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SiC含量对激光熔覆原位合成WC增强铁基合金涂层组织与
性能的影响
刘海渔;沈言锦
【期刊名称】《机械工程材料》
【年(卷),期】2016(040)010
【摘要】以不同SiC含量(质量分数为0~12％)的合金混合粉为预置粉体,采用激光熔覆法在45钢表面原位合成了 WC颗粒增强铁基合金涂层,研究了 SiC 含量对涂层组织、硬度和耐磨性能的影响。
结果表明：随着混合粉中SiC的质量分数增加,涂层中 WC的含量与尺寸逐渐增加,贫碳相Fe3 W3 C的含量与尺寸先增加后减小,涂层的硬度与耐磨性先增加后减小；当SiC的质量分数为8％时,涂层的硬度与耐磨性都达到最大值,其硬度为59 HRC,相对耐磨性约为基体的24倍。
【总页数】5页(P15-18,23)
【作者】刘海渔;沈言锦
【作者单位】湖南汽车工程职业学院，株洲 412001;湖南汽车工程职业学院，株洲 412001
【正文语种】中文
【中图分类】TG422.1
【相关文献】
1.反应等离子熔覆原位合成WC增强铁基合金涂层的工艺优化 [J], 周泽华;丁莹;王泽华;易于;江少群
2.不锈钢基体上激光熔覆原位合成制备TiB2/WC增强镍基复合涂层 [J], 李军;李文戈;张慧颖
3.扫描速度对不锈钢激光熔覆铁基合金涂层组织与性能的影响 [J], 易湘斌;梁泽芬;郭小汝;常文春;李杏发
4.Ni包WC含量对激光熔覆Ni45/Ni-WC复合涂层显微组织与性能的影响 [J], 赵健;马冰;刘光;郑子云;历天翼
5.CeO2加入含量对激光熔覆WC增强镍基合金涂层组织与性能的影响 [J], 徐欢欢;林晨;刘佳;张梁;申井义
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碳化硅颗粒增强铝基复合材料的制备和性能研究的开题报告一、选题背景和研究意义随着工业领域对强度、硬度以及耐磨性等性能要求的日益提高，金属材料面临严峻的挑战。
传统的单一金属材料已经不能满足工业要求。
因此，铝基复合材料应运而生。
铝基复合材料具有优良的机械性能、高的耐腐蚀性、良好的热稳定性等优点，被广泛应用于汽车、航空航天、电子、能源等领域。
目前，铝基复合材料制备方法多种多样，其中碳化硅颗粒增强铝基复合材料受到人们的广泛关注。
碳化硅具有高强度、高硬度、高耐磨性等特点，能够有效增强铝基复合材料的力学性能，提高其耐磨性和抗疲劳性能，因此具有广阔的应用前景。
二、研究内容本研究旨在制备碳化硅颗粒增强铝基复合材料，并对其力学性能、热稳定性、耐磨性等性能进行研究。
具体包括以下内容：1. 碳化硅颗粒的制备：采用化学气相沉积法制备高纯度的碳化硅颗粒。
2. 铝基复合材料的制备：将碳化硅颗粒加入到铝合金熔体中，采用压力铸造方法制备铝基复合材料。
3. 材料性能测试：对制备的铝基复合材料进行力学性能、热稳定性、耐磨性等性能测试。
4. 微观结构分析：对铝基复合材料进行微观结构分析，探究碳化硅颗粒与铝基矩阵的相互作用机制。
三、研究方法1. 碳化硅颗粒的制备采用化学气相沉积法，通过改变反应条件来控制颗粒的尺寸和形貌。
2. 铝基复合材料的制备采用压力铸造法，可以提高材料的密实度和连续性。
3. 物理性能测试采用扫描电子显微镜、X射线衍射、热重分析等分析测试手段。
4. 微观结构分析采用透射电镜和扫描电镜等手段进行分析观察。
四、预期结果预计研究结果将优化碳化硅颗粒增强铝基复合材料的制备工艺，进一步提高材料的力学性能、热稳定性、耐磨性等性能，为该领域的研究提供新的理论依据和实验数据。
五、研究进度安排第一年1. 确定碳化硅颗粒的制备工艺；2. 制备铝基复合材料；3. 开展铝基复合材料的物理性能测试；4. 进行微观结构分析。
第二年1. 优化铝基复合材料的制备工艺；2. 继续进行铝基复合材料的物理性能测试；3. 开展铝基复合材料的力学性能和耐磨性测试；4. 继续进行微观结构分析。
SiC颗粒增强铝基复合材料制备工艺及性能研究中期
报告
中期报告主要介绍了SiC颗粒增强铝基复合材料的制备工艺和性能研究的进展情况。
具体内容如下：
1. 研究背景和意义
