賀毅強(qiáng)，胡建斌，張 奕，陳志鋼，馮立超，陳振華

(1.淮海工學(xué)院 機(jī)械工程學(xué)院，連云港 222005；2.江蘇省海洋資源開發(fā)研究院，連云港 222005；3.華北水利水電學(xué)院 軟件學(xué)院，鄭州 450011；4.湖南科技大學(xué) 機(jī)電學(xué)院，湘潭 411201；5.湖南大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，長(zhǎng)沙 410082)

20世紀(jì)70年代，美國(guó)空軍實(shí)驗(yàn)室開始研制快速凝固耐熱鋁合金，以開發(fā)一種在120~350℃范圍內(nèi)使用的鋁合金，來代替當(dāng)時(shí)飛行器上使用的鈦合金[1]，質(zhì)量可以減輕50%左右[2]。隨著快速凝固與粉末冶金技術(shù)的發(fā)展，世界各國(guó)相繼開發(fā)了一系列快速凝固耐熱鋁合金，這些鋁合金具有優(yōu)良的室溫和高溫綜合力學(xué)性能，將鋁合金的有效使用溫度提高至300℃以上[3]，成為近年來廣泛使用在航空航天領(lǐng)域中的重要合金材料之一。國(guó)內(nèi)從20世紀(jì)80年代后期起，中南工業(yè)大學(xué)先后對(duì)Al-Fe-Ce和Al-Fe-V-Si系耐熱鋁合金的制備工藝、組織和性能等進(jìn)行了研究[4-5]；北京科技大學(xué)與北京有色金屬研究總院利用噴射成形技術(shù)制備了Al-Fe-V-Si系耐熱鋁合金，并在合金中添加TiC顆粒進(jìn)行增強(qiáng)，提高了合金的性能[6-7]；中科院金屬研究所等研究機(jī)構(gòu)用快速凝固工藝制備了耐熱Al-Fe系合金，對(duì)耐熱鋁合金及其復(fù)合材料做了深入的研究[8-9]。近年來，本文作者所在課題組[10-12]對(duì)噴射沉積Al-Fe-V-Si耐熱鋁合金及其復(fù)合材料進(jìn)行了一系列理論和實(shí)踐研究。

噴射沉積的概念和原理最早是由英國(guó)Swansea大學(xué)的SINGER教授提出，于1970年首次公開報(bào)道[13]。1974年，BROOKS等[14]將噴射沉積原理成功應(yīng)用于鍛造坯的生產(chǎn)，發(fā)展了著名的Osprey工藝，生產(chǎn)了傳統(tǒng)方法難于加工得到的高合金和超合金管、環(huán)、筒、棒和坯材。20世紀(jì)70年代末，美國(guó)麻省理工大學(xué)的GRANT等[15]提出以超聲氣體霧化制備細(xì)粒度、高速度的霧化液滴為特征的液體動(dòng)壓成形工藝(LDC)。國(guó)內(nèi)噴射沉積的研究始于20世紀(jì)80年代，哈爾濱工業(yè)大學(xué)、北京科技大學(xué)和北京航空材料研究院對(duì)材料的組織凝固特征和工藝過程開展研究，上海鋼鐵研究所在制備復(fù)合軋輥方面取得較大進(jìn)展。中南大學(xué)、上海交通大學(xué)、北京有色金屬總院、湖南大學(xué)在噴射沉積制備金屬與金屬基復(fù)合材料方面進(jìn)行了深入研究[16-18]。

