T6热处理对粉末触变成形技术制备Ti@(Al-Si-Ti)p/A356Al复合材料组织和性能的影响

本文采用粉末触变成形技术制备了由“芯-壳”结构粒子增强的A356Al复合材料,然后通过T6热处理进一步提高该复合材料的综合力学性能。研究结果表明,“芯-壳”结构增强体颗粒不仅能够提高复合材料的抗拉强度、屈服强度(增加率分别为18.0%和32.7%),而且使其(10.8%)具备与基体铝合金(11.3%)相当的塑性。在T6热处理过程中,随时效时间的延长,该复合材料的强度、硬度先增加(1-7h,即欠时效)后减小(9-12h,即过时效),在8h时达到最大值(即峰时效),此时复合材料的抗拉强度、屈服强度和硬度分别为325.4 MPa、254.4 MPa和104.0 HV,比热处理前分别提高了33.7%、74.0%和48.5%;峰时效延伸率为9.4%,与热处理前相比几乎没有下降。即经过T6热处理后,“芯-壳”结构增强体粒子能在提高复合材料强度的同时,最大程度地保留其良好的塑性。最后,通过对时效8h和12h的复合材料基体中析出相的尺寸、密度和类型的分析,对其强化机制进行了讨论。     

固溶对Ti@(Al-Si-Ti)_p/A356复合材料组织和性能的影响

研究了固溶温度对粉末触变成形制备的Ti@(Al-Si-Ti)_p/A356复合材料组织和力学性能的影响。结果表明,随着固溶温度提高,初生相颗粒尺寸变化不大,形状变得不规则;共晶Si相不断固溶入基体,余下的共晶Si颗粒圆整,之后粗化;增强相颗粒的钛芯持续反应减缓,壳层增厚,壳层物相由τ_1相转变为(Al,Si)_3Ti相。复合材料的力学性能随固溶温度先升后降。固溶温度为530℃时,复合材料的抗拉强度、屈服强度、伸长率、维氏硬度(HV)分别为297 MPa,386 MPa,9.6%,94.8。     

重熔时间对触变成形Ti@(Al-Si-Ti)_p/A356复合材料组织和性能的影响

研究了部分重熔时间对Ti@(Al-Si-Ti)_p/A356复合材料组织和性能的影响。结果表明,随着重熔时间延长,初生相颗粒不断粗化,形状变得不规则,同时生成一种具有厚且致密壳层的Ti@(Al-Si-Ti)芯-壳结构增强体,50 min以后增强体的壳层开始破裂并脱落,同时壳层生成物由τ1相转变为(Al,Si)_3Ti相,这些变化导致材料力学性能先升高后降低。当重熔时间为50min时,材料的抗拉强度、屈服强度和伸长率达到最大值,分别为373 MPa、268 MPa和8.3%。     

粉末触变成形制备SiCp/2024p复合材料半固态组织的研究

提出粉末触变成形这一新技术。研究了SiC_p/2024_p压块在部分重熔中的组织演变,也讨论了加热温度和SiC含量(0%~20%)对半固态组织的影响。结果表明：5%SiC_p/2024_p压块在635℃加热0~60 min的组织演变分为三个阶段：初期2024_p中晶粒的快速粗化、初生相周围液膜的形成,最后经球化形成触变成形所需细小、圆整的半固态浆料,对应的相变为θ→α,θ + α→L和α→L及α→L。适当升高温度,益于获得理想的半固态组织。SiC_p减缓了组织演变速率。初生相的粗化速率很小,一个粉末演变成一个α-Al颗粒。     

