挤压压力对挤压铸造ZL109铝合金组织和性能的影响

研究了挤压铸造过程中挤压压力对ZL109过共晶铝合金组织和性能的影响。试验选择在200 t液压机上进行挤压铸造,设计挤压压力为75 MPa、95 MPa、115 MPa进行评估。结果表明,挤压铸造工艺改善了铸件组织,提高了合金的力学性能。挤压压力的变化对合金的初生Si、共晶组织的尺寸、体积分数和力学性能影响显著。在试验范围内,挤压压力为115 MPa下的初生Si颗粒直径相较于75 MPa与95 MPa分别减小了23.5%和28.4%、共晶Si的平均尺寸分别减少了22.1%和50.3%;α-Al的尺寸分别降低了13.6%和18.3%;挤压压力从75 MPa增加到95 MPa,合金的抗拉强度、屈服强度、伸长率和硬度分别提高13.9%、22.6%、19.9%和9.4%;压力从95 MPa提高到115 MPa,抗拉强度和伸长率分别降低2.4%和6.6%。     

SiC/Al-Mg双连续相复合材料的烧蚀性能研究

运用无压熔渗法制备了SiC/Al-Mg双连续相复合材料,研究了不同烧蚀时间对复合材料烧蚀性能的影响。研究表明,烧蚀时间为20 s时,试样表面没有出现明显的烧蚀坑,表现出较好的抗高温性能;烧蚀时间为40 s和60 s时,试样表面出现了明显的烧蚀坑,试样破坏严重。随着烧蚀时间的增加,试样表面温度急剧升高,合金快速挥发,烧结助剂发生熔化,导致试样破坏严重。     

SiC/钢双连续相复合材料在NaCl溶液中的腐蚀行为

利用失重试验和电化学方法研究了泡沫SiC/钢双连续相复合材料在3.5%NaCl水溶液中的腐蚀行为.结果表明:多孔SiC增强体的存在对泡沫SiC/钢双连续相复合材料的腐蚀性能有一定程度的影响,其腐蚀敏感性比基体20钢稍大,这是由于基体与SiC之间的大量界面导致复合材料耐蚀性的降低,但界面处形成的金属间化合物提高了复合材料的耐蚀性.泡沫SiC增强体筋结构对其腐蚀行为有较大影响.选用致密骨架制备的复合材料的耐蚀性明显不如纯基体(45钢),主要原因是Fe与致密SiC骨架间存在电偶腐蚀倾向.     

模拟大气环境下SiC/20钢双连续相复合材料的腐蚀行为

利用盐雾加速试验研究了模拟海洋及工业大气环境中SiC/20钢双连续相复合材料的腐蚀行为.结果表明,在5.0%NaCl及0.01 mol/L的NaHSO₃盐雾中,其腐蚀失重均比基体20钢的稍小,而且NaCl和NaHSO₃对其腐蚀作用相当;在两种环境下,复合材料均表现出良好的抗腐蚀能力,主要原因是在腐蚀产物中形成了FeOOH相,降低了复合材料的腐蚀速率.     

SiC泡沫陶瓷增强ZL205A铝合金复合材料的制备与性能研究

本实验通过挤压浸渗工艺成功制备了SiC泡沫陶瓷增强ZL205A铝合金复合材料,并研究了不同孔隙率的泡沫陶瓷增强相对复合材料性能的影响。通过微观结构分析,制备的复合材料两相间结合紧密,没有裂纹及其他缺陷产生。多孔陶瓷作为增强相可以有效地细化ZL205A合金的晶粒,多孔陶瓷孔隙率的降低,孔结构越小,合金晶粒越细小。对制备的复合材料进行力学性能测试,复合材料的硬度和抗弯强度最高能够达到127.6HV和415MPa。对制备的复合材料进行摩擦磨损测试,结果表明,连续陶瓷相的存在将铝基体严重的粘着磨损和剥落磨损转变为较轻的磨粒磨损,极大提升了复合材料的摩擦磨损性能,为其用于耐磨领域提供了理论依据。     

SiCp/ZL109复合材料热处理工艺优化

利用正交试验和极差分析法优化了SiCp增强铝基复合材料热处理工艺,结果表明当固溶温度为500℃、固溶时间为2 h、时效温度为175℃、时效时间为12 h,经热处理后的复合材料的硬度最佳,其中时效温度起主要作用,其次是固溶温度.     

