不同拉伸溫度下SiC顆粒增強(qiáng)Al-Fe-V-Si復(fù)合材料的斷裂行為

賀毅強(qiáng)，喬 斌，王 娜，楊建明，徐政坤，尚 峰，陳振華

(1. 淮海工學(xué)院 機(jī)械工程系，連云港 222005；2. 張家界航空工業(yè)職業(yè)技術(shù)學(xué)院 機(jī)械工程系，張家界 427000；3. 淮海工學(xué)院 人事處，連云港222005；4. 湖南大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，長(zhǎng)沙 410082)

不同拉伸溫度下SiC顆粒增強(qiáng)Al-Fe-V-Si復(fù)合材料的斷裂行為

賀毅強(qiáng)1，喬 斌1，王 娜3，楊建明1，徐政坤2，尚 峰1，陳振華4

(1. 淮海工學(xué)院 機(jī)械工程系，連云港 222005；2. 張家界航空工業(yè)職業(yè)技術(shù)學(xué)院 機(jī)械工程系，張家界 427000；3. 淮海工學(xué)院 人事處，連云港222005；4. 湖南大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，長(zhǎng)沙 410082)

采用噴射沉積工藝制備SiCP/Al-11.7Fe-1.15V-2.4Si復(fù)合材料，并通過(guò)熱壓工藝對(duì)復(fù)合材料進(jìn)行致密化，再通過(guò)熱軋加工成板材。對(duì)復(fù)合材料的顯微組織以及不同溫度下復(fù)合材料的斷裂性能和斷口形貌進(jìn)行研究。結(jié)果表明：采用熱壓致密后再熱軋工藝能使SiC顆粒分布均勻，長(zhǎng)軸方向平行于軋制方向，有利于增強(qiáng)復(fù)合材料的力學(xué)性能，復(fù)合材料的斷裂性能和斷面形貌與拉伸溫度以及SiC的分布和取向相關(guān)，隨著拉伸溫度升高，SiC/Al界面強(qiáng)度減弱，拔斷的SiC顆粒逐漸減少，SiC顆粒的拔出成為主要的裂紋源；與基體金屬不同的是，復(fù)合材料的塑性隨著溫度升高而降低。

SiC顆粒；耐熱合金；復(fù)合材料；噴射沉積；斷裂行為

速凝固Al-Fe-V-S合金是美國(guó)Allied-Signal公司在20世紀(jì)80年代開(kāi)發(fā)的新型耐熱高鋁合金。該材料具有高的室溫和高溫強(qiáng)度、高剛度、良好的斷裂韌性和低的析出相顆粒粗化速率等性能[1]。陶瓷顆粒的多層噴射共沉積技術(shù)是開(kāi)發(fā)高性能金屬基復(fù)合材料的有效方法?？焖倌棠蜔徜X合金坯料過(guò)去多采用平流鑄造法和霧化制粉結(jié)合粉末冶金工藝來(lái)制備。噴射沉積技術(shù)作為一種新型近凈成形工藝，也被用來(lái)制備這種高合金化鋁合金[2]。為了進(jìn)一步提高該系合金的力學(xué)性能，在該系合金中加入第二相進(jìn)行增強(qiáng)，主要添加SiC顆粒、SiC晶須、Si3N4Al18B4O33以及原位生成的TiC。因此，在汽車、電子以及航空工業(yè)等領(lǐng)域該合金有著廣泛應(yīng)用[3-4]。過(guò)去的研究主要是關(guān)于金屬基復(fù)合材料的基體硬化、殘余應(yīng)力的影響、界面性能以及室溫下的斷裂行為[5-7]，集中于 Al-Fe-V-Si和SiCP/Al-11.7Fe-1.15V-2.4Si的室溫力學(xué)性能和斷裂行為[8-14]，很少有研究涉及高溫下金屬基復(fù)合材料的斷裂行為。金屬基復(fù)合材料的力學(xué)性能取決于其顯微組織，如裂紋擴(kuò)展和斷裂性能與增強(qiáng)顆粒的空間分布和體積分?jǐn)?shù)相關(guān)，因此，要考慮加工過(guò)程中增強(qiáng)顆粒的分布和取向。此外，顯微組織的均勻性對(duì)于金屬基復(fù)合材料的影響很大。熱壓工藝能夠改善采用傳統(tǒng)擠壓工藝加工的SiCP/Al-Fe-V-Si復(fù)合材料中SiC顆粒分布不均勻的問(wèn)題。通過(guò)熱壓還可以解決因?yàn)樵O(shè)備限制難以制備大尺寸薄板的問(wèn)題。

