尹冬松， 張 寧， 張任旭， 王 錳， 殷 波

(黑龍江科技大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院, 哈爾濱 150022)

0 引 言

鋁合金以其輕質(zhì)、高強(qiáng)和耐蝕等優(yōu)勢在航天、航空、汽車和軌道交通等領(lǐng)域得到了廣泛的應(yīng)用。但鋁合金部件在應(yīng)用過程中，環(huán)境溫度升高會造成其力學(xué)性能降低，如：采用鋁合金制造發(fā)動機(jī)缸體。在高溫環(huán)境下，鋁合金的力學(xué)性能顯著降低，影響了其應(yīng)用領(lǐng)域的進(jìn)一步拓廣[1]。Al-Cu、Al-Cu-Mg系鋁合金是最常用的耐熱鋁合金系列，當(dāng)使用溫度超過200 ℃后，力學(xué)性能下降，顯著降低其使用性能，因此開發(fā)一種新型的耐熱鋁合金迫在眉睫[2]。

對耐熱鋁合金開發(fā)最主要的方法是添加合金元素，形成耐熱相，改善其高溫性能，研究表明，適量的Ni能夠提高鋁合金的高溫力學(xué)性能。Wang等[3]研究Al-Cu-Mg合金，通過添加元素Ni和Fe分析合金的微觀組織，發(fā)現(xiàn)微觀組織由α-Al 基體、Al/Al2CuMg 共晶結(jié)構(gòu)和Al7Cu4Ni金屬間化合物組成，這些微觀組織可以增加高溫下微觀結(jié)構(gòu)的穩(wěn)定性。

在鋁合金中，稀土元素能夠和鋁元素生成高熔點(diǎn)顆粒相，細(xì)化晶粒，并提高高溫拉伸性能。其中Sc具有明顯的細(xì)化晶粒和提高再結(jié)晶溫度的優(yōu)勢，但由于其昂貴的成本制約了其大量的應(yīng)用[4]。因此，通過利用Zr來替代部分Sc，實(shí)現(xiàn)Sc、Zr復(fù)合合金化能夠更顯著的細(xì)化鋁合金的顯微組織，可以提高鋁合金再結(jié)晶溫度，進(jìn)而提高合金的室溫力學(xué)性能，改善高溫拉伸性能[5-7]。前期課題組在Al-5.3Cu-3.1Ni-1.2Mg的基礎(chǔ)上對Sc、Zr復(fù)合合金化進(jìn)行研究，發(fā)現(xiàn)能夠明顯提高鋁合金的室溫力學(xué)性能，但對高溫力學(xué)性能提高有限。Ti作為鋁合金中有效的形核劑，適量的Ti能夠顯著細(xì)化鋁合金的晶粒尺寸，提高室溫力學(xué)性能和鋁合金壓延性能。He等[8]研究發(fā)現(xiàn)晶粒在Ti質(zhì)量分?jǐn)?shù)低于0.5%時呈柱狀，但在鈦質(zhì)量分?jǐn)?shù)高于0.5%時被細(xì)化為等軸狀。Lee等[9]研究了添加0.1%的Ti對Al-Zn-Mg-Cu-Zr合金微觀組織和力學(xué)性能的影響，研究表明Ti的加入能夠降低晶粒的尺寸，從而提高鑄態(tài)合金的強(qiáng)度和延展性。

但是，目前人們在Ti添加量大于1%后鋁合金微觀組織和力學(xué)性能變化的研究鮮見報(bào)道。當(dāng)Ti添加量超過1%后，可以原位形成大量Al3Ti，該相具有高熔點(diǎn)和高硬度的特點(diǎn)，有望提高鋁合金的高溫強(qiáng)度。目前利用Al3Ti作為增強(qiáng)相來提高鋁合金高溫性能缺乏系統(tǒng)深入的研究。筆者針對于此，通過前期Sc、Zr對Al-5.3Cu-3.1Ni-1.2Mg合金微合金化后，研究Ti對的Al-5.3Cu-3.1Ni-1.2Mg-0.3Sc-0.2Zr合金微觀組織和高溫力學(xué)性能的影響，期望能夠?qū)δ蜔徜X合金的研究開發(fā)提供參考。