本文研究的是SiC颗粒增强铝基复合材料，这种材料因其轻质、高强度、高刚性、耐腐蚀等特点被广泛应用于航空、汽车、船舶等领域。
通过研究该材料的制备工艺和性能，可以提高材料的性能，为材料的应用提供支持。
2. 研究方法
本文首先使用球磨机对铝粉和SiC颗粒进行混合，然后采用压力机将混合物压制成坯料，最后通过热压烧结技术制备铝基复合材料。
对制备过程中的参数进行了系统的优化，研究了不同加热温度、保温时间、加压力度等对材料性能的影响。
3. 成果与分析
经过优化，最终制备出了质量稳定的SiC颗粒增强铝基复合材料，并对其力学性能和热性能进行了测试。
结果表明，SiC颗粒增强铝基复合材料的力学性能和热性能均显著优于纯铝材料，其中强度和硬度分别提高了40%和60%以上。
4. 存在的问题和展望
目前研究中存在一些问题，例如坯料压制不够均匀、材料中存在气孔等。
未来将着重优化制备工艺，提高材料的性能，并探索材料在不同应力条件下的性能表现。
总之，本文研究了SiC颗粒增强铝基复合材料的制备工艺和性能，为该材料的应用提供了基础性支持。
SiC颗粒增强钢基表面复合材料的制备及冲蚀磨损性能研究SiC颗粒增强钢基表面复合材料的制备及冲蚀磨损性能研究摘要：钢基表面复合材料的制备和应用在工业领域中受到广泛关注。
本研究以SiC颗粒为增强剂，采用熔融渗透法制备了SiC颗粒增强钢基表面复合材料，并对其冲蚀磨损性能进行了研究。
通过扫描电子显微镜、能谱仪等测试手段对样品的微观形貌和成分进行了分析。
实验结果表明，制备的SiC颗粒增强钢基表面复合材料具有较好的冲蚀磨损性能。
本研究为进一步拓宽钢基表面复合材料的应用领域和提高其性能指标提供了理论和实验基础。
关键词：钢基表面复合材料，SiC颗粒，冲蚀磨损性能引言：钢基表面复合材料是一种通过在钢基材料表面引入增强剂，通过材料复合的方式提高钢材的性能的一类材料。
随着工业技术的不断发展和人们对材料性能要求的提高，钢基表面复合材料的研究受到了广泛关注。
冲蚀磨损是材料在高速流体环境中表面受到颗粒冲击和磨擦所引起的磨损现象，是工程领域中常见的磨损方式之一。
因此，研究钢基表面复合材料的冲蚀磨损性能具有重要的理论和实际意义。
实验部分：本实验选择了SiC颗粒作为钢基表面复合材料的增强剂，采用熔融渗透法制备了SiC颗粒增强钢基表面复合材料。
首先，在钢板表面进行喷涂预制槽，然后将预制槽中的SiC颗粒加热熔化，使其润湿并渗透进钢板表面。
最后，经过热处理和冷却工艺后，得到了表面复合的钢基材料。
接下来对制备的材料进行了性能测试。
首先，使用扫描电子显微镜观察并拍摄了样品的微观形貌。
图像显示，SiC颗粒被均匀地嵌入在钢基材料中。
其次，利用能谱仪对样品进行了成分分析，结果显示样品中同时存在C、Si、Fe和O等元素。
这说明SiC颗粒顺利地渗透到钢板中并与钢基材料发生了化学反应。
为了研究SiC颗粒增强钢基表面复合材料的冲蚀磨损性能，我们进行了冲蚀磨损实验。
实验采用冲蚀磨损试验机，将样品暴露在高速喷射流中，通过改变冲蚀试验参数，如冲蚀介质颗粒速度、颗粒浓度和冲蚀时间等，来研究材料的磨损行为。
第50 卷第 6 期2023年6 月Vol.50，No.6Jun. 2023湖南大学学报（自然科学版）Journal of Hunan University（Natural Sciences）SiC颗粒增强6013铝基复合材料时效析出行为及力学性能傅定发 †，彭克成，陈爽，刘海洋，滕杰，蒋福林，张辉（湖南大学材料科学与工程学院，湖南长沙 410082）摘要：采用球磨-冷等静压-热等静压-热挤压工艺制备组织均匀、颗粒分散良好的15%质量比 SiC p/6013Al复合材料，并利用扫描电子显微镜、透射电子显微镜和室温力学性能测试等研究不同人工时效温度下SiC p/6013Al复合材料的析出行为和力学性能. 结果表明，复合材料析出行为受热扩散控制，温度升高导致沉淀相析出加速；复合材料中的主要强化相为Mg2Si，而且SiC颗粒能显著增强强度，但也导致复合材料的塑性快速下降；相比基体6013铝合金，15%质量比SiC p/6013Al复合材料能在更低温度、更短时间内达到峰时效，经过人工时效处理后的最高硬度为180 HV0.2，抗拉强度为522 MPa.