低体积分数SiC_p/A356复合材料真空钎焊温度的确定

采用Ag47-Cu18-In17-Sn17-Ti1钎料,分别在560,570,580℃下保温30min对增强相体积分数为15%的SiC_p/A356复合材料进行真空钎焊,研究了钎焊接头的显微组织、显微硬度及抗剪强度,并确定了最优的钎焊温度。结果表明：在560-580℃温度区间进行真空钎焊获得的接头焊缝组织致密,钎料对基体铝合金和SiC颗粒都具有良好的润湿性,钎料中各元素在580℃下的扩散距离远大于在560℃下的;随着钎焊温度升高,焊缝中心及扩散区的显微硬度都逐渐下降;最佳的钎焊温度为560℃,在此温度下制备钎焊接头的抗剪强度可达51.8 MPa,焊缝中心与扩散区的显微硬度分别为99.4HV和110.7HV,接头的断裂方式表现为塑性断裂。

高含量SiC_p/A356复合材料衍生材料的组织与性能

采用真空半固态搅拌铸造法制备40%（体积分数）的高含量SiCp/A356复合材料;然后以40%SiCp/A356复合材料为原料,采用“稀释法”分别制备出体积分数10%、20%、30%衍生SiCp/A356复合材料。通过对比分析高体积含量复合材料稀释制备的衍生复合材料（衍生材料）与直接搅拌制备的搅拌SiCp/A356复合材料（搅拌材料）的断口形貌,发现衍生材料的断口质量及颗粒分布均匀程度均优于相同颗粒含量搅拌材料的;不同颗粒含量的孔隙率、布氏硬度、力学性能变化规律具有稀释效应,即颗粒含量越低,对应数值越小;相同颗粒含量衍生材料的硬度比搅拌材料的高3%～5%左右,力学性能比搅拌材料的力学性能高9%～13%。

SiC_p/A356复合材料基片的近净成形工艺及性能

采用SiCp预制坯成形及无压浸渗法相结合的工艺,实现了SiCp/A356复合材料基片的近净成形。研究了SiCp预制坯烧结后的连接机理,以及浸渗温度及浸渗时间对复合材料相对密度的影响,并对SiCp/A356复合材料基片的性能做了测试。结果表明,SiCp烧结后表层生成的SiO2对SiCp多孔陶瓷预制坯起连接作用;基片材料的相对密度随着浸渗温度及浸渗时间的增加而提高;在50～200℃温度范围内,基片材料热膨胀系数变化范围为(11.15～12.46)×10-6K-1,热导率为110.001～94.282W.m-1.K-1;常温抗弯强度为210.8MPa。

SiC_p/A356铝合金复合材料触变挤压研究

采用有限元软件DEFORM-3DTM模拟SiCp/A356铝合金复合材料电子封装壳体的成形过程,应用等温压缩实验数据分析材料模型触变成形过程中金属流动速度场和温度场分布,并对可能产生的成形缺陷进行预测。研究发现,一模四件的模型更适合半固态触变成形,缺陷可能出现在最后成形的成形件侧棱两角。

SiC_p/A356制动盘铸造成形工艺设计和缺陷预测

SiCp/A356复合材料制动盘具有轻质低噪长寿命等突出优点,在城市轨道列车基础制动系统中具有广阔的应用前景。但SiCp/A356复合材料铸造性能较差,成形过程中极易形成气孔、缩孔缩松及裂纹缺陷。本文利用ProCAST凝固模拟软件对制动盘的金属型真空调压成形工艺进行仿真分析,基于流场、缩孔缩松、凝固时间及固相率等结果,确定了制动盘内部成形质量良好的浇注系统设计和浇注工艺参数,成形了内在质量完好的SiCp/A356制动盘。

高体积分数SiC_p/A356复合材料的显微组织和电导率

铝基复合材料在电子封装领域存在着潜在的应用前景。为获得高体积分数的铝基复合材料,利用压力浸渗法制备了高体积分数SiC颗粒增强A356复合材料(SiC_p/A356),通过金相显微镜、XRD、SEM和EDS等分析手段对其物相、显微结构和电导率进行了表征。结果表明:用该方法制备的SiC_p/A356复合材料组织致密,颗粒分布均匀,界面结合性能较好;SiC增强颗粒与A356基体界面反应控制良好,仅有少量Al4C3脆性相生成。SiC粉体经颗粒表面氧化处理在其表面生成一层SiO_2薄膜,虽抑制了界面反应的发生,但也使复合材料的收缩减小,电阻率增大,导电性能变差。

Numerical simulation on thixoforging of electronic packaging shell with SiC_p/A356 composites

Based on the research of modem electronic packaging materials, thixo-forming technology was used to fabricate electronic packaging shell. The process of thixo-extrusion with SiCp/A356 composites was simulated by the finite element software DEFORM-3D, then the flow velocity field, equivalent strain field and temperature field were analyzed. The electronic packaging shell was manufactured by extrusion according to the results from numerical simulation. The results show that thixo-forming technology can be used in producing electronic package shell with SiCp/A356 composites, and high volume fraction of SiCp with homogeneous distribution can be achieved, being in agreement with the requirements of electronic packaging materials.