1 實(shí)驗(yàn)材料和方法

實(shí)驗(yàn)材料為工業(yè)純鋁(≥99.70%)、純銅(銅絲)、Al-Sc合金(w(Sc)=2%)、鎂塊、鎳粒(純度≥99.9%)、鈦粉(純度≥99.50%，粒度74 μm)、海綿鋯。使用SG-5-12 型井式電阻爐進(jìn)行熔煉，放入石墨坩堝將爐溫升到700 ℃，加入鋁塊并升溫到(750±5) ℃，待鋁塊融化后，依次加入純鎂、純銅、鎳粒、Al-Sc合金、鈦粉，每種材料加入間隔時間根據(jù)熔點(diǎn)的高低從5 min到20 min不等。使用C2Cl6作為精煉劑、除氣劑。攪拌、扒渣后進(jìn)行澆注。澆注到內(nèi)徑70 mm的金屬鑄型中，獲得φ70 mm×90 mm的圓柱體。

在鑄體的中下部位分別取得金相試樣和拉伸試樣。金相試樣通過磨制、拋光，使用腐蝕劑(95.5 mL H2O+0.5 mL HF)侵蝕；通過蔡司高級金相顯微鏡觀察合金的微觀組織，使用QUAN200型場發(fā)射掃描電子顯微鏡(SEM)觀察合金鑄態(tài)的高倍顯微組織；使用DX-2700B型X射線衍射儀對合金的物相組成進(jìn)行分析。使用AGX plus型精密萬能電子試驗(yàn)機(jī)對拉伸試樣進(jìn)行力學(xué)性能測試，進(jìn)行高溫拉伸，拉伸速率為0.5 mm/min,高溫拉伸溫度為200 ℃。使用掃描電子顯微鏡(SEM)對拉伸斷口進(jìn)行形貌分析。表1為實(shí)驗(yàn)鋁合金的名義成分，經(jīng)化學(xué)分析，實(shí)際成分與名義成分相近。

表1 實(shí)驗(yàn)合金的化學(xué)成分

采用截點(diǎn)法計(jì)算晶粒平均尺寸。試樣檢驗(yàn)面上晶粒截距的平均值τ為

(1)

式中：L——所使用的測量線段(或網(wǎng)格)長度；

M——觀測用放大倍數(shù)；

P——測量網(wǎng)格上的截點(diǎn)數(shù)；

2 結(jié)果與討論

2.1 相組成

圖1是合金的XRD衍射圖譜。1號合金出現(xiàn)大量基體α-Al的衍射峰，同時還有Al7Cu4Ni相的衍射峰，與文獻(xiàn)報(bào)道相符。合金加入Ti之后，出現(xiàn)了Al3Ti相的衍射峰，主要形成新的Al3(Sc,Ti)、Al3(Zr,Ti)、Al3(Sc,Zr,Ti)相[10]。因?yàn)镾c、Zr的質(zhì)量分?jǐn)?shù)較低，形成的Al3(Sc,Ti)、Al3(Zr,Ti)、Al3(Sc,Zr,Ti)相晶格常數(shù)與Al3Ti相基本相同。

圖1 合金的XRD衍射圖Fig. 1 XRD diffraction pattern of alloy

2.2 微觀組織與成分分布

圖2為1～4號合金的金相組織照片。由圖2可以看出，相對于添加Ti元素后的合金，Al-5.3Cu-3.1Ni-1.2Mg-0.3Sc-0.2Zr合金晶粒較為均勻，定量金相分析如表2所示。

表2 合金的平均晶粒直徑

由表2可知其晶粒尺寸為37.59 μm。添加質(zhì)量分?jǐn)?shù)1%的Ti元素后，合金的晶粒尺寸波動較大，經(jīng)分析，平均晶粒為45.54 μm。添加Ti為2%時，合金的晶粒尺寸變化不大。添加Ti超過3%時,晶粒發(fā)生細(xì)化。

圖2 合金的金相組織照片F(xiàn)ig. 2 Average grain size of alloy

圖3為合金的SEM形貌。圖4～6為2、3、4號試樣成分的面分布圖。由圖3a可以看出，Al-5.3Cu-3.1Ni-1.2Mg-0.3Sc-0.2Zr合金基體上分布沿晶界分布的條狀相，對晶界處點(diǎn)A進(jìn)行能譜分析，可知含有Cu、Mg、Ni元素，其質(zhì)量分?jǐn)?shù)分別為13.03 %、1.18%、10.63%。對晶內(nèi)進(jìn)行能譜分析，結(jié)果如表3所示，B點(diǎn)由Al、Cu和Mg元素組成，其中Cu和Mg元素質(zhì)量分?jǐn)?shù)分別為0.83 %、0.63 %。根據(jù)二元相圖可知，Cu和Mg在Al中的固溶度分別為5.6%、17.4%。此時，Cu和Mg兩種元素以固溶態(tài)的形式存在于合金基體中，起到固溶強(qiáng)化的作用。