关键词：析出强化；力学性能；Al-Mg-Si-Cu合金；颗粒增强铝基复合材料；人工时效中图分类号：TG166.3 文献标志码：AAging Precipitation Behavior and Mechanical Properties of 6013 Al MatrixComposites Reinforced by SiC ParticlesFU Dingfa†，PENG Kecheng，CHEN Shuang，LIU Haiyang，TENG Jie，JIANG Fulin，ZHANG Hui （College of Materials Science and Engineering， Hunan University， Changsha 410082， China）Abstract：SiC p/6013Al composites with a uniform structure and good particle dispersion were prepared by ball milling，cold isostatic pressing，hot isostatic pressing and hot extrusion process. Using transmission electron microscopy， scanning electron microscopy， and room temperature mechanical performance testing， the precipitation behavior and mechanical properties of 15% SiC p/6013Al composites under different artificial aging temperatures after solution treatment were studied. The results show that the precipitation behavior of the composites is controlled by thermal diffusion， and the precipitation accelerates when the temperature increases. The main strengthening phase of the composites is Mg2Si， while SiC particles can significantly enhance the strength of the composites， but also lead to a rapid decline in the plasticity of the composites. Compared with 6013 aluminum alloy matrix， 15% SiC p/6013Al composites can reach peak aging at a lower temperature and in a shorter time. After artificial aging treatment， the maximum hardness is 180 HV0.2 and the tensile strength is 522 MPa.Key words：precipitation strengthening；mechanical properties；Al-Mg-Si-Cu alloy；particle reinforced∗收稿日期：2022-03-08基金项目：湖南省高新技术产业科技创新引领计划（2022GK4051）， Hunan Provincial Science and Technology Innovation Leading Plan for High and New Technology Industries （2022GK4051）作者简介：傅定发（1969—），男，湖南浏阳人，湖南大学教授† 通信联系人，E-mail：*********************文章编号：1674-2974（2023）06-0137-07DOI：10.16339/ki.hdxbzkb.2023301湖南大学学报（自然科学版）2023 年aluminum based composites； artificial aging6013铝（Al-Mg-Si-Cu）合金是一类具备优良性能和广泛应用前景的可热处理强化铝合金，相比于其他6×××系铝合金（如6061铝合金、6063铝合金），该合金含有更多Cu元素，基体中除了强化相Mg2Si 外，还存在部分CuAl2作为次要强化相.