通常，噴射沉積材料含一定的孔隙，顆粒和沉積層邊界也存在一定量的氧化膜，部分顆粒之間未達(dá)到理想的冶金結(jié)合，沉積坯中的氣孔率達(dá)到15%~20%。特別是對(duì)鋁合金而言，噴射沉積過程中霧化顆粒存在輕微的氧化(氧含量一般為0.01%~0.05%)，這種顆粒間的氧化膜破壞了噴射沉積坯料的完整冶金結(jié)合，即使噴射沉積坯料密度接近理論密度，如不經(jīng)過后續(xù)加工，性能也會(huì)較低。因此，噴射沉積多孔材料的后續(xù)致密化研究成為國(guó)內(nèi)外眾多學(xué)者共同關(guān)注的課題，采用的致密化方法主要為鍛造、擠壓、軋制、熱等靜壓及旋壓等[19-21]，但未能有效解決大尺寸板材制備困難的問題，也沒有系統(tǒng)研究大尺寸多孔復(fù)合材料板材致密化過程中的顯微組織和力學(xué)性能的變化。

噴射沉積SiCp/Al-Fe-V-Si復(fù)合材料坯件屬于低塑性材料，其板坯需經(jīng)擠壓或經(jīng)旋壓致密后方可使用，但對(duì)于大尺寸復(fù)合材料板坯，由于該材料的高溫變形抗力大，受設(shè)備噸位及加工成本的限制，擠壓成形一般難以實(shí)現(xiàn)，且容易導(dǎo)致SiC顆粒的分層與聚集，而直接軋制容易導(dǎo)致板坯開裂。為此，本文作者采用楔形壓制對(duì)大尺寸噴射沉積板坯進(jìn)行致密化加工，為板坯軋制加工提供可用的預(yù)成形件，再通過多道次熱軋獲得大尺寸致密板材。楔形壓制工藝通過局部小變形累積而實(shí)現(xiàn)整體成形的壓力加工方法。對(duì)低塑性難變形合金，采用多次小變形量的加工方法可以使材料的塑性提高2.5~3.0倍。

經(jīng)楔形壓制預(yù)致密后的板坯通過多道次軋制獲得大尺寸復(fù)合材料板材。SiCp/Al-Fe-V-Si具有優(yōu)良的耐熱性能，且密度小，具有廣闊的應(yīng)用前景和良好的社會(huì)經(jīng)濟(jì)效益。通過噴射沉積→楔形壓制→軋制工藝的工藝思路，在致密大尺寸的噴射沉積多孔性坯料方面有著技術(shù)與成本上的優(yōu)勢(shì)以及巨大的應(yīng)用潛力。深入研究大尺寸噴射沉積板坯的后續(xù)致密化工藝、微觀組織和力學(xué)性能的關(guān)系以及采用噴射沉積→楔形壓制→軋制的成形技術(shù)，對(duì)于完善和發(fā)展多孔材料的致密化方法和致密化理論和機(jī)理有著重要意義。

1 實(shí)驗(yàn)

1.1 原料及成分設(shè)計(jì)

本試驗(yàn)中以名義成分為15%(體積分?jǐn)?shù))SiCp/Al-8.5Fe-1.3V-1.7Si的復(fù)合材料為研究對(duì)象，基體合金中Fe和V以Al-40Fe和Al-40Fe-10V中間合金的形式加入。首先在中頻感應(yīng)爐中熔配Al-40Fe、Al-40Fe-10V中間合金，再添加適量的純Al和純Si在1020℃熔配Al-8.5Fe-1.3V-1.7Si母合金。SiC顆粒為β-SiC，平均粒徑約為2 μm，在復(fù)合材料中體積分?jǐn)?shù)約為15%。將Al-8.5Fe-1.3V-1.7Si母合金和SiC粉末在多層噴射沉積設(shè)備上制備板坯。

1.2 塑性加工

將沉積板坯銑削加工長(zhǎng)寬厚為450 mm×110 mm×20 mm的板坯，然后在630T液壓機(jī)上進(jìn)行楔形壓制，錠坯加熱溫度為480℃，保溫1 h。楔形壓制致密后再進(jìn)行多道次軋制，軋制溫度為480℃，軋制前保溫1 h，道次間退火保溫時(shí)間20 min，采用石墨＋機(jī)油潤(rùn)滑，軋速為0.43 m/s。

