稀有金属 2010,34(02),178-185
合金化Cr优化含Fe过共晶Al-Si合金显微组织及其机制
崔华 侯陇刚 张济山
北京科技大学材料科学与工程学院
北京科技大学新金属材料国家重点实验室
摘 要:
采用传统铸造工艺和喷射成形技术制备了无Cr和含Cr的含Fe过共晶Al-Si合金,并利用SEM(EDS)、XRD及DSC对其显微组织、相组成及相变过程进行了研究。结果表明:2%Cr的加入不光使铸态粗大针片状的δ-Al4FeSi2相变为“骨骼状”α-Al(Fe,Cr)Si相,而且使沉积态Al-25Si-5Fe-3Cu合金中短棒状的富铁相(~10μm左右)被尺寸小于3~5μm的颗粒状α-Al(Fe,Cr)Si相所替代,从而细化的组织更有利于合金性能的提高。等温处理实验结果显示沉积态含Cr合金具有较好的组织热稳定性,其主要归因于颗粒状α-Al(Fe,Cr)Si相自身的高温稳定性,而沉积态Al-25Si-5Fe-3Cu合金热稳定差主要由于β-Al5FeSi相的长大和A7Cu2Fe相的形成。另外,结合显微组织和喷射成形工艺特点对沉积态组织形成机制分析发现α-Al(Fe,Cr)Si相有可能通过直接从液相析出和经δ-Al(Fe,Cr)Si相转变而来。
关键词:
喷射成形 ;过共晶Al-Si合金 ;显微组织 ;凝固 ;
中图分类号: TG136.1
作者简介: 崔华(1956-),女,北京人,高级工程师;研究方向:快速凝固制备轻合金材料; 侯陇刚(E-mail:lghou@live.com);
收稿日期: 2009-12-02
基金: 国家重点基础研究发展计划资助项目(2006CB605204);
Microstructure Optimization of Fe-Contained Hypereutectic Al-Si Alloys by Cr-Alloying and Its Mechanism
Abstract:
The Fe-contained hypereutectic Al-Si alloys with or without Cr were prepared via traditional casting process and spray forming technique.The Microstructures,phase components and phase transformation of present alloys were studied using scanning electron microscopy(SEM)with energy diffraction spectrum(EDS),X-ray diffraction(XRD)and differential scanning calorimetry(DSC).The results showed that adding 2%(mass fraction)Cr the Fe-contained hypereutectic Al-Si alloys could not only transform the coarse plate-like δ-Al4FeSi2 phase into skeletal α-Al(Fe,Cr)Si phase in the cast alloys but also promote the substitution of short-rod Fe-bearing phases(~10μm)in spray-formed Al-25Si-5Fe-3Cu alloy with granular α-Al(Fe,Cr)Si phase smaller than 35 μm so as to improve the mechanical properties.The results of isothermal treatments showed that the as-deposited Al-25Si-5Fe-3Cu-2Cr alloy had excellent thermal stability which was mainly due to the existence of high thermostable α-Al(Fe,Cr)Si phase,while the growth of β-Al5FeSi phase and formation of Al7Cu2Fe phase led to the poor thermal stability of the as-deposited Al-25Si-5Fe-3Cu alloy.Two mechanisms could be related to the formation of α-Al(Fe,Cr)Si phase with direct precipitation from the liquids or transformation of metastable δ-Al(Fe,Cr)Si.
