基體成分對SiCP/Al-Fe-V-Si復(fù)合材料顯微組織與性能的影響

賀毅強(qiáng),徐虎林,錢晨晨,丁云飛,馮 文,陳勁松,李化強(qiáng),馮立超

(1 淮海工學(xué)院 機(jī)械與海洋工程學(xué)院，江蘇 連云港 222005;2 江蘇省海洋資源開發(fā)研究院，江蘇 連云港 222005)

彌散強(qiáng)化型鋁合金的強(qiáng)度取決于彌散相的含量、粒度、分布、形態(tài)以及彌散相與基體的結(jié)合情況，強(qiáng)化相的粗化是合金強(qiáng)度在高溫下嚴(yán)重下降的一個關(guān)鍵因素，因此要求加入的合金元素在基體中平衡固溶度和擴(kuò)散速率低等，產(chǎn)生不易轉(zhuǎn)變和粗化的第二相質(zhì)點[1]?？焖倌藺l-Fe-V-Si系合金具有納米級Al12(Fe,V)3Si彌散粒子，大量分布在晶內(nèi)和晶界，可有效釘扎位錯的移動和晶界的轉(zhuǎn)動，其熱穩(wěn)定性可維持至500℃。譚敦強(qiáng)等[2]研究了不同冷速下Al-8.5Fe-1.3V-1.7Si合金的相組成，發(fā)現(xiàn)在同一冷卻速率下，熔體溫度越高，得到的合金組織越細(xì)小。Sun等[3-4]采用電子束熔煉技術(shù)制備了Al-Fe-V-Si合金，Al12(Fe,V)3Si彌散粒子粒度為30～110nm，采用選區(qū)激光熔化技術(shù)處理了鑄造Al-8.5Fe-1.3V-1.7Si合金，發(fā)現(xiàn)合金組織中存在α-Al，α-Al12(Fe,V)3Si和θ-Al13Fe4，并研究了顯微組織的熱穩(wěn)定性。Jia等[5]研究發(fā)現(xiàn)，隨著稀土含量的增加，粉末冶金Al-Fe-V-Si-Mm合金微孔尺寸不變，數(shù)量減少，同時粗孔的數(shù)量也減少。Yaneva等[6]發(fā)現(xiàn)，快速凝固Al-Fe-V-Si合金中溫度高于620K且Si含量超過3%(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，下同)時，在Si表面形核生長出細(xì)小的Al13(Fe,V)3Si粒子。張林林等[7]發(fā)現(xiàn)，添加Mg可以細(xì)化Al-Fe-V-Si合金鑄態(tài)組織，改善鋁鐵相的形貌與分布，有利于提高合金的硬度和強(qiáng)度。為進(jìn)一步提高Al-Fe-V-Si系合金性能，引入高熔點SiC，TiC，Si3N4陶瓷等顆粒和晶須可使合金性能顯著提高，其中SiC顆粒具有高溫強(qiáng)度高、硬度高、彈性模量高的特點[8]。近年來，陳志鋼等[9]采用楔形壓制致密噴射沉積SiCP/Al-Fe-V-Si復(fù)合材料，獲得了致密管件。賀毅強(qiáng)等[10-11]研究了噴射沉積SiCP/Al-Fe-V-Si復(fù)合材料在成形過程中的顯微組織和力學(xué)性能的演變。關(guān)于SiC顆粒與Al基體在高溫過程中形成的Al4C3相對材料力學(xué)性能的影響，部分學(xué)者認(rèn)為Al4C3相將降低材料的力學(xué)性能[12]，而有些研究人員則認(rèn)為Al4C3相呈細(xì)小且彌散分布狀態(tài)，可通過沉淀強(qiáng)化機(jī)制對鋁合金起到強(qiáng)化作用[13-14]。

