Y元素對超高強(qiáng)Al-Zn-Mg-Cu合金顯微組織和力學(xué)性能的影響

馬景濤，陶 慧，李慧中，2，梁霄鵬，2

（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) 有色金屬材料科學(xué)與工程教育部重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，湖南 長沙 410083）

Al-Zn-Mg-Cu合金因其密度低，強(qiáng)度高，熱處理強(qiáng)化效果好等優(yōu)點(diǎn)，已成為航空航天領(lǐng)域中的重要結(jié)構(gòu)材料［1-2］。然而，隨著飛行器機(jī)動性和速度的不斷提高，對航空航天用鋁合金的力學(xué)性能、斷裂韌性等綜合性能也提出更高的需求［3］?，F(xiàn)有研究表明，少量Y元素的添加能夠細(xì)化鋁合金的二次枝晶，減小共晶化合物尺寸，還會與Cu、Si、Al等元素反應(yīng)，生成如Al6Cu6Y、Al2Y、Al3Y等化合物，這些化合物以塊或條形式存在，并分布于晶界，能夠有效改善合金的沖擊韌性［4-5］；喬及森等在7075鋁合金中加入0.2%Y后發(fā)現(xiàn)Y元素與合金中的Fe和Mn等元素結(jié)合后形成金屬間化合物［6］，降低了基體中Fe元素對再結(jié)晶晶核形成的阻礙作用，從而提高了合金的再結(jié)晶程度，細(xì)化了合金的晶粒尺寸。此外，含Y相的形狀和尺寸對合金性能也有很大的影響，當(dāng)Y添加量較小時(shí)會形成納米級網(wǎng)絡(luò)結(jié)構(gòu)的Al8Cu4Y相，這種相能夠提高合金的強(qiáng)度和塑性［7］；當(dāng)Y添加量較多時(shí)，形成粗大的（Al，Zn）8Cu4Y相，對合金的伸長率有負(fù)面影響。本文通過研究不同Y元素添加量對Al-Zn-Mg-Cu合金的顯微組織和力學(xué)性能的影響，探究了Y在合金中的最佳添加量以及合金的強(qiáng)化機(jī)理。

1 試驗(yàn)方法

1.1 材料

試驗(yàn)所用的基礎(chǔ)合金成分為Al-9Zn-2.5Mg-2Cu-0.06Zr-0.07Ti（wt.%）。采 用 高 純 鋁（99.99wt.%）、純Zn、純Mg、Al-46wt.%Cu、Al-3Zr和Al-5Ti-B中間合金，通過熔煉和重力鑄造所得。通過添加Al-10Y中間合金得到Y(jié)含量為0%、0.1%、0.2%、0.3%的四種合金，分別命名為Y0，Y1，Y2，Y3。具體步驟為：采用石墨坩堝將高純鋁在井式電阻爐中熔化，熔化溫度為800℃；待所有原材料完全熔化后除氣、除渣，并于720℃澆鑄于預(yù)熱200℃的鋼模中。鑄錠經(jīng)470℃／24 h均勻化處理后進(jìn)行直接熱軋，得到厚度為2 mm的板材，控制總變形量為90%。隨后對軋板進(jìn)行470℃／2 h固溶和120℃／22 h時(shí)效處理（T6）。

1.2 微觀組織表征與性能測試

金相顯微組織觀察在4XC-Ⅱ光學(xué)顯微鏡上進(jìn)行。樣品經(jīng)機(jī)械研磨和拋光后采用Keller試劑（2.5vol%HNO3、1.5vol%HCl、1vol%HF、95vol%H2O）腐蝕。掃描電鏡（SEM）組織和斷口觀察在sirion200場發(fā)射掃描電子顯微鏡上進(jìn)行。透射電鏡（TEM）觀察在Tecnai G2 20 ST透射電子顯微鏡上進(jìn)行，樣品采用電解雙噴減薄的方法制備，雙噴液為25vol%HNO3+75vol%CH3OH，溫度為-35℃。室溫拉伸力學(xué)性能測試在MTS-810拉伸試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行，速度為1 mm／min，方向平行于軋制方向。

2 試驗(yàn)結(jié)果

2.1 顯微組織

不同Y含量鑄態(tài)合金的金相顯微組織如圖1所示，由圖1可知，四種合金中均存在大量枝晶，并且在晶界上富集大量連續(xù)且粗大的第二相。從圖1（Y0）中可見，未添加Y的合金晶內(nèi)存在明顯元素偏析，而含Y的合金中這種偏析的現(xiàn)象減弱；添加Y元素后，合金的晶粒細(xì)化，其中添加0.2%Y的合金細(xì)化效果最好，其平均晶粒尺寸為30～40μm。

