噴射沉積 SiCP/Al-8.5Fe-1.3V-.17Si熱暴露過程的顯微組織演變

賀毅強(qiáng)， 屠 宏， 馮立超， 楊建明， 陳振華

（1.淮海工學(xué)院機(jī)械工程學(xué)院，江蘇連云港222005;2.華北水利水電學(xué)院軟件學(xué)院，鄭州450011;3.湖南大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，長(zhǎng)沙 410082）

1986年Skinner等人［1］利用平流鑄造法（PFC）研制了Al-Fe-V-Si鋁合金，該系列合金在Al基體上彌散分布較大體積分?jǐn)?shù)（可達(dá)40%）的Al12（Fe，V）3Si耐熱強(qiáng)化相，強(qiáng)化相細(xì)小均勻分布，具有良好的耐熱性能。為了進(jìn)一步提高該系合金的力學(xué)性能，拓展耐熱鋁合金性能穩(wěn)定的溫度范圍，人們嘗試在該系合金中加入 SiC 顆粒增強(qiáng) Al-Fe-V-Si［2～4］。因Al-Fe-V-Si合金及其復(fù)合材料主要應(yīng)用于溫度較高的環(huán)境中，材料的力學(xué)性能取決于α-Al和Al12（Fe，V）3Si兩相組織的粗細(xì)和均勻性，材料的耐熱性能和服役壽命取決于這種組織的熱穩(wěn)定性［5～7］。因此研究熱加工和熱暴露過程中顯微組織的變化規(guī)律，對(duì)于噴射沉積Al-Fe-V-Si合金及其復(fù)合材料顯微組織及性能的控制尤為重要。

有研究發(fā)現(xiàn)Al-Fe-V-Si合金擠壓件呈一層細(xì)小的硅化物粒子再加上一層粗大的硅化物粒子的帶狀組織，不利于其力學(xué)性能［8］。有學(xué)者研究了Al-8.5Fe-1.3V-1.7Si合金在不同溫度下的熱穩(wěn)定性，發(fā)現(xiàn)合金在540℃退火100h后出現(xiàn)了針狀組織［9］。HAMBLETON R對(duì)比研究了 Al-Fe-V-Si合金和SiCP/Al-Fe-V-Si的熱穩(wěn)定性，但沒有涉及SiC/Al基體界面的研究［10］。馬宗義研究了SiCP/Al-8.5Fe-1.3V-1.7Si復(fù)合材料的界面和力學(xué)性能［11］。前期研究發(fā)現(xiàn)采用多層噴射沉積技術(shù)能夠制備出組織細(xì)小均勻、性能優(yōu)良的SiCP/Al-Fe-V-Si復(fù)合材料，且在熱加工過程中保持組織和性能穩(wěn)定［12～15］。本工作研究了SiCP/Al-8.5Fe-1.3V-1.7Si復(fù)合材料在不同溫度下熱暴露過程中顯微組織的演變，特別研究了第二相粒子以及SiC顆粒與Al基體界面形貌的演變，以研究該復(fù)合材料組織演變的規(guī)律，并分析了SiC顆粒對(duì)于材料耐熱性能的影響，為在加工過程中避免其力學(xué)性能下降以及最大限度地利用材料的高溫性能提供指導(dǎo)。

1 試驗(yàn)

1.1 原料及成分設(shè)計(jì)

本試驗(yàn)以SiCP/Al-8.5Fe-1.3V-1.7Si的復(fù)合材料（SiCP體積分?jǐn)?shù)為15%）為研究對(duì)象，基體合金中Fe和V以Al-40Fe和Al-40Fe-10V中間合金的形式加入。首先在中頻感應(yīng)爐中熔配Al-40Fe，Al-40Fe-10V中間合金，然后再添加適量的純鋁和純硅在1020℃熔配Al-8.5Fe-1.3V-1.7Si母合金。SiC顆粒為 β-SiC，平均粒徑約為 10μm。將 Al-8.5Fe-1.3V-1.7Si母合金和SiC粉末在多層噴射沉積圓坯制備裝置上進(jìn)行噴射共沉積得到柱形復(fù)合材料沉積坯。

1.2 塑性加工

將沉積錠坯車削成直徑為155mm的圓柱形坯料，然后在1025T擠壓機(jī)上的擠壓筒內(nèi)進(jìn)行熱壓，錠坯加熱溫度為480℃，保溫1h，擠壓筒加熱溫度為400℃，保溫1h。熱壓得到的坯料垂直于高向鋸成圓片，再將圓片加工成矩形板坯以進(jìn)行軋制。其軋制溫度為480℃，軋制前保溫1h，道次壓下量約為10%，道次間退火保溫時(shí)間20min，采用石墨+機(jī)油潤(rùn)滑，軋速為0.43 m/s。