Keyword:
spray forming;hypereutectic Al-Si alloys;microstructures;solidification;
Received: 2009-12-02
过共晶Al-Si合金中, 由Si, Fe元素引起的粗大初晶Si相和针片状富Fe相所产生的引力集中效应对合金性能具有较大的害处
[1 ]
, 进而限制了此类合金的实际应用。 针对铝硅合金组织改性的研究成为近年来提高铝硅合金性能的有效方法和研究热点。 首先, 在制备方法上, 快速凝固技术的不断发展, 尤其是快速凝固粉末冶金工艺
[2 ,3 ,4 ,5 ]
和喷射成形工艺
[6 ,7 ,8 ,9 ,10 ]
的出现, 使得合金熔体获得较大的过冷度, 引起组织细化及宏微观偏析的消除。 德国、 日本等利用该技术都已成功制备了大尺寸的过共晶Al-Si合金坯件并已应用于实际生活当中
[2 ,3 ,4 ,5 ,11 ]
。 其次, 针对初晶Si相的电磁搅拌、 变质处理。 研究表明, P, RE等都不同程度使初晶Si相尺寸减小, 弱化初晶Si相的有害性
[12 ]
。 第三, 针对合金组织中针片状富Fe相, 研究表明, Mn, Cr, Ni, Be, Sr, Co等元素能不同程度的改变针片状含铁相的形貌, 使其变为对合金性能有利的尺寸较小的第二相组织
[13 ,14 ,15 ,16 ,17 ,18 ,19 ,20 ]
。 因而可以通过组合快速凝固工艺和“中和”元素(Mn, Cr等)处理工艺, 使初晶Si相和针片状含铁相形貌获得很好地优化, 进而发挥其第二相的细化强化作用和高温稳定性, 使合金室温/高温性能得到较大提高。 Yang B等
[10 ]
采用喷射成形技术和添加Mn元素的方法制备了Al-20Si-5Fe-3Cu-1Mg-3Mn合金, 使针片状含铁相全部转变为具有较高热稳定性的细小、 颗粒状α-Al15 (Fe,Mn)3 Si2 相(< 5~6 μm), 从而显著提高了合金的室温/高温性能。 Gustafsson G
[18 ]
研究表明, Cr的加入可以使粗大片状的β-Al5 FeSi相被“汉字状”α-Al(Fe,Cr)Si相代替, 而且认为在改变铁相形貌方面, 添加Cr比添加Mn更有效。 同时, 在6000系(Al-Mg-Si系)合金中, Cr元素的加入也能够使针状的β-Al5 FeSi相转变为对合金性能有益的α-Al(Fe,Cr)Si相
[19 ,20 ]
。 Mahta
[17 ]
在A413铝合金中加入Cr元素, 使得含铁金属间相由板片状β-Al5 FeSi相转变为有害性较小的汉字状α相, 且当Fe∶Cr为3时, 可以避免板片状β-Al5 FeSi相的形成。 故而可以看出, Cr和Mn都能对Al-Si合金中富Fe相形貌产生较大的改善作用
[1 ]
。 本文通过采用传统铸造方法和快速凝固喷射成形技术制备实验用含Fe过共晶Al-Si合金, 研究Cr元素合金化及不同制备工艺对合金组织的影响, 并对组织形成机制进行探讨。
1 实 验
采用传统熔炼铸造工艺和快速凝固喷射成形工艺制备了含/不含2%Cr的Al-25Si-5Fe-3Cu(%, 质量分数)合金。 传统熔炼铸造工艺是将纯Al、 Al-40Si中间合金、 Al-50Cu中间合金在中频感应炉中加热熔化, 随后将工业用Fe添加剂(含Fe 75%, 其余为铝合金精炼剂)、 Cr添加剂(含Cr 60%, 其余为铝合金精炼剂)按照合金成分配比加入到已熔化的合金熔体中使之熔化, 并使合金熔体在1053~1073 K之间保温20~30 min, 使合金元素充分熔解。 待完全熔化后, 使熔体温度降低至993~1013 K, 浇铸到预先准备好的石墨铸型中凝固成形。 喷射成形工艺则是将合金熔体加热到1123~1173 K使合金熔体充分熔化并保持一定的过热度, 随后采用环缝式雾化嘴和氮气(雾化压力为0.6~0.8 MPa)将过热的合金熔体雾化为微小的熔滴并沉积在接收基板上, 成为具有一定致密度的块体合金坯料。 其中沉积距离为390~420 mm, 倒流嘴直径3 mm。 