热处理工艺对复合熔体处理A356合金组织和性能的影响

利用熔体超声处理、Sr/Ce复合变质及热处理相结合的方法提高铝合金的强韧性,通过金相组织分析及力学性能测试研究了固溶处理对A356合金组织和性能的影响。研究结果表明,熔体处理有利于改善α-Al枝晶和共晶硅相,铸态合金的抗拉强度和伸长率分别达到215 MPa和9.5%;T6热处理后,共晶硅的形态由纤维状转变成独立分布的颗粒状,而除了伸长率之外,合金的力学性能都显著提高;随着固溶时间的延长,共晶硅的等效直径呈现先减小后增大的趋势,而长径比逐渐减小,合金的拉伸性能和硬度均呈现先增大后减小的趋势;当固溶时间为4 h时,合金的综合力学性能达到最佳,其抗拉强度、屈服强度、伸长率和显微硬度分别达到300、240 MPa、8.0%和110HV。

SiC_p分布对SiC_p/2024Al复合材料组织和性能及变形行为的影响

采用半固态搅拌铸造法制备出SiC_(p)/2024Al复合材料,并通过热挤压和多向锻造(MDF)的多步变形调控SiC_(p)的分布,研究SiC_(p)分布对SiC_(p)/2024Al复合材料组织和性能的影响。研究结果表明:热挤压变形促使SiC_(p)沿挤压方向(ED)排布;而经过多向锻,SiC_(p)分布得到显著改善,由定向排布转变为均匀分布。经过1MDF后,沿ED定向排布的SiC_(p)向无序分布转变,同时材料的力学性能急剧下降。3MDF后SiC_(p)分布均匀性提高,材料的力学性能大幅提高。随着锻造道次增加至6道次,虽然SiC_(p)分布均匀性进一步提高,但伴随着部分SiC_(p)发生破碎,材料的力学性能下降。其中,当锻造次数为3时,复合材料的力学性能最优,其屈服强度、极限抗拉强度和伸长率分别为264,387 MPa和7%。与定向分布的复合材料相比,均匀分布的SiC_(p)可有效缓解局部应力集中,合金基体能存储更多的位错。此外,当SiC_(p)分布均匀性提高时,也伴随着Al_(2)Cu相的细化。弥散分布的Al_2Cu相阻碍了位错的滑移,导致均匀分布的复合材料具有更高的加工硬化率和内应力。为了研究SiC_(p)分布对复合材料加工软化行为的影响,对复合材料进行循环应力松弛实验。在应力循环过程中,由于均匀分布的SiC_(p)和弥散分布的Al_(2)Cu相,导致均匀分布SiC_(p)/2024Al复合材料的抗应力松弛性能更好。

TiO_(2)变质对A356铝合金微观组织的影响

以TiO_(2)粉末为变质细化剂,研究了其对A356铝合金预处理后α-Al相和共晶Si的细化变质作用。结果表明,当TiO_(2)的最佳添加量为0.5wt%时,α-Al晶粒的二次枝晶间距可降至20μm,共晶Si组织呈短棒状和球状;此时,合金的布氏硬度较未变质前提高了25%,达到67.9 HBW。分析认为,铝合金熔体与TiO_(2)原位生成γ-Al_(2)O_(3)同时细化变质了α-Al相和共晶Si相,协同γ-Al_(2)O_(3)的颗粒增强作用共同提高了材料的性能。

脉冲磁场孕育处理下A356铝合金凝固组织的演变规律

基于自行设计的磁场晶粒细化装置,研究在不同频率的脉冲磁场孕育处理下A356铝合金凝固组织的演变规律,利用蔡司显微镜(OM)、场发射扫描电镜(FESEM)、X射线衍射仪(XRD)、差示扫描量热仪(DSC)等测试方法对A356铝合金的凝固组织进行分析。结果表明:脉冲磁场孕育处理能降低形核激活能与临界形核半径,影响液相线以上原子团的演变规律,使得原子团的尺寸减小,数目增加,并在更小的临界尺度上形成大量稳定晶核,从而导致A356铝合金凝固组织中初生α-Al相和共晶Si相显著细化;其中频率为30 Hz的脉冲磁场细化效果最佳,与未处理相比,试样初生α-Al晶粒平均尺寸下降39%,共晶Si平均尺寸下降60%。同时α-Al晶粒磁各向异性产生的磁各向异性能与磁转矩导致α-Al晶粒发生旋转,使得晶粒沿(200)面择优生长。