SiCP/Al-Fe-V-Si復(fù)合材料有很多優(yōu)點(diǎn)，但因具有較低的延展性和斷裂韌性使其應(yīng)用受到限制，特別是SiC顆粒聚集的 SiCP/Al-Fe-V-Si，加載早期的突然斷裂(顆粒與基體之間的塑性斷裂、脆性斷裂和脫層)制約了其力學(xué)性能的提高和應(yīng)用。因此，研究不同溫度下SiCP/Al-Fe-V-Si復(fù)合材料的斷裂性能和斷裂形貌的關(guān)系，以及提高SiC顆粒的均勻性、基體合金與SiC顆粒之間的結(jié)合強(qiáng)度是有必要的。

1 實(shí)驗(yàn)

1.1 原料及成分設(shè)計(jì)

本試驗(yàn)以名義成分為 15SiCP/Al-11.7Fe-1.15V-2.4Si/的復(fù)合材料為研究對(duì)象(其中 SiC的計(jì)量為體積分?jǐn)?shù)，其他的為質(zhì)量分?jǐn)?shù))，基體合金中的Fe和V分別以Al-40Fe和Al-40Fe-10V的形式加入。首先，在中頻感應(yīng)爐中熔配Al-40Fe和Al-40Fe-10V中間合金，再添加適量的純鋁和純硅在 1 020 ℃熔配Al-11.7Fe-1.15V-2.4Si母合金。SiC顆粒為β-SiC，平均粒徑約為10 μm，在復(fù)合材料中體積分?jǐn)?shù)約為15%。將Al-11.7Fe-1.15V- 2.4Si母合金和SiC粉末在湖南大學(xué)材料學(xué)院的多層噴射沉積制備圓坯裝置上進(jìn)行噴射共沉積得到復(fù)合材料圓坯料。

1.2 塑性加工

將沉積錠坯車削成直徑為 155 mm的圓柱形坯料。然后，在1 025 t擠壓機(jī)的擠壓筒內(nèi)進(jìn)行熱模壓，錠坯加熱溫度為450 ℃，保溫1 h；模具及擠壓筒加熱溫度為400 ℃，保溫1 h。熱壓得到的坯料垂直于高向鋸成圓片，再將圓片鋸成矩形板材進(jìn)行軋制，軋制溫度為480 ℃，其他軋制工藝參數(shù)與擠壓后熱軋的工藝參數(shù)相同。將熱壓的復(fù)合材料板材進(jìn)行熱軋，軋制溫度為480 ℃，軋制前保溫1 h，道次間退火保溫20 min，采用石墨＋機(jī)油潤(rùn)滑，軋速為0.43 m/s。

1.3 性能檢測(cè)

常溫拉伸試驗(yàn)在 CSS-44100型電子萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行，拉伸速率為0.5 mm/min，拉伸方向平行于板材軋制方向。金相樣品用Keller試劑浸蝕后在XJL-03大型金相顯微鏡下進(jìn)行組織觀察。在JSM-5600掃描電鏡下觀察拉伸試樣的斷口形貌。