綜上可見，國內(nèi)外的研究主要集中于合金成分與加工工藝以及添加TiC，SiC，Si3N4陶瓷相對Al-Fe-V-Si合金顯微組織和力學(xué)性能的影響。對SiCP/Al-Fe-V-Si的研究主要集中于SiCP/Al-8.5Fe-1.3V-1.7Si的制備、成形工藝、顯微組織與力學(xué)性能以及蠕變性能研究。本工作系統(tǒng)研究合金成分對SiCP/Al-Fe-V-Si復(fù)合材料彌散粒子、室溫與高溫拉伸性能、熱暴露過程中彌散粒子和力學(xué)性能演變的影響，揭示不同F(xiàn)e含量和Fe/V比對材料的影響機(jī)理，為擴(kuò)大SiCP/Al-Fe-V-Si復(fù)合材料的應(yīng)用提供一定的理論和實驗基礎(chǔ)。

1 實驗材料與方法

1.1 原料及成分設(shè)計

本實驗中復(fù)合材料的名義成分為SiCP/Al-6.5Fe-0.6V-1.3Si，SiCP/Al-8.5Fe-1.3V-1.7Si，SiCP/Al-10Fe-1.3V-2Si，SiCP/Al-11.7Fe-1.15V-2.4Si，F(xiàn)e和V以Al-40Fe和Al-40Fe-10V中間合金的形式加入。SiC顆粒為β-SiC，平均粒徑約為10μm，在復(fù)合材料中體積分?jǐn)?shù)約為15%。通過多層噴射沉積設(shè)備實現(xiàn)SiC顆粒與Al-Fe-V-Si基體合金的共沉積。

1.2 塑性加工

將沉積錠坯車削成φ155mm的圓柱形坯料，然后在熱壓模內(nèi)壓制成φ160mm的圓坯，變形溫度為450～500℃，保溫1h，模具及熱壓模溫度為400℃，保溫1h。將熱壓坯車削成φ155mm的圓坯進(jìn)行第二次熱壓成形。二次熱壓后的壓坯加工為厚度約為20mm的板坯，多道次熱軋至2mm，軋制溫度為480℃，軋制前保溫30min，道次間退火20min，采用石墨+機(jī)油潤滑，軋速為0.43m/s。對不同基體成分的軋制態(tài)復(fù)合材料板材進(jìn)行同爐熱暴露實驗，熱暴露工藝分別為550℃下暴露200h，600℃下暴露10h。

1.3 檢測方法

采用UTM5305型電子萬能試驗機(jī)測試復(fù)合材料的常溫及高溫拉伸力學(xué)性能，拉伸速率為0.5m/min，拉伸方向平行于軋制方向，實驗結(jié)果均采用3個實驗數(shù)據(jù)的平均值；采用JSM-6700F型掃描電鏡(scanning electron microscope, SEM)觀察SiC顆粒的分布和拉伸實驗的斷口形貌，電壓為15kV，電流為20μA；采用H800和JEOL-3010型高分辨電子顯微鏡觀察材料的彌散粒子和晶粒形貌。

2 結(jié)果與分析

2.1 合金成分對顯微組織的影響

多層噴射共沉積技術(shù)具有較高的冷卻速率(約為104K/s)，制備的SiCP/Al-Fe-V-Si復(fù)合材料的Al基體晶粒細(xì)小，且高冷速增大了Fe等合金元素在Al中的過飽和固溶度，在隨后的受熱過程中，過飽和的固溶體析出大量Al12(Fe,V)3Si彌散粒子。圖1為噴射沉積SiCP/Al-Fe-V-Si復(fù)合材料經(jīng)熱壓后多道次熱軋后的顯微組織。可見熱變形后的復(fù)合材料致密狀況良好，且SiC顆粒分布均勻。

圖1 軋制態(tài)SiC顆粒增強(qiáng)Al-Fe-V-Si復(fù)合材料的顯微組織Fig.1 Microstructure of Al-Fe-V-Si composites reinforced with SiC particles as-rolled

