CNTs@TiO_(2)及热挤压对Al7075复合材料磨损性能的影响

用熔铸法制备了Al7075-1%(质量分数)CNTs@TiO_(2)复合材料,通过热挤压工艺对复合材料进行塑性变形。结果表明:CNTs@Ti O_(2)的加入有效地改善了Al7075合金的显微组织,铸态Al7075-CNTs@Ti O_(2)复合材料在经过热挤压变形后,其α-Al和二次相进一步细化。挤压态Al7075-CNTs@Ti O_(2)复合材料的平均显微硬度为178.2HV,与基体合金相比提高了45.6%。挤压态复合材料的磨损率和平均摩擦因数分别为24.3×10^(-3)mm^(3)/m和0.334,相比于基体(68.6×10^(-3)mm^(3)/m和0.401)分别降低了43.2%和16.7%。挤压态复合材料磨损表面的轮廓高度差为22.24μm,相比于基体(52.88μm)下降了57.9%。从磨损机制上看,铸态Al7075合金主要呈现出剥层磨损特征,而挤压态复合材料则主要表现为磨粒磨损。

7075Al/SiCp复合材料的热压缩变形流变应力和组织行为

采用圆柱试样在Gleeble-1500热模拟机上对喷射沉积7075Al／SiCp复合材料进行高温压缩变形实验，实验条件为：变形温度300-450℃，应变速率0．001～1s^-1。结果表明：7075Al／SiCp复合材料的流变应力大小受到变形温度和应变速率的强烈影响，流变应力随应变的增加而逐渐增加，出现一峰值后逐渐下降；流变应力随变形温度的升高、应变速率的降低而降低。可用Zener-Hollomon参数的双曲正弦形式来描述7075Al／SiCp复合材料高温压缩变形流变应力。随着变形温度的升高和应变速率的降低，7075Al／SiCp复合材料热变形过程中SiCp的分布逐渐均匀化，有利其热加工性能的改善。

Al_3Ti/7075铝基复合材料固溶处理工艺研究

研究了固溶处理对制备的Al3Ti/7075铝基复合材料显微组织和力学性能的影响。结果表明:该铝基复合材料存在的第二相颗粒为MgZn2。复合材料经480℃固溶5 h后,复合材料显微硬度达到最大值68.72 HV。随固溶温度升高和固溶时间的延长,第二相颗粒回溶较多,但会发生再结晶,晶粒发生长大。复合材料经T6人工时效后硬度达到83.46 HV。

原位TiC颗粒增强7075Al基复合材料的制备及微观组织

采用原位反应近液相线铸造方法成功制备出4.4%(质量分数)TiC颗粒增强7075 Al基复合材料。对原位反应过程进行了热力学与动力学分析.通过XRD分析及SEM观察显示,原位生成的TiC颗粒与基体润湿良好,且弥散细小均布于7075基体中,晶界上无明显的偏聚.

粉末热压法制备Al_(63)Cu_(25)Fe_(12)准晶颗粒/7075复合材料

采用粉末热压的方法制备了(Al63Cu25Fe12)p/A7075复合材料,颗粒均匀分布在复合材料中。准晶面清晰,颗粒内部反应轻微,经过挤压后复合材料的基体组织呈现出一定的流向分布。时效后有T(AlZnMgCu)沿着基体α(Al)晶界析出。与非连续陶瓷增强金属基复合材料相比,(Al63Cu25Fe12)p/A7075复合材料的时效行为有两个显著特点:一是复合材料在时效6小时达到硬度峰值,基体时效12小时达到峰值;二是复合材料的硬化速率和峰值均高于基体材料。

7075铝基复合材料多级固溶和时效处理工艺

研究了多级固溶和时效处理工艺对制备的Al3Ti/7075铝基复合材料显微组织和力学性能的影响。结果表明,经XRD衍射图谱分析,该铝基复合材料存在的第二相颗粒为MgZn2。复合材料经440℃/3h+480℃/2h处理后,其显微硬度值为110.2HV,硬度比单级固溶提高了10%。在同一固溶温度下,随着固溶时间的延长,第二相颗粒回溶较多,但是会发生晶粒长大现象。基体合金和复合材料在同一温度(120℃)下时效时,复合材料时效速度要比基体合金时效速度快,复合材料的时效峰值硬度为147.73HV。

喷射沉积7075/SiC_p铝基复合材料挤压变形的数值模拟

采用Deform-2D有限元软件对喷射沉积7075／SiCp铝基复合材料挤压变形进行数值模拟。模拟采用的挤压变形条件为：挤压比4-100，锭坯预热温度300-450℃，挤压杆速度2-20mm／s。结果表明：在挤压变形区内应力及温度变化剧烈，且在模子入口处均出现最大值；挤压比和挤压速度越大，应力越大，温度效应也越显著。喷射沉积7075／SiCp铝基复合材料最佳挤压条件为：锭坯预热温度350-400℃、挤压比16-50、挤压杆速度5～15mm／s。数值模拟结果和工艺实验测量值吻合较好。

