劉文水，王日初，彭超群，莫靜貽，朱學(xué)衛(wèi)，彭 健，馬如龍

(中南大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，長(zhǎng)沙 410083)

隨著現(xiàn)代電子技術(shù)的不斷發(fā)展，半導(dǎo)體集成電路芯片(IC)的集成度、頻率、組裝密度以及計(jì)算速度日益提高,微型化、輕量化、高功率、高性能、低成本、高穩(wěn)定性已成為其發(fā)展趨勢(shì)。電子封裝在電路中具有支撐電路、密封、散熱、屏蔽和導(dǎo)電連接[1-2]等作用，對(duì)電路的性能和可靠性具有重要影響，據(jù)估計(jì)，目前限制芯片工作性能的主要因素中，約30%與電子封裝材料有關(guān)[3]。電子封裝材料對(duì)電子系統(tǒng)的工作性能及狀態(tài)的影響幾乎和芯片同等重要，這就要求電子封裝材料性能有相應(yīng)的提升。

熱膨脹系數(shù)與芯片匹配、良好的散熱性能、低密度和一定的力學(xué)性能是現(xiàn)代電子封裝材料必須滿足的基本綜合性能。傳統(tǒng)電子封裝材料由于其固有缺陷，已經(jīng)難以滿足現(xiàn)代電子封裝的要求[4]。近年來(lái)，人們研發(fā)出一種新型環(huán)保、易加工的Sip/Al電子封裝材料，該材料體系的熱膨脹系數(shù)與基片材料匹配(7×10-6～9×10-6K-1)，熱傳導(dǎo)率較高(＞100 W/(m·K))，密度低(2.4～2.5 g/cm3)，剛度較高(＞100 GPa)，Al相和 Si相之間潤(rùn)濕良好，在制備過(guò)程中不發(fā)生反應(yīng)形成中間化合物。由于基體在熱傳導(dǎo)率和增強(qiáng)體在熱膨脹系數(shù)與密度方面的優(yōu)勢(shì)，該材料是一種很有前景的新型電子封裝材料。

利用傳統(tǒng)熔鑄法制備硅鋁合金，形成粗大塊狀或板條狀初晶Si與針狀A(yù)l-Si共晶并存的組織，Si的分布極不均勻，粗大的脆性Si相在壓力加工時(shí)易斷裂產(chǎn)生裂紋，材料的力學(xué)性能差，難以進(jìn)行機(jī)械加工等后續(xù)處理[5]。粉末冶金過(guò)程中Al粉極易發(fā)生活潑的氧化，形成一層穩(wěn)定的氧化膜，在惰性氣氛下難以被還原和破碎，對(duì)材料內(nèi)部的各相之間的結(jié)合、組織、結(jié)構(gòu)以及宏觀綜合性能都將產(chǎn)生不利影響。此外，粉末冶金法工序復(fù)雜，涉及參數(shù)多，難以進(jìn)行精確控制[6]。利用傳統(tǒng)制備工藝難以獲得具有理想成分、組織、結(jié)構(gòu)和性能的高硅鋁合金。噴射沉積法是近年來(lái)材料工作者們開發(fā)出的一種新型制備工藝[7]，其主要特點(diǎn)是冷卻凝固速度快，可以顯著減小材料的晶粒尺寸，細(xì)化微觀組織，獲得偏析少或者無(wú)偏析的均勻微觀組織，優(yōu)化材料綜合性能，為高性能高硅鋁合金的研發(fā)及應(yīng)用打開了一個(gè)突破口[8-9]。國(guó)內(nèi)外材料工作者們已經(jīng)在噴射沉積制備高硅鋁合金方面做了大量研究，并取得一定成果[10-13]。

Al-27%Si合金熱傳導(dǎo)性能良好，熱膨脹系數(shù)和電子元件匹配，屈服強(qiáng)度高，是 Al-Si系列電子封裝用合金的研究熱點(diǎn)之一，極具研究和實(shí)用價(jià)值。本文作者采用噴射沉積法制備Al-27%Si合金，并對(duì)其進(jìn)行熱擠壓致密化，研究熱擠壓態(tài)噴射沉積Al-27%Si合金在熱處理過(guò)程中的顯微組織演變及機(jī)理，測(cè)試熱處理后材料的屈服強(qiáng)度，具有重要的研究和實(shí)際意義。