因此，具有更高的屈服、抗拉强度，同时还能保持良好的耐腐蚀性、断裂韧性、抗疲劳性能以及可焊接性［1］，在现代军工、航天航空工业获得较多的实际应用［2］.为了适应现代工业生产对材料综合性能越来越严苛的要求，颗粒增强铝基复合材料被认为是一种性价比很高的研究材料，不仅有较高的比强度和比模量，还有比基体材料更好的耐高温性能和耐磨性能，现已作为轻量化结构材料广泛地应用于航空航天，在车辆结构中也具有良好的应用前景.粉末冶金是颗粒增强铝基复合材料常用的一种制备工艺，能够制备组织良好且性能优异的复合材料，但仍存在如脱气困难、高温导致组织粗化等缺陷. 在复合材料制备后，常需要通过后续的变形或者热处理工艺来改善组织、优化性能.因此，对铝合金基体和复合材料的热处理工艺和时效析出行为的研究有重要意义.铝合金在热处理过程中，随着固溶温度的升高，基体中合金元素的固溶度也会增大，经过高温固溶、快速冷却的铝基复合材料，可通过人工时效使细小的弥散析出相从过饱和的固溶体中析出，产生时效硬化的效果［3］.其强化效果主要受析出相的分布情况、形态、尺度和数量的影响［4］，最终影响铝合金及复合材料本身的力学性能.通过优化固溶制度，提高基体的固溶过饱和程度，选择最佳人工时效温度和时间以加强时效强化的效果，进一步优化合金和复合材料的综合性能.6013铝合金含有Cu元素导致与其他6系铝合金的时效脱溶顺序存在一定差别，通常为：过饱和固溶体→GP区（Mg和Si元素的溶质团簇［5］）→共格过渡相β"→半共格过渡相β'→稳定相β（Mg2Si）［6-7］.β'相有较高的强化效果，能够对位错起到明显的钉扎作用，从而明显提高力学性能［8］. 复合材料因为加入了一定含量的增强体颗粒，所以时效析出过程发生了一定改变. 一般来说，陶瓷颗粒加入基体后不会改变基体的析出序列，但是会加速时效析出的过程，使得材料能够以更低的人工时效温度或者人工时效时间达到峰时效［9］.目前，国内对6013铝合金的研究主要集中在合金化设计、应力应变对组织性能的影响等方面，对以6013铝合金为基体的复合材料的研究主要集中在力学性能和制备工艺方面［10-13］. 为研究SiC颗粒增强体对6013铝合金时效析出行为以及力学性能的影响和作用，并且通过提高复合材料的组织均匀性以提高其力学性能，在参考了对粉末冶金坯料消除缺陷提高致密化的工艺后，本文采用球磨-冷等静压-热等静压-热挤压的工艺，制备了组织致密且均匀、颗粒分散性较好的15%质量比SiC p/6013Al复合材料，主要研究SiC颗粒对6013铝合金在热处理过程中时效析出行为的影响，为SiC p/6013Al复合材料在工业上的应用提供理论指导.1 实验材料及方法本实验试样为SiC p/6013Al热挤压板材，其中6013铝合金基体的主要成分为Al-0.60%Si-0.80%Mg-0.60%Cu-0.20%Mn-0.25%Zn-0.15%Ti-0.10%Cr（质量分数），SiC的质量分数为15%. SiC p/6013Al复合材料的制备工艺流程示意图如图1所示. 将上述成分的6013铝合金粉末与SiC粉末在行星式球磨机内混料，二者的平均粒径分别为7 μm和0.7 μm，球磨转速为160 r/min，时间1.5 h，球料之间的质量比为9∶4. 待粉体充分混合后，先通过冷等静压工艺预制成坯体后，再使用热等静压工艺对预坯成型，其热压条件控制为温度560 ℃，压力为75 MPa，时间为4 h. 通过热等静压得到直径 85 mm，高250 mm的圆柱体坯料，在XJ−2500 挤压机上进行热挤压，得到截面尺寸为10 mm×50 mm的板材，挤压速度为0.6 mm/s，挤压系数为13，出口温度为460 ℃.