一种铝基复合材料的制备技术

研究了加工道次对PI颗粒增强Al7075复合材料显微组织、微观硬度和耐磨性的影响。研究表明:FSP技术可以使得材料组织细化、显微硬度提高且磨损体积下降;添加PI颗粒后复合改性层的显微硬度要低于FSP样品的显微硬度,且磨损体积较FSP样品有所下降;增加加工道次可以使得复合改性层的显微硬度提高、磨损体积降低。

SiC颗粒尺寸对喷射共沉积7075Al/SiCp挤压及轧制的组织和性能的影响

研究了喷射共沉积方法制备的7075Al/SiCp复合材料挤压及轧制过程中SiC颗粒的分布。通过拉伸实验、微观组织的金相及拉伸断口SEM观察分析了SiCp颗粒尺寸对材料组织和性能的影响。实验表明,SiCp在挤压过程中沿厚度方向形成分层分布,SiCp的尺寸及粒度分布对于聚集有较大的影响;轧制过程对挤压时形成的SiCp分层分布有一定的减弱作用,但改善程度和SiCp的尺寸有关;SiCp颗粒尺寸对复合材料的力学性能及断裂机制有很大的影响。

Al_3Ti/7075铝基复合材料磨损性能研究

研究了超声原位制备的Al3Ti/7075铝基复合材料在不同载荷和滑动摩擦速度下的干摩擦磨损性能。采用SEM对磨损面和磨屑显微组织进行观察与分析,讨论了不同载荷下材料的磨损机制。结果表明:基体和复合材料磨损质量损失随着滑动摩擦速度和载荷的增加而增加。基体和复合材料都是从轻微磨损向严重磨损转化。当载荷为10～30N时,基体和复合材料表现为擦伤磨损的特征;当载荷为120N时,基体和复合材料表现为剥层磨损的特征,基体的磨损质量损失与铝基复合材料相比尤为严重;在此条件下,复合材料与基体相比磨损性能增加了14.6%～18%。

熔铸-原位合成TiC/7075Al复合材料的微观组织和凝固机制

采用熔铸-原位合成法制备了TiC/7075Al复合材料并对其微观组织和凝固机制进行了研究。原位合成复合材料中的TiC颗粒以近球形为主,平均尺寸小于700 nm。随着TiC颗粒含量的增加,复合材料的晶粒尺寸明显减小,当TiC颗粒含量为8wt%时,基体晶粒尺寸可以减小至10μm左右。熔体反应过程中,随着TiC增强相颗粒含量的增加,凝固前沿的流体的粘度增加,降低了TiC颗粒的临界裹入速度,同样在反应时降低温度将增加熔体的粘度,有利于TiC颗粒的裹入。

TiC_p/7075 Al基复合材料二次加热中晶粒长大规律

采用原位反应近液相线铸造法制备4.4%TiCp/7075Al基复合材料,在600℃保温10～60 min,水淬固定其半固态组织,研究半固态二次加热过程中合金的晶粒长大规律,并与采用同样方法制备的7075基体合金进行对比分析。结果表明,4.4%TiCp/7075Al基复合材料的晶粒粗化速率常数为118.96μm3/s,远小于7075基体合金的晶粒粗化速率常数311.7μm3/s,晶粒长大速率明显减慢。分析其原因,由于原位TiC颗粒的生成,使得4.4%TiCp/7075Al基复合材料的晶粒长大激活能增加约50%,从而对二次加热过程中晶粒迅速长大的行为起到了显著的抑制作用。

Al2O3/7075复合材料的摩擦磨损性能

采用高能超声法制备了Al2O3质量分数分别为0,1. 0%,2. 0%和3. 0%时Al2O3/7075复合材料。利用销盘式磨损试验机,对不同Al2O3含量的Al2O3/7075复合材料在不同负载下（15,30,45和60 N）进行了干滑动摩擦磨损试验。结果表明：Al2O3的加入细化了基体组织;相比于7075铝合金基体,2. 0%Al2O3/7075复合材料的硬度提高了17. 5%。随着负载的增加,复合材料的磨损量和摩擦系数均增加;在相同负载下,复合材料的磨损量和摩擦系数比7075铝合金基体低。相比于基体,在60 N负载下,2. 0%Al2O3/7075复合材料的磨损量降低了80. 5%。60 N负载下,基体合金磨损机制以黏着磨损为主,随着Al2O3含量的增加,复合材料磨损机制向剥层磨损转变。

