趙冠楠+耿開杰+鄭增+嚴(yán)彪

摘要：

從多個(gè)角度，將Al Fe合金中金屬間化合物形成過(guò)程的研究成果進(jìn)行分類.二元Al Fe合金相組成的影響因素包含以成分為主的熱力學(xué)因素及以冷卻速度為主的動(dòng)力學(xué)因素.而目前的研究中，對(duì)于熱力學(xué)因素影響的研究大都沒(méi)有考慮動(dòng)力學(xué)因素的影響，因而往往與實(shí)際結(jié)果有所偏差；對(duì)于動(dòng)力學(xué)的研究中由于加工方法本身的局限性，因而在平衡近似下的動(dòng)力學(xué)與熱力學(xué)模型都無(wú)法適用.未來(lái)在該領(lǐng)域內(nèi)的研究，既要滿足理論模型中的平衡假設(shè)條件，也要考慮熱力學(xué)與動(dòng)力學(xué)因素的綜合作用，且應(yīng)加強(qiáng)對(duì)于相變機(jī)理方面的研究.

關(guān)鍵詞：

Al-Fe合金； 相變； 金屬間化合物； 熱力學(xué)因素； 動(dòng)力學(xué)因素

中圖分類號(hào)： TD 952-文獻(xiàn)標(biāo)志碼： A

Review on the Phase Transitions in Al-Fe Alloys

ZHAO Guannan， GENG Kaijie， ZHENG Zeng， YAN Biao

（School of Materials Science and Engineering， Tongji University， Shanghai 200331， China）

Abstract：

Al-Fe alloy is a novel aluminum alloy of prospective application whose optimized processing requires a comprehensive research upon the phase transition involved in depth. In this work，previous results on factors affecting the formation of intermetallic phases in the alloys are reviewed from multiple perspectives.The formation of intermetallics depends on both thermodynamic factors and kinetic factors.So far the theoretical models on these aspects are based on assumption of equilibrium transition，whereas the interaction between thermodynamic and kinetic factorsis largely ignored.Based on these comments，brief proposals are made for further research in this field in the future.

Keywords：

Al-Fe alloy； phase transition； intermetallics； thermodynamic factors； kinetic factors

Al和Fe是地殼中儲(chǔ)量最豐富的兩種金屬元素.因其來(lái)源廣泛，成本低廉，是工業(yè)中應(yīng)用最普遍的兩種金屬.與其他鋁合金相比，在保持了鋁合金密度較輕的特點(diǎn)的同時(shí)，由于Fe在Al中會(huì)形成多種Al Fe金屬間化合物，因而其強(qiáng)度與硬度都相對(duì)較高，具有廣泛的應(yīng)用前景.然而，其成功應(yīng)用則有賴于以快速凝固為基本特征的特種加工手段.這是因?yàn)樵谄胀虠l件下得到的鑄造Al-Fe合金，為了達(dá)到所需要的強(qiáng)度和耐磨性，需要在Al基體中有足夠多的Fe，而較多含量的Fe會(huì)在基體中形成粗大的針狀或片狀金屬間化合物相，嚴(yán)重割裂基體，導(dǎo)致材料的可加工性變差.通過(guò)采用快速凝固的方法，同時(shí)加入一些在液態(tài)時(shí)固溶度高、固態(tài)時(shí)固溶度低、擴(kuò)散系數(shù)較低的合金元素，則可以使得金屬間化合物彌散分布于Al基體上，這是Al Fe耐熱合金得到實(shí)際應(yīng)用的關(guān)鍵，也是目前已經(jīng)商業(yè)化的Al Fe合金門類如Al-Fe-Ce以及Al-Fe-V-Si的設(shè)計(jì)思路.