完成挤压后，将复合材料板材置于高温炉内进图1 SiC p/6013Al复合材料的制备工艺流程示意图Fig.1 Schematic diagram of the preparation process ofSiC p/6013Al composite138第 6 期傅定发等：SiC颗粒增强6013铝基复合材料时效析出行为及力学性能行540 ℃条件下2 h固溶处理，随后将其快速浸入水中淬火. 对固溶处理后的样品分别在120 ℃、150 ℃、180 ℃和210 ℃条件下进行人工时效. 利用上海励盾仪器仪表检测技术有限公司生产的HV-1000BZ型维氏硬度计测量其维氏硬度，施加载荷为1.96 N，保荷时间15 s，每个试样测试5个点并取平均值. 基于典型的四点探针法对人工时效保温过程中试样的电阻率进行测量，并使用K型热电偶记录样品的温度变化，频次设置为1次/s，原位电阻率计算采用在线测试方法. 利用Instron-3382型电子万能试验机测试其拉伸力学性能，复合材料的拉伸试样沿挤压方向选取，拉伸速度为 1 mm/min.为研究增强体颗粒对6013铝合金时效析出行为以及显微组织的影响，本文使用SEM、EDS、TEM对不同热处理状态下SiC p/6013Al复合材料的组织形貌与成分进行分析. 利用 FEI Quanta 200 型扫描电子显微镜对原始组织、热处理后组织进行观察，并对拉伸断口进行分析. 另外选取人工时效处理后的样品，将厚度磨至 80 μm，并使用微型冲孔器冲出ϕ3 mm 的圆片，使用硝酸和酒精的体积比为3∶7的电解液并在 Gatan 691 型离子减薄仪减薄后在 FEITecnai G2 F20 型 TEM 下进行显微组织观察分析.2 结果与分析2.1 热处理对SiCp/6013Al复合材料显微组织的影响未经过热处理的挤压态SiC p/6013Al复合材料的SEM形貌图如图2所示. 由图2（a）可知，经过冷等静压→热等静压→热挤压制备的SiC p/6013Al复合材料致密性较好，增强体颗粒分布均匀，基体内基本看不到（如孔洞、裂缝）缺陷部分，未出现SiC严重团聚的现象. 固溶处理中温度升高后合金中的元素固溶度提高，快速冷却后成为过饱和固溶体，因此，经过固溶处理的基体中的Mg2Si数量明显减少. 在后续进行人工时效时，随着保温时间的增加，固溶的合金元素会逐渐析出，作为沉淀相分散在基体中，从而对位错运动造成阻碍，表现为材料强度提高［14］.图3为挤压态SiC p/6013Al复合材料的EDS下SiC p/6013Al内的元素分布. 根据图3中元素分布结果可以确认复合材料中组织的物相组成，除深灰色多边形颗粒为SiC外，基体中主要分布着亮白色米粒状组织，主要由Al-Mn-Fe组成，是Al-Mg-Si合金中常见的杂质相（FeMnSi）Al6；黑色不规则多角形片状组织主要由Mg-Si组成，为Al-Mg-Si合金中主要的增强相的Mg2Si.为了研究不同时效状态下复合材料析出相的尺寸和形态，选取了150 ℃/8 h、180 ℃/1 h和210 ℃/24 h 3种不同热处理状态的复合材料进行TEM实验.不同时效态下SiC p/6013Al的TEM图像如图4所示.图4中黑色多边形为SiC颗粒，可以清晰地观察到基体和SiC颗粒的界面处没有任何反应层生成. 这说明材料在560 ℃热等静压和540 ℃固溶处理的过程中没有在SiC增强体颗粒和铝合金基体的结合界面处生成Al4C3脆性相；同时，也可以看到在增强体颗粒周围存在较多的位错线堆积. 这是因为其与基体的热膨胀系数存在较大的差别，因此，在制备过程和热处理过程中存在较大的热错配应力，从而产生大量位错线，而这些位错的存在能起到明显的强化作用，提高复合材料的强度.（a）二次电子像（b）背散射电子像图2 SiC p/6013Al复合材料的SEM形貌图Fig.2 SEM image of SiC p/6013Al composite图3 EDS下SiC p/6013Al内的元素分布Fig.3 Distribution of elements in SiC p/6013Al under EDS139湖南大学学报（自然科学版）2023 年析出相强化是Al-Mg-Si-Cu 合金的主要强化机制［15］，以此合金为基体的复合材料的硬度与纳米析出相的类型、尺寸、数量及分布状态也存在一定的关系. 在150 ℃/8 h 和180 ℃/1 h 的时效条件下，并没有观察到针状的β"相存在，因为此时处于峰值时效状态，析出相小而弥散地分布在基体中，此倍数下未能观察到β".