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果

2.1 SiC顆粒的分布

SiC顆粒具有高熔點(diǎn)、高硬度和高彈性模量。近年來(lái)，以SiC陶瓷顆粒為增強(qiáng)相的金屬基復(fù)合材料得到了廣泛的研究[15-17]。復(fù)合材料中的SiC顆粒通過(guò)機(jī)械破碎獲得，因此，呈尖角不規(guī)則形狀。SiC顆粒主要是六角密堆結(jié)構(gòu)，因而，β-Al/SiC界面是非共格的。SiC顆粒在復(fù)合材料中的形態(tài)和分布隨著加工工藝和加工狀態(tài)變化而發(fā)生變化。

圖1所示為SiCP/Al-11.7Fe-1.15V-2.4Si復(fù)合材料中的SiC顆粒在熱壓態(tài)和熱壓后再軋制的形狀及分布狀況。從圖1(a)可以看到沉積態(tài)的SiC顆粒分布不均勻，且有較明顯的團(tuán)聚現(xiàn)象。這是因?yàn)樵趪娚涑练e噴嘴的掃描過(guò)程中，SiC顆粒呈層狀分布。因SiC和Al基體塑性變形能力的差異，擠壓后，SiC顆粒偏聚于板材的板面。熱壓工藝的塑性流動(dòng)小，因此，SiC顆粒的聚集和分層也沒(méi)有得到明顯改善(圖 1(b))。熱壓工藝沒(méi)有造成這種SiC顆粒板材表面的聚集，通過(guò)后續(xù)的多道次熱軋后，SiC顆粒的層間距減小，從而達(dá)到均勻化的效果。從圖 1(c)可以看出，SiC顆粒與基體結(jié)合狀況良好。經(jīng)過(guò)多道次熱軋后，由于SiC顆粒的轉(zhuǎn)動(dòng)和滑動(dòng)，使得總體上SiC顆粒的縱向平行于軋制平面。從微觀角度，SiC增強(qiáng)顆粒的轉(zhuǎn)動(dòng)是由基體的塑性變形引起的，因此，塑性變形微觀機(jī)制如位錯(cuò)滑移和攀移等將對(duì)SiC增強(qiáng)顆粒的轉(zhuǎn)動(dòng)起主導(dǎo)作用。這與 ?ADEK 等[18]發(fā)現(xiàn)的情況一致，復(fù)合材料中的Al12(Fe,V)3Si顆粒和SiC顆粒幾乎都沿?cái)D壓方向排列，且基體呈現(xiàn)出弱織構(gòu)。

圖1 復(fù)合材料在加工過(guò)程中的顯微組織Fig.1 Microstructures of composites during work process:(a) As-deposited; (b) As-hot pressed; (c) As-rolled after hot pressing

2.2 拉伸斷口形貌

圖2所示為先熱壓再軋制試樣在不同溫度下拉伸的斷口形貌。對(duì)應(yīng)的拉伸斷口側(cè)面形貌如圖3所示。從圖 2(a)和(b)可以看出，在較低的拉伸溫度下，SiC增強(qiáng)顆粒與基體結(jié)合良好，界面強(qiáng)度高。在拉伸過(guò)程中，由于SiC顆粒與基體金屬的模量差以及熱膨脹系數(shù)的不同，應(yīng)力集中于SiC顆粒，SiC顆粒被拉斷呈平整脆性斷裂。當(dāng)拉伸溫度較低時(shí)，多數(shù)SiC顆粒被拉斷，只有少數(shù)較小顆粒或長(zhǎng)徑比較小的顆粒在拉伸過(guò)程中被拔出。從圖2(a)對(duì)應(yīng)的斷口側(cè)面形貌(圖3(a))可以看到SiC顆粒被拔斷后留在金屬基體斷面上的半截SiC 顆粒，未見(jiàn)有SiC顆粒被拔出后的凹坑。從圖3(b)也可以看出，在100 ℃拉伸斷口的附近，基體中有被拉斷的SiC顆粒，斷口垂直于拉伸方向。隨著拉伸溫度的升高，被拉斷的SiC顆粒減少，而被拔出的SiC顆粒逐漸增多。當(dāng)拉伸溫度為200 (℃圖2(c)和3(c))時(shí)，被拔斷的SiC顆粒約為35%，而當(dāng)拉伸溫度升高到300 (℃圖2(d)和3(d))時(shí)，被拔斷的SiC顆粒只有20%左右。當(dāng)拉伸溫度升高到400 (℃圖2(e)和3(e))時(shí)，少量的SiC顆粒被拔斷，絕大部分SiC顆粒被拔出。從其對(duì)應(yīng)的斷口側(cè)面金相可以看到SiC顆粒與基體金屬的界面脫粘產(chǎn)生裂紋，并且基體也產(chǎn)生開(kāi)裂。當(dāng)拉伸溫度進(jìn)一步升高到450 (℃圖2(f)和3(f))時(shí)，只有極少的SiC顆粒被拔斷，從其對(duì)應(yīng)的斷口側(cè)面金相也可以看到SiC顆粒與基體界面的脫粘以及SiC顆粒被拔出后形成的凹坑。