圖2為不同成分的SiCP/Al-Fe-V-Si復(fù)合材料經(jīng)軋制后的晶粒、彌散粒子的大小與分布狀態(tài)。從圖2(a)可知，當(dāng)Fe含量為6.5%時，彌散粒子體積分?jǐn)?shù)約為20%。Fe含量分別為8.5%，10.0%，11.7%時，彌散粒子體積分?jǐn)?shù)分別約為25%，30%，40%(圖2(b)，(c)，(d))，可以看出，Al12(Fe,V)3Si體積分?jǐn)?shù)隨Fe含量的升高而升高。粒度為50～80nm的近球形α-Al12(Fe,V)3Si彌散粒子多沿晶界分布，晶粒尺寸為500～800nm。晶內(nèi)彌散粒子較少是因為在變形過程中，晶界發(fā)生滑動直至被彌散粒子釘扎。

本實驗條件下采用噴射沉積制備的SiCP/Al-Fe-V-Si復(fù)合材料與文獻(xiàn)[15]采用PFC工藝制備的Al-8.5Fe-1.3V-1.7Si合金的基體晶粒尺寸和彌散粒子尺寸相當(dāng)，晶粒為500～800nm，Al12(Fe,V)3Si彌散顆粒尺寸約為80nm。

2.2 合金成分對力學(xué)性能的影響

圖3為具有不同基體合金成分噴射沉積-熱壓-軋制SiCP/Al-Fe-V-Si復(fù)合材料的力學(xué)性能。可以看出，復(fù)合材料的抗拉強(qiáng)度σb,尤其是高溫下的抗拉強(qiáng)度隨著Fe含量的升高而升高，當(dāng)復(fù)合材料基體中Fe含量為6.5%，8.5%，10.0 %和11.7 %時，315℃下的抗拉強(qiáng)度分別為229.3，285，306.4，315.8MPa，400℃下的抗拉強(qiáng)度分別為141.2，186，207.5，232.6MPa，但材料的伸長率隨Fe含量的升高而降低。如前所述，隨著Fe含量的升高，基體中彌散粒子的體積分?jǐn)?shù)增加，對變形過程中的位錯和晶界的釘扎作用增強(qiáng)，因此表現(xiàn)為強(qiáng)度的升高和伸長率的降低。

圖2 不同成分的SiCP/Al-Fe-V-Si復(fù)合材料的顯微組織(a)SiCP/Al-6.5Fe-0.6V-1.3Si;(b)SiCP/Al-8.5Fe-1.3V-1.7Si;(c)SiCP/Al-10Fe-1.3V-2Si;(d)SiCP/Al-11.7Fe-1.15V-2.4SiFig.2 Microstructures of SiCP/Al-Fe-V-Si composites with different components(a)SiCP/Al-6.5Fe-0.6V-1.3Si;(b)SiCP/Al-8.5Fe-1.3V-1.7Si;(c)SiCP/Al-10Fe-1.3V-2Si;(d)SiCP/Al-11.7Fe-1.15V-2.4Si

圖3 具有不同基體合金成分的SiCP/Al-Fe-V-Si的力學(xué)性能 (a)抗拉強(qiáng)度;(b)伸長率Fig.3 Mechanical properties of SiCP/Al-Fe-V-Si with different matrix alloy components (a)tensile strength;(b)elongation

SiC顆粒增強(qiáng)Al基復(fù)合材料的強(qiáng)化機(jī)制主要有SiC顆粒的第二相強(qiáng)化，以及噴射沉積過程中的快速凝固效應(yīng)導(dǎo)致的基體固溶強(qiáng)化、細(xì)晶強(qiáng)化、彌散強(qiáng)化等，因此具有良好的室溫與高溫力學(xué)性能。SiC顆粒體積分?jǐn)?shù)相同而合金成分不同的SiCP/Al-Fe-V-Si合金具有不同的力學(xué)性能，這主要取決于彌散相的含量、分布和粒度、形態(tài)以及彌散相與基體的結(jié)合情況。彌散相長大和粗化是導(dǎo)致室溫和高溫強(qiáng)度下降的重要原因，屈服強(qiáng)度與彌散粒子的半徑和體積分?jǐn)?shù)的關(guān)系如公式(1)所示。

