第8期 侯陇刚等：铸态和沉积态A一25S5Fe一3Cu合金的显微组织与相形成 。1009。 200m 图4过喷粉末颗粒的形貌.()粗粉：(b)细粉 Fig 4 Morphologies of over-sprayed pow ders:(a)coarse powders (b)fine pow ders 合物相的尺寸与形貌在较大程度上被细化和改变， L十6Al4FeSi2→3-AlsFeSi-+Si(约883K), 从而合金在变形过程中，由粗大块状初晶S相和粗 L→A+B-AlsFeSi-+Si. 大针片状GAl4FSi2相的应力集中效应而导致合 初晶BSi从液相析出后，一部分Si元素还存 金脆断的可能性就会被大大降低，有利于提高合金 在于剩余液相中，但温度降低致使这些S元素从剩 强度和延伸率. 余液相中析出，促使初晶BSi长大.同时由A1Fe 沉积态高硅铝合金的显微组织主要通过以下几 二元合金相图17可知，高温时Fe在A1中有较高的 个方面的综合作用而获得：第一，喷射成形快速凝固 溶解度，使剩余液相中含有大量的Fe及自由Si元 工艺高的冷却速度使大量的合金雾化熔滴在飞行过 素（相对于初晶Si而言）存在，从而有利于其与A1 程中获得较大的过冷度，从而在雾化熔滴中预先形 结合形成GAl4FSi2相，且其稳定存在的温度区间 成了大量细小的a一A1、BSi相及含铁相的形核核 达135K1.在这一温度区间内，Al4FSi2相从 心，使雾化熔滴形核数增加，引起基体及第二相颗粒 液相不断析出，而己析出的Al4FSi2相则不断长 的晶粒数增多，尺寸减小：第二，雾化所得不同尺寸 大，使得其尺寸增大呈粗大针片状.由于大量Fe、Si 的熔滴在飞行冷却过程中处于不同的状态（即完全 元素存在于GAl4FSi2相中，随着温度的降低，剩 固态、半固半液态和完全液态)，进而在飞行过程中 余液相中的Fe,Si元素通过共晶反应而存在于三元 不同状态的熔滴颗粒相互接触碰撞，引起雾化熔滴 共晶组织中.虽然在883K左右存在GA4FeSi2相 二次破碎，部分熔滴的尺寸进一步减小四：第三，在 向B-AlsFeSi相的包晶转变，但这一转变须通过Fe、 雾化熔滴颗粒以及经过二次破碎的熔滴颗粒不断沉 Si元素从&ALFeSi2相向基体Al中的扩散才能完 积到基板的过程中，存在大量高速飞行熔滴颗粒与 成.经计算，Fe、Si元素在883K时扩散系数分别为 沉积体表面糊状层之间连续不断的冲撞和侵入，引 7.923X104m2s1和1.524X1012m2s118 起糊状层内预形成的凝固组织或化合物团簇紊乱和 Fe、Si元素低的扩散系数以及凝固过程中温度的不 分散，破坏了形成铸造组织的雏形，并使熔滴颗粒内 断降低，致使合金中Fe、Si元素的扩散无法完成，尤 部存在的针片状组织发生断裂破碎.因此，雾化一 其是Si元素从高浓度的G-Al4FeSi2相向基体的大 飞行撞击一沉积冲撞侵入三个主要过程的连续作用 量扩散更无法实现，因而83相的包晶转变也就不 导致合金显微组织微细化，从而达到优化组织的 能进行，使得最后组织中含铁相以GA4FeSn相为 目的. 主，共晶反应所得B-AlsFeSi相为次要含铁相.随后 2.3铸态合金相形成分析 Al2Cu相从剩余液相中析出，凝固至此基本完成. 对于A-25Si-5Fe一3Cu合金来说，Cu与Al形 2.4沉积态合金相形成分析 成AhCu相，XRD结果显示其并未与Fe、Si或Fe、 在喷射成形过程中，由于熔体平均冷却速率达 Al或Al、Si形成化合物相（如AhCu2Fe),因此主要 10一10Ks-〔21到，使得Si相、含铁相的结晶晶 的化合物相就存在于Al、Fe、Si三种元素之间.根据 核数增加，引起晶粒数增加，尺寸减小.过喷粉末颗 Takeda所计算的三元Fe一A一Si平衡相图1可知， 粒所获得的冷却速率高于喷射成形的平均冷却速 当$i质量分数为25%时，相析出过程如下所示： 率，使得部分Fe、Si元素固溶于基体Al中，形成AI L3-Si(约1033K), 的过饱和固溶体.由于过喷粉末颗粒获得的冷却速 L→8Al4FeSi2+Si(约1018K, 率较大，抑制了G-ALFeSi2相向B-AlsFeSi相的包图 4 过喷粉末颗粒的形貌.( a) 粗粉;( b) 细粉 Fig.4 Morphologies of over-sprayed pow ders:( a) coarse powders;( b) fine pow ders 合物相的尺寸与形貌在较大程度上被细化和改变, 从而合金在变形过程中, 由粗大块状初晶 Si 相和粗 大针片状 δ-Al4FeSi2 相的应力集中效应而导致合 金脆断的可能性就会被大大降低, 有利于提高合金 强度和延伸率. 