在铸态和沉积态合金坯料上切取实验观察用试样, 通过标准金相制样过程进行抛光, 随后利用ZEISS SUPRA55场发射扫描电子显微镜(配备有EDS设备)和PHILIPS APD-10 X射线衍射仪(Cu Kα)对其组织、 相组成进行观察分析, 并对过喷粉末颗粒的显微组织进行了观察分析。 利用DSC(NETZSCH STA409-QMS, Al2 O3 承载器)获得铸态和沉积态合金的特征转变温度, 实验中加热和冷却速率为10 K·min-1 , 并采用流动氩气(20 cm3 ·min-1 )保护以防止试样被氧化。
2 结果与讨论
2.1 Cr合金化对铸态和沉积态合金微观组织的影响
图1为铸态含Cr和无Cr的Al-25Si-5Fe-3Cu(%, 质量分数)合金显微组织。 铸态Al-25Si-5Fe-3Cu合金组织中(图1(a))除基体Al、 粗大片状初晶Si外, 还有长针片状相(其尺寸在几十至几百微米之间)及尺寸较小的白色相。 EDS分析表明长针片状相含有Al 49.43, Si 35.85, Fe 14.91(%, 原子分数), 近似为δ-Al4 FeSi2 相, 与文献
[
21 ]
(Al 49.00, Si 35.00, Fe 16.00(%, 原子分数))、 (Al 52.70, Si 32.00, Fe 16.20(%, 原子分数))
[22 ]
报道的结果相一致。 图2(1) XRD结果显示铸态Al-25Si-5Fe-3Cu合金中除α-Al、 初晶β-Si外, 还存在有δ-Al4 FeSi2 和θ-Al2 Cu相。 由EDS结果确定长针片状相为δ-Al4 FeSi2 相, 因此细小白色相为θ-Al2 Cu相。 另外组织中可能存在有β-Al5 FeSi相, 由于其含量少而XRD无法探测到其特征衍射峰。 粗大初晶Si及长针片状δ-Al4 FeSi2 相的存在易引起应力集中效应而使合金发生脆断, 必须通过一些方法使其形貌变得有利于合金性能的改善。 Cr被认为能够使Al-Si合金中针状含Fe相的形貌发生改变
[1 ,17 ,18 ,19 ,20 ]
。 因而在Al-25Si-5Fe-3Cu合金基础上加入2%(质量分数)Cr元素, 其铸态显微组织如图1(b) 所示。 可以看出, 组织中已不存在如图1(a) 所示粗大长针片状δ-Al4 FeSi2 相, 替代其的是大量“骨骼”状相。 图2(3)的XRD结果显示铸态Al-25Si-5Fe-3Cu-2Cr合金中除α-Al、 初晶β-Si, θ-Al2 Cu相外, 只有单一的α-Al(Fe,Cr)Si相存在, 因此断定组织中“骨骼”状相为α-Al(Fe,Cr)Si相。 EDS分析这种“骨骼”状相含有Al 70.23, Si 12.34, Fe 10.01, Cr 5.54(%, 原子分数), 近似为α-Al15 (Fe,Cr)3 Si2 , 而非α-Al13 (Fe,Cr)4 Si4 , 与文献
[
17 ]
的结果相近。
喷射成形技术独特的工艺流程使得组织大大细化、 消除宏观偏析、 元素过饱和度的增大等成为其主要的技术优点, 成为主要的快速凝固材料制备技术之一
[6 ,7 ]
。 图1(c), (d)为含Cr和无Cr的Al-25Si-5Fe-3Cu合金的沉积态显微组织。 XRD结果(图2(2))表明沉积态25Si-5Fe-3Cu合金组织中除α-Al、 初晶β-Si(<10 μm)、 θ-Al2 Cu相外, 主要为β-Al5 FeSi相及少量δ-Al4 FeSi2 相(由于二者形貌相近, 所以较难区分), 且尺寸基本小于10 μm, 相较图1(a)铸态组织已被大大细化。 从而很大程度上减小了初晶Si相和长针片状δ-Al4 FeSi2 相的应力集中效应, 有利于合金性能的提高。 当Al-25Si-5Fe-3Cu合金中加入2% Cr后, 如图1(d)所示, 其沉积态组织中出现大量细小(基本小于5 μm, 如图1(d)内)、 球状第二相颗粒, 同时还有一些尺寸在~20~30 μm的片状化合物相存在。 EDS成分分析表明灰色颗粒状相近似为α-Al15 (Fe,Cr)3 Si2 相(Al 70.31, Si 15.45, Fe 8.94, Cr 5.30, %(原子分数)), 片状相近似为β-Al5 (Fe,Cr)Si相(Al 68.18, Si 13.14, Fe 18.52, Cr 0.16, %(原子分数))。 而图2(4)的XRD结果也表明沉积态Al-25Si-5Fe-3Cu-2Cr合金中主要含铁相为α-Al(Fe,Cr)Si相, 同时有少量β-Al5 (Fe,Cr)Si相存在。
