Al-Si-Cu-Fe压铸合金搅拌摩擦加工表面改性后的组织及冲蚀磨损性能

目前,通过搅拌摩擦加工(FSP)表面改性来改善材料表面冲蚀磨损性能的报道较少。对Al-Si-Cu-Fe过共晶压铸铝合金实施了搅拌摩擦加工(FSP),利用扫描电镜(SEM)、二次电子像(SEI)、背散射电子像(BEI)及冲蚀磨损试验机,研究了FSP对铸铝组织演化及表面冲蚀磨损性能的影响规律。研究表明:压铸合金中除α-Al基体外,第二相主要为共晶Si、β-Al3(Fe,Mn) Si2相以及少量的初晶Si;经过搅拌摩擦加工后,第二相的类别未发生变化,但α-Al相及第二相颗粒均被细化;压铸合金中第二相为长宽比较大的颗粒,受到冲蚀后发生断裂,使颗粒与基体间形成微孔洞;而FSP合金中第二相颗粒长宽比较小,且分布均匀,因此冲蚀过程中脆性断裂较少,从而降低了冲蚀磨损过程中合金的冲蚀率;压铸合金及FSP合金冲蚀率均随着冲蚀攻角增大而减小。     

半固态组织对Sn-52Bi合金塑性与熔化潜热的影响

在150℃下对半固态亚共晶Sn-52Bi浆料分别进行5,10和15 min的机械搅拌,采用真空吸铸水冷制备出半固态Sn-Bi合金,测试了半固态Sn-Bi合金的组织、力学与热性能,研究剪切力对半固态浆料组织演变的影响,探索半固态合金延伸率与熔化潜热的关系。结果表明:对Sn-52Bi半固态浆料进行机械搅拌,剪切力可抑制树枝状初生Sn相的形成,真空吸铸水冷得到的合金组织由非树枝状的初生Sn相和共晶体构成;随着搅拌时间的延长,短锤状初生Sn相转变为直径约20μm的近球状,搅拌时间延长至15 min时球状初生Sn相直径变小但出现团聚。当搅拌速度为320 r/min,机械搅拌时间为10 min工艺得到半固态Sn-Bi合金延伸率为46.75%,与180℃下的合金熔液直接水冷凝固相比提高了160%;差式扫描量热分析(DSC)得出:不同机械搅拌时间半固态Sn-52Bi合金的峰值温度为140℃,随着合金延伸率升高,合金的熔化潜热减小。     

多道次搅拌摩擦加工对SiCP/2A14铝合金复合材料显微组织和力学性能的影响

采用搅拌摩擦加工(FSP)技术对SiC颗粒增强2A14铝合金(SiC_P/2A14)复合材料进行处理,通过金相表征、电子背散射衍射(EBSD)、SEM、硬度测试及力学拉伸实验等分析了多道次搅拌摩擦加工对SiC_P/2A14复合材料微观组织、力学性能及超塑性变形行为的影响。研究表明:经搅拌摩擦加工后,SiC_P/2A14复合材料搅拌区内SiC颗粒分布明显均匀,晶粒细化,其中2道次搅拌摩擦加工的SiC_P/2A14复合材料的晶粒尺寸最小,为3.14 μm。随着搅拌加工道次的增加,SiC_P/2A14复合材料的硬度降低,室温抗拉强度和高温延伸率均先提高后降低,其中2道次搅拌摩擦加工的SiC_P/2A14复合材料的室温抗拉强度为319 MPa,相较于未经FSP处理的SiC_P/2A14复合材料提高了41%,在500℃、应变速率为1.0×10?3 s?1条件下高温延伸率为609%,相较于未经FSP处理的SiC_P/2A14复合材料提高了133%。      

搅拌摩擦加工工艺及水冷对A356铸铝合金晶粒细化作用及变形控制

A356铸铝合金因具有良好的可加工性、可焊接性以及低成本等优点在航空航天、汽车制造等多领域有巨大应用潜力.但铸造缺陷、晶粒及第二相粗大造成的力学性能恶化严重制约其实际应用.搅拌摩擦加工(FSP)是消除铸造缺陷、细化晶粒及第二相的有效技术之一.为探究FSP工艺与晶粒细化的内在联系,并优化加工区A356铝合金组织及性能,系统分析了加工参数及冷却工艺对加工区成型、晶粒细化、显微硬度及加工变形的影响.结果表明:转速和加工速度所引起的应变和热量共同影响晶粒细化程度;随着转速的增加,材料所受应变提高,从而有利于晶粒细化,但高转速和低加工速度所产生的高热输入会导致晶粒长大.水冷工艺则可有效抑制晶粒的长大和加工变形.Si第二相颗粒周围会因位错堆积而引发局部晶粒的超细化.     