沉积态高硅铝合金的显微组织主要通过以下几 个方面的综合作用而获得 :第一, 喷射成形快速凝固 工艺高的冷却速度使大量的合金雾化熔滴在飞行过 程中获得较大的过冷度, 从而在雾化熔滴中预先形 成了大量细小的 α-Al 、β -Si 相及含铁相的形核核 心, 使雾化熔滴形核数增加, 引起基体及第二相颗粒 的晶粒数增多, 尺寸减小 ;第二, 雾化所得不同尺寸 的熔滴在飞行冷却过程中处于不同的状态( 即完全 固态、半固半液态和完全液态) , 进而在飞行过程中 不同状态的熔滴颗粒相互接触碰撞, 引起雾化熔滴 二次破碎, 部分熔滴的尺寸进一步减小[ 12] ;第三, 在 雾化熔滴颗粒以及经过二次破碎的熔滴颗粒不断沉 积到基板的过程中, 存在大量高速飞行熔滴颗粒与 沉积体表面糊状层之间连续不断的冲撞和侵入, 引 起糊状层内预形成的凝固组织或化合物团簇紊乱和 分散, 破坏了形成铸造组织的雏形, 并使熔滴颗粒内 部存在的针片状组织发生断裂破碎 .因此, 雾化 — 飞行撞击 —沉积冲撞侵入三个主要过程的连续作用 导致合金显微组织微细化, 从而达到优化组织的 目的 . 2.3 铸态合金相形成分析 对于 Al-25Si-5Fe-3Cu 合金来说, Cu 与 Al 形 成Al2Cu 相, XRD 结果显示其并未与 Fe 、Si 或 Fe 、 Al 或 Al、Si 形成化合物相( 如 Al7Cu2Fe) , 因此主要 的化合物相就存在于Al 、Fe 、Si 三种元素之间.根据 Takeda 所计算的三元 Fe-Al-Si 平衡相图 [ 16] 可知, 当Si 质量分数为 25 %时, 相析出过程如下所示 : L ※β-Si( 约 1 033 K) , L ※δ-Al4FeSi2 +Si( 约 1 018 K) , L +δ-Al4FeSi2 ※β-Al5FeSi +Si( 约 883 K) , L ※Al+β-Al5FeSi +Si . 初晶 β -Si 从液相析出后, 一部分 Si 元素还存 在于剩余液相中, 但温度降低致使这些 Si 元素从剩 余液相中析出, 促使初晶β -Si 长大.同时由 Al -Fe 二元合金相图[ 17] 可知, 高温时 Fe 在 Al 中有较高的 溶解度, 使剩余液相中含有大量的 Fe 及自由 Si 元 素( 相对于初晶 Si 而言) 存在, 从而有利于其与 Al 结合形成δ-Al4FeSi2 相, 且其稳定存在的温度区间 达 135 K [ 16] .在这一温度区间内, δ-Al4FeSi2 相从 液相不断析出, 而已析出的 δ-Al4FeSi2 相则不断长 大, 使得其尺寸增大呈粗大针片状 .由于大量 Fe 、Si 元素存在于 δ-Al4FeSi2 相中, 随着温度的降低, 剩 余液相中的 Fe 、Si 元素通过共晶反应而存在于三元 共晶组织中 .虽然在 883 K 左右存在 δ-Al4FeSi2 相 向β-Al5FeSi 相的包晶转变, 但这一转变须通过 Fe 、 Si 元素从 δ-Al4FeSi2 相向基体 Al 中的扩散才能完 成 .经计算, Fe 、Si 元素在 883 K 时扩散系数分别为 7.923 ×10 -14 m 2 ·s -1和 1.524 ×10 -12 m 2 ·s -1[ 18] . Fe 、Si 元素低的扩散系数以及凝固过程中温度的不 断降低, 致使合金中 Fe 、Si 元素的扩散无法完成, 尤 其是 Si 元素从高浓度的 δ-Al4FeSi2 相向基体的大 量扩散更无法实现, 因而δ※β 相的包晶转变也就不 能进行, 使得最后组织中含铁相以 δ-Al4FeSi2 相为 主, 共晶反应所得β-Al5FeSi 相为次要含铁相.随后 Al2Cu 相从剩余液相中析出, 凝固至此基本完成 . 2.4 沉积态合金相形成分析 在喷射成形过程中, 由于熔体平均冷却速率达 10 3 ～ 10 4 K·s -1[ 12-13] , 使得 Si 相 、含铁相的结晶晶 核数增加, 引起晶粒数增加, 尺寸减小.过喷粉末颗 粒所获得的冷却速率高于喷射成形的平均冷却速 率, 使得部分 Fe 、Si 元素固溶于基体 Al 中, 形成 Al 的过饱和固溶体.由于过喷粉末颗粒获得的冷却速 率较大, 抑制了 δ-Al4FeSi2 相向 β-Al5FeSi 相的包 第 8 期 侯陇刚等:铸态和沉积态 Al-25Si-5Fe-3Cu 合金的显微组织与相形成 · 1009 ·