郭昕明，李慧中，2，3，梁霄鵬，2，3，王一浩，陸雨晨，彭昱欽

（1.中南大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，湖南 長沙 410083；2.中南大學(xué) 粉末冶金國家重點(diǎn)實(shí)驗室，湖南 長沙 410083；3.中南大學(xué) 有色金屬材料科學(xué)與工程教育部重點(diǎn)實(shí)驗室，湖南 長沙 410083）

Al-Si系合金具有優(yōu)異的鑄造性能、較高的比強(qiáng)度、熱膨脹系數(shù)低、耐腐蝕性好、可循環(huán)利用等優(yōu)點(diǎn)，廣泛應(yīng)用于5G基站、汽車等領(lǐng)域［1］。然而，許多鑄造Al-Si合金的組織中較粗的針狀Si相割裂了基體組織，大大降低了合金的力學(xué)性能和使用壽命，因此控制Si相的形貌與尺寸對Al-Si系合金工程化應(yīng)用至關(guān)重要［2］。在過去的研究中，Sr是Al-Si合金中有效變質(zhì)共晶Si的最佳元素之一［3］，通過添加Sr使合金組織中的Si由針狀變成細(xì)小的纖維狀，但Sr的添加并不能有效細(xì)化二次枝晶臂間距（SDAS）［4］。眾所周知，微合金化是改善鑄造鋁合金力學(xué)性能的主要方法之一，在鋁基體中形成金屬間化合物，增強(qiáng)材料并穩(wěn)定微觀組織。Meng等人［5］研究發(fā)現(xiàn)，在鋁合金中引入V，形成了花瓣狀A(yù)l3V和粗棒狀A(yù)l10V，而Al10V相尺寸較大，降低了合金的抗拉強(qiáng)度和延展性。研究表明［6］，Ti、Zr、V三種元素同時添加還能夠顯著提高合金的力學(xué)性能，主要是由于合金中有著納米級三鋁化物的析出，并且隨著三種元素加入合金的單調(diào)和循環(huán)屈服強(qiáng)度均有所增加，但是合金的延展性和硬化能力有所下降。在砂型鑄造A356合金中同時引入Ni和V發(fā)現(xiàn)，Ni使合金的抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度顯著降低，而V使A356合金的屈服強(qiáng)度增加了42%，抗拉強(qiáng)度增加了25%。主要是由于V引起的固溶強(qiáng)化導(dǎo)致合金力學(xué)性能提升，而Ni的引入生成了Al9FeNi脆性相，降低了合金的強(qiáng)度。在A6063合金中添加0.1%V，并沒有找到含V的二次強(qiáng)化相，只是在一些基礎(chǔ)相中發(fā)現(xiàn)了V的存在，如AlFeSi、Al3Fe、Al6（Fe，Mn）等相，但是通過與未添加V的合金對比，V的添加明顯加速了合金析出動力學(xué)，改善合金力學(xué)性能。目前有關(guān)微量添加V如何強(qiáng)化Al-Si-Mg-Cu合金的報道較少，本文主要研究了V對Al-8Si-0.6Mg-0.1Cu合金組織及力學(xué)性能的影響，通過添加合金元素，制備一種新型強(qiáng)韌化鋁合金，探明其強(qiáng)化機(jī)理，為工業(yè)領(lǐng)域的生產(chǎn)提供理論支撐。

1 試驗方法

1.1 材料

采用工業(yè)純Al、Al-20% Si、純Mg和純Cu為主要原材料制備Al-8Si-0.6Mg-0.1Cu合金，加入0.03% Sr以改善共晶Si形貌。通過加入Al-5% V商用中間合金，使合金中V含量為0%、0.05%、0.1%和0.2%。合金分別命名為V0、V1、V2和V3。此外，覆蓋劑（50% KCl＋50% NaCl）被用于減緩熔體在大氣中的氧化，氧化鋅作為坩堝和模具的涂層，C2Cl6粉末用于除渣和除氣。在750℃下將熔體倒入預(yù)熱后的（200℃）鋼模具中，并在空氣中冷卻至室溫，生產(chǎn)出尺寸為30 mm×50 mm×200 mm的鑄錠。

1.2 性能測試

從不同V含量鑄錠的相同位置切取合金拉伸試樣，拉伸樣品的表面在測試前進(jìn)行了拋光處理。使用RRC-50電子萬能試驗機(jī)測試了鑄態(tài)合金和峰值時效后合金的力學(xué)性能，拉伸應(yīng)變速率為1×10-3／s。對每一種合金分別測量5個試樣。并測量合金在鑄態(tài)、固溶處理后和時效狀態(tài)下的硬度。

1.3 微觀組織表征

使用標(biāo)準(zhǔn)方法對金相樣品進(jìn)行機(jī)械研磨和拋光，用Keller試劑對合金進(jìn)行腐蝕。采用光學(xué)顯微鏡（OM）、掃描電子顯微鏡（SEM）和能譜分析（EDX）研究合金樣品的微觀組織、元素分布及斷口形貌。利用Image Pro Plus 6.0軟件對樣品的二次枝晶臂間距（SDAS）進(jìn)行了定量分析。