當(dāng)前對(duì)于快速凝固Al Fe耐熱鋁合金的研究主要集中于新合金的配比、改進(jìn)制備工藝以及優(yōu)化致密方法等方面.總的來(lái)說(shuō)，Al Fe耐熱鋁合金尚處于不成熟的工業(yè)化生產(chǎn)初期.隨著航空航天以及汽車等工業(yè)的發(fā)展，對(duì)密度低、強(qiáng)度高的耐熱合金的要求必將進(jìn)一步提高，對(duì)大塊致密材料的需求更為迫切，這些因素都有賴于對(duì)Al Fe合金內(nèi)的相變過(guò)程進(jìn)行系統(tǒng)而全面的研究.前人在這方面的研究大致分為兩方面：一方面是合金成分變化導(dǎo)致的熱力學(xué)因素變化帶來(lái)的影響，包括合金元素種類以及Fe含量變化的影響；另一方面是以冷卻速度為主的動(dòng)力學(xué)因素對(duì)于相變結(jié)果的影響.本文對(duì)這些研究進(jìn)行綜述，并在此基礎(chǔ)上為后續(xù)研究提出建議.

1 Fe含量對(duì)于Al Fe合金相變行為的影響

Al Fe二元體系相圖[1]如圖1所示，其在近Al側(cè)呈現(xiàn)典型的共晶型相圖.根據(jù)該相圖，在約655 ℃時(shí)，F(xiàn)e元素質(zhì)量分?jǐn)?shù)為1.7%～2.2%的Al-Fe合金在平衡條件下發(fā)生共晶凝固.相圖中所示近Al側(cè)（Al的質(zhì)量分?jǐn)?shù)>50%）比較重要的合金相，列于表1中.

從表1中可以看出，隨著成分和溫度的變化，Al-Fe合金體系中的相和相變十分復(fù)雜.合金中除可能出現(xiàn)的Al5Fe2，Al3Fe等平衡態(tài)的金屬間化合物外，還可能出現(xiàn)Al6Fe[2]，AlmFe[3]，Al9Fe2[4]等亞穩(wěn)態(tài)相.為了提高Al-Fe合金的耐熱及耐磨性能，目前應(yīng)用較多的是具有過(guò)共晶成分的Al-Fe合金.然而對(duì)于采用傳統(tǒng)鑄造方法得到的過(guò)共晶Al Fe合金而言，合金內(nèi)會(huì)形成粗大的Al-Fe金屬間化合物.在凝固過(guò)程中，初生Al3Fe相優(yōu)先生成，在枝晶周邊成片狀放射生長(zhǎng)，彼此相連后形成較為粗大的片狀A(yù)l3Fe相.這種形貌的Al3Fe相導(dǎo)致合金幾乎不具備可加工性.

由于Al Fe二元體系內(nèi)金屬間化合物的生成過(guò)程發(fā)生在凝固過(guò)程之中，因此對(duì)其相變過(guò)程進(jìn)行研究的方法之一是利用類似非晶帶材的制備方法，將液體下的狀態(tài)保存到室溫下進(jìn)行觀察和研究.通過(guò)單輥急冷法（冷卻速度為2×106 K/s），發(fā)現(xiàn)不同合金成分下分別可能生成Fe在Al中的過(guò)飽和固溶體或準(zhǔn)晶相[5].準(zhǔn)晶相的種類也與合金成分密切相關(guān).在采用單輥極冷法制備的14% Al（原子分?jǐn)?shù)），18% Al（原子分?jǐn)?shù)），以及25% Al（原子分?jǐn)?shù)）合金薄帶中，分

別得到了Al86Fe14，Al82Fe18以及Al75Fe25等一系列的正二十面體準(zhǔn)晶相[6].然而，利用該方法得到的結(jié)論受動(dòng)力學(xué)因素的影響，并不能反映平衡凝固狀況下相同組分的相變過(guò)程.雖然快速凝固工藝是目前生產(chǎn)Al-Fe合金所用的普遍工藝，然而在單輥急冷法中，合金凝固過(guò)程的冷卻速度遠(yuǎn)遠(yuǎn)大于在諸如噴射成型以及粉末冶金等工藝條件下的冷卻速度，因而得到的結(jié)果對(duì)Al-Fe合金的實(shí)際應(yīng)用及開發(fā)的指導(dǎo)意義有限.

