粉末冶金制备的碳化硅铝基复合材料的摩擦搅拌加工
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粉末冶金制备的碳化硅铝基复合材料的摩擦搅拌加工,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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1 粉末冶金制备的碳化硅铝基复合材料的摩擦搅拌加工 作者：艾扎迪 诺尔廷 毕夏普 c, 普拉克内特 葛立贺 d. 尔伯塔大学，埃德蒙顿，阿尔伯塔省，加拿大 邮编： V4 - 大西洋，达特茅斯，新斯科舍，加拿大 邮编： X5 尔豪西大学，哈利法克斯，加拿大 邮编： Z1 铁卢大学，滑铁卢，安大略省，加拿大 邮编： 章信息： 2012年 11月 20 日 收稿 、 2013年 5月 2日 修改完收稿 2013年 5月 15 日 收录、 2013年 5月 25 日 网络发行 关键词： 金属基复合材料 、粉末冶金 、搅拌摩擦加工 摘要： 搅 拌摩擦加工 (用于修改烧结 至 16。两个 49000级）进行了检查。根据 硬的 490N 级碳化硅的 4 和 8的复合材料分别从 130 145 高到171 77 增长表明了在 间发生的严重变形并且均匀分散在 16 有残余孔隙和缺乏整合，源于应用基烧结微观结构。在硬度相关性良好的情况下，平均颗粒间距为 到 8% 一、前言 粉末冶金（ 一种广泛使用的制造方法，用于制造金属基复合材料。这通常包括三个主要阶段：金属的混合和陶瓷粉末，压制或冷压，烧结。热压时常常合并后两个步骤。虽然 2 是常规粉末冶金还是有一些缺点存在的，例如，增强颗粒之间的孔隙度和隔离金属基颗粒。这往往会 导致机械性能的降低。这些问题变得更为重要，当钢筋之间的不同粒度和基体合金粉末很大或者当钢筋的体积分数很高 (1998)。 轧制，锻造或挤压后热处理通常应用于消除诸如孔隙或颗粒偏析缺陷，并 改善金属基复合材料由粉末冶金中产生的物理和机械性能 (1992a)。例如，传统的粉末冶金和挤出的组合提供了几个优点，包括加强由于晶粒细化，二次粒子的分布均匀化，提高生产率和降低成本 (et 1994)。正因如此， 金的挤压和锻造制造的铝 / 1到 430兆帕的抗张强度和增加从 29到 103 et 2001)，以及 人 (1998)表明，轧制可以完全消除 人 (2010)表明，均匀分布的 024/化粒子尺寸和体积分数的影响铝基复合材料的力学性能也很好理解，可以参见 (et 2006; 2004)。 最近搅拌摩擦加工 (经被用于 发布过程金属基复合材料由不同的技术。 2010应用 i）的表层，以便消除缺陷和修改的微观结构，从而导致大约 2010）也表明，一个 面的纳米复合材料的硬度可以增加从 100到 230 于纳米尺寸的氧化铝团簇的金属基体和分散的纳米氧化铝的集群。另外一个需要注意的好处是，在该复合层到衬底的接合得到改善。铸造合金的特性也可通过 善。例如 2011）利用 l合材料的微观组织和机械性能。据指出， 2 且在微观结构进行了细化和均匀分布了第二相粒子，从而获得更高的延展性和强度。在最近的工作中， 2013）已经用 中，所述氧化铝颗粒共沉积在铝粉制备的 们发现，在喷镀层的氧化铝成为在微观结构的铝粒子之间截留在，但而提高硬度。然而，目前还不清楚是否材料，同时也实现了均匀的颗粒分布。 3 图 1：（ a） （ b）该作为烧结和（ c）的摩擦搅拌处理的微观结构的比较。 许多研究也检查生产微型和纳米复合材料，通过 a, 2005)et 2011)，但是这已被证明是一种有效的方法用于分配不同阶段板的表面层 (2009; et 2006。除此之外，他们的研究还表明，金属基质复合体可以通过摩擦搅拌焊接（ ，这是根据以这项技术为基础的 (et 2007; et 2003; 2003)。常见的这些方法的主要特征是，应用于复合材料的时候，其材料流动，掺混，并且所造成的 此基础上，这项工作的目的是评估在强化烧结铝金属基复合材料的显微组织和力学性能时候， 影响。考虑的 主要问题是粒子大小和在处理区域分布的影响。 