2 結(jié)果和討論

2.1 微觀組織分析

合金在鑄態(tài)下的光學(xué)顯微組織如圖1所示。用SDAS作為表征V對枝晶生長影響的參數(shù)。V0合金具有較粗大的樹枝狀結(jié)構(gòu)，并且α-Al枝晶較為粗大，組織的分布雜亂（圖1（a）），其平均SDAS為18.92μm。V1合金中出現(xiàn)了細(xì)小的樹枝狀結(jié)構(gòu)，組織中α-Al枝晶較細(xì)小，甚至一些α-Al枝晶呈等軸狀（圖1（b）），其平均SDAS減小到15μm。V2合金組織中幾乎為細(xì)小的α-Al枝晶，其中大部分α-Al枝晶呈等軸狀（圖1（c）），其平均SDAS減小到10.8μm，降低幅度為42.9%。而V3合金中，繼續(xù)出現(xiàn)了細(xì)小的樹枝狀結(jié)構(gòu)，α-Al枝晶明顯增大，其SDAS增加至13.3μm。結(jié)果表明，在合金中添加V對組織有明顯的細(xì)化作用，當(dāng)V添加量為0.1%時，二次枝晶臂間距最小，合金組織細(xì)化效果最佳。

圖1 鑄態(tài)合金的微觀組織

二次枝晶臂間距與V添加量之間的關(guān)系如圖2所示，隨著V添加量的增加，SDAS值先降低后增加，兩者存在良好的線性擬合關(guān)系，R2參數(shù)為0.964 1。

圖2 Al-8Si-0.6Mg-0.1Cu合金中二次枝晶臂間距與V添加量的關(guān)系

擬合關(guān)系如式（1）所示：

式中：y為SDAS，x為V添加量。

Sigworth等人［7］研究了鑄造鋁合金中枝晶的形成、生長和粗化，α-Al枝晶的SDAS主要受生長速率、溫度梯度和成分特征的影響。由于V的加入，在合金凝固的過程中，適量的V富集在熔體的固液相前沿，降低了固液界面能，使得α-Al枝晶尖端過冷，從而長大被抑制，出現(xiàn)了更細(xì)的枝晶。而V3合金的SDAS稍有增加，并且出現(xiàn)了較小樹枝狀結(jié)構(gòu)，可能是由于所添加的V生成了較多的金屬間化合物，導(dǎo)致真正有效細(xì)化的V減少，削弱了抑制枝晶長大的效果?？赏茰y得出，在V添加量為0.10%～0.15%之間時，能較好的細(xì)化合金組織。

四種鑄態(tài)合金的SEM顯微圖如圖3所示，在V添加的鑄態(tài)合金中觀察到了不同類別的物相，表1為圖3中箭頭所指各物相的EDX檢測結(jié)果。隨著V添加量的增加，AlFeSiV金屬間化合物演化趨勢愈加明顯，由一開始的細(xì)小顆粒狀逐漸演變?yōu)榇执蟀迤瑺?。鋁基體中出現(xiàn)短棒狀和纖維狀Si顆粒，表明Sr對Si粒子有著良好的改性。由于Cu的添加量較少，觀察到細(xì)小的Al2Cu分布在Si粒子附近（圖3（a））。且在組織中觀察到富鐵相，因為Fe是鑄造Al-Si合金中最常見的雜質(zhì)［8］。

圖3 鑄態(tài)合金的SEM顯微圖

由表1可得，V只存在于AlFeSiV相中，在其他金屬間化合物中并沒有觀察到V。V3鑄態(tài)合金的元素分布如圖4所示，可以看出，Si元素分布在合金的共晶區(qū)、AlFeSiV相和富Fe相中。V主要分散在AlFeSiV相中，在Al基體中分散較少，能夠說明當(dāng)V添加量較多時，合金中的V更多的生成金屬間化合物，使合金中有效改善合金的V含量減少，V3合金的SDAS增加，α-Al枝晶粗化。

圖4 鑄態(tài)V3合金中化學(xué)元素的分布

表1 圖3中箭頭所指物相的EDX成分分析%

2.2 顯微硬度測試

在固溶處理4 h前后，V添加量與合金硬度的關(guān)系如圖5所示。從圖中能夠得出，當(dāng)合金中添加V后，合金的鑄態(tài)維氏硬度均有著不同程度的提升，結(jié)果表明溶質(zhì)原子對合金硬度有著積極的影響。在經(jīng)過520℃條件下固溶4 h后進(jìn)行淬火處理，四種合金硬度平均降低了24.7%，其主要原因為在固溶過程中金屬間相的溶解，這與Sepehrband等人對微量元素添加對合金硬度影響的研究結(jié)果一致［9］。