為了研究平衡態(tài)下金屬間化合物的析出特征，通過(guò)PVD方法制備相應(yīng)成分的多層合金薄膜，研究在退火過(guò)程中的相變行為.這種方法可以避免加工過(guò)程中多種缺陷對(duì)相變行為的影響.例如，CSANADY等[7]研究了 Al/Fe雙側(cè)層及多層體系.對(duì)平均成分分別為Al33Fe67，Al70Fe30，Al81Fe19的雙層膜而言，在250 ℃退火時(shí)，首先開始生成亞穩(wěn)態(tài)的Al6Fe.當(dāng)退火溫度為500 ℃時(shí)，則形成穩(wěn)定的Al5Fe2.TEIXEIRA等[8]利用電子束蒸發(fā)的方法制備了厚度比為1∶5的Al/Fe雙層薄膜，并且在300 ℃至650 ℃退火1 h，發(fā)現(xiàn)Al5Fe2在300 ℃左右形成后在380 ℃左右分解，且在480 ℃左右形成Al6Fe金屬間化合物.PAZSKO[9]研究了平均成分為Al5Fe2的多層膜的退火過(guò)程，發(fā)現(xiàn)僅在350 ℃形成了Al5Fe2.HAIDARA等[10]制備了厚度比分別為1.4、3.13、4、7的Al/Fe薄膜雙層薄膜，并利用原位電阻測(cè)量和XRD分析對(duì)相變過(guò)程進(jìn)行了研究，發(fā)現(xiàn)對(duì)于Al-Fe厚度比為1.4的體系（對(duì)應(yīng)成分Al50Fe30），Al6Fe在330 ℃下形成，且此時(shí)Al被完全耗盡，之后Al6Fe與殘余的Fe在360 ℃反應(yīng)形成Al5Fe2，在400 ℃時(shí)與剩余的Fe反應(yīng)生成AlFe，與原始薄膜中原子配比相同，然而當(dāng)厚度比為4（對(duì)應(yīng)成分Al69Fe31）以及3.13（對(duì)應(yīng)成分Al74Fe26）時(shí)，則首先生成Al6Fe，之后在360 ℃與剩余Fe反應(yīng)生成Al5Fe2.在厚度比為7（對(duì)應(yīng)成分Al83Fe17）時(shí)，首先在330 ℃下生成亞穩(wěn)態(tài)的Al6Fe，直至500 ℃時(shí)進(jìn)一步轉(zhuǎn)變?yōu)锳l3Fe+Al；當(dāng)溫度進(jìn)一步升高至570 ℃左右，Al3Fe相與Al相同時(shí)消失并形成一種新的未知相.HAIDARA等[10]的研究結(jié)果表示如下：

Al+Fe 300 ℃ Al6Fe 360 ℃ Fe Al5Fe2（高Fe）

Al+Fe 300 ℃ Al6Fe 500 ℃ Fe Al3Fe+

Al 較高溫度 Al82Fe18（低Fe）

2 合金元素在Al Fe合金相變行為中的作用

2.1 過(guò)渡金屬

Cr、Mn、Mo等過(guò)渡金屬元素都是Al Fe合金中常用的合金元素.通過(guò)添加這些合金元素，合金組織更為細(xì)化和均勻，從而使得合金的綜合性能有所提升.這些合金元素在Al中溶解度都較低，且共同具有的3d電子結(jié)構(gòu)使得其較容易與Al形成金屬間化合物.然而，在改變Al Fe合金的相組成以及細(xì)化組織的具體機(jī)理方面，則有著明顯不同.

