V对Al-Cu-Mn-Ti-RE合金组织和性能的影响

孟凡生  张卫文  赵愈亮  张大童  杨超

  （华南理工大学机械与汽车工程学院）

摘要  采用拉伸性能测试、金相显微镜(OM)、扫描电镜(SEM)及能谱分析(EDS)等手段，研究了添加微量V对重力铸造Al-5. OCu-0. 4Mn-0. lTi-0. 1RE合金力学性能及微观组织的影响。结果表明，加入0.25%的V，合金的抗拉强度、屈服强度、伸长率均达到峰值，这是由于V在合金中的细晶强化作用；当V含量达到o．35%时，合金的力学性能急剧下降，原因在于过量的V在合金中积聚生成粗大的块状Al10V相，在拉伸过程中Al．oV相发生严重断裂，使得合金的抗拉强度、屈服强度和伸长率下降。

关键词  V;晶粒尺寸；性能；组织

  铝铜合金由于具有强度高、耐热性能好、加工性能优良等特点而在工业中得到了广泛的应用。目前针对Zr、Sc、Pr、Er等微量元素在Al合金中的作用机理进行了较多的研究，主要体现在晶粒细化、析出强化，以及对其他相的析出促进作用等方面。针对添加微量的元素V在Al合金中的作用效果的研究，主要体现在微量的V能够细化合金的晶粒尺寸并改善材料的力学性能等方面。纯Al中加入0.17%的V可使得晶粒大小由未添加的500 ym减小到96rlm，原因在于加入微量V能够通过包晶反应生成Al．。V，显著细化了Al晶粒。MENG Y等研究发现，快冷方式获得的Al-4V中间合金中，花瓣状的Al10V对合金有明显的晶粒细化效果，显著提高铸态与热处理态合金的抗拉强度和屈服强度。其原因是Al10V为非稳态相，会与合金中的Cr、Si、Ti形成大量细小弥散的椭球形Al( VCrTi) Si相，阻止位错运动和再结晶形核和生长；而采用慢冷方式获得的Al-4V中间合金添加到研制合金中，会形成多角的块状Al10V或AIVMg稳定相，对铸态与热处理态合金的晶粒细化和抗拉强度改善不明显，其原因在于Al10V为稳态相，虽有一定的固溶强化效果，但无晶粒细化效果，且有尖锐棱角，容易加速合金的断裂。在Al-7. OSi-Cu-0. lTi-0. 22r合金中加入0.25%的V对抗拉强度几乎没有影响，屈服强度略有升高，伸长率略有下降。在采用砂型铸造的A356合金中添加0.1%的V，使得铸态合金的抗拉强度提高25%，屈服强度提高42%，T6热处理后的抗拉强度和屈服强度均提高18%，而铸态和热处理态的伸长率变化都不大。在近共晶Al-Si-Mg合金中加入0.1%的V对铸态、均匀化处理的合金的力学性能影响并不明显，但会使得挤压态合金的抗拉强度提高37%，屈服强度提高49%，伸长率没有明显变化。WANG F等研究了铝合金中4个易于发生包晶反应的微量合金元素Ti、V、Zr、Nb对合金晶粒细化效果的影响，认为发生包晶反应的元素对合金的细化效果一方面受偏析指数的影响，同时受非均匀形核核心数量的影响。

 迄今为止，针对添加不同含量微量元素V的铸造Al-Cu-Mn-Ti-RE合金，其在合金中的作用机理还未见报道。因此，本课题研究了V对铸造Al-5. OCu-0.4 Mn-0. lTi-0. 1RE合金力学性能的影响及其强化机理。

1  试验材料及方法

合金在电阻炉的石墨坩埚中进行熔炼，每次熔炼10 kg。原材料采用99. 95%的高纯铝、Al-50Cu、Al-10Mn、Al-5V、Al- 5Ti-lB、Al-lORE中间合金。待纯铝熔化后依次加入Al-5V、Al-lOMn、Al-50Cu、AI-10RE、Al-5T1-1B中间合金，熔化过程中采用钠盐覆盖，熔化完全后搅拌，并在730℃左右进行氮气精炼除气，浇注温度约为730℃。采用重力铸造工艺，浇注到预热至200℃的H13钢金属型中，铸件尺寸为+80 mm×100 mm。铸件成分的光谱分析结果见表1。采用540℃固溶12h，175℃时效8h的热处理工艺。