4 图 2：（ a） 4（体积），（ B） 8（体积），以及（ c） 16（体积） 490）和 800 级（右）粒径（相同规模的所有图像）：含有 二、实验 表 1： 在作为接收的复合材料样品通过粉末冶金方法 31粒相结合，然后脱蜡 30 分钟，在氮气的环境下，分别在 400c 和在 6050分钟。表 1示出了 31D ，其目的是成为一个热处理 粉末冶金合金具有相似化学和硬度 075两个等级的 当于粒度分布的第 50百分位数的 ，并且这些将被分别称作 49000级。两个档次的 入到铝粉末为 4,8和16在以往的实验中，搅拌摩擦加工过程展现在每个样品有锥形工具和螺纹销（用 面及 斜），最终为 4 基础上，由 120 分隔的三个单位进行摩擦搅拌处理所（ et 2009)。肩部有一个直径 12毫米，和加工用的 454转 和 88毫米 /分钟移动速度的工具的旋转速度进行。为了尽量减少工具磨损刀具涂布交替气相沉积氮化钛 /氮化锆的层的多层结构。利用 5 光学显微镜和扫描电子显微镜（ 所有样品的 前和之后的显微组织进行了研究。要做到这一点，使用传统的金相试样制备过程，其次是电解抛光的 75号在 3 有样品的微观结构研究中的抛光（未蚀刻）的条件。无论是蔡司 5或维加 - 3 量颗粒间间距 5 图片各样品的 前和之后被选择，并且所报告的测量结果是几种计算对每个画面的 平均。三丰 00 三、结果与讨论 在粉末烧结复合材料的情况下，这是众所周知的，有些孔隙率总是存在，并且这通常是通过加入辅助硬颗粒的增加而增加。烧结 碳化硅）的显微组织示于图 1，前后 擦搅拌处理后的搅拌区显微组织的细化是显而易见的比较图 1中 b和 作为烧结条件发生的典型的孔隙率通常是粉末的混合差（ 994）或压实不足和烧结条件（ (人， 1992）的结果。 表 2：样品的压实后和在烧结前的理论和测量的密度。 6 图 3：含有同类 490 1） 4（体积），（ B） 8（体积），以及（ c） 16（体积）的）和摩擦搅拌处理（右）条件下（相同的比例对所有图像）。 7 图 4： 800级样品含有：（ 1） 4（体积），（ B） 8（体积），以及（ c） 16（体积）的 ）和处理后的摩擦搅拌（右）条件下（相同的比例对所有图像）。 图 5：孔隙率和 （体积）的 490N）复合铝合金粒子界面。 8 用不同体积分数和 ，引起可以在观察图 2，将在后面讨论。也有迹象表明，精致的结构更占主导地位较低的搅拌区地区，以及进退方之间的不对称性仍然存在。 图 3 在作为烧结和摩擦材料，它不能被使用 理搅拌处理的样品含有 4,8，和 16体积的 49000级施加的参数合并的 3和 4显示的微观结构。分别影响二次颗粒大小和档次 理的样品的显微照片是从搅拌区的中心获得的，如图 1结 31D 。比较作为样品烧结的微结构显示，及孔隙的体积分数和尺寸，提高了采用 强颗粒的较高分数的 致孔隙率较高的分数。在这种情况下，毛孔大多分布在碳化硅集群，如图 5所示通过 在这方面 经定义了用于 体和增强粉末的性质的关键内容。他们建议增加上述的 （体积）的临界值碳化硅的体积分数将导致增加孔隙和不均匀的体积分数。然而，应该指出的是，这个精确 值取决于所使用的颗粒的尺寸和形状（ 006）。 图 6：含 4906（体积）的样品的微观结构，毛孔粗大是在搅拌区可见。 粒的大小也影响烧结后剩余的孔的数量和大小。较小的颗粒有较高的比表面积导致压实和烧结过程中的增加的孔隙量。除了较高的比表面积导致较高的颗粒间的摩擦，从而导致粒子分布差 (et 2010; et 2011; et 2006)。这也许可以解释为什么 用 16 490这种情况下，搅拌区域包含裂缝和空隙，如 9 图 6 所示。另一方面，可以看出在图 2 中 ，对于具有 16 800 级碳化硅粉末样品的整合问题较少，因为较大的颗粒明显被使用。因此，有人建议，在小尺寸和 而无法使用所施加的 理参数合并。二次粒子的大小和体积分数的孔隙率的量压实后和烧结之前的影响示于表 2 中，其中的理论密度值是基于所报告的 （ 2009 年）使用的铝合金的密度。如上文所 讨论，可以看出，相对密度随颗粒的体积分数降低，并且与碳化硅的粒径稍微减小。这也可以很清楚的从图 4 中的 800 级 粒的平均粒径 间显著细化，这与以前的研究相一致(2005; et 2008) 。 图 7：搅拌区区域在搅拌摩擦 等级 490N）复合材料 。 图 7显示了搅拌区区域的搅拌摩擦处理的 体积）的 490N）复合材料的微观结构。