搅拌摩擦加工对原位TiB2/7075复合材料性能的影响

用搅拌摩擦加工法处理原位自生TiB2/7075复合材料,分析了经过不同加工道次的复合材料的微观结构、拉伸性能。结果表明:经过搅拌摩擦加工,搅拌区内的复合材料晶粒细小,颗粒大团聚被打散,颗粒在微米尺度分布更为均匀,同时消除了在制备过程中产生的浇铸缺陷。在搅拌区内复合材料的晶粒直径由45μm细化到2μm。与一道次加工相比,经过四道次搅拌摩擦加工的复合材料,其微观组织形貌更为均匀。缺陷的消除以及微观组织的改变,使复合材料搅拌区的拉伸性能得到显著提高,四道次加工的材料断裂强度为母材的1.3倍,而延伸率则为母材的8倍。     

往复挤镦对Mg-Sn-Al-Zn-Si合金组织性能的影响

将铸态Mg-5Sn-1.5Al-1Zn-0.8Si镁合金进行往复挤镦变形,采用OM、SEM和EDS等分析合金组织,重点研究了往复挤镦对该合金显微组织、力学性能及断口形貌的影响。结果表明:多道次往复挤镦可显著细化实验合金的显微组织,经过挤镦变形后,平均晶粒尺寸由铸态的50μm细化至3μm左右,组织中的第二相被破碎且呈现弥散分布。往复挤镦可大幅度提高实验合金的力学性能,其硬度、抗拉强度和延伸率分别比铸态试样提高了47%、155%和110%,挤镦变形合金的拉伸断口出现大量韧窝,断裂方式为典型的韧性断裂。     

快速凝固过共晶铝硅合金的显微组织及摩擦学行为研究现状

过共晶铝硅合金由于具有高耐磨性、低热膨胀系数和高比强度而广泛应用于汽车和飞机制造业.该类合金在常规铸造下易产生粗大的脆硬初生硅相,降低合金力学性能及耐磨性.而利用快速凝固技术能够有效细化硅相,制备出高耐磨的过共晶铝硅合金.过共晶铝硅合金的性能可以通过改变共晶硅和初晶硅的形态及其分布、二次枝晶胞的尺寸或臂间距等方式加以改善.目前过共晶铝硅合金的研究大多是关于控制共晶和初晶硅的形态和分布,而针对常规铸造的细化晶粒工艺只对25％(质量分数)硅含量以下的过共晶铝硅合金有明显效果,因此研究人员聚焦于能对高硅含量的过共晶铝硅合金实现晶粒细化的快速凝固技术.快速凝固技术区别于常规铸造的特点是高冷却速度,研究发现冷却速度对过共晶铝硅合金的相平衡和微观结构有着显著的影响.随着冷却速度的增加,过共晶铝硅合金的微观结构细化、化学均匀性提高、固溶度增加,形成非晶及亚稳相,极大地改善了过共晶铝硅合金的性能.根据不同快速凝固技术制备的过共晶铝硅合金,其细化的显微组织及对应的摩擦学行为也有所不同.这些差异对于完善快速凝固过程中硅晶粒形核长大机制、形态演化机制及其对过共晶铝硅合金性能影响的理论体系能够起到有效的补充作用.本文综述了快速凝固过共晶铝硅合金四种主要制备方法:衬底急冷技术、快速凝固-粉末冶金技术、喷射沉积技术和选择性激光熔化技术,分析了相关快速凝固工艺的研究现状,对比了不同工艺制备的过共晶铝硅合金的显微组织及耐磨性能,并从理论体系、性能预测和技术工艺三方面对其未来的研究方向提出了一些可行建议.     

