基体成分对SiCP/Al-Fe-V-Si复合材料显微组织与性能的影响

贺毅强,徐虎林,钱晨晨,丁云飞,冯 文,陈劲松,李化强,冯立超

(1 淮海工学院 机械与海洋工程学院，江苏 连云港 222005;2 江苏省海洋资源开发研究院，江苏 连云港 222005)

弥散强化型铝合金的强度取决于弥散相的含量、粒度、分布、形态以及弥散相与基体的结合情况，强化相的粗化是合金强度在高温下严重下降的一个关键因素，因此要求加入的合金元素在基体中平衡固溶度和扩散速率低等，产生不易转变和粗化的第二相质点[1]。快速凝固Al-Fe-V-Si系合金具有纳米级Al12(Fe,V)3Si弥散粒子，大量分布在晶内和晶界，可有效钉扎位错的移动和晶界的转动，其热稳定性可维持至500℃。谭敦强等[2]研究了不同冷速下Al-8.5Fe-1.3V-1.7Si合金的相组成，发现在同一冷却速率下，熔体温度越高，得到的合金组织越细小。Sun等[3-4]采用电子束熔炼技术制备了Al-Fe-V-Si合金，Al12(Fe,V)3Si弥散粒子粒度为30～110nm，采用选区激光熔化技术处理了铸造Al-8.5Fe-1.3V-1.7Si合金，发现合金组织中存在α-Al，α-Al12(Fe,V)3Si和θ-Al13Fe4，并研究了显微组织的热稳定性。Jia等[5]研究发现，随着稀土含量的增加，粉末冶金Al-Fe-V-Si-Mm合金微孔尺寸不变，数量减少，同时粗孔的数量也减少。Yaneva等[6]发现，快速凝固Al-Fe-V-Si合金中温度高于620K且Si含量超过3%(质量分数，下同)时，在Si表面形核生长出细小的Al13(Fe,V)3Si粒子。张林林等[7]发现，添加Mg可以细化Al-Fe-V-Si合金铸态组织，改善铝铁相的形貌与分布，有利于提高合金的硬度和强度。为进一步提高Al-Fe-V-Si系合金性能，引入高熔点SiC，TiC，Si3N4陶瓷等颗粒和晶须可使合金性能显著提高，其中SiC颗粒具有高温强度高、硬度高、弹性模量高的特点[8]。近年来，陈志钢等[9]采用楔形压制致密喷射沉积SiCP/Al-Fe-V-Si复合材料，获得了致密管件。贺毅强等[10-11]研究了喷射沉积SiCP/Al-Fe-V-Si复合材料在成形过程中的显微组织和力学性能的演变。关于SiC颗粒与Al基体在高温过程中形成的Al4C3相对材料力学性能的影响，部分学者认为Al4C3相将降低材料的力学性能[12]，而有些研究人员则认为Al4C3相呈细小且弥散分布状态，可通过沉淀强化机制对铝合金起到强化作用[13-14]。

综上可见，国内外的研究主要集中于合金成分与加工工艺以及添加TiC，SiC，Si3N4陶瓷相对Al-Fe-V-Si合金显微组织和力学性能的影响。对SiCP/Al-Fe-V-Si的研究主要集中于SiCP/Al-8.5Fe-1.3V-1.7Si的制备、成形工艺、显微组织与力学性能以及蠕变性能研究。本工作系统研究合金成分对SiCP/Al-Fe-V-Si复合材料弥散粒子、室温与高温拉伸性能、热暴露过程中弥散粒子和力学性能演变的影响，揭示不同Fe含量和Fe/V比对材料的影响机理，为扩大SiCP/Al-Fe-V-Si复合材料的应用提供一定的理论和实验基础。

1 实验材料与方法

1.1 原料及成分设计

本实验中复合材料的名义成分为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，Fe和V以Al-40Fe和Al-40Fe-10V中间合金的形式加入。SiC颗粒为β-SiC，平均粒径约为10μm，在复合材料中体积分数约为15%。通过多层喷射沉积设备实现SiC颗粒与Al-Fe-V-Si基体合金的共沉积。

1.2 塑性加工

将沉积锭坯车削成φ155mm的圆柱形坯料，然后在热压模内压制成φ160mm的圆坯，变形温度为450～500℃，保温1h，模具及热压模温度为400℃，保温1h。将热压坯车削成φ155mm的圆坯进行第二次热压成形。二次热压后的压坯加工为厚度约为20mm的板坯，多道次热轧至2mm，轧制温度为480℃，轧制前保温30min，道次间退火20min，采用石墨+机油润滑，轧速为0.43m/s。对不同基体成分的轧制态复合材料板材进行同炉热暴露实验，热暴露工艺分别为550℃下暴露200h，600℃下暴露10h。