除了SiC 增强体颗粒以外，在210 ℃/24 h 过时效态的TEM 图像中，能清晰地观察到板条状的析出相存在. 原本的析出相在高温人工时效的过程中快速形核并且粗化，在基体中形成尺寸较大的第二相. 原本应该是针状的β"析出相，在高温时效下逐渐长大并粗化，形成了板条状的形态. 而这些尺寸粗大的析出相并不能起到很好的强化作用，反而导致复合材料的力学性能出现一定程度的削弱.2.2 时效过程中硬度和原位电阻率的演变图5为540 ℃/2 h 固溶处理后SiC p /6013Al 在人工时效的过程中硬度和电阻率随保温时间的变化曲线.由图5（a ）可知，未进行热处理的挤压态SiC p /6013Al 硬度约为120 HV 0.2，相比于传统的6013铝合金，硬度提高了约43%. 当对固溶态的复合材料进行人工时效处理后，可以发现其硬度均出现了明显的提高，并在实验条件内观察到明显的单时效峰. 此外，随着时效温度的提高，复合材料达到硬度峰值的保温时间更短，说明SiC p /6013Al 的沉淀强化和基体6013铝合金一样受到热扩散控制. 在时效析出的早期阶段，人工时效温度越高，沉淀相析出越快，表现（a ）固溶处理后进行150 ℃/8 h的人工时效处理（b ）固溶处理后进行180 ℃/1 h的人工时效处理（c ）固溶处理后进行210 ℃/24 h 的人工时效处理图4 不同时效态下SiC p /6013Al 的TEM 图像Fig.4 TEM image of SiC p /6013Al under different agingconditions（a ）时效-硬度曲线（b ）人工时效中试样电阻率的变化曲线（c ）人工时效中试样电阻率斜率的变化曲线图5 固溶处理后SiC p /6013Al 在人工时效的过程中硬度和电阻率随保温时间的变化曲线Fig.5 In the artificial aging process ， the hardness and resistivity of SiC p /6013Al after solution treatment with the change of hold⁃ing time curve140第 6 期傅定发等：SiC颗粒增强6013铝基复合材料时效析出行为及力学性能为材料的硬度达到峰值所需的保温时间更短. 此外，在较高的人工时效温度下（如210 ℃条件），当保温时间超过峰时效后，复合材料的硬度快速下降，即出现过时效现象.根据图5（a）的结果，SiC p/6013Al的最佳时效工艺为150 ℃/8 h，峰值硬度为180 HV0.2. 与6013铝合金的时效析出行为［16］对比可以发现，当时效温度相同时，复合材料达到峰时效所需的保温时间更短，而且硬度提升幅度更大. 在复合材料中，SiC颗粒的引入能够显著增加基体中的晶界面积，在热处理过程中能提供大量非均匀形核点位，有利于强化相的析出与沉淀. 此外，由于SiC颗粒的热膨胀系数和6013铝合金基体之间存在较大的差异，在时效过程中由于热错配应力导致SiC颗粒周围产生大量位错，同样会导致基体内的界面增加. 二者共同的作用，导致复合材料的峰时效在相同温度下比基体合金提前，表现为时效析出行为加快.合金材料的电阻率主要受固溶原子、析出粒子和位错等变形缺陷所影响［17-18］. 对于6×××系铝合金，在等温时效过程中，其基体会经历过饱和固溶体的分解、析出相形核及长大3个过程. 时效初期，当过饱和固溶体分解时，基体的电阻率呈现快速下降的趋势. 之后一段时间内析出相开始形核并生长，而均匀细小的析出相本身不会对析出相产生大幅度的影响，但此时基体中的过饱和固溶原子在分解，因此其原位电阻率在时效后期呈现缓慢下降的趋势. 此外，人工时效过程也能起到一定的消除位错的作用，会导致材料电阻率的下降（低温人工时效处理对晶内位错的消除作用较小）. 图5（b）为人工时效中试样电阻率的变化曲线，图5（c）为人工时效中试样电阻率斜率的变化曲线，并以此表示时效过程中试样内过饱和固溶体的分解速度. 