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为了进一步提高Al-Fe-V-Si系合金的力学性能,在该系合金中加入SiC颗粒进行增强,不仅可以提高材料的杨氏模量、耐磨性,还可以提高其室温和高温强度。本文通过对比SiC_P/FVS1012及SiC_P/FVS1212两种复合材料挤压和热压,研究了它们的致密化工艺,采用单向热压工艺有效地解决了致密化过程中复合材料板材中SiC颗粒聚集的问题,并且使其在热压后基本达到致密。通过后续的热轧制备出了性能优良的板材,此外,还研究了SiC_P/FVS1012及SiC_P/FVS1212的显微组织、力学性能、强化机理、耐热性能以及耐热机理,同时研究了SiC颗粒与Al基体的界面。通过对SiC_P/FVS1012及SiC_P/FVS1212的系统研究,得出如下结论:1.挤压后的组织中,SiC颗粒呈流线分布,并且在垂直于挤压方向的纵向上分层,大量的SiC颗粒流动到表面;而在热压后的组织中,SiC颗粒并没有聚集到板面上,SiC颗粒分布比较均匀。无论是挤压还是热压后,复合材料均达到基本致密,但与热压致密相比,挤压后的密度以及相对致密度更高一些。2.在轧制过程中,热压SiC_P/FVS1012和SiC_P/FVS1212的密度均经历了先升高再降低最后再升高的过程,而挤压态的SiC_P/FVS1012的密度是先降低再升高。而轧制过程中硬度的变化与密度的变化趋势是完全相同的。通过热压后再轧制比通过挤压后再轧制,复合材料具有更加均匀的显微组织。热压致密克服了挤压带来的SiC颗粒表层聚集现象。3.热压或挤压再轧制的SiC_P/FVS1012及SiC_P/FVS1212具有相同的微观组织,均是由α-Al、α-Al12(Fe,V)3Si和β-SiC组成。其尺寸分别为500-800nm,50-100nm和10μm。β-SiC的体积分数为15%左右。但SiC_P/FVS1212具有较高的Al12(Fe,V)3Si含量,其体积分数约为40%,而SiC_P/FVS1012中大概只有30%。Al12(Fe,V)3Si弥散相细小呈球形分布在基体中,主要位于Al基体的晶界上。在喷射沉积过程中,SiC颗粒与Al基体发生了反应,形成了厚度小于3nm的晶态Si过渡层,部分Si原子扩散到Al基体中稳定了Al12(Fe,V)3Si弥散相,在SiC_P/Al界面附近有微孪晶结构的纳米Al4C3相生成。4.喷射成形SiC_P/FVS1012和SiC_P/FVS1212具有较为优异的力学性能,且抗拉强度随着Fe含量的升高而升高。在室温下,SiC_P/FVS1012和SiC_P/FVS1212的极限抗拉强度和屈服强度分别高达533.1和581.2MPa;在315℃时,分别为306.4和315.8MPa;在400℃时,分别为232.6和207.5MPa。在高温条件下,喷射沉积复合材料的极限抗拉强度至少与具有相同化学成分的快速凝固/粉末冶金合金相当,或者更高。5.对于喷射沉积SiC_P/FVS1012及SiC_P/FVS1212而言,呈总体上的脆性断裂和局部韧性断裂相结合的复合断裂方式。当温度较低时,由于SiC增强颗粒-Al基体界面结合较强,主要通过SiC增强颗粒的开裂形核;当温度较高时,SiC增强颗粒-Al基体界面结合较弱,界面的脱粘成为裂纹形核的主要机制,材料在产生颈缩以前已经断裂。6.喷射沉积SiC_P/FVS1012及SiC_P/FVS1212具有优异的热稳定性能。Al12(Fe,V)3Si粒子在长期的高温退火过程中保持类球形,粗化速率很低,经过550℃退火200h后组织无明显变化,硬度下降不明显。复合材料的热稳定随着铁含量的增加而提高,与SiC_P/FVS1012相比,SiC_P/FVS1212在高温退火过程中,其组织更能保持弥散细小,性能也更稳定,特别是在当温度高于550℃时,这种优势逐渐明显。SiC颗粒通过影响弥散强化相Al12(Fe,V)3Si的尺寸及热稳定性而提高了复合材料的热稳定性能。