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 材料科學與工程學院，湖南 長沙 410083；2.中南大學 粉末冶金國家重點實驗室，湖南 長沙 410083；3.中南大學 有色金屬材料科學與工程教育部重點實驗室，湖南 長沙 410083）

Al-Si系合金具有優(yōu)異的鑄造性能、較高的比強度、熱膨脹系數(shù)低、耐腐蝕性好、可循環(huán)利用等優(yōu)點，廣泛應用于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由針狀變成細小的纖維狀，但Sr的添加并不能有效細化二次枝晶臂間距（SDAS）［4］。眾所周知，微合金化是改善鑄造鋁合金力學性能的主要方法之一，在鋁基體中形成金屬間化合物，增強材料并穩(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Al3V和粗棒狀Al10V，而Al10V相尺寸較大，降低了合金的抗拉強度和延展性。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使合金的抗拉強度和屈服強度顯著降低，而V使A356合金的屈服強度增加了42%，抗拉強度增加了25%。主要是由于V引起的固溶強化導致合金力學性能提升，而Ni的引入生成了Al9FeNi脆性相，降低了合金的強度。在A6063合金中添加0.1%V，并沒有找到含V的二次強化相，只是在一些基礎相中發(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，改善合金力學性能。目前有關(guān)微量添加V如何強化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合金組織及力學性能的影響，通過添加合金元素，制備一種新型強韌化鋁合金，探明其強化機理，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行了拋光處理。使用RRC-50電子萬能試驗機測試了鑄態(tài)合金和峰值時效后合金的力學性能，拉伸應變速率為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

使用標準方法對金相樣品進行機械研磨和拋光，用Keller試劑對合金進行腐蝕。采用光學顯微鏡（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)了細小的樹枝狀結(jié)構(gòu)，組織中α-Al枝晶較細小，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對組織有明顯的細化作用，當V添加量為0.1%時，二次枝晶臂間距最小，合金組織細化效果最佳。

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，導致真正有效細化的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合金的硬度最高達到114，主要是由于V3合金中的較多硬質(zhì)點金屬間化合物提高了合金的硬度，但是對合金的強度具有不利影響，不作為合金性能重要參考指標。

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。這些強化相協(xié)同作用在組織中，導致合金硬度的提升。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穩(wěn)定相［11］。然而隨著時效時間的增加，析出相的強化失去了一致性，在過時效過程中由于析出相的粗化導致了其在阻礙位錯運動方面效果變差，使得合金硬度下降。

2.3 拉伸性能分析

為了確定V添加量對合金力學性能的影響，測量了鑄態(tài)和峰值時效后合金的抗拉強度（UTS），屈服強度（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性能測試發(fā)現(xiàn)，0.1% V添加量的V2合金UTS達到了325 MPa，YS高達293 MPa，EL為8.16%。

圖7 不同V添加量Al-8Si-0.6Mg-0.1Cu合金的力學性能

當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的細化作用，還導致粗大金屬間相對基體產(chǎn)生割裂作用，發(fā)生應力集中，使合金的力學性能有所下降。Shaha等人［12］研究中，添加Zr、Ti和V使合金室溫力學性能有所下降，與本試驗結(jié)論相同。

為了進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，其抗拉強度、屈服強度和伸長率較高。

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枝晶明顯細化，其中V2合金SDAS達到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的細化效果，從而降低了改善力學性能的能力。

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度可達325 MPa，屈服強度可達293 MPa，伸長率為8.16%。

3.合金斷裂機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。