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基于 al 合金 复合材料 碳化硅 纳米 显微 组织 以及 力学性能

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金属类外文文献

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6061 基于 金复合材料碳化硅纳米显微组织和力学性能 要 具有高比强和损伤容限的材料对汽车和宇航应用非常重要。陶瓷增强金属基复合材料 (这些领域具有良好的潜能，但却因延展性不足和生产成本问题阻碍其应用。由粉末冶金方法生产的纳米颗粒增强 6061 铝基复合材料展现出高比强和高杨氏模量并有良好的延展性和低密度。 由高能球磨、热等静压和挤压构成的粉末冶金路线是一个高效过程且其在工业规模范围能做到最小集群纳米颗粒均匀分布。由于 米颗粒的增强 和时效强化作用 ,热处理后复合物表现出高强度。跟微米增强相比，纳米颗粒增强金属基复合材料的显著特征是有效的颗粒粘结而不发生颗粒断裂，促使强度和韧性的更好结合。 这篇文章研究的复合物所达到的性能结合优于其它报道的大多数微米大小颗粒增强金属基复合材料，也有可能远远好于传统铝合金。 关键词：铝合金 粉末冶金 金属基复合材料 机械性能 1 引言 颗粒增强金属基复合材料是值得人关注的材料，由于其高强度和低密度应用于汽车和宇航领域。这种材料相比铝合金及其老化现象，其在高温下的行为也值得研究：具有良好的蠕变性和耐磨性、刚性高 。 包含颗粒的金属基复合材料具有显著高效的加工性具有更低的延展性。大多数研究都关注微米颗粒增强铝合金复合材料的力学性能。纳米颗粒的增强作用还未被透彻地研究。这类金属基复合材料实现了高强度同时具有高延展性，但这依赖于均质的显微组织而且工艺过程更复杂，通常采用粉末冶金技术来制备。 铝合金经常因其低密度、各项同性力学性能、优异的耐腐蚀性能和合理的成本被选择作为基体材料。在铝合金中， 6061 是 合金，因其高强度、良好的焊接性、耐腐蚀性好、抗应力腐蚀断裂性强、热处理性被广泛地用于结构应用。同样地以降低 延展性为代价通过热处理、形成沉淀物来增加强度。 于其适合的性能：像是强度高、杨氏模量、热稳定性，常用作增强相，而且 质颗粒界面结合强度是很重要的，它负责控制负载转 移、影响强化的效率，跟缓解脱粘一样，是复合材料断裂机制的意义所在。 此，在制造复合材料过程中，采用三个主要的技术来控制有害的界面反应：（ 1）基体化学组分更改，比如， 加入铝合金基体中，为了组织上述的界面反应；（ 2）表面增强改性：通 过涂层或被动氧化作用在一定程度上成功阻止了有害的界面反应并提高了材料的润湿性；（ 3）工艺参数控制来减少界面反应。实际例子是在生产复合材料时控制加热温度和保温时间。因此，各类复合材料加工方法像分型铸造、压挤铸造、半固态成形、喷射成形和粉末冶金应用于复合材料的制造。 关于增强颗粒的两个主要参数是体积分数和颗粒尺寸。随着颗粒体积分数的增加，大量位错塞积导致强度提高但却降低了延展性，因为那时形变位于不太可能调节变形的小面积塑性基体上。通过减小大量相同体积分数的颗粒尺寸来增加强度，同时延展性被保留，因为临界尺寸以下的 颗粒不再断裂。 如奥罗万强化一样，颗粒钉扎晶界、稳定子细胞可以加速时效反应和提高加工硬化速率。由于铝基体和 强颗粒间热膨胀系数的差异，在 粒增强铝合金基体复合材料中观察到时效过程加速。本文旨在开发用于结构应用的高强度、韧性和低密度复合材料。文章关注了添加 新型铝合金 6061 复合材料，这种材料通过粉末冶金加工过程来生产，此过程采用了 500 米颗粒和低温时效处理。 2 实验步骤 供的复合物坯料由平均直径 500 10%和 15%强颗粒组成。这些颗粒都有专门工艺来 生产，包括热等静压后进行高能球磨。 为了进行比较，生产的铝合金粉末，平均直径 10m 是不增强的。采用 50吨载荷单向压实生产直径 30度 30坯料。 所有材料在挤压比为 14:1、挤压杆直径 度 1m 的 样在挤压前 15 分钟内加热到 450 保温 20 分钟。采用的是 8mm/s 挤压速度 接下来挤压，方案 525 加热 1 小时后水淬。方案 为时效， 125加热 8 小时随后空冷。为了与文献中正常采用温度（ 160 到 185 ）对比，应用低温时效获得极细小沉淀物且延展性高、韧性好。期望在低温下能获得最佳 铝基体之间粘结力强、界面没有脆性颗粒形成。 在预挤压、挤压和时效状态下观察到了微观结构特征。飞利浦 1810X 射线衍射仪采用铜靶电压 35流 50长 同时扫面电镜观测在 6300 和 40A 能量分散射线光谱仪（ 和场发射显微镜。 微观结构表征后的力学性能进行了评价，显微硬度测量结果进行了执行的威尔逊仪器维氏显微硬度测试用 500负载。记录的涨幅均在从平均 20 缩进整个挤压棒材制成每个样品。此外，拉伸测试进行一个 100斯特朗拉力试验机上，在室温下以 104s1 的应变速率。