快速凝固/粉末冶金制备高硅铝合金材料的组织与力学性能

采用空气雾化水冷与真空包套热挤压工艺相结合的方法,制备了Al 30Si和Al 40Si过共晶高硅铝合金材料,采用扫描电镜与金相显微镜进行了显微组织分析,检测了其力学性能。研究表明:所制备的高硅铝合金粉末颗粒尺寸在2～10μm之间;挤压后的材料具有组织十分细小且均匀弥散分布的Si相;在370℃热挤压条件下,其抗拉强度高达239MPa,比相同成分的铸轧态试样提高了77%,随着挤压温度的升高以及Si含量的增加,硅相颗粒增大,抗拉强度下降。

包套热挤压SiCp/6066铝基复合材料断裂机制和强化机制的研究

采用包套热挤压工艺制备了不同体积分数SiC颗粒增强的6066铝基复合材料,结合其断口形貌及微观组织,分析了材料的断裂机制及抗拉强度和屈服强度随SiC增强颗粒体积分数变化的规律。结果表明,材料的断裂机制为颗粒与基体间的界面脱粘以及SiC团聚体的脆性开裂。当SiC颗粒的体积分数小于12%时,随着SiC颗粒增强相的增加,SiCp/6066铝基复合材料的抗拉强度和屈服强度增加。当SiC颗粒的体积分数大于12%时,材料的强度增加减缓或略有下降,其主要强化机制是位错强化和弥散强化。

硅含量对高硅铝合金材料组织及性能的影响

针对航空航天电子封装用轻质高硅铝合金材料,采用空气雾化水冷与真空包套热挤压工艺相结合的方法,制备了 Al-30Si 和 Al-40Si 高硅铝合金,并利用金相显微镜、万能电子拉伸机、差热分析仪、TR-2热物性测试仪等设备系统测试和分析了该材料的显微组织、力学和热物理性能。结果表明:随着合金中硅含量的增加,经热挤压后的硅相尺寸相对要粗大一些;材料的热导率呈下降趋势,热导性能下降的幅度会随 Si 含量的增加而加大;热膨胀系数下降;材料的抗拉强度下降。

挤压温度对高硅铝合金材料物理性能的影响

针对航空航天电子封装用轻质高硅铝合金,采用空气雾化水冷与真空包套热挤压工艺相结合的方法,制备了Al-30Si和Al-40Si过共晶高硅铝合金,并通过排水法对其进行了密度测试,同时测定了材料的导热性、气密性和热膨胀系数,得到了挤压温度与其性能的关系。结果表明:利用粉末冶金热挤压技术所制备的高硅铝合金,其致密度高达99．64％;材料的密度随挤压温度的升高而增加;随挤压温度的升高,热导率在104～140 W／(m·K)内变化,热膨胀系数逐渐增加,但均小于13×10-6(在100℃时);材料的气密性达10-9数量级。

挤压温度对高硅铝合金材料力学性能的影响

针对航空航天电子封装用轻质高硅铝合金材料,采用空气雾化水冷与真空包套热挤压工艺相结合的方法,制备了 Al-30Si 和 Al-40Si 过共晶高硅铝合金材料,并通过金相显微镜观察了材料的微观组织,测定了合金材料的抗拉强度以及延伸率,对拉伸试样的断口进行了扫描。探讨了挤压温度对材料组织、强度、延伸率及断裂行为的影响。结果表明:利用粉末冶金热挤压技术所制备的高硅铝合金材料,其硅相细小,当挤压温度为370℃时,其硅相大小为2～10μm,且分布均匀弥散;硅相尺寸随着挤压温度的升高而长大;抗拉强度随挤压温度的升高而降低.Al-30Si 经370℃挤压后,其室温抗拉强度为239MPa,而550℃为206MPa;延伸率随挤压温度的升高而有所增加,但不很敏感;随挤压温度的升高,材料的断裂方式由单纯的韧性断裂逐渐向韧性与脆性共存的混合断裂方式转变。