例如，Cr元素在Al中的溶解度極低，并且在含量不高時(shí)，基本不與Al形成金屬間化合物.因而，當(dāng)Cr被添加到Al Fe合金中時(shí)，會(huì)溶解在形核的金屬間化合物中，并進(jìn)一步轉(zhuǎn)化為三元金屬間化合物.YEARIM等[11]的研究表明，在Al-7Fe-（0.5～1.0）Cr合金的過(guò)噴粉末中，主要的相組成是Fe與Cr在Al基體中形成的過(guò)飽和固溶體，而后續(xù)的熱加工過(guò)程使得合金中出現(xiàn)Al3（Fe，Cr）以及Al6（Fe，Cr）兩種析出相.利用單輥急冷法，GALANO等[12]制備了具有納米晶 準(zhǔn)晶結(jié)構(gòu)的Al93Fe4.2Cr2.87合金.淬火態(tài)的薄帶中同時(shí)含有Al13（Cr，F(xiàn)e）2.4相.Al13（Cr，F(xiàn)e）2.4相與準(zhǔn)晶相，且在后續(xù)退火過(guò)程中進(jìn)一步分解成為Al13Cr2以及 Al6Fe相.上述結(jié)果都能很好地說(shuō)明Cr在Al Fe合金中的作用.

Mn的作用與Cr相似，都可溶解在AlFe金屬間化合物的形核中，而相比較而言，Mn與Fe的原子半徑更為相近，可以在形成的三元金屬間化合物相中彼此置換[13]，且Mn在Al中的溶解性也更好，同時(shí)也容易在Al基體中形成固溶體.離心霧化得到的Al-8Fe-5Mn粉末中主要的合金相是Al6（Mn，F(xiàn)e）以及α-Al，且在后續(xù)的熱加工過(guò)程中Fe與Mn不斷從基體中脫溶出來(lái)[14].LIU等[15]證明Mn的添加有利于亞穩(wěn)態(tài)Al6Fe金屬間化合物的生成，并且促進(jìn)Cr在金屬間化合物中的溶解.

Mo是另一種類被廣泛添加進(jìn)Al-Fe系合金的元素.Mo的原子半徑明顯小于Fe，但Mo與Al之間所形成的金屬間化合物其形核溫度高于Al-Fe金屬間化合物的形核溫度[16]，因而會(huì)有效促進(jìn)Al-Fe金屬間化合物的形核，從而使得在快速凝固Al-8Fe-2Mo合金中的結(jié)構(gòu)較Al-8Fe合金更加均勻[17].V與Mo在Al中的溶解度類似，然而V與Al的金屬間化合物的形核溫度遠(yuǎn)低于Mo.

通過(guò)上述元素的比較，可按照過(guò)渡金屬元素與Al金屬間化合物析出相的形核溫度與Al-Fe金屬間化合物析出相形核溫度之間的關(guān)系將這些過(guò)渡組金屬元素作如下分類：

（1） Al-Tm形核溫度高于Al-Fe形核溫度

在凝固過(guò)程中，Al-Tm優(yōu)先于Al-Fe形核，因而一方面Tm元素促進(jìn)了Al-Fe相的均勻形核，另一方面Al-Tm金屬間化合物的生長(zhǎng)本身也抑制Al-Fe相的生長(zhǎng)，致使Al-Fe相的形貌和分布發(fā)生變化；

（2） Al-Tm形核溫度低于Al-Fe形核溫度

在凝固過(guò)程中，由于Al-Fe優(yōu)先于Al-Tm形核，而這些元素本身在Al中的溶解度較低，因而這些元素被包含進(jìn)入Al-Fe形核當(dāng)中，并進(jìn)一步轉(zhuǎn)變?yōu)锳l-Fe-Tm 三元金屬間化合物.

以上分類過(guò)于簡(jiǎn)單，而實(shí)際影響因素往往非常復(fù)雜.合金元素的含量，與Fe原子的半徑比，以及合金中Fe的含量等，都會(huì)對(duì)最終的相組成產(chǎn)生影響.