将样品加工成的 准 尺寸试样 4与 距长度， 米计直径。两个试样的每个材料的测试是一致性评价的回应。 3 结果与讨论 微结构特征 图 1 样品的 断 面中作为挤压和热处理的条件的 X 射线衍射图 图 1 示出的横截面的 在 晰可见的。峰观察到的 6061 合金和复合的 分配到一个 金属间化合物。最后， 6阶段的峰值可以看出，在两种复合材料具有较高的峰值强度为 15 （重量）的 品，如预期那样。该 阶段的 无峰进 行观察，表明极少或没有界面反应发生，所有 存在的脆化的复合材料是众所周知的。 峰（ 111）相对于所述 相对较高的 强度标准 图形 为铝：建议 纹理 111沿 拉伸方向 ，正如 。 图 2（ a） 10 重量 的 合材料以及（ b） 15 重量 的 合材料中作为挤压条件，二次电子图像 在如挤出复合材料的二次电子图像条件示于图 2 所有这些中的均匀分布的块状 500 颗粒，被看见 的颗粒 经 定为碳化硅。进行观察 编号的 聚集颗粒。样品分析热火的状态，在观察到的微观结构没有大的区别 。 场图像的作为挤压代表 6061金和复合材料样品示于图 3。可以看出，在作为挤压条件的 6061 金 100析出物内的铝晶粒和晶界处，如箭头所示（图 3（ a） ）。 500 粒与 100析出物的组合可以在作为挤压条件下（图 3（ b） 和 （ c） ）可以看出对于 合材料。 进行了在如挤出复合颗粒 A（图 3（ d）和粒子 B（图 3（ e），并且将结果显示在图 3（六 ） 强烈提示 论文颗粒碳化硅。在 析没有明确的铝碳化物或金属间化合物，观察在 粒基体界面，与 果达 成一致。 作为 热力学上是不稳定的铝该阶段的 常形成在界面上落下的用熔化的铝金与固态复合材料制造在高温处理铝基落在长的时间。其他作者观察金属间沉淀于所述 体 界面，例如，马洪等。观察到的微细的金属间化合物的含 沉淀在 2124 界面有效时效处理在 177C 下进行 8 小时。在目前的工作的全过程进行中的固态和时效处理是进行了在 125 C， 8 小时 形成所有这些碳化物受阻及金属间化合物在 粒基体界面。该复合材料的微观结构已经发现，有 500 粒内的 6061 合金基体的 含有 奇数块状分散体 也 越小， 100， 属间化合物的晶粒和晶界在 部析出，产落在挤压和复合材料的热处理。 械性能 图 4 6061金中 10%重量的 15%重量的 为挤压和热处理的条 件 的 复合材料样品的工程应力 - 应变曲线 测试的结果是显微硬度列于表 1。硬度与加固提高分数一个明显的趋势是出现在如挤压两个 老化 和体积计算。另 外值得注意的是， 合材料表现出内附高于 硬度增加有效的散热处理，所有这被认为是由于碳化硅颗粒促进改善老化反 应，因为它以前观察到的其他 复合材料进行计算。这 一 部分归因于高的位错密度的颗粒周围， 生成的 在 制冷中 ，由于热膨胀系数 （ 的差异的存在。在 位错被冲压出的加固基体界面 放宽所产生的应力 是由于铝的热膨胀系数失配（ 2410 410。 在 位错密度将会增加 固溶 原子的扩散速率以及 所需的激活能量 减少晶核的形成。由于这种效应的复合材料可达到其峰值硬度有效的 耐热 缩短治疗时间，或在 温度比未增强合金低。 拉伸设计应力 - 应变曲线示于图 4，并从材料性能评估的 表 1 中。有增大的屈服应力（偏差为 ），极限抗拉强度应力（ 杨氏模量与增加颗粒体积分数的的明显趋势。杨氏模量（ E） 的增加意味着有良好的负载转移出现的颗粒与基体之间，受到强烈的 间和 接。该值高实现为基于颗粒复合材料，所有这些都是内部限制在加载的程度可以具有对于短纤维复合材料的情况 。 究了 6061 铝合金和复合材料对 E 的测量值均符合有关报告归纳为表 1 中的复合在 E 值的相关性。 屈服应力和 也为 项与报告的有关复合总结在表 1 的相应值而获得相关 的。 该断裂应变与 粒减小体积分数，如可以预期当添加一个易碎的组成部分。但是 ， 降低并不那样严重，经常被看见具有微米尺寸增强材料：如表 1 所示的那些通过共同喷涂生产复合材料可以通过铝国际有限公司和 基复合材料。值得注意到获得的断裂应变为 15 （重量） 粒（ 500复合比通过共喷雾罐开发出 体和用于 粒与目的理文规模相同体积分数的2 倍以上。但应注意由于增加强度和降低小的区域下的应变应力 - 应变拉伸曲线（能量断裂），也就是说这是 “ 静 态韧度 ” 的指示，继续以上述复合研究 。 能源断裂与增强颗粒的维持可以存在于颗粒占有率归结为足够小这存在断裂事件发生时在颗粒的没机会。这是由于 ： （ i）良好的颗粒分布与无聚类的由于聚类是已知的提前失效，而且不太有效的传输载荷及（ 降低的压力在每个粒子以及在裂纹尺寸的减小。该观察到的趋势，所用的如挤压热量和治疗中的热量取得特性的广泛的提升状况可知治疗。选为（ 125C 中的低温时效处理 8 小时）改进机械性能的所有好处，显微硬度，屈服强度，抗拉强度，杨氏模量和断裂应变奇。其结果是能量有失败增加强。