DOI:10.19476/j.ysxb.1004.0609.2002.01.017

原位生成TiC对Al-8Fe合金显微组织的影响

孙玉峰 沈宁福 郭新勇 吴志申 张治军

  北京科技大学材料科学与工程学院  

  郑州工业大学材料研究中心  

  河南大学润滑与功能材料重点实验室  

  河南大学润滑与功能材料重点实验室 北京100083.郑州工业大学材料研究中心  

  郑州450002  

  开封475001  

摘 要：

通过XRD , SEM , TEM等手段研究了Al 8Fe常规铸态合金原位生成不同TiC粒子含量时相组成及显微组织的变化 , 以及TiC同α (Al) 基体及Al3 Fe相之间的界面关系。结果表明 :随着TiC含量的增多 , Al 8Fe合金中Al3 Fe相及缩松的形貌及尺寸明显发生了变化 , TiC与α (Al) 基体之间界面干净 , 而与Al3 Fe之间则存在一过渡层。

关键词：

原位反应;显微组织;Al8Fe合金;

中图分类号： TG146

收稿日期：2001-03-09

Effects of in-situ TiC particles on microstructure of conventional cast Al-8Fe alloy

Abstract：

The changes of the microstructure of conventional cast Al 8Fe alloys in which in situ TiC of different contents was added were studied by XRD, SEM and TEM analyses. The interface between TiC and the matrix and the interface between TiC and Al 3Fe were also studied. The results show that with the increasing content of TiC, the morphology and size of Al 3Fe change first from coarse rod like to fine acicular, then to netted phase. And the porosity become smaller and disappears finally. The interface between TiC and the matrix is clear. But at the interface between TiC and Al 3Fe, is observed a transitional layer.

Keyword：

in situ TiC; microstructure; Al 8Fe alloys;

Received： 2001-03-09

随着航空航天领域的迅速发展, 迫切需要研制和开发新一代高性能结构材料, 其中Al-Fe系合金普遍被认为是一种比较有发展潜力的合金 ^[1] 。 Al-Fe二元合金在平衡条件下, 由α (Al) 和Al₃Fe金属间化合物组成, Al₃Fe是硬脆相, 且以粗大针状出现在Al基体上, 严重割裂了基体的连续性, 使合金强度低、 韧性差。

在合金中原位生成弥散相能克服其他工艺中常出现的一系列问题, 如克服基体与增强相浸润不良、 产生界面反应产物、 增强相分布不均等缺点。 在合金中原位生成TiC粒子的方法主要有液相过程和固相过程 ^[2,3,4,5] : 液相过程是将固相、 液相或气相引入到熔体中与基体元素或其它合金元素反应生成增强相; 固相过程是将元素或化合物混合后压实, 然后加热来获得所需增强相。 原位生成的TiC陶瓷粒子具有高硬度、 高模量、 较高抗弯强度等特点。 各种原位制备方法简单、 经济、 便于掌握, 而且TiC与Al液浸润性较好, 可以作为 α (Al) 的形核质点而细化晶粒, 故作为轻金属的增强相愈来愈受到重视。 关于TiC作为细化剂对基体的细化作用, 已有不少研究 ^[2,3,6] , 但对合金中的其他相的影响却鲜有报道。 作者通过原位反应生成的不同含量TiC对常规铸造Al-8Fe的基体及金属间化合物Al₃Fe相的影响作了研究。

1实验方法

通过真空中频感应熔炼制成Al-8Fe, Al-8Fe-1TiC, Al-8Fe-5TiC, Al-8Fe-10TiC常规铸造合金, 制备原料为工业纯Al和纯Fe。 原位反应生成TiC粒子的反应剂是由粒度为40 μm的纯Ti粉及C粉按比例混合均匀后压制而成。 熔炼温度控制在950℃, 熔炼过程中由于原位反应发出大量的热, 使温度急剧上升至1 100 ℃左右。 待原位反应充分完成后, 在950 ℃保温30 min, 浇入预热至400 ℃的金属铸型中制成d12 mm的试棒。