圖1 不同Y含量鑄態(tài)合金的金相組織

未添加Y與添加0.2%Y鑄態(tài)合金的SEM顯微組織，如圖2所示，由圖2可知，未添加Y的合金中，第二相呈現(xiàn)出粗大且連續(xù)分布的特征，并且存在大量第二相聚集的區(qū)域（圖2Y0區(qū)域1）。添加0.2%Y的合金中，晶界第二相的尺寸較未添加Y的合金減小，且連續(xù)性降低（圖2Y2）。對兩種合金中不同第二相進(jìn)行能譜分析，結(jié)果見表1，各點(diǎn)分別對應(yīng)圖2Y0和Y2中的標(biāo)識。由表1可知，未添加Y的合金中，第二相為Mg3Zn3Al2相和M（Cu，Zn，Al）2Mg相。添加0.2%Y的合金中除了Mg3Zn3Al2相和M（Cu，Zn，Al）2Mg相外，還存在（Al，Zn）8Cu4Y相。對比兩種合金中Mg3Zn3Al2相和M（Cu，Zn，Al）2Mg相中各元素的占比可發(fā)現(xiàn)：添加Y后，Mg3Zn3Al2相和M（Cu，Zn，Al）2Mg相中Zn，Mg，Cu三種元素的含量略有提升。

表1 圖2中的各相EDX成分分析at.%

圖2 不同Y含量鑄態(tài)合金的SEM顯微組織

不同Y含量的板材經(jīng)T6熱處理后的金相組織如圖3所示。由圖3Y0可見，未添加Y的合金已經(jīng)發(fā)生了完全再結(jié)晶，晶粒為較大的等軸晶粒。添加Y元素后，合金發(fā)生不完全再結(jié)晶，沿軋制方向被拉長的晶粒依然存在（圖中R表示軋制方向）。并且隨著Y含量的增加，合金的再結(jié)晶比例也逐漸降低，第二相也表現(xiàn)出沿軋制方向分布的特征。

圖3 合金板材經(jīng)T6熱處理后的金相組織

未添加Y和添加0.2%Y的軋制板材經(jīng)T6熱處理后的SEM顯微組織如圖4所示。受軋制的影響，第二相沿軋制方向分布。與未添加Y的合金相比，添加0.2%Y的合金中第二相尺寸明顯更細(xì)小，平均尺寸從10μm減小到3～5μm。同時(shí)，合金中還存在一些細(xì)長的第二相，如圖4中的D點(diǎn)所示。圖4中對應(yīng)點(diǎn)的EDX分析結(jié)果見表2。由表2可知，未添加Y的合金中只觀察到M（Cu，Zn，Al）2Mg相，添加Y元素后，合金中除了M（Cu，Zn，Al）2Mg相外，還存在（Al，Zn，Mg）10Cu8Y相，其中較為細(xì)長的相為M（Cu，Zn，Al）2Mg相。

表2 圖4中的各相EDX能譜分析at.%

圖4 合金板材經(jīng)T6熱處理后的SEM顯微組織

三種不同Y含量的合金板材經(jīng)T6熱處理后的TEM暗場相及其對應(yīng)的選區(qū)電子衍射花樣如圖5所示。由圖5可知，隨著合金中Y含量的增加，析出相的數(shù)量逐漸增多。從衍射花樣中也可以發(fā)現(xiàn)，合金Y1的衍射花樣在1／2｛113｝處存在衍射斑，根據(jù)標(biāo)定確定為η相。隨著Y含量的增加，在合金Y2和合金Y3中除了出現(xiàn)η相的衍射斑外，在1／2｛200｝和1／2｛220｝處出現(xiàn)Al3Zr相的衍射斑。

圖5 含Y元素合金板材T6處理后的晶內(nèi)暗場相及其對應(yīng)的選區(qū)衍射花樣

2.2 室溫拉伸力學(xué)性能

不同Y含量的板材經(jīng)T6熱處理后的室溫拉伸應(yīng)力-應(yīng)變曲線，如圖6所示。相應(yīng)的力學(xué)性能數(shù)據(jù)見表3。與未添加Y的合金相比，添加Y后的合金力學(xué)性能得到明顯改善。并且隨著Y含量的提高，強(qiáng)度呈現(xiàn)先升高后降低的趨勢。其中，添加當(dāng)Y含量為0.2%時(shí)，對合金的強(qiáng)化效果最明顯，該合金的極限抗拉強(qiáng)度為622.7 MPa，屈服強(qiáng)度為590.1 MPa，伸長率為10.44%。

