旋转摩擦挤压加工对不同时效态6061铝合金显微组织和力学性能的影响

采用旋转摩擦挤压(rotational friction extrusion,RFE)工艺对不同时效态6061铝合金进行加工,研究RFE对不同时效态6061铝合金显微组织和力学性能的影响。结果表明:RFE能够破碎6061铝合金中的难熔AlFeMnSi相,导致合金中的AlFeMnSi相细小且分布均匀。预析出粗大Mg2Si相在RFE加工过程中摩擦热和变形作用下,回溶后重新析出,致使预析出粗大Mg2Si相对材料动态再结晶中的粒子激发形核(particle stimulated nucleation,PSN)机制无影响,RFE加工后的晶粒尺寸变化较小。RFE使淬火态6061铝合金强度下降,但长时间时效态6061铝合金经RFE加工后强度得到提升。然而,RFE加工的材料内部存在孔洞,合金断后伸长率降低。

旋转摩擦挤压7075铝合金组织及第二相形貌

采用旋转摩擦挤压法(RFE)加工T6态7075铝合金,对挤压后的7075铝合金进行热处理,观察了7075铝合金的显微组织和第二相变化,测试了加工后材料的显微硬度。结果表明,RFE态的7075铝合金为未完全再结晶的细小等轴晶,平均晶粒尺寸约为15μm。经热处理后,铝合金中未发生再结晶的晶粒继续完成再结晶,晶粒尺寸进一步细化均匀,约为8μm。RFE加工使7075铝合金中保留的初生金属间化合物尺寸变小,原沉淀析出的第二相(MgZn_2相)在RFE加工过程中大部分发生重溶,未重溶的MgZn_2相发生粗化,经热处理后7075铝合金中析出的MgZn_2相尺寸细小,呈弥散分布。RFE态7075铝合金显微硬度低于基材,但经T6热处理后,其硬度为177.5HV,高于基材,7075铝合金中第二相对基体的强化效果较细晶强化作用更显著。

旋转摩擦挤压加工CNTs/Al复合材料的线材组织和性能

采用旋转摩擦挤压加工方法制备体积分数分别为0、3.8%、4.5%和5.3%(体积分数)的碳纳米管增强铝基复合材料线材,进行复合材料线材显微组织观察和力学、电学性能分析。结果表明:经旋转摩擦挤压后,复合材料线材的晶粒较搅拌摩擦加工试样有所拉长和长大,但仍为超细晶结构;复合材料线材中的碳纳米管沿着挤压方向呈取向排列均匀分布于铝基体中。随着碳纳米管体积分数的增加,复合材料线材的显微硬度、抗拉强度以及电阻率均逐渐增加,且均高于同CNTs体积分数的搅拌摩擦加工块体复合材料试样,但塑性有所降低。

旋转摩擦挤压法制备Al-Mg合金的组织和力学性能

采用旋转摩擦挤压法(RFE)制备了不同Mg含量的Al-Mg铝合金,对其进行力学性能测试和显微组织观察。结果表明:退火态的5A06基材经RFE加工后,晶粒明显细化,抗拉强度和伸长率同时提高。采用5A06和AZ31B为基材经RFE加工制备Al-Mg合金后,合金抗拉强度随Mg含量的增加而增加,但伸长率却随合金Mg含量的增加而降低;高Mg含量的Al-Mg合金晶粒可进一步细化,这是由于高Mg含量的Al-Mg合金中存在Al_(3)Mg_(2)相,可以作为动态再结晶的形核点,促进动态再结晶。然而,Al_(3)Mg_(2)相的存在会降低合金的伸长率。

热处理对旋转摩擦挤压合金化Ti-Al系合金织构与晶粒错位角分布的影响

利用EBSD技术对旋转摩擦挤压合金化Ti-Al系合金和热处理后合金进行微区织构和晶粒取向分析。研究结果表明,旋转摩擦挤压合金化Ti-Al系合金是由多相组成,不同相的织构各不相同,其中Al2Ti相晶粒择尤取向为{12,-3,7}﹤9,-8,12﹥,经热处理后合金中Al2Ti相依然存在织构,但其择优取向发生变化,变为{19,4,0}﹤-4,19,6﹥。Ti-Al系合金晶粒错位角主要以大角度晶界为主,小角度晶界很少;热处理后合金中的晶粒错位角角度范围缩小,其中大部分为大角度晶界,小角度晶界进一步减少,且整个晶界数量相对初始试样下降了一个数量级。

旋转摩擦挤压制备MWCNTs/Al复合材料的组织及磨损性能

采用旋转摩擦挤压(RFE)法制备多壁碳纳米管增强铝基(MWCNTs/Al)复合材料,分析MWCNTs/Al复合材料的显微组织、硬度和磨损性能。结果表明:用RFE法可制备具有一定形状尺寸的块体MWCNTs/Al复合材料;复合材料的成形质量好,显微组织为经动态再结晶后的细小等轴晶,MWCNTs在铝合金基体中分布均匀。复合材料的硬度随着MWCNTs体积分数增加先增加后降低,当MWCNTs体积分数为4%时,硬度是经RFE加工后基材的1.2倍。MWCNTs在复合材料磨损过程中起润滑作用,有助于降低MWCNTs/Al复合材料的磨损量提高复合材料的耐磨性。随MWCNTs体积分数的增加,复合材料的磨损率降低,当MWCNTs体积分数大于3%后磨损率变化较小。这是由于MWCNTs体积分数的增加,磨损机制发生变化,即由黏着磨损和轻微磨粒磨损转变为剥层磨损和磨粒磨损。