原位TiC/7075Al基复合材料的界面结构特征

采用原位反应近液相线铸造方法制备含有少量原位TiC颗粒的7075铝基复合材料,通过透射电镜观察复合材料中的原位TiC颗粒的形貌,并研究原位TiC颗粒与7075Al基体之间的界面微观结构。结果表明,原位TiC颗粒尺寸分布于亚微米级,形貌呈近球形,在复合材料界面处7075Al基体与原位TiC颗粒具有Al(200)//TiC(200)、Al基体(216)∥TiC(111)的晶体学位向关系并形成共格界面,界面干净,无任何反应物,Al基体的(200)晶面优先沿原位TiC颗粒的(200)晶面生长,其(216)晶面优先沿原位TiC颗粒的(111)晶面生长。

球磨-转喷微注法制备纳米Al2O3颗粒/Al(7075)复合材料的组织及磨损特性

采用球磨-转喷微注相结合的新工艺制备纳米Al2O3颗粒(Al2O3p)/Al(7075)复合材料,设计一种转喷微注装置,该装置能将连续、微量的纳米Al2O3p注入到Al熔体中。观察纳米Al2O3增强相对Al(7075)基体合金材料微观组织的影响,并测试Al(7075)基体和纳米Al2O3p/Al(7075)复合材料的磨损特性。对纳米Al2O3p/Al(7075)复合材料和Al(7075)基体在不同载荷(15 N、25 N和35 N)下的磨损特性进行对比研究。结果表明:球磨-转喷微注法制备的纳米Al2O3p/Al(7075)复合材料晶粒较小,且增强相在基体中分布均匀且结合良好;随着载荷增大,纳米Al2O3p/Al(7075)复合材料磨损量的上升趋势慢于Al(7075)基体。载荷为35 N时,纳米Al2O3p/Al(7075)复合材料的磨损量较Al(7075)基体少,磨屑尺寸较小,其耐磨性能明显改善,这主要得益于纳米Al2O3p的支撑作用和材料的细晶强化作用。

固溶处理对Al2O3/7075复合材料的组织及力学性能的影响

采用球磨预制块和高能超声等方法制备了Al2O3含量为2.0%的7075复合材料,通过SEM、EDS、拉伸及硬度测试等方法,研究了固溶处理对Al2O3/7075复合材料显微组织和力学性能的影响。结果表明,随着固溶温度和时间的增加,Al2O3/7075复合材料中第二相Mg(Zn,Cu,Al)2逐渐溶入基体中。与Al2O3/7075复合材料相比,经460℃×5h固溶处理的Al2O3/7075复合材料的硬度、抗拉强度和伸长率分别提高了37.2%、19.0%和46.2%。

不同含量石墨烯/7075铝基复合材料的组织与性能

通过改进的Hummer法制备氧化石墨烯胶体,并结合低温球磨混粉与真空热压烧结方法,成功制备出GNSs质量分数分别为0.75%和1%的7075铝基复合材料。利用扫描电镜(SEM)、显微维氏硬度计和室温拉伸试验机等手段,对GNSs/7075铝基复合材料的显微组织、力学性能及断口形貌进行了分析。结果表明,GNSs含量为0.75%时与含量为1%的复合材料相比,GNSs纳米片与铝基体包覆完整,未出现层片状GNSs团聚现象。GNSs含量为0.75%和1%的复合材料硬度(HV)从90(未添加GNSs的铝合金)分别增加到125和140;复合材料的抗拉强度和伸长率均先增后降,抗拉强度最高达到250.71MPa,伸长率最高达到6.18%。由于加入GNSs量较少,3种复合材料密度变化不大。

SiC_p/Al-5Mg复合焊丝焊接7075铝合金TIG焊接工艺及接头组织性能分析

采用半固态搅拌超声辅助铸造法结合轧制工艺制备复合材料焊丝,使用该焊丝对7075-T651超硬铝合金进行半自动TIG(tungsten inert gas)焊。以抗拉强度为响应设计值通过正交试验分析法优化焊接电流(I)、频率(f)、坡口角度(α)和气流量(v)4个焊接工艺参数,并对不同工艺参数下的焊接接头进行拉伸性能、显微硬度、显微组织和焊缝成形分析。探究在不同工艺参数的作用下,复合材料对焊接接头性能的影响规律及作用机制。试验结果表明,焊后SiC颗粒(SiCp)部分原位反应生成了稳定的Al4SiC4硬质颗粒;对于焊接接头抗拉强度最佳工艺参数为:焊接电流I=200 A、焊接频率f=中频(M)40 Hz、气流量v=12 L·min^-1和坡口角度α=60°;对于焊后SiC颗粒的存在及分散程度的最佳工艺参数为:焊接电流I=180 A、焊接频率f=低频(L)10 Hz、气流量v=12 L·min^-1和坡口角度α=60°。通过试验结果分析,合适的工艺参数可以保持颗粒的分散和抑制中间相的析出,从而提高焊接接头的综合性能。