1 實(shí)驗(yàn)

本實(shí)驗(yàn)所用原料為工業(yè)純鋁和工業(yè)純Al-50%Si(純度大于99.7%)中間合金。噴射沉積實(shí)驗(yàn)在中南大學(xué)金屬材料研究所自行設(shè)計(jì)的往復(fù)掃描噴射沉積設(shè)備上進(jìn)行。材料的熔化在感應(yīng)熔煉爐中進(jìn)行，采用環(huán)縫式氣流霧化噴嘴，以高壓N2為霧化冷卻介質(zhì)，霧化系統(tǒng)和沉積基底配合方式為斜噴直拉，噴射沉積制備Al-27%Si合金的具體工藝參數(shù)如下：傾斜角度為20°～25°，霧化氣體壓力為0.6MPa，熔體溫度為1 273 K，偏心距為20～30 mm，沉積距離為300 mm，噴嘴直徑為3 mm，基底旋轉(zhuǎn)速度為500 r/min，下降速度為12.8 mm/min。制得沉積坯后對(duì)其進(jìn)行熱擠壓致密化處理，工藝參數(shù)為：擠壓溫度480 ℃，擠壓比7:1。在熱擠壓致密化后的噴射沉積 Al-27%Si坯錠上切取10 mm×10 mm×3.5 mm試樣塊進(jìn)行熱處理，溫度分別為420、470和560 ℃，在不同的溫度下分別保溫1、1.5、2和2.5 h。

材料的顯微組織觀察在XJP-6A寬視野金相顯微鏡和FEI QUANTA-200掃描電子顯微鏡上進(jìn)行；材料密度測(cè)量采用阿基米德排水法；材料熱處理在箱式電阻爐中進(jìn)行；材料的拉伸實(shí)驗(yàn)在 MTS-858型疲勞試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行。

2 結(jié)果與討論

2.1 熱擠壓對(duì)噴射沉積Al-27%Si合金顯微組織的影響

圖1所示為噴射沉積Al-27%Si合金經(jīng)熱擠壓致密化前后的顯微組織。圖 1(a)所示為噴射沉積態(tài)Al-27%Si合金的顯微組織，其組織由α(Al)相和Si相組成，細(xì)小初晶Si相均勻彌散地分布在α基體中，無(wú)常規(guī)(Si+α)共晶組織，初晶Si形貌不規(guī)則，主要呈顆粒狀或塊狀，尺寸在1～7 μm之間。在噴射沉積快速冷凝條件下，熔體在高壓高動(dòng)量N2作用下破碎霧化成具有一定比例固態(tài)、液態(tài)和半固態(tài)粒子的射流，生成大量達(dá)到臨界晶核尺寸的晶胚，并發(fā)生溶質(zhì)截留，在Si含量一定的情況下，初晶Si的充分結(jié)晶和擇優(yōu)取向生長(zhǎng)受到抑制，在沉積階段，射流在高壓氣體的作用下不斷地高速?zèng)_擊沉積坯表面半固態(tài)熔池，使已經(jīng)凝固的枝晶Si破碎、變形，Si顆粒數(shù)量增加，形成新的非均勻形核核心并結(jié)晶長(zhǎng)大，從而得到細(xì)小均勻的組織[14]。

在噴射沉積成坯過(guò)程中，由于凝固顆?；虺练e間空隙、氣體卷入、溶解氣體的參與以及凝固收縮，坯件中不可避免地存在一些疏松和孔隙[15](如圖 1(a)中箭頭所示)，破壞基體連續(xù)性，降低材料有效載荷，易引起應(yīng)力集中，惡化材料使用性能[16]。因此，有必要對(duì)噴射沉積高硅鋁合金進(jìn)行致密化處理，消除孔隙，破碎顆粒表面的氧化膜，接近或者達(dá)到理論密度，進(jìn)一步提高材料性能。

圖1(b)所示為噴射沉積 Al-27%Si合金經(jīng)熱擠壓致密化后的顯微組織。由圖1(b)可知，Si相粒子沒(méi)有明顯長(zhǎng)大甚至有小幅度的細(xì)化，合金中的疏松和孔隙幾乎消失，測(cè)試結(jié)果表明熱擠壓后材料致密度達(dá)到99.5%。擠壓態(tài)組織中沒(méi)有出現(xiàn)纖維帶狀組織特征。