泡沫SiC/Cu双连续相复合材料在NaCl溶液中的腐蚀行为

用腐蚀失重法和电化学阻抗谱研究了泡沫SiC/Cu双连续相复合材料和对应的基体材料纯Cu在3.5%NaCl水溶液中的腐蚀行为。结果表明,在3.5%NaCl水溶液中,泡沫SiC/Cu双连续相复合材料比纯基体Cu具有更大的腐蚀敏感性,主要原因是该复合材料的特殊结构及残余应力的存在致使泡沫筋微孔中的Cu严重腐蚀。     

浸渗温度对SiC/Al双连续相复合材料界面组织和导热性的影响

采用原位反应无压浸渗工艺,制备了Si C/Al双连续相复合材料,研究烧结温度对Si C/Al双连续相复合材料的导热性能的影响,观察Si C/Al双连续相复合材料的表面形貌。结果表明:Al合金熔体在无压下能渗入三维网状Si C多孔陶瓷孔隙,形成组织均匀具有网络贯穿结构的Si C/Al双连续相复合材料。浸渗温度对复合材料的导热系数影响很大,当浸渗温度为900、1000、1100和1200℃时,复合材料室温下的导热系数分别为167.4、160、154和152 W/(m·K),与浸渗温度900℃相比,浸渗温度1200℃复合材料室温下的导热系数下降了9%。因此,在保证浸渗完全的情况下,随着浸渗温度的升高,复合材料的导热性能越来越差,这主要是由于高温下熔融Al液与Si C陶瓷之间发生界面反应所致;适当地降低熔渗温度可以减缓界面反应的程度,从而提高复合材料的导热性能。本实验的最佳工艺条件为N2气氛,900℃保温3 h。     

TiB2+SiC混杂颗粒增强的ZL109复合材料

在原位合成工艺制备TiB2颗粒增强ZL109复合材料基础上，通过加入SiC颗粒增强铝基复合材料，制备了TiB2＋SiC混杂颗粒增强ZLl09复合材料。结果表明：TiB2颗粒在铝合金熔体中具有良好的悬浮稳定性，而且在TiB2＋SiC混杂颗粒增强铝基复合材料中，由于TiB2颗粒的存在，有效抑制了SiC颗粒的沉降行为，熔体经45min静置仍可获得颗粒分布均匀的复合材料，这使得制备高模量复杂形状零件的直接铸造成型成为可能；在TiB，＋SiC混杂颗粒增强铝基复合材料中，颗粒的混杂作用对复合材料弹性模量的提高具有协同作用，能够大幅度提高复合材料的弹性模量，其弹性模量较计算值提高14．7％；对于（10％TiB2＋10％SiC）／ZL109混杂增强铝基复合材料，经T6热处理后，材料抗拉强度可达到275MPa，弹性模量提高到105．8GPa。     

ZL201铝合金副车架凝固过程的微观组织模拟

采用元胞自动化(CA)方法对ZL201铝合金副车架的凝固过程和显微组织进行了模拟,建立了温度场和组织模拟场（CAFE）。对于面、体网格的划分,根据ZL201铝合的固相线和液相线分别确定了六种不同的形核面。温度场的凝固过程模拟结果表明通过油冷可以很好地控制形核率和生长速率在最合适的范围内,形核率为1/276 s·cm3,生长速率为65.2μm/s。通过热力学相图的计算结果表明Al3Ti相的形成过程,它从周围的铝原子中吸收共价电子。随着钛含量的增加,Al3Ti的析出温度升高。此外,Al3Ti的含量也从0.144mol%提高到0.698mol%,晶粒细化的效果也随之越来越明显。通过对ZL201铝合金副车架的微观组织、对应的<100>取向极图和金相组织的模拟和实验对照,表明Ti含量的变化对ZL201铝合金副车架的微观组织的晶粒细化效果有显著影响。随着钛含量的增加,新相Al3Ti促进了晶粒细化和组成的均匀性。从模拟的<100>极图可知,Ti含量的增加有利于晶粒的择优取向,而且晶粒细化的方式是通过减缓晶粒之间的生长竞争性来实现的。模拟的结果与实验得到的金相组织基本一致。     

双连续复合材料SiC/Fe-40Cr与SiC/Al2618合金干摩擦磨损行为的实验研究与数值分析(英文)

利用环环式摩擦磨损试验机研究双连续复合材料SiC/Fe40Cr与SiC/2618Al合金在滑动速度30~105m/s,载荷1.0~2.5MPa条件下的干摩擦磨损性能。实验结果表明,在较高的载荷和滑动速度下,SiCn/2618Al复合材料的磨损机制是两体磨料磨损和氧化磨损。作为增强相的连续网络结构的SiC陶瓷可避免通常发生在传统的粒子增强复合材料上的第三体磨损现象。机械混合层(MML)极大地控制了复合材料的磨损速率和摩擦系数。在进行较高的滑动速度测试时,由于机械混合层的间歇的生形和消除,复合材料表现出较高的摩擦系数和波动。为了便于有限元模型(FEM)计算,用一个连续结构单元来代表三维碳化硅结构增强铝基复合材料的微观结构。利用有限元模型(FEM)预测的复合材料磨损和应力应变数据与实验数据一致     

骨架结构对SiC/Al双连续相复合材料的影响

用挤压铸造法制备了不同结构的SiC泡沫增强ZL109双连续相复合材料,研究了增强体骨架结构(筋的结构、泡沫孔和体积分数)对复合材料压缩性能和弯曲性能的影响。结果表明:SiC泡沫增强体的筋的结构影响了界面的结合,影响了材料的压缩性能;当筋具有三明治结构时,复合材料的强度最大;当筋具有双层结构时,复合材料的强度最低;随着SiC泡沫孔径的增大,复合材料的压缩强度、弹性模量和屈服强度都有所提高,材料的屈服应变减小,弯曲强度先升高后降低,弯曲强度在泡沫孔径为1.5 mm时达到最大值;复合材料的压缩强度随着增强体体积分数的增大而提高,屈服应变随着体积分数的增大而减小。     