1.3 檢測(cè)方法

常溫拉伸試驗(yàn)在CSS-44100型電子萬能試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行，拉伸速率為0.5 mm/min，拉伸方向平行于板材軋制方向。金相樣品在XJL-03大型金相顯微鏡下進(jìn)行組織觀察。在JSM-5600掃描電鏡下觀察拉伸試樣斷口形貌。用JEOL 3010透射電鏡觀察彌散粒子及晶粒的變化。并采用X射線衍射儀進(jìn)行物相分析，采用阿基米德法測(cè)量試樣密度。

2 結(jié)果與分析

2.1 復(fù)合材料的顯微組織

2.1.1 金相組織

圖1所示為噴射沉積SiCp/Al-8.5Fe-1.3V-1.7Si在楔形壓制和后續(xù)軋制過程中的金相顯微組織演變過程。

圖1 噴射沉積SiCp/Al-8.5Fe-1.3V-1.7Si在致密化過程中的金相顯微組織演變Fig.1 Metallographs of SiCp/Al-8.5Fe-1.3V-1.7Si during densification process:(a)As-deposited;(b)As-wedge pressed with 15%in reduction;(c)As-wedge pressed with 25%in reduction;(d)As-wedge pressed with 35%in reduction;(e)As-wedge pressed with 50%in reduction;(f)As-rolled after pressing

圖2 復(fù)合材料試樣密度隨壓下量的變化Fig.2 Density evolution of composite with pressing reduction

噴射沉積坯中的孔隙主要由3部分組成：填隙式孔隙、卷入的氣孔及沉積坯凝固收縮形成的孔洞。由圖1(a)可見，在SiCp/Al-8.5Fe-1.3V-1.7Si的沉積坯中存在近球形的孔洞(約為10 μm)，此外部分沉積顆粒之間也存在縫隙，未能實(shí)現(xiàn)冶金結(jié)合，這是部分霧化半固態(tài)及固態(tài)顆粒在高速撞擊沉積坯表面后嵌入沉積體中并與其他顆粒相互堆積、搭接，而沉積層液相無法充填所有孔隙的結(jié)果。氣孔的形核與長(zhǎng)大條件可表示為

式中：pg、ps和pi分別為氣體因溶解度下降而排出的壓力、收縮壓力和外界壓力；p/2rσ為表面張力；rp為球形氣孔的半徑。由式(1)可知，熔體中的氣體含量對(duì)沉積坯孔隙度有較大的影響，因此，熔料時(shí)的除氣除渣對(duì)減小沉積坯孔隙度非常重要。

此外可以看出SiC粒度約為2 μm，大部分SiC顆粒主要分布在沉積顆粒之間的邊界上，也有部分SiC顆粒分布在沉積顆粒內(nèi)部，這是因?yàn)镾iC顆粒在噴射沉積過程中由于動(dòng)能的差異，大部分粘附在沉積顆粒的表面或部分插入沉積顆粒，少部分動(dòng)能高的SiC插入沉積顆粒的內(nèi)部。當(dāng)楔形壓制變形程度達(dá)15%(見圖1(b))時(shí)，大尺寸孔洞被壓合或減小，孔洞的平均尺寸也由沉積態(tài)的10 μm減小至2~3 μm，但沉積顆粒之間的縫隙依然存在。隨著楔形壓制變形程度的增加，板坯內(nèi)部孔洞的數(shù)量和尺寸都相應(yīng)減小。當(dāng)壓下量為25%時(shí)(見圖1(c))，未能看到明顯近球形的孔洞，沉積顆粒之間的縫隙仍存在，SiC顆粒仍沿聚集于沉積顆粒的邊界上；壓下量為35%時(shí)(見圖1(d))，沉積顆粒之間縫隙已消失，未能觀察到明顯的孔洞，但SiC顆粒仍保留了沉積時(shí)聚集于沉積顆粒表面的特點(diǎn)；當(dāng)壓下量達(dá)50%時(shí)(見圖1(e))，沉積顆粒輪廓和層狀組織特征漸趨模糊，SiC顆粒分布趨于均勻，多孔噴射沉積板坯的顯微組織得到改善。圖1(f)所示為楔形壓制至10 mm(壓下量約為50%)后再在480℃經(jīng)過多道次熱軋至1.5 mm時(shí)板材的顯微組織，可以看出，板材均勻致密，SiC顆粒與基體結(jié)合良好，沉積顆粒的邊界完全消除。因此，楔形壓制能有效致密噴射沉積SiCp/Al-8.5Fe-1.3V-1.7Si復(fù)合材料，為后續(xù)的軋制提高材料的變形能力，且能保持SiC顆粒的均勻分布，避免傳統(tǒng)擠壓工藝帶來的SiC聚集。