圖1 噴射沉積Al-27%Si合金熱擠壓前后的顯微組織Fig. 1 Microstructures of as-deposited Al-27%Si alloy (a)before and (b) after hot extrusion

在熱擠壓三向壓應(yīng)力作用下，延性α相獲得足夠的流動(dòng)性填充組織內(nèi)部的疏松和孔隙。熱擠壓過(guò)程中Si相粒子尺寸主要受兩個(gè)過(guò)程因素的影響：一方面，初晶Si顆粒獲取過(guò)飽和固溶體中脫溶析出的Si原子長(zhǎng)大，較小Si顆粒周圍的Si原子在化學(xué)勢(shì)差的作用下向較大Si顆粒周圍擴(kuò)散并在其表面析出[17]；另一方面，脆性Si相顆粒在壓應(yīng)力作用下破碎細(xì)化。綜合結(jié)果表現(xiàn)為Si相顆粒尺寸變化不大。脆性相破裂產(chǎn)生的裂紋被高壓作用下的延性α相縫合，組織中觀察不到明顯缺陷。噴射沉積Al-27%Si合金基體組織細(xì)小，保溫時(shí)間較短，在熱擠壓過(guò)程中晶粒形變程度有限，且大量彌散分布的脆性 Si相顆粒對(duì)其形變也有較強(qiáng)的阻礙作用，材料在熱擠壓后仍能較好地保持細(xì)小均勻各向同性的組織特征。

2.2 熱處理對(duì)噴射沉積Al-27%Si合金顯微組織的影響

圖2～4所示分別為熱擠壓噴射沉積Al-27%Si合金在420、470和560 ℃下保溫1、1.5、2和2.5 h后的顯微組織。結(jié)合熱擠壓噴射沉積態(tài)顯微組織(見(jiàn)圖1(a))，比較分析圖2～4可知：Al-27%Si合金經(jīng)不同熱處理后仍然保持細(xì)小Si相均勻彌散分布在Al基體中的良好組織特征，沒(méi)有出現(xiàn)針狀共晶(Si+α)組織，Si相顆粒最大粒徑不超過(guò)20 μm。在同一溫度下，隨著保溫時(shí)間延長(zhǎng)，Si相顆粒粒徑逐漸增大，小尺寸 Si相顆粒數(shù)量減少；保持時(shí)間不變，升高溫度，材料的顯微組織變化也呈現(xiàn)以上演變規(guī)律。在420 ℃下保溫1 h后，組織變化不明顯，可能是由于溫度較低，時(shí)間過(guò)短。Si相顆粒鈍化狀況良好，球化度較高，在合適的溫度和時(shí)間下，溫度越高，時(shí)間越長(zhǎng)，該形貌特征越明顯，在560 ℃下保溫1 h(見(jiàn)圖4(a))時(shí)，鈍化狀況和球化度最好，繼續(xù)升高溫度或延長(zhǎng)保溫時(shí)間，較大尺寸Si相顆粒之間開始出現(xiàn)搭接。

圖2 熱擠壓噴射沉積Al-27%Si合金在420 ℃下保溫不同時(shí)間后的顯微組織Fig. 2 Microstructures of extruded spray-deposited Al-27%Si alloy heated at 420 ℃ for different times: (a) 1 h; (b) 1.5 h; (c) 2 h; (d)2.5 h

圖3 噴射沉積Al-27%Si合金在470 ℃下保溫不同時(shí)間后的顯微組織Fig. 3 Microstructures of extruded spray-deposited Al-27%Si alloy heated at 470 ℃ for different times: (a) 1 h; (b) 1.5 h; (c) 2 h; (d)2.5 h

圖4 噴射沉積Al-27%Si合金在560 ℃下保溫不同時(shí)間后的顯微組織Fig. 4 Microstructures of extruded spray-deposited Al-27%Si alloy heated at 560 ℃ for different times: (a) 1 h; (b) 1.5 h; (c) 2 h; (d)2.5 h