很显然，在 。要考虑的另一方面是 过程中发生的 粒的细化 (et 2011; et 2009; Su et 2006)。这不同的复合材料的搅拌摩擦焊 /加工过程中被观察到。 2008)等人在报告中说，从 10 50米的氧化铝颗粒的尺寸以下的铝复合材料 1100/终成品的范围为 1，并表示通过增加旋转速度即粒子碎片的增加或降低行驶速度。所述 于剪切力和摩擦 搅拌区区域内施加的预期，这将 导致在平均颗粒间的间距的减小。 10 图 8：使用（ B） 490c） 800级碳化硅粉体（一）跨搅拌区的显微硬度分布，对搅拌摩擦加工铝 /8（体积）的 横跨搅拌区区域的显微硬度分布示于图 8中含 8 （体积）的 同时使用的 49000等级的处理的样品。材料通过转印朝前进侧（右侧的显微照片）的工具清楚地观察到，并搅拌区的下部（显示光）包含了最均匀分布的碳化硅颗粒，也如图 2所示。这可以由在产生摩擦搅拌焊接所施加的物质流进行说明(et 2008; 2007)，其促进再分布，由于物料的再循环所引起刀具的线程的存在。的硬度分布是在整个搅拌区区域相当均匀，这有 图 8中所示。在搅拌区中间的细粒状物料（从图的位置为 2 5 8a）的硬度为平均为 177 90V ，比 00级微粒样品。 图 9：通过 11 一个很大的散射，作为烧结复合材料，在硬度测量中的基体材料，观察由于残余孔隙的存在的平均硬度在搅拌区显著增加相比，如图 9所 示。应当指出的是，作为烧结材料包含显著孔隙率和一个试图避免气孔，因此宏观尺度的硬度可能会比这些测得的结果降低。然而， 3139 155 V 含有 16体积的 孔隙度引入难以获得清晰的维氏硬度的测量由于压痕标记被遮蔽或降落在孔中的作为接收的样本中的速率的材料的情况下。所报告的值是从对无孔区域的凹槽得到的硬度值的平均值，因此它们比作为烧结样品的实际硬度含有相当量的孔隙率更高。使用 490合材料中硬度的显著作用，因为在颗粒尺寸的差别减少了 800 级颗粒的显著细化较细粒径的样品中进行。这表明，作为烧结的复合材料之间观察到了两个等级的 异在样品的残余孔隙容易干 。 图 10：硬度与粒子间距为搅拌摩擦的变化处理复合材料样品。 获得的搅拌混合 程中造成的工具而产生的同质 粒的再分配已经通过 et 2008)中报道。这种改进的二次粒子分散体可以被量化和相关的机械性能由粒子间的间距，这是使用以下公式计算的相邻颗粒之间的距 离的概念： 其中 L 是注意到， 峰值温度为熔点以下为作为烧结样品的大部分颗粒被聚集在原始铝颗粒之间的边界区域的数量，以及样品含有一个很大一部分孔隙度。因此，它是没有意义的比较为作为烧结的样品粒子间的间距的值，但仅用于进行 其中的孔隙率被淘汰和均匀的颗粒分布，所取得的样本。这种方法已经被以前使用由 et 12 (2013)在研究 图 10颗粒间的间距值，绘制对使用碳化硅的不同体积分数由 复合材料的 硬度值。在用800 级碳化硅 16 （体积）制备的样品的情况下孔隙率的量是非常高的（如图4中所示），使得不可能识别粒子和比较颗粒间的间距。 由于颗粒间的间距随颗粒体积分数的降低，硬度也增加。这种增强归因于升高的程度的颗粒 - 基质相互作用的硬度测试过程中（参见图 10）。这种关系已经屈服强度和 1 /不同的金属基质复合体的 (et 1997; et 1998)之间的被报告过另一方面， 2002)已经表明，基质的屈服强度正比于 1 /，并且还注意到，当 。增强的加强被解释为热收缩，其产生于从高温冷却烧结碳化硼时使用更多数量的几何必需位错的系数之间的更大的不匹配的结果。 当类似的分析是用在这里的曲线的斜率在图 9 也表明了 粒在硬化基质的有效性。 66中所示的斜率。图 10是比以前的工作观察检查纯 其中斜率有关的硬度和 1 /为 et 中增强的下部。这个结果是有趣的，考虑到在铝合金热收缩系数之间 的失配是大得多的用于 氧化铝(1992b)。这可以通过如下事实，当不同基质合金相比，工作的贡献在 31中包含显著合金添加剂和经历沉淀强化 (et 2009)，可能不会像作为显著在研究了以往作品的纯基础的铝金属基复合材料的情况下 (et 2013; 2002)。此外，还应该注意的是， 间的峰值温度低于合金的熔点，因此，热应力的收缩 期间以下的处理相比，其他复合材料制造技术可被抑制的效果。