显微组织观察在配有OXFORD LINK-ISIS300 EDXS系统的JSM-5600LV扫描电镜及JEM-2000FX透射电镜上进行。

2结果及分析

2.1合金的相组成及显微组织变化

图1所示为合金的XRD衍射谱, 图中显示Al-8Fe合金只有α (Al) 和Al₃Fe两个相, 对于不同TiC含量的Al-8Fe合金, 只有α (Al) , Al₃Fe和TiC 3个相。 Al₃Fe又被称为Al₁₃Fe₄相, 为底心单斜结构, 晶格常数为a=15.49 ?, b=8.08 ?, c=12.48 ?, β=107.7 °。 TiC为NaCl型面心立方结构, 晶格常数为a=4.33 ?。 TiC粒子量的变化, 没有造成其它相的生成。 随着TiC量的增加, XRD图上显示TiC的衍射峰增强, 而α (Al) 及Al₃Fe相的衍射峰变化不明显, 说明TiC含量的变化对生成α (Al) 及Al₃Fe的相对量没有产生显著的影响。

从Al-Fe平衡相图中可以看出, 富Al端在共晶温度时含铁为1.9%Fe, Al-8Fe在凝固过程中, 合金熔体温度降到液相线温度以下时, 在熔体中首先析出Al₃Fe相。 由于常规铸造冷速较慢, 从L/Al₃Fe液相线到α (Al) 相形核温度有较大的温度差, 因此Al₃Fe相有足够的生长时间和空间。 随着Al₃Fe枝晶的不断生长, 形成充分发展的枝晶骨架。 由于各枝晶间互相穿插和相互封锁作用, 会使富集着低熔点组元的液体被孤立分割于各枝晶之间, 这样, 合金凝固后会在这些区域形成许多分散的缩松。 图2 (a) 所示为未加入TiC的Al-8Fe铸态合金的SEM二次电子像, 图中可见长达数百μm、 宽为10 μm左右的长条形初生相, EDS显示其为金属间化合物Al₃Fe, 在基体上还有较多的缩松。

图1 合金的XRD图谱

Fig.1 XRD patterns of Al-8Fe alloys

(a) —0%TiC; (b) —1%TiC; (c) —5%TiC; (d) —10%TiC

由于TiC的生成自由能负值较大, 熔体中首先发生原位反应生成TiC粒子, 同时放出大量的热。 由于TiC粒子与Al液之间浸润性较好, 对α (Al) 具有较好的非均质形核作用。 因此, 当Al₃Fe形核后, 在共晶温度之下较小的过冷时, 即有大量的α (Al) 以TiC为非均质形核质点而析出, 因而缩短了初生Al₃Fe相在熔体中自由生长的时间, 并使α (Al) 细化。 同时, TiC粒子的存在也在空间上阻碍了Al₃Fe相的进一步生长, 合金中原位生成的TiC粒子越多, 这种效果也越明显。 由于剩余熔体被分割在较小的空间, 从而避免了大尺寸缩松的产生。 图2 (b) 所示为含1%TiC粒子的Al-8Fe合金显微组织SEM像, 图中长条形初生相长度及宽度均不及Al-8Fe合金, 缩松尺寸也有所减少。

图2 不同TiC含量的Al-8Fe合金SEM像

Fig.2 SEM images of Al-8Fe alloys with different TiC contents

(a) —0%TiC; (b) —1%TiC; (c) —5%TiC; (d) —10%TiC

图2 (c) 所示为含5%TiC的显微组织SEM二次电子像, 图中看不到粗大长条形Al₃Fe初生相, 箭头所指浅灰色区域为Al₃Fe初生相, 可见Al₃Fe已不能在熔体中以枝晶的方式充分自由生长, 而形成断续的晶间分布。 基体上分布有大量弥散的白色TiC颗粒, 虽仍有一些缩松, 但尺寸也明显减少许多。 当TiC粒子含量达到10%时, 如图2 (d) 所示, 从图中已分辨不出Al₃Fe相与基体, 说明Al₃Fe相的尺寸已非常细小, 同时已基本上观察不到缩松的存在。