圖3 合金的SEM形貌Fig. 3 SEM morphology of alloy

對晶界處C點(diǎn)進(jìn)行能譜分析可知(圖3b)，此處為Al-Cu-Ni相，根據(jù)XRD、EDS和相關(guān)文獻(xiàn)，確定為熱穩(wěn)定性較好的Al7Cu4Ni相[11]，與1號合金晶界相成分相近。由圖3c、d可以看出，添加Ti后，合金基體上出現(xiàn)大量尺寸不一的塊狀相，隨著Ti質(zhì)量分?jǐn)?shù)增加，塊狀相數(shù)量明顯增多，當(dāng)Ti元素質(zhì)量分?jǐn)?shù)達(dá)到2 %時，塊狀相出現(xiàn)團(tuán)聚趨勢，當(dāng)Ti元素質(zhì)量分?jǐn)?shù)達(dá)到3 %時，塊狀相出現(xiàn)團(tuán)聚現(xiàn)象。另外，添加Ti元素后，晶界相發(fā)生明顯變化，連續(xù)的條狀相發(fā)生細(xì)化，并在晶界處呈細(xì)小網(wǎng)狀分布。隨著Ti質(zhì)量分?jǐn)?shù)的增加，這種網(wǎng)絡(luò)分布更加密集。由圖3b還可以看出，添加了Ti之后，基體上出現(xiàn)塊狀相，尺寸波動較大，進(jìn)行能譜分析發(fā)現(xiàn)，D點(diǎn)主要含有 Al、Ti和少量的Zr元素，Al、Ti摩爾比十分接近3∶1，結(jié)合X射線衍射分析和相關(guān)文獻(xiàn)報(bào)道，推測該相為Al3(Zr1-xTix)相[11]。

表3 合金的能譜分析

圖4 2號試樣不同元素面分析Fig. 4 Analysis of different element planes of No.2 sample

圖5 3號試樣不同元素面分析Fig. 5 Analysis of different element planes of No.3 sample

圖6 4號試樣不同元素面分析Fig. 6 Analysis of different element planes of No.4 sample

由圖4可以看出，合金基體上不同元素的分布明顯不同，其中Cu元素和Ni元素呈網(wǎng)狀分布于晶界處，Mg元素和Sc元素彌散分布于基體表面。Ti元素以Al3(Zr1-xTix)相的形式存在。Cu元素和Ni元素在鋁合金中以Al7Cu4Ni相形式存在，是高溫相。在高溫下，連續(xù)的Al7Cu4Ni相產(chǎn)生拖動效應(yīng)，阻礙位錯的移動，從而提高了高溫強(qiáng)度[12]。根據(jù)相關(guān)文獻(xiàn)報(bào)道，Sc主要以Al3Sc形式存在，納米級的Al3Sc相特別細(xì)小，呈彌散分布[13-14]。

通過圖5、6可以發(fā)現(xiàn)，Ni、Sc、Zr和Mg分布未發(fā)生明顯變化。Cu、Ni分布變得不再連續(xù)。

2.3 拉伸力學(xué)性能

圖7是鑄態(tài)合金的(200 ℃)應(yīng)力-應(yīng)變曲線。得出的拉伸力學(xué)性能如表4所示，由表4可知，1號合金的室溫抗拉強(qiáng)度σb和屈服強(qiáng)度σ0.2分別為244、188 MPa，伸長率δ為3.7%，添加1%Ti元素后，合金的高溫抗拉強(qiáng)度由244 MPa增加到254 MPa，屈服強(qiáng)度由188 MPa增加到208 MPa，伸長率有所降低，繼續(xù)添加Ti元素后，合金的強(qiáng)度和伸長率都明顯降低。這是因?yàn)楫?dāng)溫度為200 ℃時，鋁合金發(fā)生軟化，添加1% Ti使得合金產(chǎn)生大量的Al3(Zr1-xTix)相。這種相的硬度略高于Al3Ti相，同時Al3Ti相具有顯著高于鋁合金基體的硬度，Al3Ti的顯微硬度能達(dá)到5 831 MPa[15]。因此Al3(Zr1-xTix)相呈彌散分布時，可以阻礙基體上位錯的滑移，明顯提高了合金的強(qiáng)度，使得合金在200 ℃時仍然可以保證較高的強(qiáng)度和硬度，從而對鋁合金基體軟化起到支撐作用。