1.3 檢測(cè)方法

試樣進(jìn)行熱暴露處理，熱暴露工藝如表1。熱暴露后試樣在H800和JSM-5600型透射電鏡上觀察顯微組織變化，通過X射線衍射儀對(duì)其進(jìn)行物相分析。

表1 合金及復(fù)合材料的退火工藝Table 1 Annealing parameters of the alloy and composites

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果

2.1 物相分析

480℃下軋制的SiCP/Al-8.5Fe-1.3V-1.7Si板材在550℃下熱暴露200h，600℃下熱暴露10h后試樣的X射線衍射物相分析圖譜如圖1所示。從圖1可以看出，在軋制態(tài)復(fù)合材料板材中主要存在α-Al，β-SiC和α-Al12（Fe，V）3Si三種相。當(dāng)經(jīng)550℃熱暴露200h后，α-Al12（Fe，V）3Si相量增加，沒有出現(xiàn)明顯的 δ-Al13Fe4相。經(jīng)600℃熱暴露10h后，出現(xiàn)了δ-Al13Fe4相峰，α-Al12（Fe，V）3Si相峰峰強(qiáng)減弱，說明試樣中的α-Al12（Fe，V）3Si相減少，而 δ-Al13Fe4相的生成是以α-Al12（Fe，V）3Si相的減少為代價(jià)。由于Al4C3生成量少，也沒有出現(xiàn)明顯的Al4C3峰。

2.2 顯微組織

圖1 熱暴露過程中材料的X射線物相分析圖譜Fig.1 XRD patterns of the composite during hot exposure

2.2.1 第二相粒子

圖2為SiCP/Al-8.5Fe-1.3V-1.7Si在熱暴露過程中第二相粒子的演變過程?？梢钥闯?，噴射沉積態(tài)SiCP/Al-8.5Fe-1.3V-1.7Si復(fù)合材料經(jīng)480℃下熱壓和多道次軋制后，α-Al12（Fe，V）3Si相保持彌散細(xì)小，為近球形，尺寸為50～80 nm（圖2a）;第二相粒子在500℃下熱暴露200h后幾乎沒有長(zhǎng)大，仍保持在100nm左右（圖2b）;經(jīng)550℃下熱暴露200h后，第二相粒子長(zhǎng)大至200～300nm，但仍保持近球狀圖2c。經(jīng)600℃熱暴露10h后，SiCP/Al-8.5Fe-1.3V-1.7Si中的第二相粒子已經(jīng)聚集長(zhǎng)大（400～500nm）（圖2d）。

從圖2可以看出，SiCP/Al-8.5Fe-1.3V-1.7Si復(fù)合材料在550℃以下長(zhǎng)時(shí)間熱暴露時(shí)顯微組織穩(wěn)定，粗化率小。軋制態(tài)復(fù)合材料試樣中的Al12（Fe，V）3Si相體積分?jǐn)?shù)較少，約為25%，而在550℃熱暴露200h后，Al12（Fe，V）3Si相體積分?jǐn)?shù)提高，約為35%。在600℃熱暴露10h后，SiCP/Al-8.5Fe-1.3V-1.7Si中由于Al13Fe4相的生成，Al12（Fe，V）3Si相體積分?jǐn)?shù)減少，約為20%，這說明高溫?zé)岜┞哆^程中的Al13Fe4相的形成是以消耗周圍Al12（Fe，V）3Si粒子為代價(jià)，與圖1一致。

2.2.2 SiC/Al界面

在高溫制備和熱暴露過程中，Al基體和SiC顆粒增強(qiáng)體之間存在著發(fā)生界面反應(yīng)的可能性和多樣性，這些界面反應(yīng)影響著界面結(jié)合狀態(tài)，最終對(duì)復(fù)合材料的性能產(chǎn)生重大影響。圖3為SiCP/Al-8.5Fe-1.3V-1.7Si材料在熱暴露前后SiC-Al界面形貌。從圖3a可以看出軋制板材中SiC-Al界面干凈，看不到明顯的界面反應(yīng)物。而當(dāng)SiCP/Al-8.5Fe-1.3V-1.7Si經(jīng)600℃下熱暴露10h后，界面上生成了粒度約為0.2μm塊狀A(yù)l4C3相（圖3b）。