1.3 检测方法

采用UTM5305型电子万能试验机测试复合材料的常温及高温拉伸力学性能，拉伸速率为0.5m/min，拉伸方向平行于轧制方向，实验结果均采用3个实验数据的平均值；采用JSM-6700F型扫描电镜(scanning electron microscope, SEM)观察SiC颗粒的分布和拉伸实验的断口形貌，电压为15kV，电流为20μA；采用H800和JEOL-3010型高分辨电子显微镜观察材料的弥散粒子和晶粒形貌。

2 结果与分析

2.1 合金成分对显微组织的影响

多层喷射共沉积技术具有较高的冷却速率(约为104K/s)，制备的SiCP/Al-Fe-V-Si复合材料的Al基体晶粒细小，且高冷速增大了Fe等合金元素在Al中的过饱和固溶度，在随后的受热过程中，过饱和的固溶体析出大量Al12(Fe,V)3Si弥散粒子。图1为喷射沉积SiCP/Al-Fe-V-Si复合材料经热压后多道次热轧后的显微组织。可见热变形后的复合材料致密状况良好，且SiC颗粒分布均匀。

图1 轧制态SiC颗粒增强Al-Fe-V-Si复合材料的显微组织Fig.1 Microstructure of Al-Fe-V-Si composites reinforced with SiC particles as-rolled

图2为不同成分的SiCP/Al-Fe-V-Si复合材料经轧制后的晶粒、弥散粒子的大小与分布状态。从图2(a)可知，当Fe含量为6.5%时，弥散粒子体积分数约为20%。Fe含量分别为8.5%，10.0%，11.7%时，弥散粒子体积分数分别约为25%，30%，40%(图2(b)，(c)，(d))，可以看出，Al12(Fe,V)3Si体积分数随Fe含量的升高而升高。粒度为50～80nm的近球形α-Al12(Fe,V)3Si弥散粒子多沿晶界分布，晶粒尺寸为500～800nm。晶内弥散粒子较少是因为在变形过程中，晶界发生滑动直至被弥散粒子钉扎。

本实验条件下采用喷射沉积制备的SiCP/Al-Fe-V-Si复合材料与文献[15]采用PFC工艺制备的Al-8.5Fe-1.3V-1.7Si合金的基体晶粒尺寸和弥散粒子尺寸相当，晶粒为500～800nm，Al12(Fe,V)3Si弥散颗粒尺寸约为80nm。

2.2 合金成分对力学性能的影响

图3为具有不同基体合金成分喷射沉积-热压-轧制SiCP/Al-Fe-V-Si复合材料的力学性能。可以看出，复合材料的抗拉强度σb,尤其是高温下的抗拉强度随着Fe含量的升高而升高，当复合材料基体中Fe含量为6.5%，8.5%，10.0 %和11.7 %时，315℃下的抗拉强度分别为229.3，285，306.4，315.8MPa，400℃下的抗拉强度分别为141.2，186，207.5，232.6MPa，但材料的伸长率随Fe含量的升高而降低。如前所述，随着Fe含量的升高，基体中弥散粒子的体积分数增加，对变形过程中的位错和晶界的钉扎作用增强，因此表现为强度的升高和伸长率的降低。

图2 不同成分的SiCP/Al-Fe-V-Si复合材料的显微组织(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

图3 具有不同基体合金成分的SiCP/Al-Fe-V-Si的力学性能 (a)抗拉强度;(b)伸长率Fig.3 Mechanical properties of SiCP/Al-Fe-V-Si with different matrix alloy components (a)tensile strength;(b)elongation

SiC颗粒增强Al基复合材料的强化机制主要有SiC颗粒的第二相强化，以及喷射沉积过程中的快速凝固效应导致的基体固溶强化、细晶强化、弥散强化等，因此具有良好的室温与高温力学性能。SiC颗粒体积分数相同而合金成分不同的SiCP/Al-Fe-V-Si合金具有不同的力学性能，这主要取决于弥散相的含量、分布和粒度、形态以及弥散相与基体的结合情况。弥散相长大和粗化是导致室温和高温强度下降的重要原因，屈服强度与弥散粒子的半径和体积分数的关系如公式(1)所示。

(1)

式中:σ0.2是屈服强度；Vf是弥散相体积分数；r是弥散析出相粒子半径。因此，随Fe含量的升高，SiCP/Al-Fe-V-Si复合材料的屈服强度随Al12(Fe,V)3Si粒子体积分数的增加而升高，且随弥散粒子尺寸的增大而降低。