干滑动速度对SiC_p/A356复合材料摩擦磨损特性的影响

借助UMT-2型摩擦磨损试验机详细研究了干滑动速度对SiC_p/A356复合材料摩擦磨损特性的影响,并用SEM、EDS和奥林巴斯激光共焦扫描显微镜观察并分析了其摩擦磨损行为。结果表明:随着干滑动速度的增加,铸态材料的磨损率增加幅度和摩擦系数曲线波动较大;T6态材料的磨损率增加幅度和摩擦系数曲线波动较小,表现出优异的耐摩擦性能。铸态材料的磨损机理主要由低速时的氧化磨损和剥离磨损转变为高速时的粘着磨损,而T6态材料主要由低速时的氧化磨损转变为高速时的剥离磨损和磨粒磨损。高速区时,铸态材料的磨损断面中出现裂纹,而T6态材料只是存在简单的磨削痕迹和颗粒脱落现象。热处理后复合材料的高温耐磨性能明显提高。

热处理和泡沫铁对A356-SiC_(p)/Fe干滑动摩擦学性能的影响

采用真空辅助熔渗工艺制备泡沫铁骨架作为增强SiC_(p)/A359复合材料A359-SiC_(p)/Fe,对比进行泡沫铁增强前后和T6热处理前后,两种材料的显微硬度和高温磨损性能,明确泡沫铁和T6热处理对A359-SiC_(p)/Fe复合材料高温磨损性能增强的效果,并结合使用SEM与EDS对表面磨损形貌、磨屑形貌的观察表征,以探究该材料在不同温度下的高温磨损机理。结果表示,使用真空辅助熔渗工艺制备A359-SiC_(p)/Fe, Al-Fe界面结合良好,不仅形成了机械结合,还形成了化学冶金结合(靠近铝基体界面的相为Al_(12)Fe_(5)Si_(3);靠近泡沫铁基体处为Fe_(2)Al_(5)相;远离泡沫铁组织,呈游离状态的合金相为Al_(4)FeSi)。A359-SiC_(p)/Fe在300~500℃的磨损量仅为未增强合金的25%~75%,有效将高温环境下的使用温度提升50~100℃以上。T6热处理能够明显提高Al基体的硬度以及Al-Fe界面的冶金结合程度,且在300~500℃时效果更明显,有效提高材料的高温耐磨性能。材料的磨削形式受温度影响,100℃时为磨粒磨损,摩擦温度到达350℃时表面出现分层和剥落,500℃时,开始粘着磨损。

基于组织特征的挤压铸造A356合金局部力学性能研究

采用基于微观组织特征的有限元分析(FEA),计算了A356挤压铸件不同部位的力学性能。通过不同分析域尺寸、网格尺寸和FEA模型的分析,确定了合适的有限元模型,使用试验拉伸结果对FEA结果进行了验证,探讨了组织特征对性能的影响。结果表明,Si粒子长度和形状因子增大,抗拉强度与伸长率均呈下降趋势;Si粒子的密度和面积分数的增大,抗拉强度提高和伸长率降低;A356合金的损伤演化过程可分为Si粒子断裂(微裂纹的形成)、裂纹的扩展和连接三个阶段;Si粒子小而圆整且分布较均匀时,局部力学性能各向异性小,Si粒子长宽比较大且呈现出明显的方向性时,局部力学性能各向异性加大。

A356铝合金套筒低压铸造工艺参数的优化

为了探究最优的A356铝合金套筒低压铸造工艺参数组合,本文综合运用了铸造数值模拟、响应面分析法及遗传算法,以最小缩孔缩松体积和最低二次枝晶臂间距值为优化目标,对上模具预热温度、侧模具预热温度、下模具预热温度和浇注温度进行匹配及优化。结果表明,优化的工艺参数组合为上模具预热温度307℃,侧模具预热温度为330℃,下模具预热温度为394℃,浇注温度为701℃。上述优化参数组合能有效提高铸件的成型质量及力学性能。

