原位鋁基復合材料制備及攪拌摩擦加工.pdf

1、原位鋁基復合材料，由于增強顆粒是通過化學反應從鋁基體中原位形核、長大的熱力學穩(wěn)定相，因而具有高比強度、比模量等優(yōu)點，有望在航空、航天、交通運輸?shù)刃袠I(yè)得到廣泛應用。然而，該類復合材料仍存在一些問題（如顆粒團簇，鑄造缺陷，基體晶粒粗大等），力學性能提升并不明顯。常見的二次加工手段，如軋制、擠壓、鍛造等雖能有效消除缺陷及細化晶粒，但對于顆粒團簇的改善效果有限。本論文針對上述問題，采用直接熔體反應法/混合鹽法分別制備了Al3Ti/Al(A356

2、)、ZrB2/6061Al和ZrB2/2024Al復合材料，主要研究了不同尺度增強顆粒的團簇結(jié)構(gòu)及形成機理，在此基礎(chǔ)上，揭示了顆粒團簇對原位鋁基復合材料組織和性能的影響。為了破碎團簇，彌散顆粒，使用攪拌摩擦加工(FSP)工藝對上述復合材料進行二次加工，定量描述了復合材料中顆粒、第二相和晶粒度的演變過程，分析了FSP道次、增強顆粒含量和第二相形態(tài)變化對FSP復合材料組織和性能的影響。
　　內(nèi)生Al3Ti顆粒的形貌及分布與反應體系、熔

3、體溫度和基體合金成分有關(guān)。750℃下熔體攪拌15min，Ti-Al體系未完全反應，除了Al3Ti外，基體中還發(fā)現(xiàn)了Al3Ti反應層包裹Ti的殼-核結(jié)構(gòu)，表明Al3Ti形成為固-液界面反應機制;同樣條件下，K2TiF6-Al體系反應徹底，Al3Ti主要通過溶解-析出機制從氟鹽/鋁雙層熔體界面形核、生長。對于K2TiF6-Al體系，當熔體溫度在700～800℃時，Al3Ti為塊狀（10～20μm），分布于晶內(nèi);而在900℃時，Al3Ti為桿

4、狀，長徑比高達10～20，呈穿晶分布;水淬實驗揭示了Al3Ti形貌演變過程:類球形(900℃)→塊狀(850℃)→短棒(800℃)→長桿(750℃)，證實了Al3Ti形態(tài)改變主要發(fā)生在高溫熔體的凝固階段。K2TiF6-Al體系所制備的6vol.％Al3Ti/A356復合材料中，少量Al3Ti位于晶內(nèi)，而大部分以團簇形式與共晶Si交錯，分布于晶界/枝晶臂，這是由于Al-Si合金熔體粘度降低，使得Al3Ti顆粒被固/液界面排斥，最終偏聚為團

5、簇。
　　隨FSP道次增加，Al3Ti/A356復合材料的組織均勻性不斷提高，同時Si及Al3Ti顆粒尺寸減小。Si形態(tài)變化取決于熱機效應，其中累積塑性應變連續(xù)破碎共晶Si，反復熱循環(huán)則促使晶內(nèi)析出納米/亞微米Si; Al3Ti主要受應力場作用，顆粒尖角發(fā)生鈍化，F(xiàn)SP-4p后粒徑可細化到6.9μm。隨著Al3Ti、Si體積分數(shù)增加，顆粒/基體界面可動位錯源增多，動態(tài)再結(jié)晶加速;同時這些顆粒還能抑制再結(jié)晶晶粒長大，所以基體晶粒度最

6、終可細化到0.8μm。FSP-Al3Ti/A356復合材料的強度和延伸率均隨著道次增加而提高，主要強化機制包括:載荷傳遞、細晶強化、Orowan強化和CTE強化。FSP-1p時Orowan強化對屈服強度貢獻最大，而隨著道次增加，細晶強化機制成為主要的貢獻源，Orowan強化效應減少，主要源于晶內(nèi)納米Si粒子的減少。
　　采用K2ZrF6-KBF4-Al體系成功制備出1～3vol.％ZrB2/6061 Al納米復合材料，其中內(nèi)生Zr