(1)

式中:σ0.2是屈服強(qiáng)度；Vf是彌散相體積分?jǐn)?shù)；r是彌散析出相粒子半徑。因此，隨Fe含量的升高，SiCP/Al-Fe-V-Si復(fù)合材料的屈服強(qiáng)度隨Al12(Fe,V)3Si粒子體積分?jǐn)?shù)的增加而升高，且隨彌散粒子尺寸的增大而降低。

噴射沉積過程中，SiC顆粒與熔滴碰撞，插入或部分插入熔滴，提高了基體的冷卻速率和基體鋁合金的形核率，使基體晶粒和彌散粒子更細(xì)小彌散、穩(wěn)定，產(chǎn)生更好的細(xì)晶強(qiáng)化和彌散強(qiáng)化效果。此外，賀毅強(qiáng)等研究表明[16]，SiCP/Al-Fe-V-Si復(fù)合材料在沉積和熱變形過程中，SiC顆粒向基體中析出游離態(tài)的Si，這種Si能有效防止Al12(Fe,V)3Si的粗化和向Al13Fe4脆性相的轉(zhuǎn)變。因此在后續(xù)熱變形過程中，Al基體仍保持晶粒、彌散粒子細(xì)小穩(wěn)定。在室溫拉伸和高溫拉伸過程中，彌散細(xì)小的Al12(Fe,V)3Si粒子有效釘扎位錯和晶界(圖4)，提高了材料的室溫強(qiáng)度和高溫強(qiáng)度。

圖4 SiCP/Al-Fe-V-Si復(fù)合材料變形后彌散粒子釘扎在位錯(a)和晶界(b)Fig.4 Dislocations(a) and boundaries(b) pined by dispersoids in deformed SiCP/Al-Fe-V-Si composites

圖5為SiCP/Al-8.5Fe-1.3V-1.7Si復(fù)合材料在不同溫度下拉伸后的斷面形貌?？梢钥闯?，室溫下SiC顆粒具有整齊的斷面，而SiC顆粒被拔出后形成的凹坑比例低(圖5(a))；隨著拉伸溫度提高到315℃(圖5(b))和400℃(圖5(c))，斷面上SiC顆粒被拔出的比例增加，而被拉斷的SiC顆粒比例降低。

SiCP/Al基復(fù)合材料在變形過程中，因SiC顆粒與Al基體彈性模量的差異，應(yīng)力在SiC顆粒周圍集中，當(dāng)SiC-Al界面強(qiáng)度高時，SiC顆粒被拉斷，而當(dāng)SiC-Al界面強(qiáng)度低時，裂紋在SiC-Al界面形核并擴(kuò)展，SiC顆粒被拔出，此外長徑比較大的SiC顆粒易被拉斷。分析認(rèn)為，隨著變形溫度的提高，SiC-Al界面強(qiáng)度迅速降低，導(dǎo)致拉伸過程中SiC-Al界面的過早破壞，形成裂紋源，從而使塑性降低。

2.3 合金成分對耐熱性能的影響

2.3.1 顯微組織

圖6為具有不同基體合金成分的軋制態(tài)SiCP/Al-Fe-V-Si復(fù)合材料彌散粒子在熱暴露過程中的尺寸演變。室溫下，不同成分復(fù)合材料的Al12(Fe,V)3Si粒子尺寸相近，為50～80nm。