圖2所示為楔形壓制過程中復(fù)合材料密度的變化情況。從圖2可以看出，楔形壓制變形程度對(duì)噴射沉積多孔坯料的致密化影響很大，其致密化主要產(chǎn)生在壓制初期，其初始密度為2.60 g/cm3，初始相對(duì)密度為0.87，處于泊松比隨相對(duì)密度變化顯著的階段(ρc=0.8)，此階段材料致密度變化較大。當(dāng)壓下量達(dá)25%時(shí)，材料密度為2.89 g/cm3，相對(duì)密度為97.3%。當(dāng)壓下量大于25%時(shí)，隨著壓下量的增加，噴射沉積中的孔洞尺寸與數(shù)量減小，材料整體密度提高，同時(shí)致密化速率降低，但沉積坯中的沉積顆粒之間還存在縫隙，縫隙在壓制過程中逐漸彌合，因此致密度緩慢增加，對(duì)提高材料的成形能力極為重要。當(dāng)壓下量達(dá)50%時(shí)，密度為2.90 g/cm3，相對(duì)密度為97.6%，材料已基本致密，有利于進(jìn)一步的軋制成形。復(fù)合材料板坯的過程中近似滿足如下關(guān)系式：

式中：C為積分常數(shù)，由初始相對(duì)密度確定；ε1為真應(yīng)變。

楔形壓制致密與傳統(tǒng)擠壓致密相比，其致密度要低，因此材料的性能也差。但與傳統(tǒng)擠壓工藝相比，楔形壓制具有以下幾個(gè)優(yōu)勢(shì)：1)能在較小噸位的設(shè)備上通過累積成形致密大尺寸噴射沉積板坯；2)能保留噴射沉積均勻細(xì)小的顯微組織，避免SiC顆粒的聚集；3)能避免擠壓過程中由于溫升效應(yīng)導(dǎo)致的顯微組織粗化。

2.1.2 彌散離子與界面

圖3所示為鑄態(tài)Al-8.5Fe-1.3V-1.7Si合金和噴射沉積SiCp/Al-8.5Fe-1.3V-1.7Si復(fù)合材料的顯微組織，并對(duì)比了噴射沉積SiCp/Al-8.5Fe-1.3V-1.7Si復(fù)合材料在不同加工狀態(tài)下的顯微組織。

圖3 鑄態(tài)Al-8.5Fe-1.3V-1.7Si和不同狀態(tài)下SiCp/Al-8.5Fe-1.3V-1.7Si的顯微組織Fig.3 Microstructures of as-cast Al-8.5Fe-1.3V-1.7Si and its composite under different states: (a) As-cast;(b)As-spray deposited;(c)As-wedge pressed; (d) As-rolled; (e) SiC-Al interface