半固态A356-0.4%Gd合金制备过程的电磁场模拟与试验研究

通过数值模拟研究了半固态A356-0.4%Gd合金熔体中磁感应强度和电磁力的分布,并分析了电流强度和电流频率对其的影响。模拟结果表明:磁感应强度及电磁力由熔体中心沿半径方向逐渐增大,呈“中间小,边缘大”分布,且增大电流强度及频率能明显增大合金熔体边缘区域的磁感应强度及电磁力,合金熔体整体得到充分搅拌的关键在于其边缘区域的电磁力。基于数值模拟结果,结合试验,进一步探明电流强度及频率对合金铸坯中心与边缘区域处初生α相的影响。试验结果表明:在电磁场作用下,铸坯边缘位置的初生相形貌与尺寸皆优于中心位置;当合金熔体于650℃浇注,在搅拌电流5 A、频率30 Hz下搅拌15 s,590℃下保温10 min后,其合金初生相在整体上较为均匀,且形貌最佳。

稀土Y及Al-5Ti-B细化剂复合添加对A356铝合金组织和力学性能的影响

用Al-20Y变质剂和Al-5Ti-B细化剂处理A356铝合金熔体,研究稀土Y与Al-5Ti-B复合添加对A356铝合金组织和力学性能的影响。结果表明:稀土Y和Al-5Ti-B复合添加能提高形核率、细化α-Al晶粒尺寸和改变共晶硅形貌,共晶硅的形貌由针状和板片状变为短杆状和颗粒状,使铸造铝合金的力学性能提高。添加稀土Y和Al-5Ti-B的A356铸造铝合金的抗拉强度、屈服强度和延伸率分别为146 MPa、98 MPa和4.0%。

原位纳米(TiB_(2)+ZrB_(2))颗粒与Sb协同增强A356铝合金微观组织与力学性能

在A356铝合金中同时引入原位纳米颗粒(TiB_(2)+ZrB_(2))和元素Sb,通过纳米颗粒对基体的强化和Sb提高颗粒分散性所产生的协同作用来提高材料的力学性能。结果表明,单独引入(TiB_(2)+ZrB_(2))颗粒会细化α-Al基体,减小二次枝晶臂间距,但复合材料内部存在严重团聚现象,不利于性能的提高。在此基础上引入Sb,降低纳米颗粒与Al基体间的界面能,纳米颗粒的团聚现象得到显著改善。原位纳米(TiB_(2)+ZrB_(2))颗粒和Sb的协同引入使复合材料的强度和塑性较A356基体大幅提高,当(TiB_(2)+ZrB_(2))和Sb的引入量分别为3%和0.6%(质量分数)时,铸态复合材料的抗拉强度、屈服强度和伸长率分别达到216.4 MPa、119.7 MPa和7.2%,相较A356基体的性能分别提高29.7%、23.5%、84.6%。

固溶时间对Ti@(Al-Si-Ti)_(p)/A356复合材料组织及力学性能的影响

采用粉末触变成形技术制备了原位自生心-壳结构增强A356铝基复合材料,并研究了固溶时间对Ti@(Al-Si-Ti)_(p)/A356复合材料显微其组织及力学性能的影响。结果表明,随着固溶时间增加,初生α-Al相颗粒粗化长大;共晶Si相不断溶解,晶界上残余的共晶Si粗化、球状化;Al基体、Ti心部继续反应,增强体颗粒壳层发生相转变。复合材料在545℃固溶处理1 h时,力学性能达到峰值,其抗拉强度、屈服强度和伸长率分别为263.9 MPa、175.1 MPa、20%,比制备态复合材料分别提高了7.3%、21.4%和12.4%,维氏硬度也从59.3 HV提高到72.8 HV。

中高体积分数SiC_p/Al复合材料的力学性能及强化机制

采用热等静压粉末冶金工艺,以2024和6061铝合金为基体,分别制备体积分数为35%,45%,55%的中高体积分数SiC_(p)/Al复合材料。探究基体合金与SiC体积分数对复合材料力学性能的影响。结果表明:相同体积分数时,以2024铝合金为基体的复合材料具有更高的弯曲强度和弹性模量;但以6061铝合金为基体的复合材料则呈现出了更高的断裂应变。随着体积分数的增加,两类复合材料力学性能的变化规律相同,弯曲强度呈先增大后减小的趋势,当体积分数为45%时达到峰值,分别为656.54 MPa和548.00 MPa;弹性模量呈持续上升趋势,当体积分数为55%时分别达到202 GPa和188 GPa。基体合金差异对力学性能的影响在体积分数较低时更为明显,提高体积分数将会弱化这种差异。结合理论公式计算发现,对于微米级的增强体颗粒,Orowan机制带来的强化效应极小,可忽略不计;其他各类强化机制的强化效果将随着增强体体积分数的增加呈现不同程度的提高;几何必须位错强化和热错配强化对材料屈服强度的贡献始终占据主导地位。