真空包套热挤压高硅铝合金粉末材料的研究

采用空气雾化水冷+真空包套热挤压工艺制备了高硅铝合金材料,对其进行了粉末形貌扫描、密度测试、金相微观组织分析及力学性能检测。研究了挤压温度等参数对材料组织及性能的影响,并与铸轧态样进行了比较。研究表明:本实验所制出来的高硅铝合金材料具有十分均匀细小且弥散分布的初晶Si相,材料的抗拉强度明显提高;随着挤压温度的升高以及Si含量的增加,初晶硅相颗粒有所增大,抗拉强度有所下降。

挤压温度对高硅铝合金材料组织与性能的影响

针对应用广泛的低密度、低膨胀、高热导、高比强的高硅铝合金,采用空气雾化水冷与真空包套热挤压工艺相结合的方法,制备了Al-30Si与Al-40Si过共晶高硅铝合金材料,并通过金相微观组织分析、力学性能检测及拉伸试样断口扫描,研究了不同热挤压温度对合金的组织形貌与性能的影响.结果表明:所制备的高硅铝合金材料组织十分细小且Si相均匀弥散分布,随着挤压温度的升高,硅相晶粒增大,挤压温度在370℃～490℃范围内,硅晶粒长大不十分明显,但超过此温度区间有一个明显长大的过程;抗拉强度随挤压温度的升高、合金中Si含量的增加及原始粉末粒度的增大而下降;随着挤压温度的升高,合金材料的断裂方式由韧性断裂方式过渡到韧性与脆性共存的混合断裂方式.

铝基复合材料的制备方法

综述了无压浸渗法制备高体积分数SiC/Al复合材料,以及粉末真空包套热挤压和喷射沉积工艺制备高硅含量铝基复合材料的方法,同时展望了制备铝基复合材料的发展趋势。

制备工艺对高硅铝合金的组织及性能的影响

采用熔炼铸造、真空包套热挤压、喷射沉积三种方法制备了Al-40%Si高硅铝合金锭坯,并通过光镜及扫描电镜对其组织进行分析。结果表明:真空包套热挤压工艺制备的样品其硅相细小,在挤压温度为490℃时,其Si相大小为2～10μm,且分布均匀弥散,初生硅相均匀分布在α基体相中。断口分析显示,真空包套热挤压高硅铝合金的断裂方式属晶内韧性断裂与沿晶断裂的混合型断裂。其力学性能也是这三种制备工艺中最优的,其抗拉强度高于170MPa,伸长率大于8%。

超细晶W-Cu复合材料的热挤压与热处理

以水热共还原法制备纳米W-30%Cu复合粉末,通过真空烧结和包套热挤压制备超细晶W-Cu复合材料,并进行后续热处理。采用X射线衍射、高分辨率透射电镜、扫描电镜等观察和分析W-30%Cu复合粉体和合金的成分及组织形貌,研究热挤压及后续退火处理对材料致密度、电导率和硬度等性能的影响。结果表明：水热产物为纳米级（10~15 nm）规则的类球形结构,经煅烧及共还原后得到的W-30%Cu复合粉末粒度细小,呈特殊的W包覆Cu结构,颗粒分布均匀;复合粉末在1050℃真空烧结后相对密度只有91.5%,经热挤压后致密度提高到97.07%,布氏硬度达到223,组织细密,W相和Cu相分布均匀,钨颗粒细小（1~3μm）,形成典型的钨骨架和铜网络结构。经过后续的退火处理,钨铜分布更均匀,钨粒径进一步减小,材料的致密度和电导率都更高,分别为98.82%和43.31%IACS,形成良好的综合性能指标匹配。

粉末热挤压法制备ZrO_2/Cu复合材料及性能研究

采用新型加工工艺制备铜基复合材料,采用水雾化法制取Cu-0.4%Zr(质量分数)合金粉末,经内氧化、还原处理后,通过真空包套在900℃以不同挤压比挤压成型,获得ZrO2/Cu复合材料。通过XRD、扫描电镜、硬度计和涡流导电仪等设备研究了不同挤压比及冷变形对该材料组织性能的影响。结果表明:经内氧化、还原处理后得到的Cu-ZrO2复合粉末呈球状或类球状;随挤压比增加,挤压坯料的硬度和导电率均提高;以27∶1的挤压比制得的ZrO2/Cu复合材料经冷变形处理后可使导电率达到80%IACS以上,硬度达117HV。