等径道角挤压制备高力学性能细晶Mg-6Al合金

为了制备高力学性能细晶Mg-6Al合金坯料,采用金相显微镜、材料拉伸实验机等手段对Mg-6Al合金铸坯进行等径道角挤压实验研究.并利用热处理工艺对挤压后材料进行处理,研究热处理工艺参数对材料力学性能的影响规律.结果表明,Mg-6Al合金的铸坯的抗拉强度为196.4MPa,延伸率为12.6%.经过等径道角挤压的Mg-6Al合金坯料的晶粒被大大细化,其晶粒尺寸由铸坯的140μm左右细化到8μm左右.其力学性能有很大提高,抗拉强度由196.4MPa提高到308.2MPa;延伸率由12.6%提高到30.6%.等径道角挤压工艺是一种非常好的制备高力学性能、细晶Mg-6Al合金的工艺方法.固溶和人工时效热处理工艺对等径道角挤压的Mg-6Al合金坯料的强度有较大影响,对延伸率影响较小.     

往复挤压Mg-4Al-2Si合金中Mg2Si颗粒形貌与分布

使用往复挤压细化Mg-4Al-2Si (AS42)合金组织,利用OM,SEM和TEM研究Mg2 Si颗粒形貌和分布特征.结果表明,铸态AS42合金中Mg2Si颗粒呈共晶汉字状和初生块状.共晶Mg2 Si经2道次往复挤压后全部破碎,且分布均匀.经6道次挤压后初生Mg2 Si颗粒全部破碎,细小的Mg2 Si颗粒已基本球化....     

Ni-Ni3Nb共晶合金跃迁变速定向凝固下的组织演化

为了研究非稳态凝固过程对共晶合金凝固组织的影响,在Ni-Ni3Nb共晶合金中采用跃迁变速的方法,研究了凝固组织的变化.研究结果表明:凝固速率从1μm/s跃迁到10μm/s时,共晶层片间距因Ni相分叉而发生细化,跃迁前后的层片间距满足λV1/2=18μm3/2s-1/2;从10μm/s跃迁减速到1μm/s时,共晶层片间距因Ni相合并而发生粗化,粗化过程在一个较长的凝固区域内进行;凝固速率从5μm/s跃迁加速到15μm/s时,部分Ni相失稳长大,而Ni3Nb相保持不变,导致合金凝固组织从规则共晶转变为非规则共晶.     

AlSi5合金的制备

铝硅合金是一种典型的共晶合金,组织中的β相的性能与纯硅相似,在常规铸态条件下,共晶硅呈片状,初晶硅呈多角形块状和板状.硅相很脆,大大降低了合金的强度和塑性.因此,AlSi合金的性能和β相的形态与分布密切相关,尤其对于Si含量高的AlSi合金.本文综述了各种改善A1Si合金性能的制备方法(包括变质熔炼、快速凝固以及粉末冶金方法等),比较了各种方法制得材料的组织性能特点.同时研究了铸态和加工态AlSi5合金的组织结构特点.实验结果表明,经过轧制+退火处理后,α相晶粒尺寸＜50μm,α相和硅相的分布得到改善.     

搅拌铸造SiCp/2024复合材料热挤压-轧制变形组织及性能

利用搅拌铸造-热挤压-轧制工艺制备SiCp/2024复合材料薄板。通过金相观察(OM)、扫描电镜(SEM)及力学测试等手段研究了该复合材料在铸态、热挤压态及轧制态下的显微组织及力学性能,分析了材料在塑性变形过程中显微组织及力学性能的演变。结果表明,该复合材料铸坯主要由80～100μm的等轴晶组成,粗大的晶界第二相呈非连续状分布,SiC颗粒较均匀地分布于合金基体中;热挤压变形后,晶粒沿挤压方向被拉长,SiC颗粒及破碎的第二相呈流线分布特征;轧制变形后,基体合金组织进一步细化,晶粒尺寸为30～40μm,SiC颗粒破碎明显,颗粒分布趋于均匀,轧制变形对挤压过程中形成的SiC颗粒层带状不均匀组织有显著的改善作用。数学概率统计指出,塑性变形有利于提高颗粒分布的均匀性。力学测试表明,塑性变形后,复合材料的抗拉强度、屈服强度和延伸率显著提高。SiCp/2024铝基复合材料主要的断裂方式为:合金基体的延性断裂、SiC颗粒断裂及SiC/Al界面脱粘。     