表3 合金室溫拉伸力學(xué)性能

圖6 室溫拉伸應(yīng)力-應(yīng)變曲線

2.3 斷口形貌

不同Y含量板材經(jīng)T6熱處理后的拉伸斷口形貌，如圖7所示。由圖7可知，未添加Y的合金斷口呈現(xiàn)出沿晶斷裂的特征，并存在少量撕裂的晶粒。而在添加Y的合金斷口中出現(xiàn)大量韌窩。其中，Y2合金斷口中韌窩數(shù)量更多，深度更深，這也說明Y2合金的塑性較其它合金更好。

圖7 合金T6熱處理后的拉伸斷口相貌

3 分析討論

在合金鑄造過程中，受Y原子半徑大，固溶度小以及分凝效應(yīng)等因素的影響，Y元素會在固-液界面處聚集，阻礙Zn、Mg、Cu等元素進(jìn)入合金基體［8］，從而提高M(jìn)g3Zn3Al2相和M（Cu，Zn，Al）2Mg相中Zn、Mg、Cu三種元素的含量。在Y的阻礙作用下，晶粒生長受到抑制，進(jìn)而起到細(xì)化晶粒的效果。同時(shí)，隨著晶粒內(nèi)部其它元素含量降低，晶粒內(nèi)部偏析減弱。根據(jù)Zhang等人的結(jié)果［9］，添加Y后，Zn、Mg和Cu元素的晶內(nèi)相對固溶程度從54.82%、49.63%、26.38%分別提高到69.57%、79.15%、49.73%。因此Y對合金強(qiáng)度的提升主要?dú)w因于固溶過程中Zn和Mg元素固溶程度的提高，從而導(dǎo)致時(shí)效過程中析出相數(shù)量的增加。鑄態(tài)和時(shí)效后合金中M（Cu，Zn，Al）2Mg相中Zn，Mg元素與Cu元素之間的比值關(guān)系變化情況如圖8所示。由圖8可知，經(jīng)過軋制和T6熱處理后，添加Y的合金中M（Cu，Zn，Al）2Mg相中的Zn和Mg含量下降較多。

圖8 不同狀態(tài)合金M（Cu，Zn，Al）2 Mg相中Zn含量和Mg含量與Cu含量的比值

（Al，Zn）8Cu4Y相經(jīng)軋制和T6熱處理后轉(zhuǎn)變?yōu)椋ˋl，Zn，Mg）10Cu8Y相，該相中Cu元素的占比明顯提高，其過程如圖9所示，該圖給出了T6熱處理過程中合金內(nèi)部元素?cái)U(kuò)散圖。Cu向AlCuY三元相擴(kuò)散時(shí)，不僅提高了AlCuY三元相中Cu元素的占比，同時(shí)也導(dǎo)致基體中Cu含量減少，進(jìn)而加速M(fèi)（Cu，Zn，Al）2Mg相中各元素向基體擴(kuò)散，促進(jìn)了M（Cu，Zn，Al）2Mg相的回溶，降低了M（Cu，Zn，Al）2Mg相的尺寸，提高了合金中Zn和Mg的固溶程度。由于合金中Zn和Mg固溶程度的提高，后續(xù)時(shí)效過程中更容易出現(xiàn)G.P區(qū)，η相增多，合金強(qiáng)度得到提升。

圖9 T6熱處理過程中合金內(nèi)部元素?cái)U(kuò)散行為示意圖

Y元素的加入還能改善Al3Zr相的分布，在凝固過程中，Zr容易在鋁合金的枝晶中心偏析，導(dǎo)致Al3Zr相的不均勻分布。在Y元素的阻礙作用下，Zr在固-液界面處的含量上升，在Zr含量較低的區(qū)域也能形成Al3Zr相，提高了其分布均勻性，Y能夠加快Al3Zr相的沉淀，形成更多的Al3Zr相［10］。因此，在添加Y的合金晶界處能夠觀察到Al3Zr相，且隨著Y含量的增加，Al3Zr相的數(shù)目逐漸增多。

4 結(jié) 論

1.Y元素能夠細(xì)化Al-Zn-Mg-Cu合金的鑄態(tài)晶粒，促進(jìn)第二相均勻分布，添加0.2%Y后的細(xì)化效果最佳，合金平均晶粒尺寸為30～40μm。

2.軋制板材中的含Y相在T6熱處理過程中能夠促進(jìn)M（Cu，Zn，Al）2Mg相的回溶，提高基體中Zn和Mg的固溶程度。

3.添加了Y后，合金的強(qiáng)度提高，并且隨著Y含量的增加，合金的強(qiáng)度和塑性均呈現(xiàn)出先升高后降低的趨勢。Y含量為0.2%時(shí)，合金的極限抗拉強(qiáng)度為622.7 MPa，屈服強(qiáng)度為590.1 MPa，合金的伸長率為10.44%。