钼粉体包套热挤压成形过程的数值模拟

针对钼粉末热挤压过程中的受力状态,着重研究了包套热挤压三维压应力特征。利用Deform-3D软件建立了有限元模拟模型,计算获得了挤压过程中载荷-行程曲线以及温度、相对密度、等效应力、等效应变等的分布特征。结果表明:包套热挤压可以显著提高粉体的致密度;挤压载荷在挤压稳定阶段呈缓慢增长趋势;最大温度和最大等效应变出现在模口下方;最大等效应力出现在模口处。

包套热挤压M32粉末冶金高速钢的组织性能研究

提出了一种解决粉末冶金高速钢制备工艺繁琐、性价比低等问题的包套热挤压工艺,采用该工艺制备了M32粉末冶金高速钢,研究了不同挤压温度和热处理对M32粉末高速钢的显微组织与性能的影响。结果表明:未热处理时,随挤压温度的升高,试样相对密度及硬度变化趋势一致,均是先升高后降低,在挤压温度为1 240℃时达到峰值,分别为98.04%和45.6HRC;在淬火温度1 180℃以及回火温度560℃热处理后,M32高速钢的晶粒及碳化物颗粒尺寸较小且分布均匀,力学性能最佳,其抗弯强度及硬度分别为3 721.8 MPa和66.7HRC。

包套热挤压Al-25Si-4Cu-Mg合金粉末的微观组织和力学性能

研究了包套热挤压技术制备的Al-25Si-4Cu-Mg合金棒材的微观组织和力学性能,粉末材料来自于喷射成形过程中形成的过喷粉末。研究结果表明,包套热挤压技术可以制备出组织均匀细小、性能优异的Al-25Si-4Cu-Mg合金棒材,有效解决喷射成形所产生的粉末副产品的利用问题。此外,棒材经T6处理后硬度达到92.5 HRB,抗拉强度达到445 MPa。

挤压比对粉末包套热挤压致密W-40%Cu合金的影响

采用不同挤压比对W-40%Cu混合粉末进行粉末包套热挤压,获得了W-40%Cu合金。研究了模具总挤压比λ对热挤压坯料致密化以及组织性能的影响。结果表明,随着挤压比的增加,热挤压坯料的相对密度也增加,同时电导率和硬度值也随之提高。由于含铜量比较高(质量分数为40%),即便在挤压比为25时,挤压坯内部W相也不发生变形,主要是铜相产生变形。进一步将模具总挤压比λ细分为不考虑体积变形的坯料总挤压比α,除去体积变形因素的坯料塑性挤压比β以及包套挤压比γ三种实际挤压比,分析了不同挤压比对热挤压致密化过程的影响。

W-40Cu粉末包套热挤压过程数值模拟

采用DEFORM-2D软件对W-40Cu粉末包套热挤压过程进行了数值模拟,研究了挤压过程中内部多孔体粉末坯料和外部塑性钢套的温度场、应力应变场和速度场的分布情况,并深入分析了坯料的等效应力应变和坯料、包套的最大流动速度随挤压温度、挤压速度、挤压比等的变化情况,以及包套厚度对粉末包套热挤压过程的影响。结果表明:粉末包套挤压过程中在模口附近出现最高温度值,等效应力的最大值出现在锥形区转角处,等效应变最大值出现在模口附近的包套表面,坯料最大流动速度值出现在模口附近的坯料芯部位置,包套最大流速值出现在挤压头部位置;坯料等效应变和流动速度随包套壁厚的增加先升高后降低,在包套壁厚为7.5mm时应变值最高;包套底厚影响挤压坯的形状和材料利用率。模拟得到的不同温度和挤压比下的变形载荷与实验值误差小于10%,吻合较好。