2.3 斷裂行為

SiCP/Al-Fe-V-Si復(fù)合材料在不同溫度下變形行為不同。圖4所示為SiCP/Al-11.7Fe-1.15V-2.4Si復(fù)合材料薄板在不同溫度下的應(yīng)力—應(yīng)變曲線，拉伸速率為0.5 mm/min，標(biāo)距為10 mm。在相同的拉伸速率下，SiCP/Al-11.7Fe-1.15V-2.4Si復(fù)合材料的抗拉強(qiáng)度隨著拉伸溫度的升高，其抗拉強(qiáng)度下降；斷裂應(yīng)變也隨著拉伸溫度的上升而下降。這與未添加SiC的合金材料不同。合金材料在100~150 ℃存在中溫脆性區(qū)，所以，合金材料的斷裂應(yīng)變量隨著拉伸溫度的升高先下降，在100~150 ℃最低；當(dāng)拉伸溫度超過(guò)脆性溫度后，材料的斷裂應(yīng)變量又上升[19]。而添加 SiC增強(qiáng)顆粒的SiCP/Al-Fe-V-Si復(fù)合材料的斷裂應(yīng)變量隨著拉伸溫度的升高而一直下降，SiCP/Al-11.7Fe-1.15V-2.4Si在室溫應(yīng)力—應(yīng)變曲線在強(qiáng)度達(dá)到極限抗拉強(qiáng)度后，流變應(yīng)力下降，呈加工軟化，斷裂應(yīng)變量為7.7%。當(dāng)拉伸溫度升高到100 ℃時(shí)，其軟化現(xiàn)象有所減弱，斷裂應(yīng)變量減少到7.1%。隨著拉伸溫度的升高，軟化現(xiàn)象進(jìn)一步減弱。當(dāng)拉伸溫度為200 ℃和300 ℃時(shí)，材料的斷裂應(yīng)變量分別為 6.5%和 6.4%。當(dāng)拉伸溫度升高到400 ℃時(shí)，復(fù)合材料經(jīng)過(guò)加工硬化階段達(dá)到極限抗拉強(qiáng)度后即斷裂，斷裂應(yīng)變量降低到5.1%。斷裂應(yīng)變量隨拉伸升高的變化規(guī)律與表1所示的其斷后伸長(zhǎng)率隨Every datum in Table 1 was taken as an average value from more than five data拉伸溫度升高的變化規(guī)律一致?？梢钥闯觯瑥?fù)合材料的抗拉強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率隨著拉伸溫度的升高而降低，室溫抗拉強(qiáng)度為581.2 MPa，伸長(zhǎng)率為4.5%；隨著拉伸溫度升高到100、200、300和400 ℃時(shí)，抗拉強(qiáng)度下降到461.5、372.2、315.8和232.6 MPa，伸長(zhǎng)率下降到4.2%、3.3%、2.5%和1.4%。與圖2和3一致，復(fù)合材料沒(méi)有出現(xiàn)合金材料的中溫脆性現(xiàn)象。