但是，应当认为，本 31D - 60比，铝的 l - B 4 使增强粒子的浓度为低。因此它很可能是基体合金有助于硬度以及由于固溶强化，并在室温下 比，作为烧结的复合材料以下 硬度值随碳化硅馏分，由于钢筋的分布更加均匀，粒子结块，分散，和孔隙率下降。还应该考虑到其它机制，例如 的增强的硬度值。 四、结论 使用 结方法制造的 间，在搅拌区的物料流 然而，当用 16 体积的 样品处理有残留孔和缺乏整合。这可能是由于在初始密度低（理论值的 ，在压实的材料，这可能是由于所用的细颗 13 粒的更大的表面积。这是由于在颗粒的分布和消除孔隙率的提高摩擦搅拌处理后，在所有样品的硬度增加了观察。最初的 少对摩擦搅拌处理的样品的硬度 值的初始 硬度与摩擦搅拌处理的样品中的 这方面，一个可能的量化的线性相关性已被提出。 致谢 该项目由财政自然科学和加拿大（ 国防研发加拿大工程研究理事会的支持。作者感谢乔伊斯林的样品制备援助。 13 (2013) 1900 1907rn al h om l/ 5 013of M to in a iC l 2024/of of et 2006; 2004)(1998)or by is as or of by of to of et 1994). To et of a l/ +H. to by et (2010) SP to a in to in a of .5 to 2010) l/be 00 V to of of of An in of of be un 2011)SP to of lTa It in In a et 2013) SP on l/in 2013 H. , A. C. &D 3K 5r t i c l e i n f 0 012in 01315 013b s t r a c 30 HV 45 6 is a by 6G 22L 3to of l 6 iC 490N 00 of 90N iC 77 HV by SP iC iC in of 2013 H. in an 1 30 in an 9 03 HV in et 2001), et (1998) M et (2010)H. et (2013) 1900 1907 19011. (a) of 31D a b) (c) It et 2011), in in SP in to it SP be to a SP by a a, 2005). of on of SP (a) 4 (b) 8 c) 16 as an of a 2009; 2006; et 2008). It be by is SP is 2007; et 2003; 2003). to is by SP a of to on of is to SP of 90N 00 1902 H. et (2013) 1900 1907n u e in by 31D iC 00C 0 05C, in a 31D,is to be a l 7075. 0th in 92629262m, be to 90N 00 iC to , 8 6 on a a 4 .7 mm .1 mm at as in a et 2009). a 12 mm 54 8 mm/a of of of SP 3. 90N (a) 4 (b) 8 c) 16 in H. et (2013) 1900 1907 1903of g/g/%) (%)800 4 6 6 by 5 s % of a A 15 or a To of of on A H1 00 g to of of it is is of of 31D is 1, of is in 1b c, be is 4. 00 (a) 4 (b) 8 c) 16 in 1904 H. et (2013) 1900 19075. of iC at 7. of in 90N) is on et 2006)iC of 90N) in is of et 1994) or et 1992)of SP iC 2. SP be 2 be of 3 of , 8, 6 490N 00of of as 31D. iC as of of iC to in in a of
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