准晶增强Mg-Zn-Y合金的ECAP变形组织及力学性能

镁及镁合金作为目前工业应用中最轻的结构材料之一,具有良好的应用前景,然而由于镁合金自身强度较低、抗氧化性能差以及高温抗蠕变性能差等问题,使其作为某些结构件的应用受到限制,为进一步扩大其应用,人们采用了多种方法来提高其综合力学性能.二十面体准晶相(简称Ⅰ-phase)由于其特殊的结构而具有优异的力学性能,如高强度、高硬度等,将Ⅰ-phase作为一种增强相引入到镁合金中可大大提高镁合金的力学性能,为新型镁合金的开发和实际应用提供了一种新途径.本文采用常规铸造法制备了含有粗大网状Ⅰ-phase和α-Mg两相组织的Mg-Zn-Y合金.研究了合金含量及Zn/Y比对Mg-Zn-Y合金显微组织和力学性能的影响,探讨了热处理工艺对合金中相析出行为及Ⅰ-phase热稳定性的影响.以时效处理后的Mg-Zn-Y合金为研究对象,研究了两种塑性变形工艺(常规热挤压和等径角挤压变形)对合金显微组织和力学性能的影响,并对合金的细化机制、断裂行为与强化机制进行了研究.研究结果表明,在Y含量为0.3%～2.0%(at),Zn含量为1.7%～6.0%(at)的富镁Mg-Zn-Y合金中,合金的铸态组织及相组成取决于Zn/Y比和Zn含量,Zn/Y比为6时,合金的铸态组织由α-Mg基体和晶界上富镁相与Ⅰ-phase两相共晶组织组成;在所研究的合金成分范围内,合金中Ⅰ-phase的形成及其体积分数与合金的凝固速度有关,采用快速凝固的方法得到的合金中,由于第二相的形核及长大受到抑制,形成的Ⅰ-phase的体积分数相对于常规铸造工艺下制备的合金中Ⅰ-phase的含量有所减少,同时发现,合金的极限抗拉强度和屈服强度随合金中Ⅰ-phase体积分数的增加而增加,但合金的延伸率略有降低;在400℃、24h的热处理工艺下,Mg95Zn4.3Y0.7合金基体上有球形Ⅰ-phase析出,且析出的Ⅰ-phase在随后的时效处理中表现出热稳定性;在190℃不同时效时间下合金基体中的析出相为密排六方结构的MgZn2相,其析出行为与Mg-Zn二元合金类似.Mg-Zn-Y合金的热挤压结果表明,通过挤压变形可以显著细化合金的晶粒组织,合金的晶粒大小可由变形前的40～60μm减小到8～15μm,在挤压过程中位于晶界的Ⅰ-phase被破碎并较均匀地分布在基体合金中,随着挤压比的增大和挤压温度的降低,晶粒进一步细化,Ⅰ-phase的弥散程度增加.挤压变形可以显著提高Mg-Zn-Y合金的强度、硬度和延伸率;随着挤压比的增大,合金的强度、硬度和延伸率均有所增加;在所研究的3种合金中,Mg95Zn4.3Y0.7合金在523K以25:1的挤压比挤压后,具有较高的力学性能,其极限抗拉强度为287MPa,屈服强度为203MPa,延伸率为14.1%.对于预挤压态Mg-Zn-Y合金的ECAP变形结果表明,ECAP对于预挤压态Mg-Zn-Y合金组织的细化是一个不断加强的过程,1道次ECAP变形后,在一些粗大晶粒之间分布着许多细小的晶粒,随变形道次的增加,原始粗大的晶粒消失,形成均匀细小的等轴晶粒,平均晶粒尺寸为1～3μm,同时在ECAP过程中Ⅰ-phase被破碎并呈弥散分布.ECAP变形1道次可以显著提高Mg-Zn-Y合金的抗拉强度、屈服强度和延伸率,Mg95Zn4.3Y0.7合金ECAP变形1道次后力学性能指标σb=331MPa,σ0.2=223MPa,δ=19.4%.Mg-Zn-Y合金以A、BA、Bc、C等4种不同工艺路线进行8道次ECAP变形后的显微组织差异不大,均形成细小的等轴晶粒;4种工艺路线在1～8道次的变形过程中,合金的力学性能变化不同,对于路径A和BA,随着变形道次的增加,合金的抗拉强度、屈服强度和延伸率变化幅度不大,对于路径BC和C,变形道次超过4次后,产生的变形织构的弱化作用导致合金的屈服强度迅速降低,但是合金仍保持较高的抗拉强度和延伸率.通过对ECAP变形过程中Mg-Zn-Y合金晶粒细化过程的分析,结合其力学性能的变化得出ECAP变形的细化机制和准晶相强化机制:ECAP对于准晶增强Mg-Zn-Y合金的细化机制主要是基体在不同变形路径下的连续剪切变形机制和准晶粒子对于基体的剪切及钉扎机制;准晶增强Mg-Zn-Y合金ECAP变形过程中存在3种强化机制:细晶强化、第二相粒子强化和位错强化,3种强化机制分别在ECAP变形的不同阶段起主导作用,在共同的强化作用下提高合金的强度.     

