原位顆粒增強鋁基復合材料的塑性變形行為及性能研究.pdf

1、原位顆粒增強鋁基復合材料不僅具有密度小、比強度高、比模量高、適應規(guī)?；a等優(yōu)點，而且可避免外加顆粒所產生的表面污染、界面結合差、易生成脆性相等缺點，是最具競爭力的高性能金屬基復合材料之一，在航空、航天、國防及先進制造業(yè)等高技術領域具有廣闊的應用前景。然而，該材料由于大量增強顆粒的存在，使得其塑性成形加工性變差，特別是形狀復雜的構件難以成形，這在很大程度上限制了它的應用和發(fā)展，因此，探索原位顆粒增強鋁基復合材料高應變速率超塑性研究，有望

2、成為解決這一不足的有效途徑。本文成功原位合成了硼化物和金屬間化合物顆粒增強鋁基復合材料，研究不同塑性變形方式（鍛、擠、軋和攪拌摩擦）對原位顆粒增強鋁基復合材料微觀結構與力學性能影響規(guī)律，并對原位顆粒增強鋁基復合材料超塑變形行為與機理進行深入分析，確定實現原位顆粒增強鋁基復合材料高應變速率超塑性的方法及最佳超塑變形參數，建立超塑性變形機制模型，最后對不同變形態(tài)原位顆粒增強鋁基復合材料摩擦磨損性能進行表征及磨損失效機制分析，為原位顆粒增強鋁

3、基復合材料的超塑性成形及推廣應用提供理論和實驗依據。
　　本文設計采用Al-K2ZrF6-KBF4、 Al-K2ZrF6、 Al-K2TiF6-KBF4、Al-K2TiF6反應體系，通過聲磁耦合原位熔體直接反應法，成功合成了Al-Zr-B系和Al-Ti-B系復合材料，具體分別為:ZrB2/6063Al、Al3Zr/6063Al、ZrB2/2024Al、TiB2/6063Al和Al3Ti/2024Al復合材料。通過計算表明，原位合成

4、的硼化物和金屬間化合物增強顆粒與基體α-Al晶格原子點陣錯配度均小于9％，且具有共格對應晶面，可作為異質形核核心，并有效抑制基體α-Al晶粒長大，增強顆粒含量越高，基體晶粒細化效果越明顯。
　　塑性變形前后復合材料微結構對比研究表明:塑性變形方式不同，原位顆粒增強鋁基復合材料微結構變化行為不同。鍛壓塑性變形后復合材料基體晶粒垂直于鍛壓方向伸長，形成流線型纖維織構，增強顆粒發(fā)生微量偏移和轉動，隨著鍛壓塑性變形量增大，大尺寸長條狀Al

5、3Zr和Al3Ti增強顆粒斷裂，呈現短棒狀或多邊形小塊狀分散在基體中，顆粒分布的均勻性得到改善。軋制塑性變形加工后，復合材料基體晶粒組織呈條帶纖維狀，晶粒寬度在3～5μm，基體晶粒位向發(fā)生擇優(yōu)取向，由雜亂趨向于一致，均朝向利于軋制方向伸展，增強顆粒團聚消失。擠壓塑性變形后復合材料基體呈現規(guī)則的束狀纖維晶，晶粒直徑尺寸約為5～15μm，增強顆粒尺寸細化明顯，顆粒尖角部分圓鈍化，其呈彌散狀態(tài)。攪拌摩擦塑性變形后復合材料基體晶粒非常細小，尺寸

6、達到10μm以下，部分實現超細晶，鑄態(tài)中原團聚的增強顆粒被破碎分散，尺寸范圍約為0.1～5μm，分布均勻。TEM分析表明塑性變形未損傷原位顆粒增強鋁基復合材料特有的界面優(yōu)勢，界面純凈無脆性相。此外，塑性變形對鑄態(tài)組織中氣孔、疏松等缺陷有顯著的改善作用。
　　XRD分析表明:塑性變形引起復合材料基體內部不同程度微應力集聚，致使復合材料中鋁基體α-Al相晶面(111)、(220)等方向衍射峰向右偏移，對應衍射峰半高寬變寬，塑性變形使復

7、合材料基體晶粒發(fā)生擇優(yōu)取向扭轉、產生畸變等，同時造成位錯增殖與塞積。TEM分析表明:不同塑變方式會產生位錯分布不同;鍛壓塑變后復合材料中基體內部位錯數量多于原始鑄態(tài)，呈規(guī)則、單向排列;攪拌摩擦塑性變形后位錯相互纏繞，交錯無序，交結成網狀，晶界模糊彎曲;軋制塑性變形后位錯線整齊，出現明顯滑移帶，晶界平直。通過“W-A”法計算位錯密度排序為:FSP＞軋制＞鍛壓＞擠壓＞鑄態(tài)。
　　力學性能與機理研究表明:不同塑性變形方式對原位顆粒增強鋁

8、基復合材料性能影響不同，傳統(tǒng)塑變方法鍛、擠、軋對原位顆粒增強鋁基復合材料抗拉強度、硬度提高較大，但使得常溫塑性下降明顯。大塑性變形攪拌摩擦加工對復合材料的抗拉強度、塑性等綜合力學性能均有提高，尤其是室溫塑性提高近87％。在拉伸溫度480℃和初始拉伸應變速率為0.15 s-1時超塑性實驗表明，僅攪拌摩擦塑性變形后復合材料呈現出超塑性，而擠壓、鍛壓、軋制和鑄態(tài)均未出現超塑性。塑性變形后原位顆粒增強鋁基復合材料強化機制以位錯強化和細晶強化為主

9、，輔助以Orowan強化機制來提升其綜合性能。
　　超塑性拉伸及變形機制研究表明:原位合成的鋁基復合材料超塑性能，隨拉伸溫度和初始應變速率增大，均是先提高后下降，存在最佳超塑性變形條件。當溫度為480℃時，攪拌摩擦態(tài)原位5wt.％Al3Ti/2024Al復合材料在初始應變速率為0.15 s-1時獲得最佳超塑性，伸長率為475.5％。當初始應變速率為0.15 s-1時，拉伸溫度在510℃時獲得最佳超塑性，伸長率為640.3％;隨增強

10、顆粒含量增加，Al3Ti/2024Al超塑性能略有下降。計算攪拌摩擦態(tài)ZrB2/6063Al復合材料450℃、500℃超塑性激活能平均為153.4 KJ/mol，遠高于鋁的晶界擴散激活能，超塑性協(xié)調機制為晶界擴散占主導地位。DSC數據分析表明:ZrB2/6063Al超塑性變形過程中存在微量液相。適量液相松弛應力集中，及時填充晶界滑移造成的間隙空洞，有利于提高超塑性能。然而溫度過高，出現的液相過多，界面結合強度急劇下降，導致晶界失去傳遞載

11、荷和變形能力，超塑性能明顯下降。攪拌摩擦塑性變形鋁基復合材料超塑性變形機理以晶界滑移為主導，微量液相和動態(tài)再結晶協(xié)調完成。超塑性斷裂機制是拉伸變形后期微孔隙形核、長大、連接聚合導致最后斷裂。
　　摩擦磨損性能與機理研究表明:傳統(tǒng)塑變方式鍛、擠、軋對原位合成的復合材料摩擦磨損性能有明顯提升作用，復合材料經鍛、擠、軋方式塑性變形后，基體硬度提高，增強顆粒形貌變圓鈍，分布變均勻，摩擦后磨痕表面更加平整，凹凸差異減小，磨痕粗糙度減小。其摩