 在铸件中心约30 mm的圆周上采用线切割截取约~10 mm的圆棒，再加工成直径为5 mm，标距为25 mm的标准拉伸试样。拉伸试验在SANS CMT5105微机控制万能材料试验机上进行，拉伸速度为1 mm／min，拉伸至少3个试样。将铸件对开后获得宏观腐蚀试样，宏观腐蚀剂采用45%的HCl+15%的HNO。+15%的HF+ 25%的H20的混合溶液。试样抛光后采用0. 5%的HF溶液腐蚀，在LEEICA/DMI 5000M金相显微镜上进行微观组织观察；在Quanta2000扫描电镜上进行断口组织观察。

2  结果与分析

2.1  力学性能分析

不同V含量下铸态和热处理态合金的力学性能见图1。可以看出，随着V含量的增加，合金的抗拉强度、屈服强度、伸长率均为先增加后降低，在V含量为0. 25%时出现峰值。铸态合金的峰值抗拉强度、屈服强度、伸长率分别为219 MPa、128 MPa、14.9%；热处理态合金的峰值抗拉强度、屈服强度、伸长率分别为416MPa、335 MPa、15. 4%。在V含量为0.25%时，合金热处理态较铸态的抗拉强度、屈服强度、伸长率分别提高90. 0%、161.7%、3.4%。

2.2宏观组织分析

图2和图3为不同V含量铸态合金的宏观腐蚀形貌和微观组织。可以看出，合金组织随着V含量的增加而不断细化。对距离铸锭表面10 mm的圆周处测量不同V含量合金的平均晶粒大小，对图3的微观腐蚀晶大小进行测量，结果见图4。可以看出，V含量从0增至0. 15%时，晶粒尺寸从154 um快速减小至114um，随后晶粒减小的趋势变得缓慢，在V含量为0. 35%时合金的组织最细小，为100 um。

2.3微观组织分析

图5为不同V含量时铸态合金的高倍金相组织形貌。可以看出，0. 15%～0.35%的V时合金表面除9Al：Cu与T-Al：。Cu：Mn。相外，均出现了不同程度的块状相（见箭头），且数量和体积随V含量增多而增加，长度在5～20tlm之间，具有锋利棱角，在断裂过程中极易导致应力集中使得合金的力学性能降低，经分析，该相为Al10V相。

2.4断口分析

图6为不同V含量时铸态合金的纵向断口形貌。可以看出，基体中除出现不同程度的灰色9相与T相断裂外，V含量为0. 05%～0.25%的合金表面的块状Al10V相出现了部分轻微断裂，V含量为0.35%时块状Al10V相大部分出现了严重的断裂（见箭头）。经表2的能谱分析，并结合文献[5]可以判定这种块状结构为Al10V相，其中溶解了部分的Cu、Ti和Ce原子。

图7为不同V含量热处理态合金的纵向断口形貌。可以看出，与铸态合金相比，基体的9相与T相几乎全部固溶进a-Al基体中，Al10V相在热处理前后形貌和成分几乎没有发生变化，见表2。随着V含量的增多，基体表面的Al10V相数量增多，且出现了不同程度的断裂，V含量为0. 35%时块状Al10V出现了严重的断裂（见箭头）。

3讨论

 在铸态Al-5. OCu-0. 4Mn-0. lTi-0. 1RE合金中，添加0. 25%的微量元素V会使得合金的抗拉强度、屈朋强度、伸长率都达到峰值，合金的晶粒随V含量的增加而细化，晶粒细化能够提升合金的力学性能。由于试验过程中凝固的非平衡状态及V较强的偏析性能，使得合金中的V发生偏析，添加的V在合金中以微米级的块状Al10V相在枝晶间析出。大块的Al10V相具有尖锐棱角，在断裂过程中极易导致应力集中而发生脆性断裂，从而导致合金的力学性能有所下降。当V含量为0. 35%时，合金中的大块初生Al10V相在基体中出现了严重的断裂（见图6e），这是导致其力学性能降低的主要原因。

 随着V含量的增多，V在合金中的固溶强化是提高热处理态合金力学性能的主要因素。在铸造过程中生成的块状Al10V相，热处理后并没有发生明显变化，在V含量为0. 35%时，Al10V相的严重断裂(见图7e)，是导致热处理态合金力学性能的下降主要因素。

4  结论

 (1)添加0.25%的V会使Al-5.OCu-0.  4Mn-0.1Ti-0. 1RE合金的铸态和热处理态的抗拉强度、屈服强度、伸长率达到最大值。

 (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含量为0. 35%时，大块Al10V相的严重断裂是导致其力学性能降低的主要因素。

 (3)V对Al-5. OCu-0. 4Mn-0. lTi-0. 1RE铸态合金具有明显的晶粒细化效果，随着V含量的增多，晶粒逐渐得到细化。