Ti-45.5A1-2Cr-2Nb-0.15B合金热挤压组织与拉伸性能研究

采用包套近等温热挤压得到Ti-45.5Al-2Cr-2Nb-0.15B合金棒材.结合有限元数值模拟,研究了挤压变形组织的形成及各部位差异,获得了棒材不同部位组织与室温拉伸性能的关系.结果表明,热挤压变形有效细化了片层晶粒尺寸,棒材轴向各部位组织和室温断后延伸率较为均匀,但径向芯部与边缘差别较大,且这种径向组织性能差异未能通过后续α单相固溶热处理消除,挤压棒材各部位片层晶粒尺寸随有效应变的增大而减小,本工作所得挤压棒材中有效应变大于2.25处具有细小均匀组织,而组织类型差异主要由变形过程中的坯料温度变化所致,其中尾部边缘坯料温度受低温模具激冷作用而迅速下降,相应亚稳α相分解析出γ片层并在后续变形中失稳弯曲而形成界面扭曲的残余片层晶粒.各部位的断后延伸率随片层晶粒尺寸的增大而减小,但芯部断后延伸率较低主要归因于组织中存在片层界面与挤压方向接近垂直的片层晶粒.

异种合金包覆挤压过程材料的流动行为及应力分析

对异种合金包覆热挤压过程中材料的流动行为进行了模拟研究和工艺试验验证。结果表明,根据模拟分析得到的挤压力-行程曲线,并结合芯料和包覆材料流动特点,可将异种合金包覆挤压过程划分若干阶段;其中,芯料稳态挤出阶段得到的芯料直径和长度决定了包覆挤压时芯料棒材挤压比和成材率;对芯料稳态变形阶段内芯料和包覆材料典型部位进行应力分析,绘制了典型部位的应力状态矢量图,并采用罗德系数对变形区内两材料的应变类型和变形的复杂程度进行了定量表征;提出了异种合金包覆挤压棒材挤压比计算方法;进一步分析讨论了材料屈服应力对材料流动及挤压比的影响规律;与工艺试验结果对比发现,模拟得到的挤压棒材包覆层厚度与试验结果吻合良好。

Ti-43.5Al-4Nb-1Mo-0.1B合金的包套热挤压组织与拉伸性能

采用包套近等温热挤压工艺制备了Ti-43.5Al-4Nb-1Mo-0.1B合金方形棒材,通过OM、SEM、XRD、TEM和拉伸等实验方法研究了方棒不同状态和位置的组织及拉伸性能。结果表明,方棒材的挤压态组织较为均匀,不同位置的微观组织无明显差异;挤压变形使铸锭组织片层取向趋于一致,趋向平行于挤压方向;晶界处γ相存在颗粒状、块状和长条状3种形态;β相在挤压过程中碎化和被拉长呈平行挤压方向纤维状。在TEM下观察,棒材边部位置片层完全碎化,而心部位置片层断裂后呈长条状。β0相中生成大量ω0相,两者位相关系遵循:■。方棒材的室温拉伸强度达到1000 MPa以上,室温延伸率为0.5%左右;800℃拉伸屈服强度达到400 MPa以上,表现明显塑性。热挤压合金经时效热处理后在β0相中生成大量透镜状γ相,时效处理提高了合金的高温拉伸性能,但无法消除ω0相。

Q235上电弧喷涂Zn55Al涂层在3.5%NaCl溶液中的腐蚀行为（英文）

使用电弧喷涂通过包套挤压+拉拔的方法制备的Zn55Al伪合金丝材在Q235钢上喷涂出了Zn55Al涂层。通过扫描电镜和微区XRD研究了Zn55Al伪合金丝材的显微结构。通过浸泡腐蚀实验和电化学方法研究了Zn55Al涂层、Zn15Al涂层和Al涂层的腐蚀行为,并对比了3种涂层之间的差异。结果表明Zn55Al伪合金丝材由纯锌和纯铝组成,在整个成型过程中没有产生合金化。Zn55Al涂层由层片状的富锌相和富铝相组成。经过20 d的浸泡实验,Zn55Al涂层形成了一层致密的钝化膜,比其他2种涂层有更好的耐腐蚀性。Zn55Al涂层的自腐蚀电位大约是–1.25 V,高于Zn15Al涂层,低于纯Al涂层和Q235基体。电偶腐蚀实验表明,Zn55Al涂层比Zn15Al涂层具有更好的电化学保护作用。这些结果说明Zn55Al涂层具有更好的耐腐蚀性,可以给Q235基体提供更强的电化学保护。本研究也讨论了Zn55Al涂层的的腐蚀机理。