圖2 復(fù)合材料在不同溫度下拉伸的斷口形貌Fig.2 Fractographies of composite at different tensile temperatures: (a) 25 ℃; (b) 100 ℃; (c) 200 ℃; (d) 300 ℃; (e) 400 ℃; (f) 450 ℃

表1 SiCP/Al-11.7Fe-1.15V-2.4Si薄板在不同溫度下的力學(xué)性能Table1 Mechanical properties of SiCP/Al-11.7Fe-1.15V-2.4Si sheets at different tensile temperatures

3 分析與討論

Al-Fe-V-Si合金基體和SiC顆粒之間的彈性模量失配度大，堅(jiān)硬、脆性的SiC顆粒抑制了相對(duì)柔軟的基體合金的塑性流變。因此，復(fù)合材料呈總體上的脆性斷裂和局部韌性斷裂相結(jié)合的復(fù)合斷裂。復(fù)合材料的塑性差是因?yàn)榛w合金的塑性變形受到非連續(xù)的SiC增強(qiáng)顆粒的阻礙，而非基體合金的塑性差。

圖3 復(fù)合材料在不同溫度下的拉伸斷面?zhèn)让嫘蚊睩ig.3 Morphologies of fracture sides of composites at different tensile temperatures: (a) 25 ℃; (b) 100 ℃; (c) 200 ℃; (d) 300 ℃;(e) 400 ℃; (f) 450 ℃

圖4 SiCP/Al-11.7Fe-1.15V-2.4Si薄板在不同溫度下的應(yīng)力-應(yīng)變曲線(應(yīng)變速率為5×10－4)Fig.4 Stress—strain curves of SiCP/Al-11.7Fe-1.15V-2.4Si sheets at different tensile temperatures(Stain rate: 5×10－4)

SiC顆粒增強(qiáng)復(fù)合材料存在 3種失效方式：SiC顆粒斷裂、界面脫粘和基體開(kāi)裂。復(fù)合材料的斷裂方式和SiC與基體金屬界面強(qiáng)度相關(guān)外，而界面強(qiáng)度與變形溫度相關(guān)。當(dāng)拉伸溫度升高300 ℃以上時(shí)，被拉斷的SiC顆粒越來(lái)越小，SiC顆粒被拔出而形成的凹坑越來(lái)越多。當(dāng)拉伸溫度為400 ℃時(shí)，斷面上的SiC顆粒幾乎沒(méi)有被拉斷，是基體和SiC顆粒的界面被破壞，SiC顆粒被拔出，斷面上留下SiC被拔出而形成的韌窩或突出的SiC顆粒。SiC顆粒和基體界面的脫粘以及基體的開(kāi)裂成為裂紋形核的主要機(jī)制。界面的脫粘是復(fù)合材料高溫下延展性差的重要原因。在不同的拉伸溫度下，復(fù)合材料都是呈基體的韌性斷裂和總體上的脆性斷裂相結(jié)合的復(fù)合斷裂。脆性斷裂作為主要的斷裂方式不是因?yàn)榛w合金的塑性有限，而是因?yàn)榉沁B續(xù)的 SiC增強(qiáng)顆粒對(duì)基體合金塑性流動(dòng)的限制，并在SiC顆粒周圍形成撕裂棱。受SiC的空間分布、體積分?jǐn)?shù)的影響，SiC顆粒捕獲位錯(cuò)限制塑性流動(dòng)，在周圍形成高密度位錯(cuò)區(qū)域，在SiC顆粒之間的基體產(chǎn)生撕裂棱。在拉伸過(guò)程中，隨著變形程度的增大，SiC顆粒周圍的應(yīng)力集中程度增高。從室溫到300℃，較大的SiC顆粒首先被拉斷，然后，相對(duì)較小的SiC顆粒被拉斷。具有高縱橫比的SiC顆粒更趨向于這種斷裂。SiC顆粒斷裂后產(chǎn)生的微裂紋迅速擴(kuò)展并相互連接，因而，使復(fù)合材料突然脆性斷裂。要讓SiC顆粒完全被拉斷，則SiC 顆粒要被加載到它們的斷裂應(yīng)力，這主要通過(guò)拉應(yīng)力來(lái)實(shí)現(xiàn)，還有部分來(lái)自于顆粒與基體界面的剪切力。通過(guò)界面剪切力來(lái)加載的程度取決于SiC顆粒的縱橫比(S)。假設(shè)基體中的SiC顆粒理想分布，則縱橫比與SiC的強(qiáng)度(σ(SiC))以及界面剪切強(qiáng)度(τi)之間的關(guān)系如式(1)所示[20]。