由Al-Si二元相圖[18]可知，Al和Si不會(huì)發(fā)生反應(yīng)生成化合物，只生成固溶體，Al在Si中幾乎不固溶，平衡凝固條件下 Si在α基體中的固溶度最多也只有1.59%左右。在噴射沉積非平衡冷凝條件下發(fā)生溶質(zhì)截留，Si 的固溶度上升至 10%～16%，固溶度大幅度提高[19]，這是噴射沉積 Al-27%Si合金在熱處理?xiàng)l件下組織發(fā)生演變的重要組織基礎(chǔ)之一。圖5所示為噴射沉積Al-27%Si合金在不同狀態(tài)下Si的固溶度[20]。由圖5可知，Si的固溶度在噴射沉積非平衡快速凝固條件下達(dá)到15.66%，熱擠壓對(duì)Si固溶度影響不大，強(qiáng)大的三向壓應(yīng)力抑制Si原子從基體中析出。在同一溫度下，Si的固溶度隨時(shí)間延長(zhǎng)而遞減；保溫時(shí)間不變，提高熱處理溫度，Si的固溶度變化也呈相同規(guī)律。在420 ℃下保溫2.5 h后，Si的固溶度仍保持8.77%的較高水平；在560 ℃下保溫2 h后，Si的固溶度降至3.60%；保溫時(shí)間為2.5 h時(shí)，固溶度為3.57%，說(shuō)明此時(shí)擴(kuò)散析出過(guò)程已基本完成。溫度越高，擴(kuò)散析出驅(qū)動(dòng)力越強(qiáng)，時(shí)間越長(zhǎng)，擴(kuò)散析出過(guò)程進(jìn)行得越充分。熱擠壓噴射沉積Al-27%Si合金經(jīng)熱處理后，Si相尺寸和形貌發(fā)生顯著變化的原因可能有兩個(gè)：一是過(guò)飽和固溶體中的Si原子擴(kuò)散析出，能譜分析表明，噴射沉積Al-27%Si合金熱擠壓后基體中Si的固溶度高達(dá)15.06%，在本實(shí)驗(yàn)熱處理溫度下，其平衡固溶度仍遠(yuǎn)低于該值，過(guò)飽和固溶體仍有繼續(xù)分解的趨勢(shì)，這與基體能譜分析結(jié)果一致；二是小尺寸Si相顆粒周圍的Si原子在自由能差的作用下向較大尺寸 Si相顆粒周圍擴(kuò)散并析出，最終小尺寸Si顆粒不斷消失，較大尺寸Si顆粒進(jìn)一步長(zhǎng)大粗化。

圖5 不同熱處理后Si在基體中的固溶度[20]Fig. 5 Solubilities of Si in matrix after different heat treatments[20]

在熱處理T溫度下，c為α相中原始溶質(zhì)濃度，cβ和cα分別為Si相和α相的平衡濃度。在α相內(nèi)部存在一濃度差c-cα，在該濃度差的作用下α相內(nèi)部的溶質(zhì)原子發(fā)生體擴(kuò)散，相界處的濃度平衡被破壞，為重新達(dá)到平衡，Si原子從 Si相附近溶質(zhì)濃度較高的α相中越過(guò)界面進(jìn)入Si相，宏觀表現(xiàn)為Si相粒子析出且其界面向α基體遷移長(zhǎng)大。

根據(jù)OSTWALD熟化機(jī)制，若基體中有兩個(gè)粒徑不同(分別為r1和r2，r1＞r2) 的相鄰Si相粒子，尺寸較小的Si相粒子比表面積大，分布在其表面的原子分?jǐn)?shù)較大，單位數(shù)量脫溶Si相的平均自由能較尺寸大者更高(r1＞r2，Gβr1＜Gβr2)，這種自由能正是Si相質(zhì)點(diǎn)粗化的驅(qū)動(dòng)力。α基體與脫溶Si相平衡時(shí)，其固溶度與脫溶Si相顆粒尺寸是密切相關(guān)的：當(dāng)粒徑為r1時(shí)，α基體固溶度為cr1，當(dāng)粒徑為r2時(shí)，α基體固溶度為cr2，cr1＜cr2，這就在尺寸不同 Si相顆粒周圍的α基體之間產(chǎn)生濃度差。在這種濃度差和α基體中 Si的濃度梯度的共同作用下，尺寸較小Si相粒子周圍的Si原子向尺寸較大Si相粒子周圍擴(kuò)散并析出，較小質(zhì)點(diǎn)不斷溶解消失，較大質(zhì)點(diǎn)不斷粗化，Si相粒子數(shù)量減少。