7、B2顆粒平均粒徑為130±50nm，呈多邊形或近六邊形，以絮狀團簇形式較均勻分布于基體;團簇出現(xiàn)與反應路徑有關(guān)——600rpm的強力攪動使Al與乳化鹽液滴直接反應，ZrB2從液滴內(nèi)形核析出、長大，最終形成納米顆粒團簇。團簇形態(tài)取決于ZrB2體積分數(shù)。當ZrB2含量≤2vol.％時，出現(xiàn)Ⅰ（＜10μm）和Ⅱ（20～60μm）類團簇，分別位于晶內(nèi)和晶界/枝晶臂;而ZrB2增至3vol.％時，還出現(xiàn)Ⅲ(～120μm)類團簇，僅位于晶內(nèi)。其中Ⅰ

8、類通過彌散強化和塑性滑移帶方式增強增塑;Ⅱ類主要通過細晶強化和等軸韌窩方式增強增塑;Ⅲ類則因應力集中易生裂紋，對塑性不利，但可通過載荷傳遞增強。
　　FSP-1p后攪拌區(qū)出現(xiàn)了特殊的層狀結(jié)構(gòu)，這與攪拌針幾何形狀所主導的材料流變密切相關(guān)，其中螺紋槽內(nèi)可有效破碎團簇、彌散納米顆粒，形成均勻區(qū)。隨著FSP道次增加，2vol.％ZrB2/6061Al納米復合材料的組織均勻性不斷提高，具體表現(xiàn)為均勻區(qū)擴大和晶粒細化;相應的硬度、強度和延伸率

9、增加。由于彌散納米顆粒能有效釘軋位錯和亞晶界，隨ZrB2體積分數(shù)增加，F(xiàn)SP-4p復合材料的晶粒尺寸減小;同時，B纖維織構(gòu)強度減弱，表明復合材料在FSP過程中主要承受攪拌針螺紋的剪切力作用。
　　采用K2ZrF6-KBF4-Al體系成功制備出2vol.％ZrB2/2024 Al納米復合材料，內(nèi)生ZrB2納米顆粒以團簇形式較均勻地分布于基體，由于2024Al中含有較高的溶質(zhì)元素，使得團簇結(jié)構(gòu)復雜化，內(nèi)部出現(xiàn)Cu、Mg包覆ZrB2粒子

10、的聚集體，周圍為較彌散的ZrB2納米顆粒。通過控制冷卻速率改善復合材料中的ZrB2團簇形態(tài)及分布，對限制晶粒生長非常有效。當冷卻速率為68.4℃/s時，團簇以～10μm個體與θ+S交織于相界面，構(gòu)成細小胞狀枝晶;隨著冷卻速率降低，團簇被推移至晶界/枝晶臂處，發(fā)生局部偏聚，對晶粒限制生長作用減弱，相應的枝晶尺寸和枝晶臂長大。T6熱處理使得θ+S相重溶并析出為半共格的S'相，團簇形態(tài)保持不變。復合材料和基體合金的屈服強度對冷速不敏感，源于晶

11、界/枝晶臂處的第二相(θ+S)及團簇對晶內(nèi)位錯增殖和運動并無直接貢獻;隨冷速提高，基體合金靜力韌度增加，而復合材料只有達到68.4℃/s才有所改善。T6熱處理后，析出相在不同程度上改善了復合材料和基體合金的強度和塑性，而團簇對基體具有明顯的增強增塑效果，主要體現(xiàn)為靜力韌度提高。
　　對于2vol.％ZrB2/2024Al復合材料，水冷輔助連續(xù)FSP-2p可以快速獲得均勻的攪拌區(qū)，其流變行為與ZrB2/6061Al不同，由基體合金的

12、本征物性（如熱塑性、高溫強度、摩擦系數(shù)等）所主導。FSP復合材料中ZrB2納米彌散顆粒和Al2Cu析出相數(shù)量取決于板材初始狀態(tài)。鑄態(tài)中θ相部分破碎成1～2μm顆粒，部分重溶-析出為Al2Cu納米相;而T6態(tài)則完全以Al2Cu和θ"過渡相析出，由于后者釘軋位錯和（亞）晶界質(zhì)點增多，所以其基體晶粒度最小(1.6μm)、LAGBs比例最多(36.8％)。初始狀態(tài)為T6態(tài)的FSP復合材料強度明顯高于初始狀態(tài)為鑄態(tài)時的強度，而延伸率差別不明顯;與