當(dāng)Ti質(zhì)量分?jǐn)?shù)達(dá)到2 %時，合金基體上Al3(Zr1-xTix)相數(shù)量顯著增加，對基體的割裂作用，成為主導(dǎo)因素，因此合金的強(qiáng)度和伸長率都明顯降低。當(dāng)Ti元素繼續(xù)增加時，Al3(Zr1-xTix)相聚集長大，產(chǎn)生了應(yīng)力集中，割裂了高溫狀態(tài)的基體，使合金的強(qiáng)度和伸長率繼續(xù)降低。

表4 鑄態(tài)合金高溫力學(xué)性能

圖7 應(yīng)力-應(yīng)變曲線Fig. 7 Stress-strain curve

2.4 強(qiáng)化機(jī)理

因?yàn)殇X合金在凝固過程中發(fā)生如下反應(yīng)：L+Al3(Zr1-xTix)→α(Al)，該反應(yīng)為包晶反應(yīng)，形成的Al3(Zr1-xTix)相為高溫熔點(diǎn)相，其晶體結(jié)構(gòu)和物理性能與Al3Ti相似，Al3Ti晶體結(jié)構(gòu)和物理性能如表5所示，其中,Al3Ti的晶格常數(shù)a=0.405 nm，Al-Cu的晶格常數(shù)a、b、c分別為0.543、0.543、0.859 nm。由表5可以看出，Al3Ti相和Al的晶格類型不同，但是當(dāng)(0 0 1)Al3Ti∥(0 0 1)Al，Al的晶格只要旋轉(zhuǎn)45°，形成[100]Al3Ti∥[110]Al時，Al與Al3Ti共格。根據(jù)點(diǎn)陣匹配原理，結(jié)構(gòu)相似、尺寸相當(dāng)?shù)膬蓚€原子，它們的表面能越小，Ti質(zhì)量分?jǐn)?shù)越高，熔體中Al3(Zr1-xTix)的粒子就越多[16]。Al3(Zr1-xTix)是有效的高溫相，能夠在高溫環(huán)境下對基體起到支撐作用。

表5 Al3Ti的晶體結(jié)構(gòu)和物理性能

2.5 斷裂行為分析

圖8為4組試樣高溫拉伸斷口形貌。圖8a為1號試樣的拉伸斷口形貌。斷口合金為典型的沿晶斷裂，這是由于合金晶界處連續(xù)的條狀相造成的，晶界處Al7Cu4Ni相為金屬間化合物，具有硬脆特征，且據(jù)報(bào)道，Al7Cu4Ni相與鋁合金基體晶體結(jié)構(gòu)和晶格常數(shù)差距較大，在室溫時，粗大的Al7Cu4Ni相容易割裂合金基體，造成合金沿著晶界處斷裂。

圖8 高溫?cái)嗫谛蚊睩ig. 8 High temperature fracture morphology

2號試樣拉伸斷口如圖8b所示，添加1%Ti后，合金的斷裂形式未發(fā)生變化，仍然為沿晶斷裂，但斷口上撕裂楞數(shù)量明顯增加。這是由于添加Ti元素后，合金晶界處Al7Cu4Ni相由粗大條狀轉(zhuǎn)變?yōu)榧?xì)小網(wǎng)狀，沿晶斷裂的趨勢得到一定的抑制。因此合金的強(qiáng)度有所提高，但是由于基體上出現(xiàn)了一定量的Al3(Zr1-xTix)塊狀相，在局部區(qū)域造成應(yīng)力集中，所以伸長率并未提高；3號和4號試樣拉伸斷口分別如圖8c、d所示，發(fā)現(xiàn)合金的撕裂楞變短，這是因?yàn)锳l3(Zr1-xTix)相的增加，破壞了晶界處Al7Cu4Ni相的連續(xù)，從而惡化了合金的性能。

3 結(jié) 論

(1)對于Al-5.3Cu-3.1Ni-1.2Mg-0.3Sc-0.2Zr合金，合金基體上添加1%Ti后出現(xiàn)大量的Al3(Zr1-xTix)相，并隨著Ti元素添加，Al3(Zr1-xTix)相的數(shù)量明顯增加。

(2)Al-5.3Cu-3.1Ni-1.2Mg-0.3Sc-0.2Zr合金，添加1%Ti后，在200 ℃拉伸時，抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度得到明顯提高，伸長率變化不大，繼續(xù)添加Ti元素，抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度顯著降低，伸長率沒有明顯變化。

(3)Al-5.3Cu-3.1Ni-1.2Mg-0.3Sc-0.2Zr合金為沿晶斷裂，添加Ti元素后，沿晶斷裂得到了抑制，并出現(xiàn)韌性斷裂的特征。