固溶处理对粉末触变成形2024合金组织和性能的影响

采用粉末触变成形制备了2024合金,研究了固溶处理对其组织和力学性能的影响,并与金属型铸造2024合金进行了对比。结果表明,在485℃下进行固溶处理,触变成形合金组织发生了明显变化,而金属型铸造合金由于大量共晶相存在于树枝晶间,其组织演变比粉末触变成形合金的组织演变慢;与金属型铸造合金相比,粉末触变成形合金的抗拉强度、屈服强度以及伸长率分别提高了18.6%、20.9%和287.1%,而在485℃×4h固溶时,其力学性能达到了峰值,抗拉强度、屈服强度以及伸长率分别为333 MPa、278 MPa和16.5%。     

重熔温度对触变成形Al-7Si-Mg合金组织和性能的影响

研究了部分重熔温度对触变成形Al-7Si-Mg合金显微组织和力学性能的影响。结果表明,重熔温度对粉末触变成形Al-7Si-Mg组织和力学性能有很大的影响。随着重熔温度升高,半固态坯料中的初生相颗粒形状、尺寸、体积含量的变化,以及随后触变挤压过程产生的缩松、液相偏聚等缺陷是导致力学性能变化的主要原因。当重熔温度为590℃、重熔时间为70 min、模具温度为300℃时,材料的抗拉强度、硬度（HV）和伸长率达到最大值,分别为262.7 MPa、84.48和10.9%。     

重熔时间和模具温度对AZ63H合金组织和性能的影响

研究了部分重熔时间、模具温度对于触变成形AZ63H镁合金微观组织和力学性能的影响。结果表明,抗拉强度和伸长率随着部分重熔时间的延长和模具温度的升高先上升后下降。这是因为,相对于金属型铸造的AZ63H,触变成形大大减少了气孔率,也影响了熔体中溶质的分布,使得β-Mg17Al12相中的Al元素在初生α相中的固溶度也发生了很大的改变,即空隙、杂质、气孔等缺陷减少甚至消失,固溶强化增加,提高了材料的力学性能,在模具温度为300℃时,抗拉强度和伸长率的最大值分别为273MPa和10.3%。     

深冷处理对SiCp/A356复合材料力学性能的影响

采用熔铸搅拌法制备了SiCp质量分数为38%的A356铝基复合材料,研究了深冷处理和深冷处理循环次数对铝基复合材料力学性能的影响.试验表明.深冷处理使铝基复合材料的屈服强度和抗拉强度提高了约10%,深冷处理循环次数对力学性能影响不大.对复合材料的微观形貌观察和EDAX分析表明,在深冷过程中有Si相和其他超微第二相的析出,观察了扫描断口,发现增强相在断裂过程中产生了规则的解理面,复合材料的断裂主要是增强相的解理断裂和基体的撕裂.     

成形压力对SiCp/2024铝基复合材料性能的影响

采用直热法粉末触变成形工艺制备了SiCp体积分数为60%的SiCp/2024铝基复合材料,研究了成形压力对其孔隙率、抗弯强度、热膨胀系数的影响。结果表明,成形压力过大不利于提高复合材料的密度;成形压力为60 MPa时,复合材料的抗弯强度最大,为289.33MPa;随着成形压力增加,复合材料的热膨胀系数先增加后减小。在成形压力为60 MPa时,复合材料在200℃的热膨胀系数最小,为6.687×10^-6 K^-1。     

搅拌铸造SiC_p/A356复合材料的显微组织及力学性能

采用搅拌铸造技术制备质量分数为15%的SiCp增强A356铝基复合材料,并对所制备的复合材料进行后续热挤压变形。通过金相观察(OM),扫描电镜(SEM)及力学性能测试等手段,对该复合材料显微组织与力学性能进行了研究。结果表明,所制备的复合材料铸态组织中,SiCp较均匀地分布于基体中,SiCp与Al界面处存在Si原子的富集;热挤压变形后,显微气孔等铸造缺陷明显减少,材料致密度显著提高,SiCp沿热挤压方向呈流线分布特征,颗粒均匀分散性明显提高;采用535℃×5h固溶+180℃×5h时效处理后,热挤压棒材的力学性能为:σs=370MPa,σb=225MPa,δ=5.3%,时效后析出强化相大小约为200nm,且弥散分布于基体中;断口分析表明,SiCp/A356铝基复合材料的断裂主要是由基体的塑性断裂及SiCp的断裂导致的。     