3種材料在550℃下暴露200h后，SiCP/Al-8.5Fe-1.3V-1.7Si中的彌散粒子長大至100～200nm，而SiCP/Al-10.0Fe-1.3V-2.0Si中的彌散粒子長大程度較小(約為100nm)，SiCP/Al-11.7Fe-1.15V-2.4Si中的彌散粒子保持在80nm左右；600℃熱暴露10h后，SiCP/Al-8.5Fe-1.3V-1.7Si中生成了塊狀的Al13Fe4相，彌散相尺寸增大至約500nm，SiCP/Al-10.0Fe-1.3V-2.0Si中Al12(Fe,V)3Si粒子粗化至約300nm，SiCP/Al-11.7Fe-1.15V-2.4Si中Al12(Fe,V)3Si粒子長大程度低，約為200nm。由此可以看出，在熱暴露過程中，對于不同成分的SiCP/Al-Fe-V-Si，隨著Fe含量和Fe/V比值的增大，彌散粒子的粗化程度降低。

圖6 SiCP/Al-Fe-V-Si復(fù)合材料在熱暴露過程中彌散粒子的尺寸變化Fig.6 Dispersoid size evolution of SiCP/Al-Fe-V-Si composites during hot exposure process

2.3.2 彌散粒子粗化行為的理論分析

SiCP/Al-Fe-V-Si的基體Al-Fe-V-Si合金的強(qiáng)度來源于彌散粒子、晶界與位錯的交互作用，這種作用以具有對稱晶格的三元或四元金屬間化合物的形成為基礎(chǔ)?；w合金中的近球狀彌散粒子的成分近似為Al12(Fe,V)3Si，該相相對于傳統(tǒng)時效強(qiáng)化的沉淀相具有更高的熱穩(wěn)定性，為體心立方結(jié)構(gòu)，是Al-Fe-V-Si合金的主要強(qiáng)化相。Al12(Fe,V)3Si雖然是一種亞穩(wěn)相，但是熱穩(wěn)定性極佳，能在500℃以上仍保持亞穩(wěn)狀態(tài)[16]。SiCP/Al-Fe-V-Si具有優(yōu)良的高溫力學(xué)性能和良好的熱穩(wěn)定性，主要得益于高度彌散的、熱力學(xué)上穩(wěn)定的Al12(Fe,V)3Si彌散粒子。在Al12(Fe,V)3Si顆粒粗化過程中，F(xiàn)e原子在Al中的體擴(kuò)散系數(shù)最小，故Fe原子的體擴(kuò)散是Ostwald粗化速率控制的關(guān)鍵。在具有高體積分?jǐn)?shù)Al12(Fe,V)3Si顆粒的α-Al+α-Al12(Fe,V)3Si兩相合金中，Al12(Fe,V)3Si顆粒在亞微米級的α-Al晶粒內(nèi)發(fā)生Ostawald粗化。大量的晶界和相界存在，使得Fe原子沿界面擴(kuò)散，對Al12(Fe,V)3Si顆粒粗化過程加速作用不可忽略。此外，在熱暴露過程中，Al12(Fe,V)3Si有沿晶界聚集的趨勢，隨著Al12(Fe,V)3Si的粗化，大量彌散分布在晶界上，這也表明了沿界面擴(kuò)散不可忽略。在500℃以下的熱暴露過程中，F(xiàn)e原子擴(kuò)散速率小，故沿界面擴(kuò)散對Fe原子的長程傳輸起到了明顯促進(jìn)作用。因500℃下彌散粒子的粗化主要依賴于沿界面的Fe原子的擴(kuò)散，擴(kuò)散速率低，因此經(jīng)480℃熱壓及多道次軋制后的SiCP/Al-Fe-V-Si板料中Al晶粒尺寸為500～800nm，Al12(Fe,V)3Si尺寸為50～80nm，在熱變形過程中，晶粒以及第二相粒子保持了相當(dāng)高的熱穩(wěn)定性能，晶界處的Al12(Fe,V)3Si較晶內(nèi)要粗。