旋转摩擦挤压制备MWCNTs/Al复合材料的界面微观结构

采用旋转摩擦挤压法制备多壁碳纳米管增强铝基(MWCNTs/Al)复合材料,通过高分辨透射电镜观察MWCNTs/Al复合材料的界面结构,并对界面反应进行研究。结果表明:在MWCNTs/Al复合材料中Al-C之间发生界面反应,两者之间的反应产物为Al4C3,其晶面间距为0.827nm,为(003)晶面;Al基体的(111)晶面与MWCNTs的(002)晶面及Al4C3的(003)晶面的界面结合良好,界面存在MWCNTs(002)∥Al4C3(003)的晶体学位相关系。

Ti-Al系合金旋转摩擦挤压合金化的Miedema半经验热力学分析

根据Miedema半经验理论,建立Ti-Al系合金旋转摩擦挤压合金化形成过程的热力学模型,分别计算了合金结构呈无序固溶体、非晶态和有序金属间化合物的形成自由能。利用X射线衍射仪对不同成分比(χAl为0.66和1.38)Ti-Al系混合物旋转摩擦挤压合金化材料进行物相分析,并与建立的热力学公式所计算结果进行对照,从而验证Midema半经验热力学理论模型在旋转摩擦挤压合金化过程中热力学分析的正确性。

旋转摩擦挤压法制备CNTs/5A06铝基复合材料的摩擦磨损行为

添加体积分数3%碳纳米管(CNTs),应用旋转摩擦挤压(RFE)法制备了CNTs/5A06铝基复合材料,研究了其显微组织、显微硬度和耐磨性能,并与RFE加工前后5A06铝合金的进行了对比。结果表明:RFE加工后铝合金组织由RFE加工前的粗大长条状晶粒变为细小等轴晶,但显微硬度增幅不明显,复合材料的晶粒进一步细化,硬度明显增加;RFE加工对铝合金摩擦因数与磨损率的影响较小,复合材料的摩擦因数与磨损率则分别比RFE加工前铝合金的降低了17.6%,34.7%;复合材料磨损表面光滑完整,存在塑性变形和少量犁沟,磨损机制为表面塑性变形和轻微的磨粒磨损,RFE加工前后铝合金的磨损表面均存在较多凹坑和犁沟,磨损机制为黏着磨损和磨粒磨损。

旋转摩擦挤压法制备CNTs/Mg复合材料的组织和力学性能

通过显微硬度和抗拉强度试验、X射线衍射仪、扫描电镜和金相显微镜观察,研究经旋转摩擦挤压法制备的CNTs/Mg复合材料的组织及性能。结果表明:CNTs/Mg复合材料的组织为细小等轴晶,且随着CNTs含量的增加,复合材料晶粒尺寸逐渐细化,当CNTs含量为5%时,晶粒尺寸最小,由63μm减小至3.79μm,为AZ91基材晶粒尺寸的6.01%。经过旋转摩擦挤压加工后基材内第二相β-Al12Mg17相的量减少,CNTs的加入使复合材料中出现了Al4C3相,且第二相β-Al12Mg17相网状结构消失。加工后的镁合金抗拉强度提高,最大值为330.9 MPa,较原基材提高了90.6%,当CNTs含量小于2%时,复合材料强度高于原基材。复合材料硬度随着CNTs含量的增加呈先增加后降低的趋势,当CNTs含量为2%时,硬度最高,达101.3HV,比AZ91基材提高了40.3%。

旋转摩擦挤压法制备CNTs/Al线材初探

探索用旋转摩擦挤压法制备CNTs/Al复合线材,并对制备的纯铝线材和CNTs/Al复合线材的宏观形貌、微观组织和拉伸性能进行分析。结果表明,采用旋转摩擦挤压法可制备出内部无缺陷的CNTs/Al复合线材;制备出的CNTs/Al复合线材的晶粒明显比纯铝挤压线材的晶粒更加细小,且拉伸强度提高,制备出的CNTs/Al复合线材的拉伸强度比纯铝挤压线材提高了约27%。

旋转摩擦挤压合金化制备Ti-Al金属间化合物工艺研究

采用显微硬度(HV)和X射线衍射(XRD)分析了旋转摩擦挤压合金化制备的Ti-Al金属间化合物。结果表明:通过旋转摩擦挤压法可制备出Al3Ti相Ti-Al金属间化合物;当搅拌棒的旋转速度为750r/min时,可提高Ti的反应程度,有利于反应的进行,并可获得成分分布均匀的Ti-Al金属间化合物。经过750r/min、23.5mm/min的旋转摩擦挤压5道次后,Ti的反应程度达78.96%,合金化区域的平均显微硬度在90HV左右。