2.2 沉积态合金组织热稳定性
开发的含Fe过共晶Al-Si合金主要以耐热耐磨损环境为应用背景, 因而采用喷射成形工艺制备的此类合金也必须能够在耐热环境中保持其组织的稳定性, 无明显的长大粗化和相变发生。 因此对两种沉积态合金在803 K进行了不同时间的等温处理, 其微观组织如图3所示。 可以看出, 沉积态Al-25Si-5Fe-3Cu合金经5h的等温处理后, 其宏观组织保持了均匀分布和组织细化的特征(如图3(a)), 但微观区域的观察发现沉积态中短棒状含铁相(如图1(c), 尺寸小于10 μm)发生长大粗化为尺寸大于20 μm的β-Al5 FeSi相。 同时在粗化的β-Al5 FeSi相周围出现了白色新相(如图3(b)), EDS和XRD分析表明其为Al7 Cu2 Fe相。 由于沉积态合金中Fe, Cu元素处于过饱和状态, 而保温处理促使二者与基体Al结合并以Al7 Cu2 Fe相的形式析出。 而β-Al5 FeSi相粗化先于Al7 Cu2 Fe相的析出且需Fe, Si元素向其与基体的界面处扩散, 故而Fe元素主要聚集在β-Al5 FeSi相与基体的界面处。在此过程中, Cu在基体Al中的扩散系数远大于Fe, 因而在粗化的β-Al5 FeSi相与基体的界面处易促使Al7 Cu2 Fe相通过非均匀形核机制析出并长大。 而初晶Si相颗粒尺寸依然保持在10 μm以下, 没有发生明显的粗化现象。 沉积态Al-25Si-5Fe-3Cu-2Cr合金经803 K×30 h的等温处理后发现组织中的颗粒状相尺寸并未发生变化(仍然小于5 μm, 如图3(c), (d)), EDS结果表明其成分依然近似为α-Al(Fe,Cr)Si相, 少量块状相的成分也接近β-Al5 (Fe,Cr)Si相。 从而可以看出合金化Cr引起的颗粒状α-Al(Fe,Cr)Si相具有很好的热稳定性, 能够在一定温度下保持其形貌、 成分(结构)不变, 因而在实际耐热环境中能够确保此类材料部件性能的持续稳定性。 相反, 沉积态Al-25Si-5Fe-3Cu合金组织的热稳定性较差, 除了β-Al5 FeSi相的长大粗化外, 还发生相变并有Al7 Cu2 Fe新相产生, 相较沉积态Al-25Si-5Fe-3Cu-2Cr合金, 不能合金在高温环境中组织、 性能的稳定性。
图3 沉积态Al-25Si-5Fe-3Cu (a)(b) (803 K×5 h)与Al-25Si-5Fe-3Cu-2Cr (c)(d) (803 K×30 h)合金经803 K保温处理后的微观组织
Fig.3 Microstructures of as-deposited Al-25Si-5Fe-3Cu (a)(b) (803 K×5 h)and Al-25Si-5Fe-3Cu-2Cr (c)(d) (803 K×30 h) alloys after isothermal treated at 803 K
与此同时, 采用DSC实验对所制备合金的特征相变温度和热稳定性进行了研究。 图4为铸态和沉积态Al-25Si-5Fe-3Cu与Al-25Si-5Fe-3Cu-2Cr合金的DSC曲线。 由图4(1)和(2)看出铸态和沉积态Al-25Si-5Fe-3Cu合金在750~900 K之间存在复杂的相变过程(相关吸热峰起始温度分别以T q , T 0 , T t , T β 标出, 且其特征值如表1), 除四元和三元共晶熔化外(以T q 和T t 为起始温度的吸热过程), 研究表明还存在Al7 Cu2 Fe相的析出与转变(以T 0 为起始温度的吸热过程)和β-Al5 FeSi相向δ-Al4 FeSi2 相的转变过程(以T β 为起始温度的吸热过程)