冷却速率对铸态A356铝合金微观组织和拉伸性能的影响

研究不同冷却速率对A356合金铸态微观组织和拉伸性能的影响。结果表明,随着冷却速率的提高:合金二次枝晶间距减小,共晶Si相由粗大的针片状向细小的短棒状或颗粒状转变,合金的拉伸性能得到改善。合金的抗拉强度达到205 MPa,屈服强度达到143 MPa,延伸率达到10.4%。通过控制冷却速率,可细化A356合金的铸态组织,提高合金的拉伸性能。     

水下多道次搅拌摩擦加工对纯铜微观组织和力学性能的影响

目的 分别在空气中和水中对铜板进行单道次和多道次搅拌摩擦加工（FSP）,以此探究冷却介质和加工道次对纯铜微观组织和力学性能的影响。方法 选择厚度为3 mm的T2纯铜板分别在空气中进行1～2道次加工,在水下进行1～4道次加工。使用光学显微镜、显微硬度检测、扫描电子显微镜和拉伸试验机对加工后的试样进行微观组织和力学性能检测。结果 与空气中的搅拌摩擦加工相比,水下搅拌摩擦加工试样的表面质量更好;空气中搅拌摩擦加工试样的晶粒尺寸比母材的晶粒尺寸大,水下搅拌摩擦加工（SFSP）可以有效细化晶粒,并且随着加工道次的增加,晶粒尺寸逐渐增大,其中,1道次水下搅拌摩擦加工纯铜的晶粒尺寸最小（3.93μm）。显微硬度检测和拉伸试验结果表明,与空气中搅拌摩擦加工试样相比,水下搅拌摩擦加工试样的屈服强度和硬度更高,但随着加工道次的增加,样品的屈服强度和硬度都会有所降低。结论 水下多道次搅拌摩擦加工可以减小纯铜的晶粒尺寸,提升纯铜的力学性能。     

搅拌摩擦加工制备羟基磷灰石增强镁复合材料的微观组织和力学性能

通过搅拌摩擦加工（Friction stir processing,FSP）制备了羟基磷灰石增强镁（HA/WE43）复合材料,研究了主轴转速对HA分布的影响及FSP加工前后材料微观组织和力学性能的变化。使用光学显微镜、SEM、TEM对该复合材料的显微组织进行了表征,同时对其显微硬度和室温拉伸性能进行了测试。结果表明:制得的HA/WE43复合材料晶粒尺寸相比于母材发生了显著的细化,加工过程中,HA颗粒的存在增强了FSP的晶粒细化作用;主轴转速较低时,HA/WE43复合材料中的HA团聚较严重,随着主轴转速的增加,HA的分布更加均匀,团聚现象得到改善;尽管局部团聚的HA颗粒会成为复合材料在拉伸变形过程中的裂纹源,但HA/WE43复合材料的极限抗拉强度、屈服强度和伸长率相对于母材仍有明显提高。      