基于旋转摩擦挤压法制备CNTs/Al复合材料的显微组织

采用旋转摩擦挤压法制备CNTs/2024Al复合材料,并利用电子背散射衍射技术对复合材料的晶体取向、晶粒尺寸、取向差分布和织构进行分析。结果表明:铝基材的组织为粗大的板条状,其平均晶粒尺寸为48.67μm,大角度晶界含量为24.4%;经RFE加工后,铝基材变为动态再结晶后的细小等轴晶,平均晶粒尺寸减小为3.22μm,大角度晶界含量增加至63.9%。当CNTs含量增加至5%时,CNTs/2024Al复合材料平均晶粒尺寸减小至1.97μm,大角度晶界含量增加至82.7%,CNTs的加入阻止复合材料的晶粒长大。经RFE加工后,铝基材的最大极密度由10.8降低为4.18,轧制织构强度减弱;CNTs的加入对复合材料的织构强度具有弱化作用。

旋转摩擦挤压合金化法制备Al_3Ti金属间化合物

采用自制旋转摩擦挤压合金化设备以纯铝板和纯Ti粉为原材料制备了Al-Ti金属间化合物。利用扫描电子显微镜、能谱仪、透射电子显微镜以及X射线衍射仪对合金化产物的微观组织结构及相组成进行了分析,并对其显微硬度进行了测量。结果表明:原材料Al、Ti在摩擦棒的剪切与强烈挤压力的共同作用下,能够在固态下发生合金化反应,生成Al3Ti金属间化合物相,其晶粒尺寸约为500nm,且基体铝中的位错较多,呈卷曲无规则排列状态。合金化产物平均硬度值HV达到1080MPa,为原始纯铝硬度的4倍。

旋转摩擦挤压加温法制备金刚石表面Ti涂层

为了实现金刚石表面金属化,提出了一种旋转摩擦挤压加温法在人造单晶金刚石表面制备Ti涂层。利用SEM和XRD,分析了Ti涂层内表面的微观形貌和界面间的物相组成,并采用能谱仪进行了元素分析,研究了扩散退火温度和保温时间对Ti涂层内表面物相组成的影响,并分析了金刚石/Ti涂层的界面形成机制。研究结果表明:经过旋转摩擦挤压涂覆,在金刚石表面形成了均匀、致密的Ti涂层。经过600℃保温0.5 h的扩散退火,Ti涂层内表面生成了点状的TiC晶粒,实现了金刚石与Ti涂层的化学结合。随着扩散退火温度的升高与保温时间的延长,TiC晶粒形貌由点状生长为棒状,界面TiC含量随扩散退火温度提高而增加。旋转摩擦挤压加温法在金刚石表面形成Ti涂层可分为五个阶段,即旋转摩擦挤压初始阶段、初级扩散阶段、二级扩散阶段、TiC成核阶段和TiC生长阶段。

旋转摩擦挤压制备石墨烯增强铝基复合材料的微观结构与力学性能

将石墨填入纯铝1060板材中,通过旋转摩擦挤压(RFE)的方法实现石墨的原位剥离而制备石墨烯增强铝基复合材料,研究了石墨与基体组织的演变、复合材料的界面结构与力学性能。结果表明,石墨在RFE大塑性变形作用下分散于基体的同时,被破碎并原位剥离出大量5~12层的石墨烯,添加石墨使基体晶粒得到明显细化、大角度晶界增加;石墨破碎产生大量的边缘缺陷有利于原子的扩散,结果在石墨烯和基体间易形成扩散界面,比机械结合界面更有利于载荷的传递;可能主要归因于载荷传递和Hall-Petch强化,添加石墨使材料的力学强度明显提高,特别当添加石墨质量分数0.82%时,复合材料的屈服强度和抗拉强度达到76.4和163.2 MPa,较同等条件RFE的基体分别提高了91%和71.4%,取得了较好的增强效果,此时复合材料的延伸率虽比基体有所下降,但也达到25.3%,有较好的强塑性配合。

Ti-Al系金属间化合物在均匀化热处理中的微观结构演变

采用旋转摩擦挤压合金化技术制备Ti-Al合金试样,随后对其进行均匀化热处理以获得原位自生Ti-Al金属间化合物.利用SEM、EDS、XRD和EBSD等方法分析了均匀化热处理下Ti-Al试样微观结构的演变.结果表明:均匀化热处理后,组织发生了回复与再结晶现象,晶粒发生明显长大;同时,随着均匀化温度从450℃增至550℃,单质Ti不断减少,试样中出现亚稳相TiAl2和平衡相TiAl3.与室温试样相比,试样在500℃保温5h后,晶粒尺寸增大了4倍,TiAl3晶粒织构从初始的(9211)[0112],演变为(7911)[7811];而试样晶粒取向差范围从初始的3.8° ~114.4°缩小到3° ~92°,同时晶粒内部的晶界数量较原始晶粒下降了一个数量级.