固間隔和溶質含量，在電磁振蕩場的存在下遭受中心偏析。有研究報道微量合金元素和納米顆粒的添加可以有效緩解TRC鋁合金的中心偏析，這主要是由于有效的晶粒細化。因此，可以推斷晶粒細化是消除TRC鋁合金中心偏析的重要策略。然而，Al-Zn-Mg-Cu合金中晶粒細化與中心偏析之間的關系仍未闡明。

帶狀晶間偏析（B-IGS）是TRC鋁合金中另一種典型的偏析缺陷，隨著鑄造軋制力逐漸施加到半固體區域的晶體上，它有助于剪切誘導膨脹（SID）。據報道，富含溶質的液體在枝晶通道中的宏觀流動進一步加劇了B-IGS。與中心偏析類似，B-IGS隨著凝固間隔和溶質含量的增加而變得更加突出。B-IGS中粗第二相的存在增加了溶解共晶相所需的均質化時間，也使不溶相的分布更加集中。因此，應很好地控制B-IGS以制備具有優異力學性能的TRC Al-Zn-Mg-Cu合金。

因此，東北大學許光明教授團隊對此進行了研究。先前關于半固體材料SID的研究表明，隨著晶粒細化程度的增加，膨脹量減小。因此，TRC Al-Zn-Mg-Cu合金中的中心偏析和B-IGS可以通過調整晶粒尺寸同時控制。然而，中心偏析和B-IGS對晶粒尺寸的依賴性以及這些偏析缺陷對TRC Al-Zn-Mg-Cu合金強度和延展性的影響尚不清楚。本工作基于協同偏析控制策略設計了一系列不同晶粒尺寸的TRC Al-Zn-Mg-Cu合金。探討了晶粒尺寸對合金偏析行為、組織和力學性能的影響。本工作為同時控制中心偏析和B-IGS以及利用TRC生產具有優異力學性能的Al-Zn-Mg-Cu合金提供了一種有效的策略。相關研究成果以題為“Strength and ductility enhancement of twin-roll cast Al-Zn-Mg-Cu alloys with high solidification intervals through a synergistic segregation-controlling strategy”發表在Journal of Materials Science & Technology上。

鏈接：https://www.sciencedirect.com/science/article/abs/pii/S100503022200785X

圖 1 四種TRC合金表面和中心的鑄造晶粒分布：（a-d）表面，（e-h）中心，（a，e）合金A，（b，f）合金B，（c，g）合金C，（d，h）合金D。

圖 2 四種TRC鋁-鋅-鎂-銅合金在厚度方向上不同位置的偏析分布：（a1–d1） 表面，（a2–d2） 距表面 1/4 位置，（a3–d3） 中心;（一1–一個3） 合金 A，（b1–b3） 合金 B，（c1–c3） 合金 C，（d1–d3） 合金 D。

圖 3 不同合金中 B-IGS 缺陷的 （a） 寬度和 （b） 長度的統計結果， 歸一化厚度是指位置與帶材下表面之間的距離與全厚度 （0-1） 之比 （8 mm）.

圖 4 四種TRC合金中合金元素沿厚度方向的分布：（a）合金A，（b）合金B，（c）合金C，（d）合金D。

圖 5 T6狀態下不同合金的應力-應變曲線及硬度分布的工程研究.

圖 6 （a–d）均質化和（ex–hx） 熱軋：（a） A-H， （b） B-H， （c） C-H， （d） D-H， （e ）1- D2） A-HR，（f1， f2） B-HR，（g1， g2） C-HR， （h1， h2） D-HR， （a–d， e1–h1） 反極圖（IPF），（e2–h2幾何必要位錯圖。

圖 7 （公元-日）OM 圖像，（e1–h1） IPF，以及 （e2–h2） T6處理后不同合金的再結晶微觀結構的GND圖：（a，e1- D2） A-T6， （b， f1， f2） B-T6， （c， g1， g2） C-T6， （d， h1， h2D-T6.

圖 8 第二相粒子在（a1–d1） 均質化，（a2–d2） 熱軋和 （a3–d3） 溶液處理；（a1–a3） 合金 A，（b1–b3） 合金 B，（c1–c3） 合金 C，（d1–d3） 合金 D

總之，本研究研究了通過協同偏析控制策略提高高凝固間隔雙輥鑄造Al-Zn-Mg-Cu合金的強度和延展性。采用Al-5Ti-B晶粒細化機和基于多尺度晶粒細化策略的Ti、Zr、Sc微合金化元素制備了不同晶粒尺寸的雙輥鑄造（TRC）Al-Zn-Mg-Cu合金。揭示了合金中中心偏析和帶狀晶間偏析（B-IGS）的協同控制機理。此外，還研究了多尺度偏析分布和微合金化對合金組織及力學性能的影響.本工作為TRC生產高性能合金帶材的多尺度偏析協同控制提供了策略。研究成果總結如下：

(1)隨著合金晶粒尺寸逐漸減小，實現了中心偏析和B-IGS的協同控制。晶粒的細化將聚集的中心偏析缺陷轉化為分散的B-IGS缺陷，這是半固體結構的擠壓效應向剪切誘導膨脹（SID）的轉變。晶粒細化延緩和削弱了SID效應;因此，B-IGS缺陷的寬度和長度逐漸減小，合金元素沿厚度方向的宏觀分布變得更加均勻。

(2)軋制和熱處理過程中，偏析分布顯著影響第二相顆粒的溶解、殘余相的分布以及組織組織的均勻性。大中心偏析和B-IGS缺陷大大增加了晶相的溶解時間，特別是對于合金A。此外，B-IGS使軋制和熱處理后的殘余晶相分布更加聚集（條狀分布），并且殘余晶相的分布隨著B-IGS缺陷尺寸的減小而變得更加分散。最終熱處理后的晶粒變得細化，由于多尺度偏析和微合金化的有效控制，其分布更加均勻。

(3)協同偏析控制策略同時改善了Al-Zn-Mg-Cu合金的強度、延展性和硬度分布。由于結構均勻性的改善，T6態下的YS、UTS和TE分別從合金A的437 MPa、494 MPa和11.4%提高到合金C的4 0 MPa、540 MPa和14.7%。Zr和Sc的痕量添加通過L12 Al3M（M = Sc，Zr，Ti）分散體的Orowan強化、晶界強化和位錯強化，使D合金在T6狀態下的YS和UTS分別提高到520 MPa和574 MPa，而其TE略微降低至12.4%。