DOI:10.19476/j.ysxb.1004.0609.2001.s2.012

TiC对喷射沉积Al-8Fe-1.3V-1.7Si合金显微组织和性能的影响

孙玉峰 沈宁福 熊柏青 张永安 袁新

  北京科技大学材料学院  

  郑州工业大学材料中心  

  北京有色金属研究总院复合材料中心  

  郑州工业大学材料中心 北京100083.郑州工业大学材料中心  

  郑州450002  

  北京100088  

摘 要：

利用SEM , XRD , TEM等手段对原位反应生成TiC粒子的喷射沉积Al 8Fe 1.3V 1.7Si合金的显微组织进行了分析与研究 , 并对合金机械性能进行了测试。结果表明 , TiC粒子的生成对合金的显微组织有一定的细化作用 , 并增加了弥散强化相的总体积分数 , 从而导致合金的综合性能有了一定的提高。

关键词：

喷射沉积;原位反应;快速凝固;

中图分类号： TG146.21

收稿日期：2000-12-05

Effect of TiC particle on microstructure and properties of spray formed Al-8Fe-1.3V-1.7Si alloy

Abstract：

The effects of TiC particle formed by in situ reaction on the microstructures of spray formed Al 8Fe 1.3V 1.7Si alloys were studied by means of XRD, TEM and SEM. The properties of the alloys after hot extrusion were also tested. The forming of TiC particles refines the second phases and the matrix grains, and increases the volume fraction of the reinforced phases. As a result, the comprehensive properties of the alloys are significantly increased.

Keyword：

spray forming; in situ reaction; rapid solidification;

Received： 2000-12-05

如何提高铝合金的高温综合性能一直是发展汽车工业和航空航天用轻质铝合金的研究热点之一。 理想的高温铝合金中应包含一定体积分数的细小、 坚硬的高熔点弥散化合物质点, 以避免合金在高温下的相转变并降低组织的粗化速率。 以Al-Fe为基质的三元、 四元合金Al-Fe- (Cr, Mo, Zr, V+Si, Ni, Ce, W) 等因能形成稳定的金属间化合物相, 且溶质元素在铝固溶体中具有较低的扩散速率而受到材料研究者的青睐 ^[1,2,3] 。 但在常规凝固工艺条件下, 这些合金所形成的化合物相较粗大, 从而降低了材料的塑韧性。 如果采用快速凝固技术制备该类合金, 则可以扩大溶质元素的固溶极限, 细化基体晶粒和强化相。 这样不但增加了弥散强化效果, 而且在提高材料强度的同时仍可保持其良好的韧性。

TiC陶瓷粒子具有高硬度、 高弹性模量、 高熔点的特点, 以TiC粒子作为轻金属中的增强相近年来受到重视 ^[4,5,6,7,8] 。 在快速凝固Al-Fe系合金中通过原位 (in-situ) 反应生成TiC粒子来进一步改善此类合金的综合性能, 会扩大其作为结构材料的应用前景。 与平面流铸法等快凝技术相比, 喷射沉积冷速相对较低, 某些情况下不足以抑制粗大金属间化合物相的析出, 喷射沉积过程中原位生成的TiC粒子有可能对合金显微组织和性能产生影响。 作者在喷射沉积Al-8Fe-1.3V-1.7Si合金 (即美国牌号8009合金) 中通过原位反应加入TiC粒子, 并对TiC粒子对合金显微组织和性能的影响进行了分析。

1 实验

合金制备在北京有色金属研究总院复合材料中心进行, 采用了中频感应熔炼及雾化喷射沉积技术。 制备原料为纯Al、 纯Fe、 Al-Si和Al-V中间合金, 所配制的基础合金成分 (质量分数, %) 为: Al-8Fe-1.3V-1.7Si。 原位反应所需的反应剂由纯Ti粉和纯C粉经均匀混合后压制而成, 反应剂按生成3%TiC量进行配料。