2.2TiC的作用分析

对熔体中TiC粒子的原位反应生成过程, 目前主要有两种主要观点: 一种认为反应按Ti+C→TiC进行 ^[5,7,8] ;另一种认为合金在熔化过程中, 随着温度的上升, 先发生3Al+Ti→Al₃Ti和4Al+3C→Al₄C₃的反应, 随后按3Al₃Ti+Al₄C₃→13Al+3TiC反应获得TiC ^[9] 。 图3 (a) 为较高倍率下Al-8Fe-5%TiC合金中TiC粒子的SEM形貌照片, 可见TiC粒子大多为不规则的多边形, 尺寸在1～2 μm之间。 图3 (b) 为TiC粒子的TEM形貌照片, 当试样倾转到入射电子束与TiC [ 1] 位向平行时, 粒子表面的等厚条纹清晰可见。 Mayes ^[10] 认为单个TiC粒子的外形为八面体结构, 表面为小晶面, 八面体的每个顶点指向 [ 1] 方向, 每个棱的垂线指向 [ 11] 方向, 每个面的法线指向[111]方向。 从照片上看, TiC粒子与α (Al) 基体之间界面干净、 平整, 在此条件下未发现有其它界面层的出现。 经系统倾转发现TiC粒子与α (Al) 基体之间具有良好的位向关系, 即: [111]_TiC//[111]_{α (Al)} , (220) _TiC// (220) _{α (Al)} , 其对应选区衍射像如图3 (c) 所示。 因为α (Al) 的晶格常数比TiC的要小, 所以距离中心透色斑较远的弱小斑点为α (Al) 的衍射斑, 而距离较近的明亮斑点为TiC的衍射斑。 这说明TiC粒子是α (Al) 基体较好的形核中心, 这是因为常规铸造合金的冷速较低, Al原子在液相中的扩散进行得较充分, 加上Al的导热性较好, 使得界面上热应力相对较小, 为界面两侧晶体的两个晶面的适配关系创造了一个较好的环境, 合金熔体中短程有序的不稳定Al原子团蔟会依附TiC上形核 ^[11] 。

图4 (a) 为TiC粒子与Al₃Fe相界面关系的TEM照片, 图中白色粒子为TiC颗粒, 尺寸在150 nm左右。 包围TiC粒子的黑色相为Al₃Fe。 在Al熔体中引入大量TiC颗粒后, 势必会增加Al熔体的粘度, 有弥散固态粒子的熔体的粘度与基体粘度和颗粒体积分数之间的关系式为

图3 Al-8Fe-5%TiC合金高倍TiC粒子形貌像

Fig.3 Morphologies of TiC particles athigh magnitude

(a) —SEM image; (b) —TEM image; (c) —SAED pattern showing orientation relationship between TiC and matrix

η_c=η_m (1+2.5φ_p+10.25φ ${}_{\text{p}}^2$ ) (1)

式中 η_c为复合熔体的动力粘度, η_m为基体的动力粘度, φ_p为颗粒的体积分数。 由式 (1) 可知, 在熔体中加入10%的颗粒会使复合熔体的粘度增加35%, 而粘度增加势必会造成液体流动速度的下降。 这样, 大量的TiC颗粒不容易在枝晶间自由通过, Al₃Fe相的自由枝晶生长时向前推进的液固界面便难以推动TiC的前进, 使一部分TiC粒子嵌入到Al₃Fe相之中。 由于Al₃Fe相与TiC相的晶体结构相差较大, 难以形成一定的界面共格关系。 图4 (a) 中显示在TiC与Al₃Fe界面之间出现了厚度为20 nm左右的明暗条纹, 也说明TiC颗粒与Al₃Fe之间不会像TiC与α (Al) 基体那样结合紧密。 图4 (b) 为TiC粒子[111]带轴的SAED图, 其中较弱的杂乱斑点为Al₃Fe相参与衍射所致。 从TiC与Al₃Fe相界面关系可以看出, 正是TiC粒子的存在, 才使得Al₃Fe平衡相在形核与长大过程中受到了阻碍, 最终导致显微组织得到了细化并减少了缩松缺陷。

图4 Al-8Fe-5TiC合金中TiC粒子与Al3Fe相之间的界面关系

Fig.4 Interface relation between TiC and Al₃Fe phase

(a) —TEM image; (b) —SAED pattern

3结论

1) 通过原位反应可以在常规铸造Al-8Fe合金中生成不同量的TiC粒子, 不同含量的TiC粒子对合金中其它相的相组成不产生显著影响。

2) TiC粒子加入量的增加, 改善了Al₃Fe的形貌, 细化了Al₃Fe的尺寸, 使其由粗大杆状相逐渐变为细小针状相, 最后形成断续晶间分布, 同时消除了缩松缺陷。

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