圖2 熱暴露過程中第二相粒子的演變 （a）軋制態(tài);（b）500℃/200h;（c）550℃ /200h;（d）600℃ /10hFig.2 Diserpoids during hot exposure （a）as-rolled;（b）500℃/200h;（c）550℃ /200h;（d）600℃ /10h

圖3 SiC-Al界面在熱暴露前后的形貌（a）軋制態(tài);（b）600℃下10hFig.3 SiC-Al interface during hot exposure（a）as-rolled;（b）600℃for 10h

R.Hambleton 等人［10］將 SiCP/Al-Fe-V-Si材料在600℃下暴露100h后觀察到了Al4C3相，而沒有看到Al14Fe3相。施忠良等人［16］將 SiCP/2014Al在620℃暴露2h后觀察到了Al4C3相，并且認(rèn)為Al4C3相結(jié)構(gòu)為六方形的片狀結(jié)構(gòu)，然后通過六方形片狀結(jié)構(gòu)堆垛。SiCP/Al基復(fù)合材料的界面反應(yīng)過程，分為以下幾個(gè)步驟:（1）SiC在Al液的作用下溶解;（2）Si和C的原子自SiC表面向Al基體中擴(kuò)散，這一點(diǎn)在前期的研究中已經(jīng)證實(shí)［17］;（3）Si和C在濃度及溫度合適的條件下會(huì)在SiC/Al界面發(fā)生界面反應(yīng)，形成界面反應(yīng)產(chǎn)物。在熱暴露過程中，SiC發(fā)生溶解和擴(kuò)散，且SiC在Al中的溶解速度與Si和C在Al液中的擴(kuò)散速率有關(guān)，溫度越高，擴(kuò)散速率越高，溶解也越快。

2.2.3 位錯(cuò)增殖

圖4為SiCP/Al-Fe-V-Si在550℃熱暴露過程中位錯(cuò)密度的變化情況。軋制態(tài)復(fù)合材料由于由于α-Al基體晶粒細(xì)小，所以α-Al基體內(nèi)幾乎看不到位錯(cuò)，晶粒大小為300～500nm（圖4a）;當(dāng)復(fù)合材料在550℃暴露100h后，隨著晶粒的長(zhǎng)大，在顆粒周圍形成無第二相粒子的Al基體區(qū)域，出現(xiàn)了位錯(cuò)（圖4b）。隨著熱暴露時(shí)間的加長(zhǎng)，第二相粒子和晶粒進(jìn)一步長(zhǎng)大，位錯(cuò)繼續(xù)增殖，增殖的新位錯(cuò)相互交割，形成位錯(cuò)纏結(jié)或位錯(cuò)網(wǎng)胞結(jié)構(gòu)（圖4c）。

3 分析討論

SiCP/Al-8.5Fe-1.3V-1.7Si復(fù)合材料在熱暴露過程中顯微組織的變化主要是第二相粒子的演變和SiC-Al界面的演變以及位錯(cuò)的增殖。

3.1 第二相粒子

圖4 SiCP/Al-8.5Fe-1.3V-1.7Si板材在熱暴露過程的位錯(cuò)增殖 （a）軋制態(tài)，（b）550℃下100h，（c）550℃下200hFig.4 Dislocation multiplication of SiCP/Al-8.5Fe-1.3V-1.7Si sheet during hot exposure（a）as-rolled，（b）550℃ for 100h，（c）550℃ for 200h

由于多層噴射沉積工藝的高冷卻速率（103～104K/s），細(xì)化了顯微組織，析出 α-Al12（Fe，V）3Si亞穩(wěn)相。而SiC顆粒的共沉積進(jìn)一步提高了基體合金的冷卻速率，在共沉積過程中，SiC顆粒插入霧化液滴內(nèi)或粘附在液滴表面，提高了基體合金的形核率和冷卻速率，細(xì)化了晶粒與第二相粒子，晶粒尺寸約為 300～500nm，Al12（Fe，V）3Si尺寸為 50-80nm。Al12（Fe，V）3Si在高溫下的粗化率很低（425℃時(shí)，F(xiàn)e/V=10時(shí)，8.4×10-27m3/h;Fe/V=5時(shí)，2.9 ×10-26m3/h）［10］。

SiC顆粒的共沉積進(jìn)一步提高了Al-Fe-V-Si合金的組織和性能的熱穩(wěn)定性。在高溫下SiC顆粒溶解，向基體中注入Si原子，使基體中Si濃度提高，從而有效地延緩了Al12（Fe，V）3Si粒子的分解與長(zhǎng)大以及向Al14Fe3相的轉(zhuǎn)變，使之在高溫?zé)岜┞哆^程（550℃以下）中保持細(xì)小彌散狀態(tài)，這一點(diǎn)從熱暴露過程顯微組織觀察與物相分析可以看出，與文獻(xiàn)［10］的研究一致。

