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孟凡生  張衛(wèi)文  趙愈亮  張大童  楊超

  （華南理工大學機械與汽車工程學院）

摘要  采用拉伸性能測試、金相顯微鏡(OM)、掃描電鏡(SEM)及能譜分析(EDS)等手段，研究了添加微量V對重力鑄造Al-5. OCu-0. 4Mn-0. lTi-0. 1RE合金力學性能及微觀組織的影響。結(jié)果表明，加入0.25%的V，合金的抗拉強度、屈服強度、伸長率均達到峰值，這是由于V在合金中的細晶強化作用；當V含量達到o．35%時，合金的力學性能急劇下降，原因在于過量的V在合金中積聚生成粗大的塊狀Al10V相，在拉伸過程中Al．oV相發(fā)生嚴重斷裂，使得合金的抗拉強度、屈服強度和伸長率下降。

關(guān)鍵詞  V;晶粒尺寸；性能；組織

  鋁銅合金由于具有強度高、耐熱性能好、加工性能優(yōu)良等特點而在工業(yè)中得到了廣泛的應用。目前針對Zr、Sc、Pr、Er等微量元素在Al合金中的作用機理進行了較多的研究，主要體現(xiàn)在晶粒細化、析出強化，以及對其他相的析出促進作用等方面。針對添加微量的元素V在Al合金中的作用效果的研究，主要體現(xiàn)在微量的V能夠細化合金的晶粒尺寸并改善材料的力學性能等方面。純Al中加入0.17%的V可使得晶粒大小由未添加的500 ym減小到96rlm，原因在于加入微量V能夠通過包晶反應生成Al．。V，顯著細化了Al晶粒。MENG Y等研究發(fā)現(xiàn)，快冷方式獲得的Al-4V中間合金中，花瓣狀的Al10V對合金有明顯的晶粒細化效果，顯著提高鑄態(tài)與熱處理態(tài)合金的抗拉強度和屈服強度。其原因是Al10V為非穩(wěn)態(tài)相，會與合金中的Cr、Si、Ti形成大量細小彌散的橢球形Al( VCrTi) Si相，阻止位錯運動和再結(jié)晶形核和生長；而采用慢冷方式獲得的Al-4V中間合金添加到研制合金中，會形成多角的塊狀Al10V或AIVMg穩(wěn)定相，對鑄態(tài)與熱處理態(tài)合金的晶粒細化和抗拉強度改善不明顯，其原因在于Al10V為穩(wěn)態(tài)相，雖有一定的固溶強化效果，但無晶粒細化效果，且有尖銳棱角，容易加速合金的斷裂。在Al-7. OSi-Cu-0. lTi-0. 22r合金中加入0.25%的V對抗拉強度幾乎沒有影響，屈服強度略有升高，伸長率略有下降。在采用砂型鑄造的A356合金中添加0.1%的V，使得鑄態(tài)合金的抗拉強度提高25%，屈服強度提高42%，T6熱處理后的抗拉強度和屈服強度均提高18%，而鑄態(tài)和熱處理態(tài)的伸長率變化都不大。在近共晶Al-Si-Mg合金中加入0.1%的V對鑄態(tài)、均勻化處理的合金的力學性能影響并不明顯，但會使得擠壓態(tài)合金的抗拉強度提高37%，屈服強度提高49%，伸長率沒有明顯變化。WANG F等研究了鋁合金中4個易于發(fā)生包晶反應的微量合金元素Ti、V、Zr、Nb對合金晶粒細化效果的影響，認為發(fā)生包晶反應的元素對合金的細化效果一方面受偏析指數(shù)的影響，同時受非均勻形核核心數(shù)量的影響。

 迄今為止，針對添加不同含量微量元素V的鑄造Al-Cu-Mn-Ti-RE合金，其在合金中的作用機理還未見報道。因此，本課題研究了V對鑄造Al-5. OCu-0.4 Mn-0. lTi-0. 1RE合金力學性能的影響及其強化機理。

1  試驗材料及方法

合金在電阻爐的石墨坩堝中進行熔煉，每次熔煉10 kg。原材料采用99. 95%的高純鋁、Al-50Cu、Al-10Mn、Al-5V、Al- 5Ti-lB、Al-lORE中間合金。待純鋁熔化后依次加入Al-5V、Al-lOMn、Al-50Cu、AI-10RE、Al-5T1-1B中間合金，熔化過程中采用鈉鹽覆蓋，熔化完全后攪拌，并在730℃左右進行氮氣精煉除氣，澆注溫度約為730℃。采用重力鑄造工藝，澆注到預熱至200℃的H13鋼金屬型中，鑄件尺寸為+80 mm×100 mm。鑄件成分的光譜分析結(jié)果見表1。采用540℃固溶12h，175℃時效8h的熱處理工藝。

 在鑄件中心約30 mm的圓周上采用線切割截取約~10 mm的圓棒，再加工成直徑為5 mm，標距為25 mm的標準拉伸試樣。拉伸試驗在SANS CMT5105微機控制萬能材料試驗機上進行，拉伸速度為1 mm／min，拉伸至少3個試樣。將鑄件對開后獲得宏觀腐蝕試樣，宏觀腐蝕劑采用45%的HCl+15%的HNO。+15%的HF+ 25%的H20的混合溶液。試樣拋光后采用0. 5%的HF溶液腐蝕，在LEEICA/DMI 5000M金相顯微鏡上進行微觀組織觀察；在Quanta2000掃描電鏡上進行斷口組織觀察。