搅拌摩擦加工调控Mg-5Zn-0.6Zr合金耐蚀性的研究

作为一种储量足、比强度和比模量高的轻质结构材料和功能材料,镁的应用前景十分广阔,然而镁的耐蚀性不佳严重限制了其应用范围,较大尺寸的沉淀相导致的电偶腐蚀是镁合金耐蚀性不佳的重要原因。本工作选取铸态Mg-5Zn-0.6Zr合金作为研究对象,对该合金进行了搅拌摩擦加工处理,并对搅拌摩擦加工前后合金的组织结构和电化学性能进行了检测分析。结果表明,搅拌摩擦加工处理后的Mg-5Zn-0.6Zr合金形成了较强的(0001)基面织构,且大部分区域位错密度较低,晶粒尺寸从66.4μm细化到1.6μm,沉淀相发生了一定程度的破碎和弥散分布,在3.5%(下文如无特别说明,均指质量分数)NaCl水溶液中开路电位下的腐蚀电流密度由38.3μA/cm²降至17.0μA/cm²,极化电阻由48.98Ω·cm²提升至197.02Ω·cm²。研究表明,搅拌摩擦加工可以有效提高镁合金的耐蚀性。     

TiB2含量及T6热处理对原位TiB2/ZL111复合材料显微组织和硬度的影响

采用原位合成法制备了TiB_2/ZL111复合材料,并对铸态及T6态TiB_2/ZL111复合材料的显微组织及硬度进行了研究。结果表明:显微组织方面,铸态TiB_2/ZL111复合材料主要由α-Al、共晶Si和TiB_2组成,TiB_2颗粒平均尺寸为1μm,呈六边形或卵圆形分布于α-Al晶界处;TiB_2有效细化了ZL111的α-Al晶粒,使长条状共晶Si向等轴状转变;T6热处理使共晶Si进一步演变为近球状,并有效改善了TiB_2的团聚现象。硬度方面,TiB_2含量越高,铸态TiB_2/ZL111复合材料的硬度越高,铸态10%TiB_2/ZL111(质量分数)复合材料的维氏硬度(120.13Hv)比铸态ZL111合金(96.63Hv)提高了24.32%;T6热处理使ZL111合金及TiB_2/ZL111复合材料的硬度进一步提高,但硬度提高率随TiB_2含量的增大而减小,TiB_2消弱了T6热处理的时效硬化作用,归因于TiB_2颗粒抑制了Al_2Cu相的析出。     

连续等通道转角挤压对Al-Ti-C合金组织与性能的影响EI北大核心CSCD

采用连续等通道转角挤压工艺,以连续的方式对Al-Ti-C合金进行多道次挤压,通过观察微观组织演化,探讨晶粒细化机理和力学性能变化。结果表明:连续等通道转角挤压工艺可有效细化Al-Ti-C合金微观组织,晶粒尺寸减小至1μm左右,形变诱导是变形过程中最主要的晶粒细化机制;高密度位错堆积引起Al基体和TiAl_(3)界面的裂纹以及TiAl_(3)内部的空洞产生,裂纹进一步扩展贯穿整个TiAl_(3)颗粒,最终导致第二相TiAl_(3)组织的细化,同时细小的第二相TiAl_(3)组织的钉扎机制和剪切机制促进了Al基体细化;连续等通道转角挤压1道次后,合金硬度提升最明显,与原始态相比提高59.2%;之后随挤压道次的增加,硬度提升的趋势变缓,合金塑性下降,韧性提高。     

亚共晶Ni-Si合金的凝固组织特征研究

采用布里奇曼定向凝固技术制备了NiNi3Si亚共晶复合材料,系统地研究了Ni-Ni3Si亚共晶的定向凝固组织特征。在较低的凝固速率R=3μm/s时亚共晶成分的合金为规则的层片共晶组织。随着凝固速率的增大,当R=8μm/s时,平界面失稳,在第二相的旁边出现浅胞状组织。当R=25μm/s时在析出相的旁边出现了突起的胞状组织。当R=40μm/s时由于固液界面前沿的成分过冷逐渐增大,凝固组织生长成为典型的树枝晶组织。并根据"成分过冷"判据,评估了固液界面前沿的"成分过冷"的大小,理论计算与实验结果基本吻合。此外,根据BH模型计算和比较了α-Ni相的界面生长温度和共晶界面生长温度,证明较高速定向凝固下不太可能制备出全耦合生长的共晶组织。随凝固速率的增大,一次枝晶间距减小,组织细化。