[23 ]
。 除初晶Si、 共晶组织、 基体Al之外, 铸态Al-25Si-5Fe-3Cu-2Cr合金只含有单一的“骨骼”状α-Al(Fe,Cr)Si相, 而在750~900 K区间其DSC曲线上只有3个吸热峰存在(依次为四元共晶熔化、 Al7 Cu2 Fe相的析出与熔化、 三元共晶熔化, 如图4(3)), 并无以T β 为起始温度的吸热峰出现, 说明铸态Al-25Si-5Fe-3Cu-2Cr合金无β-Al5 (Fe,Cr)Si相存在(这与图1(b)和图2(3)的结果相一致)。 同时在900 K以上温度, 共晶组织完全熔化, 只有“骨骼”状α-Al(Fe,Cr)Si相及初晶Si相存在, 而初晶Si相的熔点较高, 故可确定在900~950 K之间出现的吸热峰(以T α 为起始温度的吸热过程)即为“骨骼”状α-Al(Fe,Cr)Si相的熔化过程。 而沉积态Al-25Si-5Fe-3Cu-2Cr合金中除初晶Si、 共晶组织与基体Al之外, 片状β-Al5 (Fe,Cr)Si相在加热熔化过程会转变为δ-Al(Fe,Cr)Si相, 而这一过程类似于β-Al5 FeSi相转变为δ-Al4 FeSi2 相, 也即图4(4)中以T β 为起始温度的吸热峰即为此转变过程; 然而实验发现沉积态Al-25Si-5Fe-3Cu-2Cr合金在900~950 K之间也有吸热峰出现(T α =917 K), 因此颗粒状的α-Al(Fe,Cr)Si相就在这一过程中发生熔解。 综上, Cr加入后不仅使含铁相变为细小颗粒状的α-Al(Fe,Cr)Si相, 且该相较好的热稳定性能够确保其在耐热环境中的组织性能稳定性。
图4 铸态(1)(3)和沉积态(2)(4)合金的DSC加热(1-4)和冷却(5-6)曲线,其中(1)(2)(6)曲线为Al-25Si-5Fe-3Cu合金, (3-5)曲线为Al-25Si-5Fe-3Cu-2Cr合金
Fig.4 DSC heating (1-4) and cooling (5-6) curves of cast (1)(3) and spray-formed (2)(4) alloys, and (1)(2)(6) curves for Al-25Si-5Fe-3Cu alloy, (3-5) curves for Al-25Si-5Fe-3Cu-2Cr alloy
表1 图4中DSC曲线上不同峰的特征温度值(K)
Table 1 Characteristic temperatures of different peaks in DSC curves in Fig.4(K )
Heating process
Alloys
T q
T 0
T t
T β
T α
T L
Cast Al-25Si-5Fe-3Cu
791
802
813
858
-
1065
As-deposited Al-25Si-5Fe-3Cu
791
800
815
876
-
1094
Cast Al-25Si-5Fe-3Cu-2Cr
790
805
817
-
921
1039
As-deposited Al-25Si-5Fe-3Cu-2Cr
791
-
809
869
917
1051
Cooling process
Alloys
T ′q
T ′t
T a
T ′L
Al-25Si-5Fe-3Cu
789
831
997
1076
Al-25Si-5Fe-3Cu-2Cr
788
836
998
1036
2.3 沉积态合金组织形成机制分析
由于喷射成形工艺具有一定的快速凝固特征(熔体雾化过程), 其对合金的凝固和相析出会产生影响, 因此有必要对所研究合金的基本凝固析出过程了解清楚。 图4(5), (6)分别为Al-25Si-5Fe-3Cu-2Cr和Al-25Si-5Fe-3Cu合金的DSC冷却曲线。 研究表明四元Al-25Si-5Fe-3Cu合金的基本凝固过程为L→Si (T ′L =1076 K)→δ-Al4 FeSi2 (T a =997 K)→Al+Si+β-Al5 FeSi (T ′t =831 K)→Al+Si+β-Al5 FeSi+Al2 Cu (T ′q =789 K)