2  結(jié)果與分析

2.1  力學性能分析

不同V含量下鑄態(tài)和熱處理態(tài)合金的力學性能見圖1�？梢钥闯�，隨著V含量的增加，合金的抗拉強度、屈服強度、伸長率均為先增加后降低，在V含量為0. 25%時出現(xiàn)峰值。鑄態(tài)合金的峰值抗拉強度、屈服強度、伸長率分別為219 MPa、128 MPa、14.9%；熱處理態(tài)合金的峰值抗拉強度、屈服強度、伸長率分別為416MPa、335 MPa、15. 4%。在V含量為0.25%時，合金熱處理態(tài)較鑄態(tài)的抗拉強度、屈服強度、伸長率分別提高90. 0%、161.7%、3.4%。

2.2宏觀組織分析

圖2和圖3為不同V含量鑄態(tài)合金的宏觀腐蝕形貌和微觀組織。可以看出，合金組織隨著V含量的增加而不斷細化。對距離鑄錠表面10 mm的圓周處測量不同V含量合金的平均晶粒大小，對圖3的微觀腐蝕晶大小進行測量，結(jié)果見圖4。可以看出，V含量從0增至0. 15%時，晶粒尺寸從154 um快速減小至114um，隨后晶粒減小的趨勢變得緩慢，在V含量為0. 35%時合金的組織最細小，為100 um。

2.3微觀組織分析

圖5為不同V含量時鑄態(tài)合金的高倍金相組織形貌�？梢钥闯觯�0. 15%～0.35%的V時合金表面除9Al：Cu與T-Al：。Cu：Mn。相外，均出現(xiàn)了不同程度的塊狀相（見箭頭），且數(shù)量和體積隨V含量增多而增加，長度在5～20tlm之間，具有鋒利棱角，在斷裂過程中極易導致應力集中使得合金的力學性能降低，經(jīng)分析，該相為Al10V相。

2.4斷口分析

圖6為不同V含量時鑄態(tài)合金的縱向斷口形貌�？梢钥闯觯�基體中除出現(xiàn)不同程度的灰色9相與T相斷裂外，V含量為0. 05%～0.25%的合金表面的塊狀Al10V相出現(xiàn)了部分輕微斷裂，V含量為0.35%時塊狀Al10V相大部分出現(xiàn)了嚴重的斷裂（見箭頭）。經(jīng)表2的能譜分析，并結(jié)合文獻[5]可以判定這種塊狀結(jié)構(gòu)為Al10V相，其中溶解了部分的Cu、Ti和Ce原子。

圖7為不同V含量熱處理態(tài)合金的縱向斷口形貌�？梢钥闯�，與鑄態(tài)合金相比，基體的9相與T相幾乎全部固溶進a-Al基體中，Al10V相在熱處理前后形貌和成分幾乎沒有發(fā)生變化，見表2。隨著V含量的增多，基體表面的Al10V相數(shù)量增多，且出現(xiàn)了不同程度的斷裂，V含量為0. 35%時塊狀Al10V出現(xiàn)了嚴重的斷裂（見箭頭）。

3討論

 在鑄態(tài)Al-5. OCu-0. 4Mn-0. lTi-0. 1RE合金中，添加0. 25%的微量元素V會使得合金的抗拉強度、屈朋強度、伸長率都達到峰值，合金的晶粒隨V含量的增加而細化，晶粒細化能夠提升合金的力學性能。由于試驗過程中凝固的非平衡狀態(tài)及V較強的偏析性能，使得合金中的V發(fā)生偏析，添加的V在合金中以微米級的塊狀Al10V相在枝晶間析出。大塊的Al10V相具有尖銳棱角，在斷裂過程中極易導致應力集中而發(fā)生脆性斷裂，從而導致合金的力學性能有所下降。當V含量為0. 35%時，合金中的大塊初生Al10V相在基體中出現(xiàn)了嚴重的斷裂（見圖6e），這是導致其力學性能降低的主要原因。

 隨著V含量的增多，V在合金中的固溶強化是提高熱處理態(tài)合金力學性能的主要因素。在鑄造過程中生成的塊狀Al10V相，熱處理后并沒有發(fā)生明顯變化，在V含量為0. 35%時，Al10V相的嚴重斷裂(見圖7e)，是導致熱處理態(tài)合金力學性能的下降主要因素。

4  結(jié)論

 (1)添加0.25%的V會使Al-5.OCu-0.  4Mn-0.1Ti-0. 1RE合金的鑄態(tài)和熱處理態(tài)的抗拉強度、屈服強度、伸長率達到最大值。

 (2) Al-5. OCu-0. 4Mn-0. lTi-0. 1RE合金添加不同V含量后均有粗大的初生Al10V相生成，在V含量為0. 35%時，大塊Al10V相的嚴重斷裂是導致其力學性能降低的主要因素。

 (3)V對Al-5. OCu-0. 4Mn-0. lTi-0. 1RE鑄態(tài)合金具有明顯的晶粒細化效果，隨著V含量的增多，晶粒逐漸得到細化。