S=σ(SiC)/τi(1)

從式(1)可以看出，SiC是否被拉斷還與界面剪切強(qiáng)度相關(guān)。當(dāng)拉伸溫度超過(guò)400 ℃時(shí)，由于溫度的升高，SiC顆粒和基體合金的界面變?nèi)?，SiC顆粒被拔出界面的破壞以及基體金屬的開(kāi)裂成為裂紋源，微裂紋擴(kuò)展并連接而導(dǎo)致復(fù)合材料失效。此外，復(fù)合材料的斷裂方式還受SiC的空間分布的影響，SiC顆粒聚集的區(qū)域更容易引起應(yīng)力集中，SiC顆粒也更容易斷裂。熱擠壓后，板坯中存在嚴(yán)重的SiC顆粒表面聚集，從而造成SiC顆粒的過(guò)早斷裂而降低復(fù)合材料的力學(xué)性能。熱壓再軋制工藝能使SiC顆粒分布更加均勻，因此，可以避免SiC顆粒在拉伸過(guò)程中的過(guò)早突然斷裂，從而提高復(fù)合材料的力學(xué)性能。

隨著拉伸溫度的升高，復(fù)合材料的抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度下降，導(dǎo)致伸長(zhǎng)率降低，比同成分的合金材料的性能差。隨著拉伸溫度的升高，基體合金的軟化以及SiC顆粒與基體界面的減弱是引起復(fù)合材料強(qiáng)度下降的主要原因。復(fù)合材料的塑性主要取決于變形過(guò)程中能夠塑性流動(dòng)的基體材料的體積分?jǐn)?shù)，能夠塑性流動(dòng)的基體的體積分?jǐn)?shù)越高，塑性就越好。在復(fù)合材料中，基體的塑性流動(dòng)又受到SiC顆粒的制約，塑性流動(dòng)的基體減少，因此，塑性下降，比同成分的合金材料的性能差。

在顆粒增強(qiáng)的金屬基復(fù)合材料中，主要的裂紋形核機(jī)制是增強(qiáng)顆粒的開(kāi)裂和增強(qiáng)顆粒與基體界面的脫粘。對(duì)于給定增強(qiáng)顆粒粒度和體積分?jǐn)?shù)的復(fù)合材料，裂紋形核方式取決于界面結(jié)合的強(qiáng)度。當(dāng)拉伸溫度低于400 ℃時(shí)，由于SiC增強(qiáng)顆粒與Al基體界面的結(jié)合較強(qiáng)，主要通過(guò)SiC增強(qiáng)顆粒的開(kāi)裂形核。在SiC開(kāi)裂以前，基體金屬在變形過(guò)程中經(jīng)過(guò)加工硬化階段，并產(chǎn)生軟化，材料塑性較好。當(dāng)拉伸溫度達(dá)到400 ℃時(shí)，SiC增強(qiáng)顆粒與Al基體界面的結(jié)合較弱，界面的脫粘成為裂紋形核的主要機(jī)制，在材料產(chǎn)生軟化以前已經(jīng)斷裂。從室溫到400 ℃，隨著溫度的升高，界面結(jié)合強(qiáng)度逐漸減弱，被拉斷的SiC顆粒越來(lái)越少，被拔出的SiC顆粒越來(lái)越多，加工軟化現(xiàn)象越來(lái)越弱，復(fù)合材料的塑性也越來(lái)越差。