A356铝合金半固态成形前后组织和性能的实验分析

半固态触变成形过程对保证成形后零件良好的组织和性能起着至关重要的作用,通过观测半固态成形前后组织之间的联系可知,压铸过程中的成形状况和压铸前的组织特征均影响压铸后零件的组织和性能,半固态加热和压铸成形这2个阶段存在一定的联系。这些对于半固态成形的质量控制具有一定的指导意义。     

铸造工艺对(Al3Zr+Al2O3)p/A356原位复合材料组织和性能的影响

采用A356-Zr(CO3)2组元通过熔体直接反应法原位合成了Al3Zr和Al2O3颗粒增强铝基复合材料,在720℃时进行常规金属模浇注和挤压铸造成型。挤压铸造是复合材料在高压下的结晶凝固和塑性变形和强制补缩-密实两过程的复合,增加复合材料熔点,改善模壁和熔体热交换条件,增加基体形核率。与金属模铸造试样的组织对比表明:由于复合材料的高致密度和细晶强化,挤压铸造成型复合材料组织中气泡和缩孔等浇注缺陷减少了,而组织致密度提高了,基体晶粒度减小2~3倍,复合材料的抗拉强度和延伸率分别为345 MPa和15.07%,较金属模成型复合材料分别提高1.6和2.15倍,且挤压铸造复合材料干滑动磨损性能明显提高。     

重熔时间对原位自生壳-芯结构粒子形成的影响

研究了部分重熔时间对壳-芯结构粒子形成过程的影响。结果表明,随着重熔时间延长,壳层厚度逐渐增加直至破裂并脱落。由XRD物相分析可知,随着重熔时间延长,壳层生成物由τ2相向Ti（Al,Si）3相转变。结合Al-7Si-Mg基体的研究发现,在590℃×30min可获得理想壳-芯结构粒子。通过纳米压痕仪对壳-芯结构硬度测试可知,壳层和芯部的微观硬度分别为6.97、1.22GPa。     

重熔对（Al2O3＋Al3Zr）p／A356复合材料组织及力学性能的影响

利用A356-ZrOCl2体系,通过熔体原位反应法制备了(Al2O3 Al3Zr)p/A356复合材料.X射线衍射仪(XRD)、扫描电镜(SEM)分析表明,A356-ZrOCl2体系原位合成的增强颗粒为Al3Zr和Al2O3,颗粒细小,且均匀分布在基体中;该复合材料经不同温度的重熔时,随着重熔温度的提高,重熔组织中内生颗粒的分布更均匀,形态趋于圆钝化,但温度过高会导致局部颗粒的粗化,最佳的重熔温度为850℃.同时,随着重熔次数的增加,颗粒变得更细小,分布更均匀,但过多次数的重熔导致了颗粒体积分数的减少,最佳的重熔次数为5次.拉伸试验结果表明,复合材料的抗拉强度随着重熔温度的提高以及重熔次数的增加而增大,但过高温度以及过多次数的重熔均导致了复合材料抗拉强度的下降.     

高能超声时间对原位自生TiB2/Al复合材料组织和性能的影响

采用原位合成Al-K2TiF6-KBF4熔盐体系,通过熔体反应法成功制备了颗粒增强铝基复合材料。采用扫描电镜、X射线衍射(XRD)、万能力学试验机及摩擦磨损试验等研究了高能超声时间对复合材料的组织、力学性能和摩擦磨损性能的影响。结果表明:复合材料中存在TiB₂颗粒和少量Al3Ti颗粒,颗粒大小为1~2μm,TB₂颗粒的截面形貌接近于正六边形,且在基体中均匀分布。复合材料的抗拉强度和伸长率随着超声处理时间的增加而提高。当超声时间为4 min时,复合材料的抗拉强度和伸长率达到最大值,分别为172 MPa和11.1%,比A356母合金分别提高了20.3%和126%,断裂模式也从准解理断裂转为韧性断裂,耐磨性也相对最好,摩擦系数达到最小值0.44,磨损量为-0.5 mg。     