喷射沉积的基本过程为: 合金熔融后在保温10 min后加入反应剂, 依靠反应剂在合金液体内部发生放热反应生成TiC强化颗粒, 待反应剂在合金液体中充分反应后, 将合金液体倒入中间包坩埚。 雾化过程采用非限制式雾化喷嘴, 合金液体通过安装在中间包坩埚底部的导液管流入喷嘴, 进行雾化。 在雾化过程中气体质量流量/液体质量流量 (G/M) 比为=3∶1, 雾化气体压力稳定在0.7 MPa, 沉积距离400 mm。 通过以上工艺制成沉积坯锭。 并将含有原位生成TiC和未添加TiC的喷射沉积坯锭经去皮后挤压为d12 mm的圆棒。

沉积坯锭和挤压棒采用Phillips PW1700 X射线衍射仪和配有OXFORD LINK-ISIS300 EDXS能谱的JEM 2000FX分析型透射电镜对其显微组织进行了分析。 挤压棒的力学性能实验在MTS810实验机上进行。

2 结果

2.1 TiC对喷射沉积坯锭组织的影响

图1 (a) 所示为未加TiC的喷射沉积Al-8Fe-1.3V-1.7Si合金的X射线衍射谱, 从图中可见, 除了生成α (Al) 和Al₁₃ (Fe, V) ₃Si两相外, 还有少量α_T-AlFeSi相的衍射峰。 图1 (b) 所示为喷射沉积Al-8Fe-1.3V-1.7Si/3TiC合金的X射线衍射谱。 从图中可见, 沉积坯主要有α (Al) , TiC和Al₁₃ (Fe, V) ₃Si三个组成相, 没有发现有其它相的衍射峰, 说明Ti元素和C元素的加入量及配比较恰当, 基本上没有Ti或C与铝液中其它元素发生反应而生

图1 两种喷射沉积合金的X射线衍射谱

Fig.1 X-ray diffraction spectrum of two spray formed alloys (a) —Al-8Fe-1.3V-1.7Si; (b) —Al-8Fe-1.3V-1.7Si/3TiC

成的其它相, 但在透射电镜分析中发现了极少量的针状Al₃Ti相。

图2 (a) 所示为不含TiC颗粒的喷射沉积Al-8Fe-1.3V-1.7Si合金TEM像。 从图中可见, 尺寸在100 nm左右的球形相A分布在晶内, 还有一些尺寸在600 nm左右的飘带状相B散布在基体中, 二次枝晶臂间距大约在200 nm之间。 根据图3 (a) 和 (b) 中对A相和B相的EDS结果, 结合μ-D分析表明: 球形相为体心立方结构的Al₁₃ (Fe, V) ₃Si相, 晶格常数a=12.56 ?, 飘带状相为单斜晶系的α_T-AlFeSi相, 晶格常数为a=27.95 ?, b=30.62 ?, c=20.73 ?, β=97.74°。 图2 (b) 所示为原位生成TiC颗粒的喷射沉积Al-8Fe-1.3V-1.7Si合金的TEM像。 从图中可见, 除了尺寸在100 nm左右的硅化物球形相外, 还有一些尺寸在50 nm左右的球形相C分布在基体上, 基体α (Al) 的二次枝晶臂间距大约在300~400 nm之间; 此外, 还发现了极少量的针状相D。 根据图3 (c) 和 (d) 所示对球形相C和针状相D的EDS结果, 结合μ-D分析表明: 球形相C即为原位反应生成的具有NaCl结构类型的面心立方TiC相, 晶格常数a=4.33 ?, 针状相D为Al₃Ti相。 根据体视与定量金相学中McCall-Boyd方法 ^[9] 测得TiC颗粒的体积分数大约在1.3%左右, 质量分数为2.02%。 图4所示为球形相C处TiC相及周围基体在不同位向下的μ-D倾转分析, 结果表明TiC相、 α (Al) 和基体存在着一定的取向关系, 即 (220) _TiC// (220) _{α (Al)} 和 (311) _TiC// (311) _{α (Al)} , 其错配度为