4 結(jié)論

1) 對(duì)噴射沉積 SiCP/Al-11.7Fe-1.15V-2.4Si復(fù)合材料采用熱壓致密，能使SiC顆粒在基體合金中分布均勻，有利于基體的結(jié)合。

2) 復(fù)合材料的斷裂方式取決于拉伸溫度。從室溫到300 ℃，SiC顆粒的斷裂成為最主要的裂紋源；拉伸溫度為400℃，SiC顆粒與基體的界面脫粘成為主要的裂紋源。此外，復(fù)合材料的斷裂方式還受SiC的空間分布的影響，SiC顆粒聚集的區(qū)域更容易引起應(yīng)力集中，SiC顆粒也更容易斷裂，具有高縱橫比的 SiC顆粒也更容易被拉斷。

3) 隨著拉伸溫度的升高，復(fù)合材料的抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度下降，斷后伸長(zhǎng)率也下降。室溫下的抗拉強(qiáng)度為581.2 MPa，100 ℃時(shí)下降為461.5 MPa，再到200℃時(shí)的372.2 MPa，300 ℃時(shí)的315.8 MPa，400 ℃時(shí)的232.6 MPa。伸長(zhǎng)率在室溫下為4.5%，100 ℃時(shí)下降為4.2%，200 ℃時(shí)為3.3%，到300 ℃時(shí)為2.5%，400 ℃時(shí)為1.4%。

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Facture behavior of Al-Fe-V-Si composite reinforced with SiC particles at different tensile temperatures

HE Yi-qiang1, QIAO Bin1, WANG Na3, YANG Jian-ming1, XU Zheng-kun2, SHANG Feng1, CHEN Zhen-hua4
(1. College of Mechanical Engineering, Huaihai Institute of Technology, Lianyungang 222005, China;2. Department of Mechanical Engineering, Zhangjiajie Institute of Aviation Industry Vocational,Zhangjiajie 427000, China;3. Department of Human Resource, Huaihai Institute of Technology, Lianyungang 222005, China;4. College of Materials Science and Engineering, Hunan University, Changsha 410082, China)

SiCP/Al-11.7Fe-1.15V-2.4Si composite was prepared by spray deposition and densified by hot pressing, and then were rolled into sheets. The microstructures, fracture properties and fractographies of the composite at different tensile temperatures were investigated. The results show that the uniform distribution of the SiC particles with their longitudinal direction parallel to the rolling direction is achieved by rolling after hot pressing, which contributes to the elevation of the mechanical properties of the composite. Fracture properties and fractographies of the composite are affected by the tensile temperature and distribution and orientation of SiC particles. The bonding between SiC particles and the matrix becomes weak, and the breakable particles reduce as the tensile temperature; the debonding of SiC/Al becomes the dominant fracture mechanism, the plasticity of the composite decreases as the tensile temperature increases,which is different from the matrix alloy.

SiC particle; heat resistant alloy; composite; spray deposition; fracture behavior

TG146.2

A

1004-0609(2010)03-0469-07

江蘇省高校自然科學(xué)研究資助項(xiàng)目(09KJD430001)；江蘇省高校重點(diǎn)建設(shè)學(xué)科資助項(xiàng)目

2009-03-09；

2009-08-25

賀毅強(qiáng)，講師，博士；電話：0518-85895330；E-mail: ant210@sina.com

(編輯 楊 華)