2.2 稀土元素

稀土元素的原子半徑較大，其原子核對(duì)于價(jià)電子的約束能力較弱，并且具有獨(dú)特的4f電子結(jié)構(gòu)，電負(fù)性較強(qiáng)，因而較容易與其他元素發(fā)生化學(xué)反應(yīng)，生成種類繁多的金屬間化合物.稀土元素在鋁合金中的作用是多方面的.一方面，稀土元素較容易與鋁合金中的雜質(zhì)原子如H、S等結(jié)合，形成穩(wěn)定的高熔點(diǎn)化合物后以熔渣形式去除，因而其對(duì)鋁合金具有一定的除氣與凈化作用，有效地降低裂紋源，提升鋁合金的熔煉質(zhì)量.另一方面，稀土元素活性較高，可以選擇性吸附在長(zhǎng)大的金屬間化合物或是晶粒界面上，作為變質(zhì)劑抑制晶粒生長(zhǎng)粗大.除此之外，稀土在鋁合金中還可以微量固溶在α-Al或是其他金屬間化合物內(nèi).

在已有研究中，對(duì)于稀土元素在Al Fe合金中的作用多有報(bào)道.通過(guò)添加La，Al-Fe合金內(nèi)出現(xiàn)了4種金屬間化合物：Al8Fe4La，Al10Fe7La2，Al10Fe2La，以及Al15Fe2La2[18].RIZZI等[19]分別制備成分為Al88Fe9Nd3，Al86Fe9Nd5，其中含有Al3Fe相，α-Al相以及未知結(jié)構(gòu)的三元金屬間化合物相；而Al88Nd9Fe5的合金，其中α-Al11Nd3，α-Al相以及未知結(jié)構(gòu)的三元金屬間化合物相.

Al-8Fe-4Ce是目前已經(jīng)商業(yè)化的過(guò)共晶稀土Al Fe合金，其制備主要依賴以霧化制粉+粉末冶金為代表的快速凝固手段[20].FASS等[21]對(duì)利用單輥急冷法制備的該合金內(nèi)的相組成進(jìn)行了研究，發(fā)現(xiàn)其中的金屬間化合物主要為Al4Ce相，而Al5Fe相則在后續(xù)退火過(guò)程中析出.在采用霧化制粉得到的Al-Fe-Ce合金中，主要析出相為AL13Fe4和Al4Ce[22].

關(guān)于Al-Fe-Ce體系，另一個(gè)研究熱點(diǎn)為AlFeCe非晶合金的制備.在快速凝固Al-5Fe-5Ce合金中，形成了以非晶Al90Fe5Ce相為基體、α-Al 為納米晶的復(fù)合結(jié)構(gòu)，且該結(jié)構(gòu)中具有正二十面體的結(jié)構(gòu)單元[23].根據(jù)第一性原理模擬的相關(guān)結(jié)果，Ce在提升玻璃形成能力（GFA）方面的作用是由于其在過(guò)冷液體中適中的有序度，使得固溶體及化合物相的析出都更為困難[24].通過(guò)表征Al90Fe6Ce5熔體內(nèi)存在的近程結(jié)構(gòu)，認(rèn)為Ce在Al Fe體系內(nèi)促進(jìn)了原子之間的相互作用，并且在熔體內(nèi)存在直徑約為0.5～2.0 nm、以Fe為間隙原子的正二十面體近程結(jié)構(gòu)[25].兩類研究雖然側(cè)重點(diǎn)不同，但其結(jié)果共同反映了Ce在Al-Fe合金中的作用.