喷射沉积过程中，SiC颗粒与熔滴碰撞，插入或部分插入熔滴，提高了基体的冷却速率和基体铝合金的形核率，使基体晶粒和弥散粒子更细小弥散、稳定，产生更好的细晶强化和弥散强化效果。此外，贺毅强等研究表明[16]，SiCP/Al-Fe-V-Si复合材料在沉积和热变形过程中，SiC颗粒向基体中析出游离态的Si，这种Si能有效防止Al12(Fe,V)3Si的粗化和向Al13Fe4脆性相的转变。因此在后续热变形过程中，Al基体仍保持晶粒、弥散粒子细小稳定。在室温拉伸和高温拉伸过程中，弥散细小的Al12(Fe,V)3Si粒子有效钉扎位错和晶界(图4)，提高了材料的室温强度和高温强度。

图4 SiCP/Al-Fe-V-Si复合材料变形后弥散粒子钉扎在位错(a)和晶界(b)Fig.4 Dislocations(a) and boundaries(b) pined by dispersoids in deformed SiCP/Al-Fe-V-Si composites

图5为SiCP/Al-8.5Fe-1.3V-1.7Si复合材料在不同温度下拉伸后的断面形貌。可以看出，室温下SiC颗粒具有整齐的断面，而SiC颗粒被拔出后形成的凹坑比例低(图5(a))；随着拉伸温度提高到315℃(图5(b))和400℃(图5(c))，断面上SiC颗粒被拔出的比例增加，而被拉断的SiC颗粒比例降低。

SiCP/Al基复合材料在变形过程中，因SiC颗粒与Al基体弹性模量的差异，应力在SiC颗粒周围集中，当SiC-Al界面强度高时，SiC颗粒被拉断，而当SiC-Al界面强度低时，裂纹在SiC-Al界面形核并扩展，SiC颗粒被拔出，此外长径比较大的SiC颗粒易被拉断。分析认为，随着变形温度的提高，SiC-Al界面强度迅速降低，导致拉伸过程中SiC-Al界面的过早破坏，形成裂纹源，从而使塑性降低。

2.3 合金成分对耐热性能的影响

2.3.1 显微组织

图6为具有不同基体合金成分的轧制态SiCP/Al-Fe-V-Si复合材料弥散粒子在热暴露过程中的尺寸演变。室温下，不同成分复合材料的Al12(Fe,V)3Si粒子尺寸相近，为50～80nm。

3种材料在550℃下暴露200h后，SiCP/Al-8.5Fe-1.3V-1.7Si中的弥散粒子长大至100～200nm，而SiCP/Al-10.0Fe-1.3V-2.0Si中的弥散粒子长大程度较小(约为100nm)，SiCP/Al-11.7Fe-1.15V-2.4Si中的弥散粒子保持在80nm左右；600℃热暴露10h后，SiCP/Al-8.5Fe-1.3V-1.7Si中生成了块状的Al13Fe4相，弥散相尺寸增大至约500nm，SiCP/Al-10.0Fe-1.3V-2.0Si中Al12(Fe,V)3Si粒子粗化至约300nm，SiCP/Al-11.7Fe-1.15V-2.4Si中Al12(Fe,V)3Si粒子长大程度低，约为200nm。由此可以看出，在热暴露过程中，对于不同成分的SiCP/Al-Fe-V-Si，随着Fe含量和Fe/V比值的增大，弥散粒子的粗化程度降低。

图6 SiCP/Al-Fe-V-Si复合材料在热暴露过程中弥散粒子的尺寸变化Fig.6 Dispersoid size evolution of SiCP/Al-Fe-V-Si composites during hot exposure process