近净成形制备SiCp/Al复合材料Ⅱ:SiC预成形坯自发熔渗Z101

以超细SiC粉(W7)为原料制备的SiC多孔骨架为先驱体,采用无压渗透工艺制备出致密、增强体分布均匀的SiC/Al复合材料.SiC-Al间存在厚度为0.3～0.5 μm的界面层,该界面层能很好地被铝液润湿,并阻止铝液与SiC的接触与反应.SiC坯体渗入铝合金后无形状和尺寸的变化,能够实现制品的近净成形.加入SiC后,铝合金的强度显著提高,弹性模量提高近1倍.细颗粒的SiC能更好地抑制铝基体的热膨胀.材料的热学性能可通过SiC的含量来调整,SiC体积分数介于37%至54%之间时,室温导热系数介于136 W/(m.K)至118 W/(m.K)之间,室温至100 ℃的平均线热膨胀系数介于9.98×10.6 K.1至7.69×10.6 K.1之间.     

电子封装用Al/Si/SiC复合材料的显微组织与性能(英文)

采用气压浸渗法制备中体积分数电子封装用 Al/Si/SiC 复合材料。在保证加工性能的前提下,用与 Si 颗粒相同尺寸(13 μm)的 SiC 替代相同体积分数的硅颗粒制得复合材料,并研究其显微组织与性能。结果显示,颗粒分布均匀,未发现明显的孔洞。随着 SiC 的加入,强度和热导率将得到明显提高,但热膨胀系数变化较小,对使用影响也不大。讨论几种用于预测材料热学性能的模型。新的当量有效热导被引入后,H-J 模型将适用于混杂和多颗粒尺寸分布的情况。     

用于CRH3的SiC/6061铝合金共连续复合材料制动盘在紧急制动过程中考虑气流冷却情况下的热分析(英文)

使用SiC网络陶瓷骨架增强的6061铝合金复合材料(SiCn/Al)制动盘可以减少高速列车的质量。采用有限元(FE)和计算流体动力学(CFD)方法计算在300km/h速度下实施紧急制动过程中考虑气流冷却条件下SiCn/Al制动盘的热和应力。分析制动器总成及其界面的设计特点时考虑了传导、对流和辐射这三种传热的模式。结果表明,具有较高对流系数的气流冷却不仅降低制动中的最高温度,也降低了温度梯度,因为气流加速了制动盘上较热部分的热量散失。有效的气流冷却可以减少制动盘上热斑的形成和盘体的热变形。有无考虑气流冷却时,实施紧急制动后,制动盘最高温度分别为461℃和359℃。有无考虑气流冷却时,制动盘的等效压力可分别达到269和164MPa。然而,在实施紧急制动时,制动盘表面的最大应力可能超过材料的屈服强度,这可能导致在不带冷却时制动盘的塑性损伤累积。模拟结果与实验结果相一致。     

Tensile behavior of SiCp/2124Al composites with various SiC particle sizes at room temperature

1　ＩＮＴＲＯＤＵＣＴＩＯＮＩｎｒｅｃｅｎｔ ｙｅａｒｓｍａｎｙｉｎｖｅｓｔｉｇａｔｏｒｓｈａｖｅｂｅｅｎｌｏｏｋｉｎｇｆｏｒｔｈｅｗａｙｓｔｏｉｍｐｒｏｖｅｔｈｅｄｕｃｔｉｌｉｔｙａｎｄｔｏｕｇｈｎｅｓｓｏｆｐａｒｔｉｃｕｌａｔｅｒｅｉｎｆｏｒｃｅｄｍｅｔａｌｍａｔｒｉｘｃｏｍ ｐｏｓｉｔｅｓ (ＰＲＭＭＣｓ) .Ｍｏｓｔｏｆｔｈｅｉｒｓｔｕｄｉｅｓｗｅｒｅｆｏ ｃｕｓｅｄｏｎｔｈｅｅｆｆｅｃｔｓｏｆｍａｔｒｉｘａｌｌｏｙ[1～ 3] ,ｒｅｉｎｆｏｒｃｅ ｍｅｎｔｓｈａｐｅ[2 ,4 ] ａｎｄｖｏｌｕｍｅｆｒａｃ…     

Semi-solid squeeze casting process of a ZL109 alloy

The structure evolution of the ZL109 alloy in the process of semi-solid squeeze casting and the mechanical properties of the components were investigated. The results show that (1) the eutectic silicon phase in original billets is refined in the low super-heat casting process; (2) the eutectic structure in billets starts to fuse and the crystals of the eutectic silicon phase are refined further and sphericized in the remelting process of billets; (3) in the semi-solid ,squeeze casting process, the sphericity of the α phase and the refining of the silicon phase occur, owing to the friction between solid and liquid; (4) in the process of heat treatment, the eutectic α phase aggregates with the primary α phase and the eutectic silicon pieces aggregate together. The elongation of the semi-solid component after heat treatment rises to 1.42%.