圖3(a)所示為鑄態(tài)Al-8.5Fe-1.3V-1.7Si的顯微組織，可以看出基體上分布著條狀的粗大析出相，長(zhǎng)度達(dá)10 μm以上，寬度為0.5~1 μm。能譜分析(見表1)表明該析出物富含F(xiàn)e和Si。由譚敦強(qiáng)等[22]的研究可知，在Al-8.5Fe-1.3V-1.7Si合金中，當(dāng)冷卻速率低于1×103K/s，合金中除了存在α(Al)和Al13Fe4相外，還存在Al8Fe2Si和Al3FeSi，由表1可以推斷，圖3(a)中的條狀析出物應(yīng)為Al8Fe2Si。

噴射沉積過程中，微小熔滴依靠與氣體的對(duì)流熱交換可以達(dá)到1×104~1×106K/s的冷卻速率，且與沉積基體碰撞時(shí)可以獲得較高的冷卻速率，可以細(xì)化復(fù)合材料的顯微組織。圖3(b)所示噴射沉積SiCp/Al-8.5Fe-1.3V-1.7Si復(fù)合材料的顯微組織，可以看出，在鋁基體上分布著60~150 nm的近球形彌散粒子，噴射沉積SiCp/Al-8.5Fe-1.3V-1.7Si復(fù)合材料的X射線衍射物相分析結(jié)果如圖4所示。從圖3(c)、(d)可以看出，沉積坯經(jīng)多道次楔形壓制和多道次軋制后，其顯微組織未有明顯變化，彌散粒子依然保持在60~150 nm，未見明顯長(zhǎng)大，圖3(d)中彌散粒子成分的能譜分析如圖5所示。圖3(e)所示為楔形壓制后再軋制的SiCp/Al-Fe-V-Si復(fù)合材料的SiC-Al界面形貌。從圖3(e)可以清楚地看到，SiC-Al界面處存在一平直的寬度為3~5 nm的過渡層，界面十分干凈且沒有出現(xiàn)任何缺陷，納米過渡層可以提高界面潤(rùn)濕性，增強(qiáng)SiC顆粒與Al基體的界面結(jié)合，這樣的界面結(jié)合對(duì)于提高復(fù)合材料的力學(xué)性能十分有利[23]。

表1 圖3(a)中B點(diǎn)處的能譜分析結(jié)果Table 1 Energy spectrum analysis of point B in Fig.3(a)

圖4 噴射沉積SiCp/Al-8.5Fe-1.3V-1.7Si復(fù)合材料的XRD譜Fig.4 XRD pattern of as spray deposited SiCp/Al-8.5Fe-1.3V-1.7Si composite

從圖4可以看出，噴射沉積板坯主要由β-SiC、α(Al)和第二相α-Al12(Fe,V)3Si組成，未見明顯的θ-A113Fe4、A16Fe、Al8Fe2Si等平衡相衍射峰的出現(xiàn)。耐熱鋁合金8009Al在噴射沉積過程中形成大量球形細(xì)小彌散相Al12(Fe,V)3Si，該硅化物的高溫?zé)岱€(wěn)定性極佳，可有效釘扎位錯(cuò)，并在高溫下阻礙晶?；疲窃撓盗泻辖鹬凶顬橹匾膹?qiáng)化相。

從圖5可以看出，彌散粒子含元素Al、Fe、V、S，其摩爾比為68.53:14.74:1.72:6.53，根據(jù)其成分可以推斷出圖3(d)中彌散粒子仍為Al12(Fe,V)3Si。