隨著熱暴露溫度的提高，F(xiàn)e原子體擴(kuò)散加劇，彌散粒子和α-Al晶粒長大，對晶界的釘扎作用減弱。在500℃以上高溫下熱暴露時，F(xiàn)e原子沿界面擴(kuò)散對Al12(Fe,V)3Si粗化行為的影響減弱。在550℃熱暴露200h后，該復(fù)合材料的第二相粒子無明顯長大，尺寸在100～200nm，粗化速率??；經(jīng)過600℃熱暴露10h后，復(fù)合材料中的晶粒以及第二相粒子明顯長大，粗化速率增加迅速。α-Al和SiC顆粒的界面為擴(kuò)散型界面，SiC的部分溶解將Si注入α-Al基體中，基體中Si濃度的提高可減緩Al12(Fe,V)3Si顆粒的溶解，抑制了Al12(Fe,V)3Si顆粒的粗化和Al13Fe4塊狀相的形成。

快速凝固Al-Fe-V-Si合金熱暴露過程中，Al12(Fe,V)3Si顆粒Ostwald粗化服從LSW理論。然而噴射沉積SiCP/Al-Fe-V-Si復(fù)合材料基體合金中第二相體積分?jǐn)?shù)高，而經(jīng)典的LSW理論僅適用于理想稀溶液體系中，因此出現(xiàn)了適于有限沉淀相體積分?jǐn)?shù)的修正模型(公式(2))[17]。

(2)

Al12(Fe,V)3Si粒子在高溫下的粗化速率極低，且受Fe/V比的影響。在600℃下，F(xiàn)e/V=10的SiCP/Al-11.7Fe-1.15V-2.4Si中，Al12(Fe,V)3Si粒子粗化速率為3.92×10-22m3/h，F(xiàn)e/V=8的SiCP/Al-10.0Fe-1.3V-2.0Si中，Al12(Fe,V)3Si粒子粗化速率為1.38×10-21m3/h，而Fe/V=6.5的SiCP/Al-8.5Fe-1.3V-1.7Si，其Al12(Fe,V)3Si粗化速率為6.29×10-21m3/h。因此，F(xiàn)e/V=10時Al12(Fe,V)3Si的粗化速率最低，F(xiàn)e/V=8的 Al12(Fe,V)3Si粗化速率較Fe/V=10的要高，而Fe/V=6.5的Al12(Fe,V)3Si粗化速率最高，Al12(Fe,V)3Si粒子粗化速率隨Fe/V比值的增大而降低。

3 結(jié)論

(1)沉積態(tài)SiCP/Al-Fe-V-Si復(fù)合材料經(jīng)二次熱壓及多道次熱軋后，獲得了具有高體積分?jǐn)?shù)Al12(Fe,V)3Si彌散粒子的板材。Al12(Fe,V)3Si的體積分?jǐn)?shù)隨著Fe含量的升高而升高，當(dāng)Fe含量從6.5%升高到11.7%時，Al12(Fe,V)3Si的體積分?jǐn)?shù)由約20%升高到約40%，Al12(Fe,V)3Si多分布在晶界上。

(2)Al12(Fe,V)3Si彌散粒子粒度為50～80nm，500℃以下Fe原子主要依靠晶界擴(kuò)散，具有良好的熱穩(wěn)定性，500℃以上因Fe原子體擴(kuò)散增強(qiáng)，晶界和晶內(nèi)Al12(Fe,V)3Si粒子開始粗化，粗化速率隨Fe/V比值的增大而降低。

(3)SiCP/Al-Fe-V-Si復(fù)合材料的強(qiáng)度，尤其是高溫強(qiáng)度隨基體中Al12(Fe,V)3Si粒子體積分?jǐn)?shù)的升高而提高，隨拉伸溫度的升高而降低，F(xiàn)e含量從6.5%升高到11.7%時，315℃下的抗拉強(qiáng)度從229.3MPa升高至315.8MPa，400℃下的抗拉強(qiáng)度從141.2MPa升高至232.6MPa，而伸長率則隨著Al12(Fe,V)3Si體積分?jǐn)?shù)和拉伸溫度的升高而降低。