圖5 V添加量與鑄態(tài)及固溶4 h后材料硬度的關(guān)系

固溶4 h后的四種合金在180℃下時效10 h，硬度隨時效時間的變化如圖6所示，從總體趨勢來看，合金的硬度先增加，在7 h左右達(dá)到峰值，隨后逐漸下降。不同V含量的合金硬度變化趨勢有所不同，在峰值時效過后，與V0合金相比，含V合金的維氏硬度普遍較高，并且其硬度下降趨勢明顯弱于不含V的合金，V能夠有效的阻止析出相的粗化，且在時效后期，合金中還會少量的析出二次相。其中V3合金的硬度最高達(dá)到114，主要是由于V3合金中的較多硬質(zhì)點(diǎn)金屬間化合物提高了合金的硬度，但是對合金的強(qiáng)度具有不利影響，不作為合金性能重要參考指標(biāo)。

圖6 固溶4 h和180℃時效的材料硬度隨時效時間的變化規(guī)律

在時效過程中，硬度增加主要是由于Mg2Si、Al2Cu和AlFeSiV相彌散析出分布在合金基體中。這些強(qiáng)化相協(xié)同作用在組織中，導(dǎo)致合金硬度的提升。以往的研究指出［10］，在鋁合金中添加微量合金元素，從而硬度有所增加。在時效過程中，QAl5Cu2Mg8Si6相和π-Al8Mg3FeSi6相是也是主要的熱力學(xué)穩(wěn)定相［11］。然而隨著時效時間的增加，析出相的強(qiáng)化失去了一致性，在過時效過程中由于析出相的粗化導(dǎo)致了其在阻礙位錯運(yùn)動方面效果變差，使得合金硬度下降。

2.3 拉伸性能分析

為了確定V添加量對合金力學(xué)性能的影響，測量了鑄態(tài)和峰值時效后合金的抗拉強(qiáng)度（UTS），屈服強(qiáng)度（YS）和伸長率（EL）。不同V添加量的Al-8Si-0.6Mg-0.1Cu合金的峰值時效及鑄態(tài)的室溫拉伸性能如圖7所示。結(jié)果表明，所有的添加V的合金的力學(xué)性能都高于未添加V的合金。對于室溫下的鑄態(tài)組織，未添加V的V0合金UTS僅為188 MPa，YS為117 MPa，EL為5.35%。在V添加量為0.1%時，合金的UTS、YS和EL均最大，其中UTS達(dá)到了252 MPa，提高了34%，YS為150 MPa，提高了28%，EL為9.12%，提高了70%。對峰值時效合金力學(xué)性能測試發(fā)現(xiàn)，0.1% V添加量的V2合金UTS達(dá)到了325 MPa，YS高達(dá)293 MPa，EL為8.16%。

圖7 不同V添加量Al-8Si-0.6Mg-0.1Cu合金的力學(xué)性能

當(dāng)V含量較低時，彌散分布于基體中，溶質(zhì)原子對合金組織的細(xì)化作用較為明顯。隨著V含量的增加，合金中形成了較為粗大的板條狀金屬間化合物，不僅降低了合金中V的細(xì)化作用，還導(dǎo)致粗大金屬間相對基體產(chǎn)生割裂作用，發(fā)生應(yīng)力集中，使合金的力學(xué)性能有所下降。Shaha等人［12］研究中，添加Zr、Ti和V使合金室溫力學(xué)性能有所下降，與本試驗結(jié)論相同。

為了進(jìn)一步研究合金組織的斷裂行為，對鑄態(tài)合金的拉伸斷口形貌進(jìn)行研究，鑄態(tài)合金的斷口掃描圖如圖8所示。斷口處可見廣泛分布的解理面和撕裂棱，一些共晶Si相脫離鋁基體，并且觀察到枝晶間的小裂紋，同時還能觀察到不同尺寸的韌窩，推斷斷裂主要是是由脆性斷裂和韌性斷裂混合而成。V2合金中具有較少的解理面和撕裂棱，韌窩深而密，其抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度和伸長率較高。

圖8 Al-8Si-0.6Mg-0.1Cu合金的拉伸斷口形貌

3 結(jié) 論

1.V的添加使合金顯微組織中的α-Al枝晶明顯細(xì)化，其中V2合金SDAS達(dá)到10.8μm，降低幅度為42.9%。但是，過量添加V形成了粗大的金屬間化合物AlFeSiV，降低了V的細(xì)化效果，從而降低了改善力學(xué)性能的能力。

2.合金在鑄態(tài)和峰值時效后的拉伸和硬度測量表明，添加V對合金的力學(xué)性能產(chǎn)生重要影響，鑄態(tài)硬度平均增加了9.8%，鑄態(tài)抗拉強(qiáng)度最大增加41%。變質(zhì)后的Al-8Si-0.6Mg-0.1Cu合金的最佳成分為添加0.1% V的合金，其峰值時效后的拉伸強(qiáng)度可達(dá)325 MPa，屈服強(qiáng)度可達(dá)293 MPa，伸長率為8.16%。

3.合金斷裂機(jī)制為脆性斷裂和韌性斷裂的混合斷裂。V2合金中具有較少的解理面和撕裂棱，韌窩深而密，具有較高的塑性。