在鑄造條件下，因?yàn)槔鋮s速率低，因此容易生成粗大的第二相粒子。譚敦強(qiáng)等[22]研究發(fā)現(xiàn)：冷卻速率對(duì)Al-8.5Fe-1.3V-1.7Si的顯微組織結(jié)構(gòu)有決定性作用，當(dāng)冷卻速率較低時(shí)(低于1×103K/s)，容易生成Al13Fe4、Al8Fe2Si和Al3FeSi等平衡相，冷卻速率高于1×103K/s時(shí)則趨向于生成α-Al12(Fe,V)3Si相，這與本實(shí)驗(yàn)中研究結(jié)果一致。通過噴射沉積工藝制備的SiCP/Al-8.5Fe-1.3V-1.7Si復(fù)合材料，由于噴射沉積工藝的高冷卻速率(1×103~1×104K/s)，析出彌散細(xì)小的α-Al12(Fe,V)3Si相，是Al-Fe-V-Si合金合金的主要強(qiáng)化相，粗化率極小，比Al-Fe的小3~4個(gè)數(shù)量級(jí)，這種硅化物也十分穩(wěn)定不易分解，在高達(dá)550℃時(shí)仍保持其類球形和亞穩(wěn)BCC結(jié)構(gòu)，具有很高的熱穩(wěn)定性。彌散粒子的存在也阻礙了熱暴露過程中晶界遷移和晶粒長(zhǎng)大，因此該復(fù)合材料基體具有良好的熱穩(wěn)定性能。HAMBLETON等[24]研究了SiC顆粒強(qiáng)化的Al-Fe-V-Si合金，發(fā)現(xiàn)在600℃下暴露100 h后也沒有出現(xiàn)Al13Fe4相。楔形壓制的壓制溫度為480℃，由于剪切作用不如擠壓變形強(qiáng)，能避免擠壓過程中的溫升效應(yīng)，因此，復(fù)合材料在噴射沉積過程中形成α-Al12(Fe,V)3Si相在楔形壓制和后續(xù)的軋制過程中保持彌散細(xì)小和類球狀的形貌，未向Al13Fe4等平衡相轉(zhuǎn)變。

圖5 圖3(d)中A點(diǎn)處的能譜分析結(jié)果Fig.5 Energy spectrum analysis of point A in Fig.3(d)

2.2 復(fù)合材料的斷面分析

圖6所示為復(fù)合材料楔形壓制后多道次軋制試樣在不同溫度下拉伸斷口的SEM像。圖6(a)所示為材料在室溫下的拉伸斷面形貌，可以看出大部分SiC顆粒斷裂形成的平整斷面以及少量SiC顆粒被拔出后形成的韌窩。由圖6(b)、(c)、(d)可以看出，隨著拉伸溫度從100℃升高到300℃，被拔斷的SiC顆粒數(shù)量變少，而被拔出的SiC增多，當(dāng)拉升溫度升高到300℃時(shí)，只能看到少量SiC顆粒被拔斷后形成平滑斷面。在各個(gè)拉伸溫度下，可以看到基體合金沿晶斷裂產(chǎn)生的小韌窩，晶粒小于1μm。

由于SiC顆粒與基體金屬的模量差以及二者熱膨脹系數(shù)的不同，應(yīng)力集中于SiC顆粒及SiC顆粒與基體的界面，堅(jiān)硬、脆性的SiC顆粒抑制了相對(duì)柔軟的基體合金的塑性流變，因此是在SiC顆粒限制下的韌性斷裂。