2.3 Si元素

Si元素在Al Fe合金中的應(yīng)用主要包括兩個(gè)方面.一方面，其被用作過(guò)共晶耐熱Al Fe合金的添加元素，其作用類似過(guò)渡金屬在其中的作用；另一方面，以8011等為代表的Al-Fe-Si稀合金由于兼具良好的力學(xué)性能及導(dǎo)電性能，在電纜工業(yè)中被作為鋁合金電纜的芯材.2015年，我國(guó)頒布了GB 31840—2005 《額定電壓1 kV（Um=1.2 kV）到35 kV（Um=40.5 kV） 鋁合金芯擠包絕緣電力電纜》以及GB/T 31840—2015《額定電壓0.6/1 kV 鋁合金導(dǎo)體交聯(lián)聚乙烯絕緣電纜》，其中借鑒了ASTM標(biāo)準(zhǔn)的相關(guān)要求，規(guī)定了6種可用于鋁合金電纜的合金成分，均屬于Al-Fe-Si稀合金.目前，西方發(fā)達(dá)國(guó)家所用電纜中約為50%～80%的市場(chǎng)份額，而我國(guó)鋁合金電纜所占市場(chǎng)份額僅為1%，面臨著巨大的市場(chǎng)前景和發(fā)展機(jī)遇.加之Al-Fe-Si合金體系內(nèi)的相與相變十分復(fù)雜，在相關(guān)領(lǐng)域進(jìn)行的研究具有重要的應(yīng)用和理論意義.

在過(guò)共晶Al-Fe-Si合金當(dāng)中，出現(xiàn)了一系列Al-Fe-Si三元金屬間化合物.STEFANIAY等[26]對(duì)質(zhì)量分?jǐn)?shù)為Si 4%～14%、Fe 20%～35%的鑄造合金進(jìn)行了研究.結(jié)果表明，形成的初生θ-AlFe相中含質(zhì)量分?jǐn)?shù)1%～6%的Si，其實(shí)質(zhì)是以金屬間化合物為基體的固溶體.在此基礎(chǔ)上，合金的熱處理使得初生θ-Al3Fe相進(jìn)一步轉(zhuǎn)化為α-AlFeSi及 β- AlFeSi相，并且在AlFeSi相之中的Si含量有了明顯提升.ZHANG等[27]對(duì)于Al-14 Fe-2 Si在不同冷卻速度下的研究表明，在較高的冷卻速度下，合金中傾向形成AlFeSi三元金屬間化合物，而較低的冷卻速度下則傾向形成Al3Fe相.在單輥急冷法制備的Al80Fe14Si6合金中，薄帶的主要相組成為α-Al及Al13Fe4準(zhǔn)晶，并在后續(xù)退火中先轉(zhuǎn)變?yōu)锳l13Fe4單斜晶體相，更高的退火溫度下以Al4FeSi相形式析出[28].

在Al-0.6Fe-0.1Si稀合金當(dāng)中，鑄造態(tài)的析出相主要為AlmFe、Al6Fe與Al3Fe，并在后續(xù)熱處理中全部轉(zhuǎn)化為穩(wěn)定的Al3Fe相[29].就成分而言，單純Si含量變化對(duì)于相組成的影響并不顯著，合金的相組成主要取決于成分中的Fe與Si的質(zhì)量比，質(zhì)量比較高時(shí)，成分中傾向于形成二元Al-Fe金屬間化合物，而三元金屬間化合物僅在質(zhì)量比較低時(shí)生成.并且，在較快的冷卻速度下，所形成的金屬間化合物中Si含量更高，且有利于亞穩(wěn)態(tài)金屬間化合物的生成[30].SUZUKI等[31]研究證明Si的添加對(duì)于非穩(wěn)定Al-Fe金屬間化合物形成有促進(jìn)作用，通過(guò)添加Si，合金當(dāng)中微量的Al6Fe相變成了更加不穩(wěn)定的AlmFe.由此可以得出，與過(guò)渡金屬一樣，Si也會(huì)溶解在Al-Fe金屬間化合物的形核當(dāng)中.較高的冷卻速度確實(shí)下，Si在Al中的溶解度會(huì)增加，且其從Al-Fe形核中發(fā)生倒擴(kuò)散的速率變大[32].