[23 ]
。 在其铸态合金中, δ-Al4 FeSi2 相为主要含铁相, 这说明亚稳的δ-Al4 FeSi2 相可稳定存在至凝固结束。 因此在凝固过程中, Al, Fe, Si 3种元素倾向于形成高Fe、 高Si合金中针状δ-Al4 FeSi2 相或在其合金熔体预先会有满足δ-Al4 FeSi2 相元素化学计量比的局部原子团簇形成(晶胚), 成为δ-Al4 FeSi2 相的有利晶核。 而雾化过程中的高冷速
[6 ,7 ]
可增加其晶核数, 并且雾化熔滴颗粒的相互碰撞破碎和沉积过程的冲撞破碎能在一定程度上减小这种原子团簇的尺寸, 即减小针片状相的尺寸, 但不能使其更进一步的细化达到球状/近球状的颗粒组织。 随着大量雾化熔滴向基板不断沉积, 使得沉积体表面形成一层含液相量30%~40% 左右的糊状层, 而该层的温度相较熔体的温度已大大降低。 此糊状层的存在, 一方面使得部分固态、 半固态熔滴内已形成的组织发生重熔; 另一方面使得沉积体的冷却速度大大降低, 模拟计算其约为1 K·s-1
[24 ]
。 温度及冷却速度的降低, 使得糊状层中的液相有助于共晶反应的发生, 从而形成大量β-Al5 FeSi相, 而这与沉积态XRD结果一致。
当Cr元素加入后, 其DSC冷却曲线上也出现四个明显的放热峰(如图4(5)), 结合对四元Al-25Si-5Fe-3Cu合金的基本凝固过程的研究可知, 在850 K以下的两个放热峰与三元共晶和四元共晶组织的形成有关, 其起始温度分别为T ′t =836 K和T ′q =788 K, 与Al-25Si-5Fe-3Cu合金三元和四元共晶组织的析出温度相近似。 在980~1050 K的高温区域, 出现两个放热峰, 其中起始温度为T ′L =1036 K的放热峰应该为初晶Si的析出放热峰, 而起始温度为T ′a =998 K的放热峰需深入研究分析。 铸态Al-25Si-5Fe-3Cu合金中δ-Al4 FeSi2 相的起始析出温度(T a =997 K)与此相近, 但铸态Al-25Si-5Fe-3Cu-2Cr合金以“骨骼”状α-Al(Fe,Cr)Si相为主要含铁相, 而不是δ-Al4 FeSi2 相或δ-Al(Fe,Cr)Si相(含有Cr元素的δ-Al4 FeSi2 相)。 而且在980~850 K之间没有明显的放热峰存在, 说明在此温度区间没有相变发生, 也即在998 K开始析出的相能稳定存在至凝固结束。 因此可确定在998 K析出的应该是α-Al(Fe,Cr)Si相, 也即α-Al(Fe,Cr)Si相可直接从液相析出, 其与α-Al(Fe,Mn)Si相经包晶转变而来的机制不同
[25 ]
。 当有Cr存在时, 由于Al-Cr, Cr-Si之间也存在类似于Al-Fe, Fe-Si之间的强相互作用, 且Fe与Cr具有相同的晶体结构、 相近的原子半径和晶格常数
[26 ]
, 因而在Al-Fe-Si或Al-Cr-Si金属间化化合物相中存在Fe与Cr的互替现象
[1 ]
, 即当Al-Fe-Si三元原子团簇存在时, Cr的加入促使其团簇成分演变为Al-Fe-Cr-Si的形式。 从铸态含Cr合金组织来看, “骨骼状”α-Al(Fe,Cr)Si相即为此Al-Fe-Cr-Si团簇最终凝固形态。 故而当合金熔体冷却过程, Al-Fe-Cr-Si团簇逐渐演变为“骨骼状”形貌, 而不是粗大的针片状形貌。 在雾化和沉积过程中, 同样强烈的碰撞破碎作用必然引起“骨骼状”Al-Fe-Cr-Si团簇的破碎细化, 从而获得如图1(d) 所示细小、 均匀分布的显微组织。
另外由于雾化过程的高冷速一方面增加Si相、 含铁相的结晶晶核数与合金元素的过饱和度; 另一方面, 一定程度上会抑制高温的亚稳相向稳定相的转变, 故而在其过喷粉末颗粒中或者沉积体会存在一定的亚稳组织。 图5为Al-25Si-5Fe-3Cu与Al-25Si-5Fe-3Cu-2Cr合金过喷粉末颗粒的微观组织。 XRD结果表征Al-25Si-5Fe-3Cu合金的过喷粉末颗粒内主要为δ-Al4 FeSi2 相(包含初晶Si和基体Al), 几乎无平衡β-Al5 FeSi相存在。 由Fe-Al-Si三元合金相图