SiC顆粒增強(qiáng)Al-Fe-V-Si復(fù)合材料在不同溫度下存在如下3種失效方式：SiC顆粒斷裂、界面脫粘和基體開裂。不同溫度時(shí)以哪種斷裂方式為主和SiC-Al基體界面強(qiáng)度相關(guān)。而隨著拉伸溫度的升高，界面強(qiáng)度的降低是導(dǎo)致斷裂方式發(fā)生變化的主要原因。在室溫和100℃時(shí)，界面強(qiáng)度高，應(yīng)力集中于SiC顆粒，因此大部分SiC顆粒被拉斷。而當(dāng)拉伸溫度高于200℃時(shí)，SiC-Al基體界面強(qiáng)度降低，拉伸過程中界面被破壞，SiC顆粒被拔出，斷面上留下SiC被拔出后形成的韌窩，SiC顆粒和基體界面的脫粘以及基體的開裂成為裂紋形核的主要機(jī)制在各個(gè)拉伸溫度下，復(fù)合材料都是呈基體的韌性斷裂和總體上的脆性斷裂相結(jié)合的復(fù)合斷裂方式。這是因?yàn)榉沁B續(xù)的SiC增強(qiáng)顆粒限制了基體合金的塑性流動(dòng)，在SiC顆粒周圍基體由于應(yīng)力集中形成撕裂棱，脆性斷裂成為主要的斷裂方式。SiC的空間分布、體積分?jǐn)?shù)對(duì)斷裂方式也產(chǎn)生影響，SiC顆粒分布越不均勻，則聚集的SiC顆粒越容易捕獲位錯(cuò)，限制塑性流動(dòng)，而在周圍形成高密度位錯(cuò)區(qū)域，過早導(dǎo)致SiC顆粒被拔斷或SiC-Al界面脫粘產(chǎn)生撕裂棱。SiC顆粒斷裂后產(chǎn)生的微裂紋或SiC-Al脫粘形成的微裂紋基體迅速擴(kuò)展并相互連接，使復(fù)合材料突然發(fā)生脆性斷裂。為了使SiC顆粒完全被拉斷，則SiC顆粒要被加載到其斷裂應(yīng)力，這主要是通過拉應(yīng)力來實(shí)現(xiàn)，還有部分作用來自于顆粒與基體界面的剪切力。通過界面剪切力來加載的程度取決于SiC顆粒的縱橫比(SS)。假設(shè)基體中的SiC顆粒呈理想分布，則縱橫比與SiC的強(qiáng)度σSiC以及界面剪切強(qiáng)度τi之間的關(guān)系如式(3)所示[20]：

楔形壓制工藝能保留噴射沉積坯料組織的均勻性，使SiC顆粒分布更加均勻，因此可以避免SiC顆粒在拉伸過程中的過早突然斷裂和SiC-Al界面的過早脫粘，提高復(fù)合材料的力學(xué)性能。

圖6 軋制態(tài)SiCp/Al-8.5Fe-1.3V-1.7Si在不同溫度下的拉伸斷面形貌Fig.6 Tensile fracture surface morphologies of SiCp/Al-8.5Fe-1.3V-1.7Si rolled at different temperatures:(a)Ambient temperature;(b)100℃;(c)200℃;(d)300℃

3 結(jié)論

1)楔形壓制工藝能有效致密噴射沉積SiCp/Al-8.5Fe-1.3V-1.7Si復(fù)合材料板坯。壓下量小于25%時(shí)，致密度隨壓下量增大迅速增加，孔洞數(shù)量迅速減少；壓下量大于25%時(shí)，隨壓下量增大致密度增加速度減緩，而沉積顆粒之間的裂縫進(jìn)一步彌合；當(dāng)壓下量達(dá)50%，板坯相對(duì)密度達(dá)97.3%，沉積顆粒之間實(shí)現(xiàn)冶金結(jié)合，且能使SiC顆粒均勻分布。

2)由于能避免擠壓過程中明顯的溫升效應(yīng)，經(jīng)多480℃下道次楔形壓制和多道次軋制后，其顯微組織未出現(xiàn)明顯變化，彌散粒子依然保持在60~150 nm，未見明顯長(zhǎng)大，未向Al13Fe4等平衡相轉(zhuǎn)變，SiC-Al界面處存在一平直的寬度在3~5 nm的過渡層，界面干凈且沒有明顯缺陷。

3)楔形壓制后再軋制的板材在拉伸過程中呈SiC顆粒限制下的韌性斷裂，SiC-Al界面強(qiáng)度隨拉伸溫度的升高而降低，當(dāng)拉伸溫度低于200℃時(shí)，SiC顆粒被拔斷為主要裂紋源，當(dāng)拉伸溫度高于200℃時(shí)，SiC-Al界面脫粘為主要裂紋源。

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