SiCP/AZ61镁基复合材料局部重熔的组织演变

研究了SiCP／AZ61镁基复合材料在局部重熔中的组织演变及其影响因素。结果表明,SiCP／AZ61镁基复合材料局部重熔最佳工艺参数为,加热温度595℃-600℃、保温时间30min-60min。与AZ61基体合金相比,复合材料在局部重熔时的初始分离速率明显较慢;SiCP／AZ61镁基复合材料在重熔过程中具有较高的稳定性,即随温度的提高和保温时间的延长,获得的半固态触变组织更细小。当局部重熔加热温度高于610℃时,复合材料坯料组织易发生严重变形并出现流淌现象,使得重熔试验无法进行。     

SiCp/A356复合材料超声波辅助钎焊

利用超声波辅助钎焊的方法实现了Zn-Al合金与体积分数55%SiCp/A356复合材料的连接,并得到了由SiC陶瓷颗粒增强的复合焊缝.通过扫描电镜、能谱等方法对焊缝的微观结构进行了描述,研究了超声波作用时间对焊接接头微观组织结构及连接强度的影响规律,建立了超声波作用下复合焊缝形成过程的物理模型.当焊接温度为475℃,超声波作用时间为20 s时钎焊焊缝的平均抗剪强度值为231 MPa.由SiC陶瓷增强的复合焊缝其室温抗剪强度与无增强相颗粒的纯合金焊缝强度相比提高了50%.结果表明,焊缝中铝含量的增加及陶瓷颗粒的增强作用是导致焊缝强度提高的两个重要因素.     

固溶时间对金属型铸造和粉末触变成形6061铝合金组织的影响

采用扫描电镜、光学显微镜、X射线衍射仪等研究了在535℃下不同固溶时间对金属型铸造和粉末触变成形6061铝合金组织的影响。结果表明,粉末触变成形6061铝合金在535℃固溶处理3h后,共晶相充分固溶到α-Al基体内部,初生相颗粒与二次凝固区的颗粒通过合并长大。而金属型铸造6061铝合金经过6h固溶处理后,共晶相固溶完毕,与粉末触变成形相比,金属型铸造的固溶进程较慢。     

基于不同固溶温度下的铝基复合材料组织与性能

选用4种不同的固溶温度对铝基碳化硅板材进行热处理,研究不同固溶温度对铝基复合材料组织与性能的影响,通过抗拉屈服强度、硬度、断面收缩率、弹性模量等力学指标对其性能进行表征,结合显微组织、SEM断口形貌对各固溶温度下的材料组织与性能进行分析,结果表明：随着固溶温度升高,铝基碳化硅复合材料强度、维氏硬度先升后降,弹性模量、断面收缩率在试验温度区间先无明显变化,而是达到一定温度后急剧下降;提高温度有助于加强铝基体与SiC增强颗粒间界面结合强度。     

烧结温度对(AlCoCrFeNi2.1)p/Cu复合材料组织和性能的影响

通过放电等离子烧结技术制备了高熵合金增强Cu基复合材料,研究了烧结温度对复合材料的组织结构与性能的影响。结果表明,高熵合金颗粒在Cu基体中分散相对均匀,与Cu基体结合良好。随着温度升高,结合方式由机械结合为主逐渐转变为扩散结合为主,Cu沿着BCC相扩散进入高熵合金;复合材料的致密度随着温度的升高呈现先增加后降低的趋势;800℃下制备的复合材料硬度(HBW)最高为60.43,致密度为98.4%,电导率为39.09 MS/m。