《表2 图8 (Al64Cu24Fe8Cr4) p/ZL101中各相成分分析Table 2 The composition of each phase of (Al64Cu24Fe8Cr4) p/ZL

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《Al-Cu-Fe-Cr准晶增强铝基复合材料的研究》

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图7为复合材料的XRD图，复合材料中主要含有α-Al、共晶Si、β-Fe和α-Fe。图8和表2为热处理后复合材料的SEM图和与之配套的EDS能谱分析，与Al63Cu25Fe12增强铝基复合材料相比出现了新的成分α-Fe相。在SEM图中未找到准晶相，根据DSC测试可知，准晶相的熔点在880℃附近，准晶在720℃加入到ZL101中消失，主要是因为ZL101和准晶相互扩散导致准晶结构失稳发生转变[16]。由Al-Cu、Al-Fe和Al-Cr二元平衡相图[17]可知，Cu、Fe和Cr在α-Al中的最大固溶度分别为5.65%、0.052%和0.41%（质量分数），Cu的固溶度远大于Fe、Cr的固溶度。当准晶颗粒加入到ZL101熔体中后，准晶颗粒中的Cu、Fe和Cr原子向铝熔体中扩散。而熔体中的Al、Si向准晶颗粒中扩散。由于Fe、Cr难以向熔体中扩散，因而当扩散相变反应达到平衡时颗粒中Al含量较低，而Fe、Cr含量较高。但是加入的准晶量很少，所含Cu的占比更少，Cu原子全部固溶到铝基体中，在复合材料中无法形成Al2Cu[18]。由于Fe、Cr原子在ZL101熔液中的扩散率很低，它们会与从熔液中扩散到颗粒中的Al和Si形成新的合金。一般来说，富铁相能保持其凝固时的形态，随着含铁量的增加，它对合金的延伸率、强度等方面的影响逐步加强，直到临界含量，形成针状的β-Fe相。β-Fe相与Al-Si共晶相共同分布在α-Al基体枝晶的枝间处[19]。在复合材料中还可以看到存在汉字状或骨骼状的组织，主要分布在α-Al晶体内部，与灰白色的Al-Si共晶相无直接相连或晶体外围附着有Al-Si共晶相接触，而内部型腔则全部由α-Al基体相填充[19]。通过EDS分析可知，该相为α-Fe。通过机械搅拌法来制备准晶增强铝基复合材料时，由于准晶和熔体之间的相互扩散和界面反应，准晶很难保存下来。王兵辉[20]研究了Al72Ni12Co16增强Al-11%Mg，发现Al72Ni12Co16准晶颗粒与铝基复合材料熔体之间的界面反应很快，准晶颗粒最终转变为Al80Ni4.5Co15.5。朱满[21]采用Al65Cu15Co20增强铝基复合材料，发现准晶在熔体中发生相转变，转变为Al79.58-Cu1.10Co19.32。