[27 ]
可知δ-Al4 FeSi2 相为高温亚稳相, 其可在883K左右转变为β-Al5 FeSi相, 但这一转变须通过Fe, Si元素从δ-Al4 FeSi2 相向基体Al中的扩散以及足够的反应时间才能完成。 经计算, Fe, Si元素在883 K时的扩散系数分别为7.923×10-14 m2 ·s-1 和1.524×10-12 m2 ·s-1
[28 ]
, 其较低的扩散系数以及雾化过程中温度急速降低, 致使δ-Al4 FeSi2 相滞留于过喷粉末颗粒中, 呈针片状形貌(如图5(a)所示)。 而对于Al-25Si-5Fe-3Cu-2Cr合金来说, DSC分析其在高温只有初晶Si和α-Al(Fe,Cr)Si相从液相直接析出, 因此可推知其过喷粉末颗粒中的含铁相应该为α-Al(Fe,Cr)Si相(组织包括初晶Si和基体Al)。 而图5(b)的微观组织显示过喷粉末颗粒中有一些针片状相存在, EDS分析其含有Al 53.73, Si 33.10, Fe 10.78, Cr 2.39(%, 原子分数), 近似于δ-Al4 FeSi2 相的成分, 故推断其为溶解有Cr的δ-Al(Fe,Cr)Si相。 也就是说在冷却速度较高的情况下, Al-25Si-5Fe-3Cu-2Cr合金中也会有δ-Al(Fe,Cr)Si相析出, 但是在DSC曲线上并没有发现相关放热峰出现。 如果假设以998 K为起始的放热峰为δ-Al(Fe,Cr)Si相析出过程, 那么铸态组织中的应该出现的含铁相就是δ-Al(Fe,Cr)Si相, 而不是α-Al(Fe,Cr)Si相了, 但图1(b)的微观组织却与此相反。 而且在990~790 K的温度范围内没有出现明显的放热现象(图4(5)), 也即类似于δ-Al(Fe,Mn)Si向α-Al(Fe,Mn)Si相转变的反应
[25 ]
不存在于δ-Al(Fe,Cr)Si相与α-Al(Fe,Cr)Si相之间。 但是图5(b)显示一些过喷粉末颗粒中存在大量细小颗粒状相, 其成分类似于沉积态合金中的颗粒状α-Al(Fe,Cr)Si相(Al 70.66, Si 14.32, Fe 9.96, Cr 4.42 (%, 原子分数)), 说明δ-Al(Fe,Cr)Si相与α-Al(Fe,Cr)Si相可同时存在于Al-25Si-5Fe-3Cu-2Cr合金的过喷粉末颗粒中。
图5 Al-25Si-5Fe-3Cu (a)与Al-25Si-5Fe-3Cu-2Cr (b)合金过喷粉末颗粒的显微组织
Fig.5 Microstructures of over-sprayed powders of Al-25Si-5Fe-3Cu (a) and Al-25Si-5Fe-3Cu-2Cr (b) alloys
3 结 论
采用喷射成形工艺和Cr合金化可使铸态组织中粗大针片状δ-Al4 FeSi2 相变为细小(< 3~5 μm )、 均匀分布的颗粒状α-Al(Fe,Cr)Si相, 大大有利于合金性能的提高。 相较沉积态Al-25Si-5Fe-3Cu合金, 沉积态Al-25Si-5Fe-3Cu-2Cr合金具有很好的组织热稳定性, 其主要归功于具有较高热稳定性的颗粒状α-Al(Fe,Cr)Si相的存在。 沉积态合金所得细化的组织主要归因于雾化过程高的冷速、 雾化熔滴颗粒之间的碰撞及熔滴颗粒和沉积体表面糊状层之间的连续冲撞破碎。 沉积态Al-25Si-5Fe-3Cu合金中β-Al5 FeSi相的出现主要是由于表面糊状层的高温退火作用促使破碎、 亚稳的δ-Al4 FeSi2 相转变而来, 而对于Al-25Si-5Fe-3Cu-2Cr合金过喷粉末颗粒显微组织和沉积体中的微观组织差异和联系有待进一步研究。
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