原位铝基复合材料制备及搅拌摩擦加工

摘要

原位铝基复合材料，由于增强颗粒是通过化学反应从铝基体中原位形核、长大的热力学稳定相，因而具有高比强度、比模量等优点，有望在航空、航天、交通运输等行业得到广泛应用。然而，该类复合材料仍存在一些问题（如颗粒团簇，铸造缺陷，基体晶粒粗大等），力学性能提升并不明显。常见的二次加工手段，如轧制、挤压、锻造等虽能有效消除缺陷及细化晶粒，但对于颗粒团簇的改善效果有限。本论文针对上述问题，采用直接熔体反应法/混合盐法分别制备了Al3Ti/Al(A356)、ZrB2/6061Al和ZrB2/2024Al复合材料，主要研究了不同尺度增强颗粒的团簇结构及形成机理，在此基础上，揭示了颗粒团簇对原位铝基复合材料组织和性能的影响。为了破碎团簇，弥散颗粒，使用搅拌摩擦加工(FSP)工艺对上述复合材料进行二次加工，定量描述了复合材料中颗粒、第二相和晶粒度的演变过程，分析了FSP道次、增强颗粒含量和第二相形态变化对FSP复合材料组织和性能的影响。
　　内生Al3Ti颗粒的形貌及分布与反应体系、熔体温度和基体合金成分有关。750℃下熔体搅拌15min，Ti-Al体系未完全反应，除了Al3Ti外，基体中还发现了Al3Ti反应层包裹Ti的壳-核结构，表明Al3Ti形成为固-液界面反应机制;同样条件下，K2TiF6-Al体系反应彻底，Al3Ti主要通过溶解-析出机制从氟盐/铝双层熔体界面形核、生长。对于K2TiF6-Al体系，当熔体温度在700～800℃时，Al3Ti为块状（10～20μm），分布于晶内;而在900℃时，Al3Ti为杆状，长径比高达10～20，呈穿晶分布;水淬实验揭示了Al3Ti形貌演变过程:类球形(900℃)→块状(850℃)→短棒(800℃)→长杆(750℃)，证实了Al3Ti形态改变主要发生在高温熔体的凝固阶段。K2TiF6-Al体系所制备的6vol.％Al3Ti/A356复合材料中，少量Al3Ti位于晶内，而大部分以团簇形式与共晶Si交错，分布于晶界/枝晶臂，这是由于Al-Si合金熔体粘度降低，使得Al3Ti颗粒被固/液界面排斥，最终偏聚为团簇。
　　随FSP道次增加，Al3Ti/A356复合材料的组织均匀性不断提高，同时Si及Al3Ti颗粒尺寸减小。Si形态变化取决于热机效应，其中累积塑性应变连续破碎共晶Si，反复热循环则促使晶内析出纳米/亚微米Si; Al3Ti主要受应力场作用，颗粒尖角发生钝化，FSP-4p后粒径可细化到6.9μm。随着Al3Ti、Si体积分数增加，颗粒/基体界面可动位错源增多，动态再结晶加速;同时这些颗粒还能抑制再结晶晶粒长大，所以基体晶粒度最终可细化到0.8μm。FSP-Al3Ti/A356复合材料的强度和延伸率均随着道次增加而提高，主要强化机制包括:载荷传递、细晶强化、Orowan强化和CTE强化。FSP-1p时Orowan强化对屈服强度贡献最大，而随着道次增加，细晶强化机制成为主要的贡献源，Orowan强化效应减少，主要源于晶内纳米Si粒子的减少。
　　采用K2ZrF6-KBF4-Al体系成功制备出1～3vol.％ZrB2/6061 Al纳米复合材料，其中内生ZrB2颗粒平均粒径为130±50nm，呈多边形或近六边形，以絮状团簇形式较均匀分布于基体;团簇出现与反应路径有关——600rpm的强力搅动使Al与乳化盐液滴直接反应，ZrB2从液滴内形核析出、长大，最终形成纳米颗粒团簇。团簇形态取决于ZrB2体积分数。当ZrB2含量≤2vol.％时，出现Ⅰ（＜10μm）和Ⅱ（20～60μm）类团簇，分别位于晶内和晶界/枝晶臂;而ZrB2增至3vol.％时，还出现Ⅲ(～120μm)类团簇，仅位于晶内。其中Ⅰ类通过弥散强化和塑性滑移带方式增强增塑;Ⅱ类主要通过细晶强化和等轴韧窝方式增强增塑;Ⅲ类则因应力集中易生裂纹，对塑性不利，但可通过载荷传递增强。
　　FSP-1p后搅拌区出现了特殊的层状结构，这与搅拌针几何形状所主导的材料流变密切相关，其中螺纹槽内可有效破碎团簇、弥散纳米颗粒，形成均匀区。随着FSP道次增加，2vol.％ZrB2/6061Al纳米复合材料的组织均匀性不断提高，具体表现为均匀区扩大和晶粒细化;相应的硬度、强度和延伸率增加。由于弥散纳米颗粒能有效钉轧位错和亚晶界，随ZrB2体积分数增加，FSP-4p复合材料的晶粒尺寸减小;同时，B纤维织构强度减弱，表明复合材料在FSP过程中主要承受搅拌针螺纹的剪切力作用。
　　采用K2ZrF6-KBF4-Al体系成功制备出2vol.％ZrB2/2024 Al纳米复合材料，内生ZrB2纳米颗粒以团簇形式较均匀地分布于基体，由于2024Al中含有较高的溶质元素，使得团簇结构复杂化，内部出现Cu、Mg包覆ZrB2粒子的聚集体，周围为较弥散的ZrB2纳米颗粒。通过控制冷却速率改善复合材料中的ZrB2团簇形态及分布，对限制晶粒生长非常有效。当冷却速率为68.4℃/s时，团簇以～10μm个体与θ+S交织于相界面，构成细小胞状枝晶;随着冷却速率降低，团簇被推移至晶界/枝晶臂处，发生局部偏聚，对晶粒限制生长作用减弱，相应的枝晶尺寸和枝晶臂长大。T6热处理使得θ+S相重溶并析出为半共格的S'相，团簇形态保持不变。复合材料和基体合金的屈服强度对冷速不敏感，源于晶界/枝晶臂处的第二相(θ+S)及团簇对晶内位错增殖和运动并无直接贡献;随冷速提高，基体合金静力韧度增加，而复合材料只有达到68.4℃/s才有所改善。T6热处理后，析出相在不同程度上改善了复合材料和基体合金的强度和塑性，而团簇对基体具有明显的增强增塑效果，主要体现为静力韧度提高。
　　对于2vol.％ZrB2/2024Al复合材料，水冷辅助连续FSP-2p可以快速获得均匀的搅拌区，其流变行为与ZrB2/6061Al不同，由基体合金的本征物性（如热塑性、高温强度、摩擦系数等）所主导。FSP复合材料中ZrB2纳米弥散颗粒和Al2Cu析出相数量取决于板材初始状态。铸态中θ相部分破碎成1～2μm颗粒，部分重溶-析出为Al2Cu纳米相;而T6态则完全以Al2Cu和θ