$\delta =\frac{[d220]{}_{\text{Τ}\text{i}\text{C}}-[d220]{}_{\alpha (\text{A}\text{l})}}{[d220]{}_{\text{Τ}\text{i}\text{C}}}=0.05$

图2 两种喷射沉积坯锭的TEM像

Fig.2 TEM micrographs of two spray formed alloys (a) —TEM micrograph of 8009; (b) —TEM micrograph of 8009/3TiC

图3 两种喷射沉积坯锭中各相的EDS谱

Fig.3 EDS analyses of phases of two spray formed alloys (a) —Phase A; (b) —Phase B; (c) —Phase C; (d) —Phase D

图4 喷射沉积8009/3TiC坯锭中TiC粒子与基体的位向μ-D图

Fig.4 Orientation relationship of TiC and matrix of spray formed 8009/3TiC alloy

与以前研究的TiC与α (Al) 基体的错配度相一致 ^[10] 。

2.2 TiC对挤压态组织的影响

图5所示为TiC对喷射沉积Al-8Fe-1.3V-1.7Si挤压态合金显微组织影响的TEM及SEM像。 从图中可见, 具有原位生成TiC增强颗粒的合金经过350 ℃的挤压变形后, 显微组织变化不大, 几乎没有粗化现象发生。 而没有原位生成TiC增强颗粒的合金经过挤压变形后, 除了少量硅化物相仍能保持原有的尺寸弥散分布外, α-AlFeSi三元相明显发生了粗化和晶粒长大现象, 长大的晶粒尺寸在600 nm左右, 同时产生了聚集。 从图5 (b) 和 (d) 可见, 尽管两种合金的断口都属于韧性断裂, 没有TiC粒子的合金断裂韧窝较大, 而原位反应生成TiC粒子的合金韧窝较小且比较弥散, 在韧窝周围可以明显看到大量细小弥散相镶嵌在基体上, 没有脱落下来。

3 分析讨论

本实验合金中在热力学上可能形成的化合物相有Fe₃C, Al₄C₃, TiC, SiC, Al₆Fe, Al₃Ti, Al₃Fe以及α_T-AlFeSi, Al₁₃ (Fe, V) ₃Si等, 从图6所示各化合物相的形成自由能随温度的变化曲线可以看出 ^[11] , TiC的形成自由能负值最大, 亦即在此类合金中TiC的形成趋势最强。 熔炼开始时, 随着温度的升高, 原料中的Al首先熔化, 随后除C外的其它各元素先后溶解到Al液中去。 以前的研究发现, 尽管 $\text{Τ}\text{i}+\text{C}(\text{s})\stackrel{}{\to }\text{Τ}\text{i}\text{C}(\text{s})$ 反应的生成自由能为很大的负值, 热力学上极易生成, 但由于C粉和Al液的浸润性很低, 因而反应速率较低。 为加速反应速率, 将Ti粉和C粉均匀混合后压制成具有一定强度的圆片。 初步分析可能的原位反应过程为: 在高温铝液中反应剂所含的Ti元素也随后溶入到Al液

图5 两种合金挤压态组织TEM像及断口SEM像

Fig.5 TEM micrographs of two spray formed alloys after hot extrusion and SEM images of their fracture surface (a) —TEM micrograph of 8009; (b) —SEM image of 8009; (c) —TEM micrograph of 8009/3TiC; (d) —SEM image of 8009/3TiC