这样做的好处可以通 过一个强大的 粒之间结合在一起的无脆性相析出的界面，很细的沉淀物分布在 图 5 图中（ a）为 6061 合金断口，（ b） 为 10的 及（ c） 为 15的 的所有挤 压的 条件。 测试样品的断裂面示于图 5。所有样品显示了宏观空穴聚集失效由于韧性基体合 金 6061。这将是预料之中，因为颗粒通常情况下发起的空隙，正如 ， 被观察在微米增强复合材料用途的平均空隙大小（见表 1）被发现，没有什么变化与另外的纳米粒子。目前还不清楚是否有系统的空隙含有陶瓷颗粒尽可能少的被发现与颗粒，目标空 的空隙可能失去他们的有效的颗粒断裂引发的事件。没有证据表明单颗粒断裂。颗粒断裂的不足可通过，在杨氏模量且不降低观察到有效的小应变的实际上可证明。这种降为典型的复合材料具有较大尺寸的颗粒，颗粒断裂位置就会发生落在应变的初期，降低其硬化效果 。 发现老化样本规模较小韧窝获得在作为挤压试样可能进行相关的相当微细的析出物的分布通过低温热处理获得 。 4 总结 所用的粉末冶金路径，包括高能量的球磨，挤压和随后的 现是有效制造复合材料颗粒的均匀分布，无聚类的所有这些造成利益最大化颗粒增强带来的力学性能的影响 。 这个 过程和用于人工时效加热处理 125C 在 8 小时 内 允许阻碍有害的 的金属间化合物在 体中， 粒的界面，目的获得一个强大的颗粒的基质粘结，它允许有效的年内载荷传递而导致有效的年内改进形成的杨氏模量 。 精细 强相的尺寸（ 500用于比大颗粒的相似体积分数复合材料的更有效的加固，由于有许多位错和粒子不结合断裂掉落在形变大壁垒，所有 这些导致高的强度保留了 “ 能量断裂 ”的 拉伸应力变形 。 用于 这项研究的复合材料，采用小结合 粒（ 500 低温老化，显示器的高强度和硬度，同时 保持显著 地 延展性。论文 中 性能的合并明显优于现有的合金和复合材料 。 b,l as as of 4,5. of on 6. to on 7 to 8as a as is as it as as of s 2. l/in (1) of Si M. 2014) in to of on l 9,10. is to s it a to 11. , J. (2014), (l 13as a 6061 is li to to as as at of by of to 061 by a to s of a a of of at an iC as as of to be in a of of by in to is 014 iC X. M. , F. 061 Al 50, 063, 1 of of in 061 to 22. Hbe in 5 as be of no is to 11of 111) l l 111as et 23of in 2014) in to 13; (2)by or in 14,15; (3) is so of be as be 8,16,17to of is to a of at as is on a is to 18. An in be to a of at a no 4. As 10,19. an l iC to l 20to It on l 6061 by of a 500 a 0 5 00 nm ( by a by To to be an l 6061 0a 0 to 0 mm mm in a 4:1 .5 mm in 241 m in 50 5 0 to mm/s a 25 h by An 25 h by A in in 160 85 in a It is at it be an 6 iC l at l10,1921in in a 810 u Ka 0 mA 300 40A an 40F on a a an on a a 00 g 0 s. an 0 In on a 100 at at a 0et E 8 0.1 mm 0.1 mm of to in et J. (2014), 2 in a 500 nm iC no in of 061Al 3. It be 061 Al in 100 l at as by 3(a). A 500 100 nm be iC in 3(b) c). on (3(d) (3(e) is 3(f), no or at l iC RD As iC l is is at l or at 6,20,24. l iC et 20 g u l 2124 iC an 0 50 60 70 80 90606115% 0612 ()1. of of in (a) 10 et 176C h. In in h 25 of at l iC of to an of 500 iC 061 100 l at l of of .A of of is in is iC a in is to to iC an in as it l 25,26. to to at to to in 3. a) 061 Al (d) a A 0 (e) a B 5 f) in et J. (2