·112◆ 北京科技大学学报 2001年第2期 利用H800透射电镜观察内生TC颗粒的 合金熔体中内生的TC颗粒有相当一部分尺寸 形貌.用KONTRONIPS500图像分析仪分析TiC 小于1m,它们会产生Orowan强化，提高合金 颗粒的尺寸分布. 的强度.从(1)式中还可以看出，提高增强颗粒 2实验结果 的体积分数，可提高合金的强度.但试验中发 现，当内生C颗粒量大于8%后，合金熔体粘 在端盖3mm平面处切取板状试样，在ns 度增加幅度较大，粘度增加势必会造成熔体流 ro如强度试验机上测试复合材料的室温和260℃ 动速度下降，不利于压铸TC/A-9Si-1.4Cu-0.5 时的拉伸性能，并与基体合金进行对比.实验结 Mg复合材料制备过程的进行. 果列于表1中. 因此，为了进一步提高复合材料的强度，应 表1压铸AL9Si-1.4CI-0.5Mg合金和5%TCIA-9Si 努力探索出元素粉末颗粒直径、预制块密实度、 1,4Cu0.5Mg复合材料的拉伸性能 熔体反应温度等各项工艺参数对原位反应颗粒 Tablel Tensile properties of the diecasting Al-9Si-1.4Cu- 大小的影响规律，最终达到细化内生TC颗粒 0.5Mg alloy and 5%TiC/A]-9Si-1.4Cu-0.5Mg composite 尺寸，提高复合材料强度的目的. a,/MPa 6,/% 实验材料 复合材料的延伸率与基体保持相近的原因 25℃260℃25℃260℃ 是由于原位生成的TC颗粒与基体的界面结合 Al-9Si-1.4Cu-0.5Mg 2801863.66.4 5%TC/A-9Si-1.4Cu0.5Mg3542723.262 良好.颗粒近似呈球形（图3），颗粒内部应力分 从表1的实验结果可以看出，压铸5%TC/ 14.0 A-9Si-1.4Cu0.5Mg复合材料的极限拉伸强度 12.0 为354MPa,比基体合金提高26%；260℃时复合 10.0 材料的极限拉伸强度为272MPa,比基体合金 8.0 提高46%.复合材料的延伸率与基体合金相当. 6.0 3分析和讨论 3.0 内生TiC颗粒增强A-9Si-1.4C0.5Mg复 2.0 合材料的强度增量和晶粒尺寸之间的关系可用 0.0 Holl-Pecth关系加以说明.Holl-Pecth关系描述 0.51.0152.02.53.03.5. 合金强度增量和晶粒尺寸之间的关系式为四： 颗粒尺寸/m △ow≈kDe≈d(-gys (1) 图2A9S-1,4Cu0.5Mg中内生TC颗粒的尺寸分布 Fig.3 Dispersion of diameter of TiC partieles prepared by 式中，△w为合金强度增量，k是和一系列因素 melt in situ reaction in melt Al-9Si-1.4Cu-0.5Mg alloy 有关的因子，D是晶粒尺寸，d是增强颗粒尺寸， 0,为增强颗粒的体积分数.由于在A】-9Si-1.4 Cu0.5Mg合金熔体中内生一定量的TiC颗粒可 明显细化基体晶粒（即减小D值），因而合金强 度得以提高.260℃时复合材料的极限拉伸强度 远高于基体合金的原因在于，原位反应TC/ A-9Si-1.4Cu0.5Mg复合材料受热时细小的晶 粒不易长大，同时TC颗粒的存在降低了合金 中元素扩散的速度，阻碍了Si、ALMg;Cu Si和 CA山，相的长大，从而提高了合金组织的热稳定 性.从(1)式可知，诚小增强颗粒的尺寸有利于 提高复合材料的强度.图2示出的是自动图像 500nm 分析仪对A9S1-1.4Cu0.5Mg合金熔体中内生 图3利用培铸-原位反应技术获得的TC颗粒TM像 600个TC粒子进行统计分析后得出的颗粒尺 Fig.3 TEM micrograph of TiC particle prepared by melt 寸分布图.从图中可见，在A-Si-1.4Cu-0.5Mg in situ reaction tecbnique