中, 使圆片形成具有很大比表面内孔的C粉骨架, 圆片在熔体中感应搅拌力的作用下破碎成较小的C粉骨架块分散开, 而不会聚集成团, 这样就避免了单独加入C粉时容易发生的C粉的聚集和上浮, 保证了C粉与熔体中的Ti充分发生原位反应。 C粉骨架中形成的凹巢和台阶有助于C与熔体中Ti原子的反应, 从而促进了TiC粒子的形核与长大, 加剧了TiC的原位反应。 已经生成的TiC粒子从C粉骨架上脱落下来, 随着熔体中的对流均匀分布到熔体中去。 另一种可能的反应过程为: 在熔体的高温作用下, 浸入其中的反应剂圆片发生热爆合成反应, 直接生成TiC颗粒, 由于这一过程很快, 故TiC颗粒尺寸较小。 然后在反应生成热的作用下, 反应块溃散, 合成的TiC颗粒均匀分布于熔体中。

在随后的喷射沉积过程中, 已经形成TiC粒子的熔体在高压气体的作用下分散成微小的液滴, 这些微小液滴的平均尺寸可以由下式计算 ^[12] :

$d{}_{50}={\rm K}{}_d\left[\frac{\eta {}_{m}d{}_0\lambda {}_{\text{m}\text{e}\text{l}\text{t}}}{\eta {}_{\text{g}}v{}_{\text{g}}^2\rho {}_{\text{m}\text{e}\text{l}\text{t}}(1+J{}_{\text{m}\text{e}\text{l}\text{t}}/J{}_{\text{g}\text{a}\text{s}})}\right]{}^{1/2}$

式中 K_d为经验常数, 当雾化气体为氮气时, K_d=51.7; η_m=1.5×10^-5 kg/ms, η_g=8.3×10^-5 Ns/m²分别为液体和气体动力学粘度; J_melt, J_gas分别为液体和气体出口时流量; d₀为导流管直径, 此一般在3~4 mm之间, 此处取3.5 mm; λ_melt=0.599 N/m为熔体界面能; ρ_melt=2 400 kg/m³为液体密度; v_g为气体出口速率, 根据雾化气体压力的大小, 此处取300 m/s。 由上式计算可得本实验中的雾化液滴的平均直径约为54.55 μm。 假设粉末在任何时候都是等温的, 当由于外部散热控制时, 冷速为

$\stackrel{\dot{}}{{\rm T}}=\frac{6h\text{Δ}{\rm T}{}_{\text{g}\text{a}\text{s}}}{Cd}$

式中 h=k_gas/d, k_gas=2.59×10^-2 W·cm^-1·K^-1为气体热导; ΔT_gas=800 K为熔体与冷却气体温度差; C=1.18×10³ J·kg^-1·K^-1为合金熔体热容; d为液滴直径 ^[13] 。 这样, 直径为54.55 μm的雾化液滴的冷速可以达到10⁴ K/s以上。 由于雾化液滴冷速较高, 大多数液滴在到达基底前已基本上凝固成固态粉末, 少数尺寸较大的液滴在到达基底前尚未凝固, 与已凝固的固态粉末混在一起形成半固态薄层, 随着基底的传热以较慢的冷速凝固下来, 形成结合致密的喷射沉积坯锭。 在液滴的凝固过程中, 分散于其中的TiC粒子由于形核催化效应, 会改变和化合物相的形核和生长特性。 TiC粒子提高了α (Al) 的形核温度, 限制了化合物相的生长空间, 从而产生了细化的效果。 坯锭在去掉表皮一层疏松组织之后的挤压过程中, 由于TiC粒子与基体界面结合紧密, 加上细小弥散的硅化物相稳定性较好, 都对基体产生了钉扎作用, 从而阻止了组织的粗化。 两种合金挤压态室温及高温力学性能测试结果如表1所示, 可见同未加TiC粒子前相比, 室温及高温力学性能均有所提高。