形貌不規(guī)則的 Si相顆粒曲率半徑小處原子平均界面能和化學(xué)勢(shì)高，與它處于平衡態(tài)的母相中的溶質(zhì)原子濃度也高，曲率半徑較小處界面附近的濃度高于曲率半徑較大處界面附近的濃度，Si原子在這一濃度差的作用下擴(kuò)散，不規(guī)則形狀Si相顆粒鈍化，球化度提高，顆粒形貌得到改善。

2.3 熱處理對(duì)噴射沉積Al-27%Si合金力學(xué)性能的影響

圖6和7所示分別為熱擠壓態(tài)噴射沉積Al-27%Si合金及其經(jīng)不同條件熱處理后的拉伸曲線和屈服強(qiáng)度。由圖6可知，熱擠壓態(tài)噴射沉積Al-27%Si合金在熱處理后，拉伸性能發(fā)生了顯著變化。由圖7可進(jìn)一步發(fā)現(xiàn)，熱處理后材料的屈服強(qiáng)度出現(xiàn)不同程度的降低。在同一溫度下，隨著時(shí)間延長(zhǎng)，屈服強(qiáng)度降低。在420和470 ℃下，材料保溫時(shí)間為1、1.5和2 h時(shí)，屈服強(qiáng)度下降幅度較大；保溫時(shí)間超過(guò)2 h，屈服強(qiáng)度變化較為平緩，在420 ℃下保溫2.5 h后，屈服強(qiáng)度與2 h時(shí)幾乎相同；在560 ℃下，材料的屈服強(qiáng)度保溫1.5 h后已趨于穩(wěn)定，保溫2 h后的屈服強(qiáng)度與1.5 h時(shí)的相當(dāng)，進(jìn)一步延長(zhǎng)保溫時(shí)間，Si相粒子之間開始出現(xiàn)搭接現(xiàn)象，屈服強(qiáng)度突然出現(xiàn)較大幅度下降；在同一時(shí)間下，隨著溫度升高，屈服強(qiáng)度也呈降低趨勢(shì)。改變時(shí)間或溫度，屈服強(qiáng)度都會(huì)產(chǎn)生明顯變化。

在熱擠壓噴射沉積Al-27%Si合金中，影響材料力學(xué)性能的主要因素有： 1) 合金組元的相應(yīng)力學(xué)性能；2) Si相的含量、尺寸、形貌和分布；3) 固溶度和位錯(cuò)等。Al和Si的力學(xué)性能參數(shù)相對(duì)穩(wěn)定，本文作者以噴射沉積Al-27%Si合金為研究對(duì)象，各狀態(tài)下Si相顆粒邊沿較為圓滑，鈍化狀況良好，在此主要討論Si相的尺寸、分布及材料內(nèi)部缺陷對(duì)材料力學(xué)性能的影響。

合金的屈服強(qiáng)度與晶粒尺寸滿足 HALL-PETCH關(guān)系式：

式中：σy為合金的屈服強(qiáng)度，σi和ky均為與材料相關(guān)的常數(shù)，d為晶粒直徑。由式(1)可知，材料組織越細(xì)小，強(qiáng)度越高。噴射沉積Al-27%Si的顯微組織觀察表明，材料組織細(xì)小均勻，小尺寸初晶Si均勻彌散地分布在α基體中，Si相尺寸不超過(guò)10 μm，晶界能夠阻滯位錯(cuò)滑移，晶粒越細(xì)，分布越均勻，Al-Si界面越多，這種阻滯效應(yīng)越強(qiáng)，材料的強(qiáng)度越高。

噴射沉積使 Al-27%Si能夠獲得大量細(xì)小脆性第二相Si顆粒均勻彌散地分布在延性Al基體中的理想組織，位錯(cuò)在組織中的運(yùn)動(dòng)符合OROWAN機(jī)制，位錯(cuò)繞過(guò)脆性 Si顆粒所需的臨界切應(yīng)力主要受粒子尺寸及其相互間距的影響，滿足以下關(guān)系式：

圖6 熱擠壓噴射沉積Al-27%Si合金及其熱處理后的拉伸曲線Fig. 6 Tensile curves of extruded spray-deposited Al-27% Si alloy before and after different heat treatments