3 冷卻速度對(duì)Al Fe合金相變行為的影響

目前在Al Fe合金的實(shí)際應(yīng)用中，較多采用諸如噴射成型[33]以及粉末冶金[34]等基于快速凝固的加工技術(shù).在較快的冷卻速度下，側(cè)面片狀的生長(zhǎng)受到抑制，從而使得Al3Fe相成針狀.之后除發(fā)生典型的共晶反應(yīng)外，還會(huì)發(fā)生α-Al枝晶與共晶反應(yīng)的競(jìng)爭(zhēng)，兩者的競(jìng)爭(zhēng)結(jié)果取決于枝晶的生長(zhǎng)速度[35]，而枝晶生長(zhǎng)速度又與冷卻速度、溫度梯度、生長(zhǎng)速度等因素有關(guān)[36].與此同時(shí)，由于在較快的冷卻速度下原子來(lái)不及形成更加規(guī)整的排列，因而更容易形成一系列亞穩(wěn)態(tài)的金屬間化合物相.當(dāng)Al Fe合金在高溫下長(zhǎng)期服役時(shí)，亞穩(wěn)態(tài)的化合物會(huì)逐步向穩(wěn)定態(tài)化合物發(fā)生轉(zhuǎn)變，而這種轉(zhuǎn)變對(duì)于耐熱器件的穩(wěn)定性有不良影響.

因此，對(duì)于Al Fe合金相變行為的研究中有必要考慮冷卻速度對(duì)相變行為的影響.KIM等[37]對(duì)不同冷卻速度下的Al-（5%，10%，15%（原子分?jǐn)?shù)））Fe合金中的相組成進(jìn)行了分析，發(fā)現(xiàn)快速凝固過(guò)程下合金包含準(zhǔn)晶，十邊形，AlmFe，Al6Fe以及Al13Fe4等多種相，且其熱力學(xué)穩(wěn)定性逐步增加.較高冷卻速度有利于微準(zhǔn)晶相的生成，而低冷卻速度下則主要生成AlmFe相.GREIGER等[38]對(duì)于不同冷卻速度及Fe含量下的AlFe金屬間化合物相的生成進(jìn)行了較為系統(tǒng)的研究，分別對(duì)于不同F(xiàn)e含量的Al Fe合金在多個(gè)冷卻速度下的相組成進(jìn)行了報(bào)道.其部分結(jié)果簡(jiǎn)要列在表2中.

通過(guò)對(duì)表2和表3進(jìn)行比較可知，較快的冷卻速度有助于Fe保留在基體當(dāng)中形成固溶體，這一結(jié)果與JUAREZ-ISLAS等[39]通過(guò)對(duì)氣霧化制得的不同粒徑的Al-3Fe以及Al-7Fe粉末的表征得到的結(jié)論相一致.相應(yīng)的，在析出相的形成過(guò)程中由于缺乏Fe元素，所以優(yōu)先形成形核的Al6Fe不足以轉(zhuǎn)變成為更加穩(wěn)定的Al3Fe； 若合金當(dāng)中Fe含量較多時(shí)，則會(huì)有穩(wěn)定的Al3Fe相生成.即，合金當(dāng)中的析出順序可以表示為：

Al+Fe Al6Fe Fe AlmFe Fe Al3Fe

Al6Fe是一種具有底心正交結(jié)構(gòu)的亞穩(wěn)相，因而這樣的析出順序與QIN等[40]利用DRAZM XRD對(duì)于熔融態(tài)的亞共晶 Al-Fe 得到的結(jié)果相違背的：在Al-1.0%Fe的凝固過(guò)程當(dāng)中，首先形成8個(gè)Al 原子位于角落1個(gè)Fe 原子位于中心的DO3結(jié)構(gòu).兩者之間的區(qū)別可能的原因在于，在QIN等進(jìn)行的研究當(dāng)中采用的是亞共晶成分.