因此，第二相粒子在高溫下熱暴露過程中的穩(wěn)定取決于第二相粒子本身以及SiC顆粒對(duì)第二相粒子粗化和轉(zhuǎn)變的抑制。

3.2 SiC-Al界面

在復(fù)合材料的制備過程中，界面反應(yīng)一方面能有效地改善界面潤(rùn)濕性能，提高界面強(qiáng)度;另一方面，過度的界面反應(yīng)使界面脆弱，反而降低材料的性能。在高溫下由于基體和增強(qiáng)體的化學(xué)活性迅速提高，溫度越高反應(yīng)越激烈，在高溫下停留時(shí)間越長(zhǎng)，反應(yīng)越嚴(yán)重，因此在制備方法和工藝參數(shù)的選擇上首先考慮制備溫度、高溫停留時(shí)間，以防過度的界面反應(yīng)。對(duì)于SiCP/Al-8.5Fe-1.3V-1.7Si復(fù)合材料來說，在600℃以上高溫下長(zhǎng)時(shí)間的熱暴露，過度的界面反應(yīng)在SiC-Al生成粗大的Al4C3脆性相降低界面結(jié)合強(qiáng)度，從而降低SiCP/Al-Fe-V-Si的力學(xué)性能。

3.3 位錯(cuò)增殖

SiCP/Al-8.5Fe-1.3V-1.7Si的基體可看作是Al12（Fe，V）3Si顆粒彌散分布在α-Al基體上的兩相合金。由于Al12（Fe，V）3Si顆粒與Al基體具有不同的熱膨脹系數(shù)，在高溫下忽略Al12（Fe，V）3Si顆粒的粗化而可以近似看做剛性硬脆相不變形，而Al基體受熱膨脹，由于膨脹系數(shù)不同，第二相粒子顆粒成為高度應(yīng)力集中的場(chǎng)所，在熱作用下，萌生和發(fā)射位錯(cuò)。產(chǎn)生位錯(cuò)后，可動(dòng)位錯(cuò)可以構(gòu)成Frank-Read源，在剪切應(yīng)力的作用下Frank-Read源開啟。另外在高溫?zé)岜┞哆^程中，以相界或晶界為結(jié)點(diǎn)的單邊Frank-Read源也可能被激活，向晶內(nèi)的Al基體發(fā)射位錯(cuò)，導(dǎo)致位錯(cuò)增殖。

基于以上分析可知，SiCP/Al-8.5Fe-1.3V-1.7Si由于多層噴射沉積工藝和SiC顆粒的添加可制備第二相粒子彌散細(xì)小的復(fù)合材料，第二相粒子本身的耐熱性以及由于SiC顆粒的分解向基體中釋放游離態(tài)Si，抑制第二相粒子的粗化和轉(zhuǎn)化，提高了基體的耐熱性。第二相粒子在550℃下長(zhǎng)時(shí)間熱暴露保持彌散細(xì)小，因此力學(xué)性能也保持穩(wěn)定。在600℃下熱暴露時(shí)，第二相粒子急劇粗化，SiC-Al界面處生成Al4C3。且在熱暴露過程中，由于彌散粒子和基體的熱膨脹系數(shù)差，位錯(cuò)增殖。

4 結(jié)論

（1）噴射沉積SiCP/Al-8.5Fe-1.3V-1.7Si復(fù)合材料經(jīng)熱壓再多道次熱軋后Al12（Fe，V）3Si粒子保持彌散細(xì)小，為50～80nm，SiC-Al界面干凈，沒有脆性相生成;

（2）在500℃暴露200 h后，彌散粒子幾乎沒有長(zhǎng)大;在550℃暴露200 h后，彌散粒子輕微長(zhǎng)大至100nm，沒有明顯的脆性相生成，復(fù)合材料在550℃以下具有良好的熱穩(wěn)定性能。550℃熱暴露過程中，隨著熱暴露時(shí)間變長(zhǎng)，位錯(cuò)密度增加;

（3）600℃下暴露10h后，SiC-Al界面處生成Al4C3相，第二相粒子長(zhǎng)大至400～500nm，并生成Al13Fe4相;溫度高于550℃時(shí)，復(fù)合材料的熱穩(wěn)定性能下降;

（4）SiC顆粒的分解向基體中釋放游離態(tài)Si抑制Al12（Fe，V）3Si的粗化和轉(zhuǎn)化，提高了材料的耐熱性能。

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