式中：Δτ為臨界切應(yīng)力，G為切變模量，b為柏氏矢量的模，d為粒子間距，α為與位錯(cuò)類型相關(guān)的常量(刃型位錯(cuò)時(shí)α為0.093，螺型位錯(cuò)時(shí)為0.14)，f和r分別為第二相粒子的體積分?jǐn)?shù)和半徑。由式(2)可知，在體積分?jǐn)?shù)一定的條件下，粒子間距d和粒子半徑r越小，強(qiáng)化效應(yīng)越明顯，材料的屈服強(qiáng)度越高。根據(jù)OROWAN機(jī)制，位錯(cuò)每繞過(guò)一個(gè)粒子都會(huì)留下一個(gè)位錯(cuò)環(huán)，位錯(cuò)環(huán)的存在能進(jìn)一步減小第二相粒子間距，后續(xù)位錯(cuò)繞過(guò)粒子的阻力增大，進(jìn)一步提高材料的強(qiáng)度。

圖7 熱擠壓噴射沉積Al-27%Si合金熱處理前后的屈服強(qiáng)度Fig. 7 Yield strength of extruded spray-deposited Al-27%Si alloy before and after heat treatments

噴射沉積非平衡凝固條件下形成Si固溶在α基體中的過(guò)飽和固溶體，Al和Si的晶格常數(shù)不同，在Al晶胞中產(chǎn)生點(diǎn)缺陷，阻礙位錯(cuò)的運(yùn)動(dòng)，提高材料的強(qiáng)度。文獻(xiàn)[21]指出，F(xiàn)RIEDEL與FLEISCHER等研究了屈服應(yīng)力τc與固溶體中溶質(zhì)濃度c的關(guān)系，結(jié)果表明：τ∝c1/2。

Al和 Si的熱膨脹系數(shù)分別為 23.6×10-6和4.1×10-6K-1，在噴射沉積快速凝固和熱擠壓等過(guò)程中，材料因形變不一致和外應(yīng)力作用產(chǎn)生大量位錯(cuò)，位錯(cuò)和缺陷阻滯在界面處大量增殖并相互纏結(jié)產(chǎn)生位錯(cuò)強(qiáng)化效應(yīng)。

在熱處理過(guò)程中，Si從過(guò)飽和固溶α基體中析出，過(guò)飽和度降低，較大Si顆粒吞并較小Si顆粒進(jìn)一步粗化，Si顆粒的平均尺寸增大，數(shù)量減少，Si顆粒之間的平均間距增大，固溶強(qiáng)化、第二相沉淀強(qiáng)化和細(xì)晶強(qiáng)化效應(yīng)減弱；Al合金的堆垛層錯(cuò)能較高而位錯(cuò)分裂較少，在熱處理過(guò)程中位錯(cuò)易滑移、攀移、重新組合，異號(hào)位錯(cuò)對(duì)消，位錯(cuò)密度降低，位錯(cuò)強(qiáng)化效應(yīng)也減弱，材料的屈服強(qiáng)度降低。

3 結(jié)論

1) 噴射沉積Al-27%Si合金顯微組織細(xì)小均勻，細(xì)小初晶 Si顆粒邊角鈍化狀況良好，彌散地分布在α(Al)基體中，無(wú)常規(guī)針狀(Si+α)共晶組織出現(xiàn)，基體相晶界不明顯。

2) 噴射沉積Al-27%Si合金組織中有一定小尺寸的疏松和孔隙，嚴(yán)重影響合金的性能，對(duì)其進(jìn)行合適的熱擠壓致密化處理可有效地消減疏松和孔隙，經(jīng)熱擠壓后材料的致密度可達(dá)99.5%。

3) 在熱處理過(guò)程中，過(guò)飽和α(Al)基體中的Si逐漸脫溶析出，較大尺寸的Si相顆粒逐漸“吞并”較小尺寸的Si相顆粒而長(zhǎng)大；溫度越高，時(shí)間越長(zhǎng)，脫溶析出進(jìn)行得越完全，較大尺寸的Si相顆粒粗化越明顯；溫度過(guò)高，保溫時(shí)間過(guò)長(zhǎng)，Si相顆粒之間出現(xiàn)搭接現(xiàn)象。

4) 噴熱擠壓噴射沉積Al-27%Si合金的屈服強(qiáng)度在熱處理后降低。時(shí)間越長(zhǎng)，溫度越高，合金的屈服強(qiáng)度越低。

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