表1 TiC对喷射沉积Al-Fe-V-Si挤压态力学性能的影响

Table 1 Effect of TiC on property of spray formed alloys after hot extrusion

Alloy	σb/MPa			σ0.2/MPa
	25 ℃	350 ℃		25 ℃	350 ℃
8009	395	195		320	167
8009/3TiC	435	224		330	204
Alloy	σ5/MPa			E/GPa
	25 ℃	350 ℃		25 ℃	350 ℃
8009	7.5	15		72.7
8009/3TiC	7	12		74.4

图6 各相形成自由能与温度的关系曲线

Fig.6 Curves of relationship between free energy of formation and temperature for different phases

4 结论

1) 喷射沉积技术制备的Al-8Fe-1.3V-1.7Si合金中通过原位反应所生成的TiC粒子, 改变了基体和化合物相的凝固特性, 避免了较粗大的α_T-AlFeSi相的形成, 细化了第二相。

2) 原位反应生成的TiC粒子增大了基体中弥散强化相的体积分数, 在高温挤压过程中增强了对基体的钉扎作用, 降低了粗化速率, 综合以上对显微组织的影响, 有效提高了材料的力学性能。

参考文献

[1]　DasSK , FroesFH .MicrostructurePropertyRelationsinRapidlySolidifiedCrystallineAlloys[M].NewYork:MarcelDekkerInc, 1992.347-389.

[2]　WilkesDMJ , JonesH .ScienceandTechnologyofRapidSolidificationandProcessing[M ].Netherlands:KluwerAcademicPublishers, 1995.157-171.

[3]　RylandsLM , WilkesDMJ, RainforthWM .Coarsen ingofprecipitatesanddispersaidsinaluminiumalloyma trices[J].JournalofMaterialsScience, 1994, 29:1895-1900.

[4]　JIANGWen hui (姜文辉) , HANXing lin (韩行霖) .AlTiC中间合金晶粒细化剂的合成及其细化晶粒作用[J].TheChineseJournalofNonferrousMetals (中国有色金属学报) , 1998, 8 (2) :268.

[5]　KennyAR , WestonDP , JonesMI.ReactioninAlTiCpowdersanditsrelationtotheformationandstabilityofTiCinAlathightemperatures[J].ScriptaMater, 2000, 42:1187-1192.

[6]　ZHANGEr lin, ZENGSong yan, YANGBo.AstudyonthekineticprocessofreactionsynthesisofTiC .PartⅠ—Experimentalresearchandtheoreticalmodel[J].MetallTransA , 1999, 30A (4) :1147-1151.

[7]　LIUJin shui (刘金水) , XIAOHan ning (肖汉宁) , SHUZhen (舒　震) .原位TiC颗粒增强AlCu复合材料的组织及性能[J].TheChineseJournalofNonferrousMetals (中国有色金属学报) , 1998, 8 (2) :259.

[8]　MayesCD , McCartneyDG , TatlockGJ .Observationsonthemicrostructureand performanceofanAlTiCgrain refiningmasteralloy[J].MaterialsScienceandEngineering, 1994, A188:283-290.

[9] 　PreciaGE , PudiSM .StereoscopyandQuantitativeMetallography (体视学和定量金相学) [M ].Beijing:MachineryIndustryPress, 1980.125-144.

[10]　TONGXC , SHENNF , FANGHS .ThestructureofarapidlysolidifiedAlFeTi-Calloy[J].JournalofMaterialsScience, 1995, 30:3680-3689.

[11]　TONGXC , FANGHS .AlTiCcompositeinsitupro cessedbyingotmetallurgyandrapidsolidificationtech nology, PartⅠ—Microstructuralevaluation[J].MetallMaterTransA , 1998, 29:875-891.

[12]　LaverniaEJ, GutierrezEM , SzekelyJ.Amathemati calmodeloftheliquiddynamiccompactionprocess, PartⅠ—Heatflowin gasatomization[J].InternationalJournalofRapidSolidification, 1988, 4:89-124.

[13]　LiebermannHH .RapidlySolidifiedAlloys[M ].NewYork:MarcelDekkerInc, 1993.68-71.