6066Al-SiC-,p-復合材料彈性模量、內(nèi)耗及加工制備的研究.pdf

1、本文對6066A1／SiC<,0>復合材料SiC<,0>含量和復合材料彈性模量的測定和計算、內(nèi)耗性能、熱處理工藝，以及界面特征、斷裂行為和斷裂路徑進行了研究，通過熱壓縮變形建立了6066A1／SiC<,0>復合材料在高溫變形的流變應力方程，利用數(shù)值計算模擬研究了其加工過程中擠壓力等參數(shù)變化規(guī)律。通過上述研究得到的主要結(jié)果如下。 l、6066AI／SiC<,0>復合材料的彈性模量E<,0>在所研究的SiC<,0>體積分數(shù)范圍內(nèi)(％

2、<40％)與SiC<,0>體積分數(shù)(％)基本成正比，對實驗數(shù)據(jù)進行擬合得出：對于粉末冶金復合材料：E<,C>(GPa)=69.8+1.795;對于噴射沉積復合材料：E<,c>(GPa)=69.8+1.402,而引入J因子按照來計算、預測不同體系復合材料的彈性模量，選擇合適的J因子計算的彈性模量與實測值非常接近，對于6066A1／SiC<,n>復合材料體系，T=0.1; 2、6066A1／SiC<,0>復合材料和6066AI合金的

3、內(nèi)耗值均隨所測試頻率增高而增加，隨測試溫度升高而增大；6066A1／SiC。復合材料的內(nèi)耗值比6066 Al合金內(nèi)耗性能高,特別是在高溫階段比6066A1合金內(nèi)耗值高得多；6066A1／SiC<,0>復合材料和6066AI基體合金在300K～420K時的內(nèi)耗主要是位錯內(nèi)耗，在420K以上的高溫下內(nèi)耗主要由界面微滑移引起; 3、DTA分析結(jié)果表明，粉末狀態(tài)材料的固相點和液相點比鑄造狀態(tài)的基體合金的固相點和液相點分別約低10℃；60

4、66AI／SiC<,0>復合材料的最佳固溶溫度為520℃，最佳固溶時間為100分鐘，時效溫度為160℃，6066AI／SiC<,0>復合材料的峰時效時間比6066A1基體合金峰時效時間縮短，PM6066AI合金以及PM6066AI／SiC。復合材料的固溶、時效基本規(guī)律與IM6066AI合金的相似；6066AI／SIC<,0>復合材料的Al基體中的大量位錯和界面促進了第二相的形核，加速了6066AI／SiC<,0>復合材料的時效過程;

5、 4、淬火后停留使PM 6066A1／SiC<,0>復合材料抗拉強度、屈服強度和硬度下降，塑性提高；6066AI／SiC<,0>復合材料淬火后停留時間越長硬度下降越多，6066AI／SiC<,0>復合材料的強度下降速度比PM6066A1基體合金強度下降速度慢; 5、采用粉末冶金方法和噴射沉積方法制備的6066A1／SiC<,0>復合材料中，SiC<,0>與Al基體沒有界面反應發(fā)生； 6、對6066A1合金實現(xiàn)有效強化

6、而不至于使6066A1／SiC<,P>復合材料塑性降低太多的sjC<,P>粒子的最小體積含量計算結(jié)果為8.1％； 7、粉末冶金制備的6066AI／SiC<,P>復合材料以SiC<,P>／Al界面開裂和SiC<,P>顆粒開裂為主要裂紋源，裂紋擴展主要沿SiC<,P>／Al界面和SiC<,P>顆粒中形成的裂紋進行；噴射沉積方法制備的6066AI／SiC<,P>復合材料斷裂機制主要表現(xiàn)為SiC<,P>／Al界面開裂、SiC<,P>顆粒

7、從Al基體脫落形成空洞，在6066Al合金基體中形成裂紋，裂紋主要沿SiC<,P>顆粒脫落后形成的空洞連接形成的宏觀裂紋擴展； 8、在變形溫度為350-500℃，變形速率在0.05-50S<'-1>條件下進行的高溫變形研究表明，熱壓縮變形程度對6066Al／SiC合金的流變應力沒有明顯影響，但與應變速率和SiC粒度有關(guān)；6066Al／SIC<'P>復合材料的流變應力大于基體6066 Al合金的流變應力；所有材料在同一應變速率下流

8、變應力隨溫度的提高而降低，在同一變形溫度下材料流變應力隨應變速率的增大而提高；SiC<'P>含量提高可以增加材料的流變應力；6066Al合金和6066AI／SIC<,P>復合材料相對軟化S<,r>隨應變增加而增加，6066A1基體合金的相對軟化S<,r>比6066AI／SIC<,P>復合材料的大，復合材料中含SiC<,P>的數(shù)量越多，相對軟化S<,r>越低； 9、熱擠壓后復合材料呈現(xiàn)出明顯的帶狀組織；其致密程度隨擠壓比的增大而