目录

声明

摘要

1．1 引言

1．2 原位铝基复合材料

1．2．1 主要制备方法

1．2．2 原位颗粒形成机制

1．2．3 力学性能

1．3 搅拌摩擦加工

1．3．1 主要工艺参数

1．3．2 材料流变可视化

1．3．3 材料流变模型

1．4 搅拌摩擦加工制备／改性铝基复合材料

1．4．1 外加复合材料制备／改性

1．4．2 原位复合材料制备

1．5 本文研究目的及主要内容

第二章 实验材料及方法

2．1 实验材料

2．1．1 基体材料

2．1．2 原位增强颗粒

2．2 原位铝基复合材料制备及搅拌摩擦加工

2．2．2 ZrB2／6061Al和ZrB2／2024Al制备

2．2．3 搅拌摩擦加工

2．3 复合材料组织分析

2．3．1 元素成分分析

2．3．2 物相分析

2．3．3 微观组织分析

2．4 材料性能测试

2．4．1 显微硬度

2．4．2 室温拉伸性能

第三章 Al3Ti／Al(A356)复合材料制备及搅拌摩擦加工

3．1 引言

3．2．1 反应组元选择

3．2．2 反应温度选择

3．2．3 Al3Ti／A356复合材料的组织特征

3．3 Al3Ti／A356复合材料的搅拌摩擦加工

3．3．1 FSP对复合材料组织的影响

3．3．2 FSP对复合材料力学性能的影响

3．4 本章小结

第四章 ZrB2／6061Al纳米复合材料制备及搅拌摩擦加工

4．1 引言

4．2．1 复合材料物相及组织特征

4．2．2 ZrB2体积分数对复合材料组织的影响

4．2．3 ZrB2体积分数对复合材料力学性能的影响

4．3 ZrB2／6061Al纳米复合材料的搅拌摩擦加工

4．3．1 FSP道次对复合材料组织的影响

4．3．2 ZrB2体积分数对FSP复合材料组织的影响

4．3．3 FSP复合材料的力学性能

4．4 本章小结

第五章 ZrB2／2024Al纳米复合材料制备及搅拌摩擦加工

5．1 引言

5．2．1 复合材料物相及组织特征

5．2．2 工艺参数对复合材料组织的影响

5．2．3 复合材料力学性能

5．3 ZrB2／2024Al纳米复合材料的搅拌摩擦加工

5．3．1 FSP工艺改进

5．3．2 初始状态对FSP复合材料的影响

5．4 本章小结

6．1 主要结论

6．2 创新点

参考文献

致谢

在学期间发表的学术论文及其他科研成果