根據(jù)這些觀點(diǎn)，在凝固過(guò)程中冷卻速度對(duì)于析出順序產(chǎn)生影響的根源在于，不同種類鋁鐵金屬間化合物相穩(wěn)定存在的熱力學(xué)條件不同.凝固過(guò)程當(dāng)中的冷卻速度雖然作為動(dòng)力學(xué)因素存在，但是其是通過(guò)改變形核區(qū)域的成分即熱力學(xué)條件對(duì)于最終的相組成產(chǎn)生影響的.事實(shí)上，關(guān)于冷卻速度對(duì)于相組成的影響前人分別提出了不同的解釋.以BENDERSKI[41]為代表的一派觀點(diǎn)認(rèn)為，快速凝固對(duì)于鋁鐵合金形貌以及相組成的顯著作用應(yīng)當(dāng)歸功于在較大的過(guò)冷度下，原子來(lái)不及排布成更加規(guī)整的結(jié)構(gòu)，因而在枝晶的間隙處形成了非晶區(qū)域，并在后續(xù)的枝晶生長(zhǎng)過(guò)程當(dāng)中，由于枝晶生長(zhǎng)的擠壓導(dǎo)致非晶區(qū)域的溫度升高，從而導(dǎo)致了非晶區(qū)域的結(jié)晶.然而該模型的顯著缺點(diǎn)在于，非晶區(qū)域的形成必須是在初生α-Al相形核之后，即此時(shí)潛熱已經(jīng)被釋放出來(lái)，這點(diǎn)對(duì)于過(guò)共晶組分的Al-Fe合金并不成立，因?yàn)樵谶^(guò)共晶Al-Fe當(dāng)中初生相為鋁鐵相.COTTON等[42]提出了另外一種模型，認(rèn)為在較高的冷卻速度下，優(yōu)先形核的金屬間化合物相生長(zhǎng)速度會(huì)很慢，并且在后續(xù)的α-Al的生長(zhǎng)過(guò)程中被鋁的晶粒不斷推向一個(gè)較小的區(qū)域（按照界面生長(zhǎng)速度分別表示為區(qū)域A或B），最終導(dǎo)致金屬間化合物彌散的分散在晶粒間或是晶粒內(nèi).后面這種模型明顯與鋁鐵相形核溫度較高這一事實(shí)吻合.雖然兩種模型的側(cè)重點(diǎn)都在于為金屬間化合物相彌散分布提供解釋，其在一定程度上也反映了影響金屬間化合物形成過(guò)程的關(guān)鍵因素.對(duì)于Bendersky模型，金屬間化合物的析出是通過(guò)非晶晶化完成的，那么影響相變的主導(dǎo)因素在于動(dòng)力學(xué)因素；而對(duì)于COTTON所設(shè)立的模型當(dāng)中，由于肯定了金屬間化合物的生成優(yōu)先于初生α-Al相，因而實(shí)際上影響析出相行為的關(guān)鍵因素在于熱力學(xué)過(guò)程，雖然其形核率以及長(zhǎng)大速率等因素屬于動(dòng)力學(xué)范疇.

4 結(jié) 語(yǔ)

鋁鐵合金重要的應(yīng)用前景.雖然已經(jīng)對(duì)于鋁鐵合金體系的相變行為進(jìn)行了大量研究，積累了大量的應(yīng)用成果，然而目前關(guān)于其中相變行為的研究存在諸多缺陷.譬如，由于在鋁鐵合金的制備過(guò)程中必須引入快速凝固手段，從而使得其中的動(dòng)力學(xué)條件非常復(fù)雜.析出相的生成同時(shí)受到熱力學(xué)與動(dòng)力學(xué)因素的影響，因而單純對(duì)于合金成分以及凝固速度兩方面的研究都不足完全揭示合金內(nèi)的相變過(guò)程.同時(shí)，由于金屬間化合物的析出過(guò)程發(fā)生在液 固轉(zhuǎn)變當(dāng)中，對(duì)于其機(jī)理的研究較為困難等.上述這些方面，都有待于在后續(xù)研究當(dāng)中進(jìn)一步深入.

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