2.3.2 弥散粒子粗化行为的理论分析

SiCP/Al-Fe-V-Si的基体Al-Fe-V-Si合金的强度来源于弥散粒子、晶界与位错的交互作用，这种作用以具有对称晶格的三元或四元金属间化合物的形成为基础。基体合金中的近球状弥散粒子的成分近似为Al12(Fe,V)3Si，该相相对于传统时效强化的沉淀相具有更高的热稳定性，为体心立方结构，是Al-Fe-V-Si合金的主要强化相。Al12(Fe,V)3Si虽然是一种亚稳相，但是热稳定性极佳，能在500℃以上仍保持亚稳状态[16]。SiCP/Al-Fe-V-Si具有优良的高温力学性能和良好的热稳定性，主要得益于高度弥散的、热力学上稳定的Al12(Fe,V)3Si弥散粒子。在Al12(Fe,V)3Si颗粒粗化过程中，Fe原子在Al中的体扩散系数最小，故Fe原子的体扩散是Ostwald粗化速率控制的关键。在具有高体积分数Al12(Fe,V)3Si颗粒的α-Al+α-Al12(Fe,V)3Si两相合金中，Al12(Fe,V)3Si颗粒在亚微米级的α-Al晶粒内发生Ostawald粗化。大量的晶界和相界存在，使得Fe原子沿界面扩散，对Al12(Fe,V)3Si颗粒粗化过程加速作用不可忽略。此外，在热暴露过程中，Al12(Fe,V)3Si有沿晶界聚集的趋势，随着Al12(Fe,V)3Si的粗化，大量弥散分布在晶界上，这也表明了沿界面扩散不可忽略。在500℃以下的热暴露过程中，Fe原子扩散速率小，故沿界面扩散对Fe原子的长程传输起到了明显促进作用。因500℃下弥散粒子的粗化主要依赖于沿界面的Fe原子的扩散，扩散速率低，因此经480℃热压及多道次轧制后的SiCP/Al-Fe-V-Si板料中Al晶粒尺寸为500～800nm，Al12(Fe,V)3Si尺寸为50～80nm，在热变形过程中，晶粒以及第二相粒子保持了相当高的热稳定性能，晶界处的Al12(Fe,V)3Si较晶内要粗。

随着热暴露温度的提高，Fe原子体扩散加剧，弥散粒子和α-Al晶粒长大，对晶界的钉扎作用减弱。在500℃以上高温下热暴露时，Fe原子沿界面扩散对Al12(Fe,V)3Si粗化行为的影响减弱。在550℃热暴露200h后，该复合材料的第二相粒子无明显长大，尺寸在100～200nm，粗化速率小；经过600℃热暴露10h后，复合材料中的晶粒以及第二相粒子明显长大，粗化速率增加迅速。α-Al和SiC颗粒的界面为扩散型界面，SiC的部分溶解将Si注入α-Al基体中，基体中Si浓度的提高可减缓Al12(Fe,V)3Si颗粒的溶解，抑制了Al12(Fe,V)3Si颗粒的粗化和Al13Fe4块状相的形成。

快速凝固Al-Fe-V-Si合金热暴露过程中，Al12(Fe,V)3Si颗粒Ostwald粗化服从LSW理论。然而喷射沉积SiCP/Al-Fe-V-Si复合材料基体合金中第二相体积分数高，而经典的LSW理论仅适用于理想稀溶液体系中，因此出现了适于有限沉淀相体积分数的修正模型(公式(2))[17]。

(2)

Al12(Fe,V)3Si粒子在高温下的粗化速率极低，且受Fe/V比的影响。在600℃下，Fe/V=10的SiCP/Al-11.7Fe-1.15V-2.4Si中，Al12(Fe,V)3Si粒子粗化速率为3.92×10-22m3/h，Fe/V=8的SiCP/Al-10.0Fe-1.3V-2.0Si中，Al12(Fe,V)3Si粒子粗化速率为1.38×10-21m3/h，而Fe/V=6.5的SiCP/Al-8.5Fe-1.3V-1.7Si，其Al12(Fe,V)3Si粗化速率为6.29×10-21m3/h。因此，Fe/V=10时Al12(Fe,V)3Si的粗化速率最低，Fe/V=8的 Al12(Fe,V)3Si粗化速率较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粒子粗化速率随Fe/V比值的增大而降低。

3 结论

(1)沉积态SiCP/Al-Fe-V-Si复合材料经二次热压及多道次热轧后，获得了具有高体积分数Al12(Fe,V)3Si弥散粒子的板材。Al12(Fe,V)3Si的体积分数随着Fe含量的升高而升高，当Fe含量从6.5%升高到11.7%时，Al12(Fe,V)3Si的体积分数由约20%升高到约40%，Al12(Fe,V)3Si多分布在晶界上。

(2)Al12(Fe,V)3Si弥散粒子粒度为50～80nm，500℃以下Fe原子主要依靠晶界扩散，具有良好的热稳定性，500℃以上因Fe原子体扩散增强，晶界和晶内Al12(Fe,V)3Si粒子开始粗化，粗化速率随Fe/V比值的增大而降低。

(3)SiCP/Al-Fe-V-Si复合材料的强度，尤其是高温强度随基体中Al12(Fe,V)3Si粒子体积分数的升高而提高，随拉伸温度的升高而降低，Fe含量从6.5%升高到11.7%时，315℃下的抗拉强度从229.3MPa升高至315.8MPa，400℃下的抗拉强度从141.2MPa升高至232.6MPa，而伸长率则随着Al12(Fe,V)3Si体积分数和拉伸温度的升高而降低。