在120 ℃进行人工时效时，SiC p/6013Al复合材料试样的电阻率没有发生特别显著的变化，只是在时效后期出现了略微下降；当时效温度升高到150 ℃时，试样的电阻率开始出现明显的下降趋势；当时效温度升高到180 ℃时，复合材料的电阻率下降幅度更大，根据其电阻率变化导数，在前3 000 s其电阻率快速下降，正好对应图5（a）中试样硬度快速上升的阶段，而在5 000 s左右时下降速率逐渐平稳，此时复合材料的硬度开始下降；当时效温度为210 ℃时，电阻率的斜率反而低于180 ℃的条件，说明过高的人工时效温度在一定程度上导致材料软化，且抑制了过饱和固溶体的分解. 综合硬度和电阻率在不同温度下随保温时间的演变情况来看，可以认为SiC颗粒的加入加快了6013铝合金的时效析出行为.2.3 人工时效对拉伸性能的影响以及拉伸断口分析根据图5（a）中SiC p/6013Al时效-硬度曲线，参照峰时效和过时效的热处理工艺，以此为基础进行8组不同时效状态下复合材料的拉伸实验，获得如图6所示的不同时效工艺下SiC p/6013Al的拉伸曲线以及对应的强度和延伸率.由图6可知，不论是挤压态还是时效态，SiC p/ 6013Al 复合材料的屈服强度和抗拉强度均高于6013铝合金，同时SiC p/6013Al复合材料的延伸率出现大幅度下降. 说明SiC一方面能有效地转移并承担基体中的应力，提高材料的强度；但另一方面SiC 本身硬而脆的性质，降低了材料的塑性.作为典型的可热处理强化的6013铝合金，在经（a）拉伸曲线（b）抗拉强度、屈服强度及延伸率图6 不同时效工艺下SiC p/6013Al的拉伸曲线以及对应的强度和延伸率Fig.6 Tensile curves and corresponding strength and elongation of SiC p/6013Al under different aging processes141湖南大学学报（自然科学版）2023 年过固溶处理后，再对其进行人工时效可以在一定程度上显著提升其屈服强度和抗拉强度. 由图6（a）可知，SiC p/6013Al复合材料在断裂之前基本没有经历剧烈的塑性变形阶段，并且应力-应变曲线没有一段达到强度峰值后下降的过程，复合材料的延伸率没有超过5%，说明在加入SiC颗粒后，复合材料的断裂表现为脆性断裂，达到最大抗拉强度前就已经发生断裂，较差的塑性是制约复合材料强度提升的主要原因. 时效态SiC p/6013Al相较于热处理前，抗拉强度的强化效果达到30%~45%，其中综合性能最好的点出现在150 ℃/8 h，与复合材料的硬度曲线的峰值对应. 当复合材料的人工时效温度为210 ℃时，其屈服强度和抗拉强度虽然都高于挤压态，但相比于其他3种人工时效温度，其强度已经处于较低的水平. 由图6（b）可知，在人工时效早期，试样的延伸率略微降低，但是如果继续增加保温时间，过时效状态下试样的延伸率出现一定程度的回升. 如在时效温度210 ℃、保温时间24 h的条件下，试样已经是过时效态，相较于时效峰的性能，复合材料的硬度和强度都发生明显的下降，但是塑性却出现一定的回升，其延伸率已经接近挤压态的数值.对比上述拉伸结果，不同的热处理条件对材料的性能起着重要作用. 这主要是因为6013铝合金基体在时效过程中在不同阶段的析出相的尺寸和形貌的差别，不同的时效析出相对材料的性能有很大的影响. SiC p/6013Al合金在150 ℃时效处理8 h后抗拉强度达522 MPa，延伸率下降. SiC p/6013Al拉伸性能的改变可归因于随着时效时间的延长，在铝合金基体中产生数量更多的共格过渡相β"相. 当时效温度升高到 210 °C 时，此时复合材料已经进入过时效状态，析出相尺寸发生粗化，导致复合材料强度下降.为了进一步分析人工时效对复合材料拉伸性能及断裂机理的影响，对拉伸试样的断口进行SEM分析. 图7为SiC p/6013Al原始态、峰时效和过时效拉伸断口形貌. 当 SiC增强体颗粒加入铝合金基体后，合金的断口的形貌特征和断裂特性都发生了一定程度的变化. 由图7（a）可知，断口表面除了一些细小的韧窝和少许的撕裂棱外，还有许多颗粒脱落后遗留下来的孔洞，整个断口表现出脆性断裂特征. 复合材料在拉伸过程中的变形主要以铝基体的塑性变形为主，同时部分增强体颗粒从铝基体中被拔出发生脱落. 这是由于SiC的加入，阻碍了变形过程中产生的位错运动，发生的第二相强化在提高强度的同时降低了塑性. 复合材料的断口呈现出脆性断裂的特征，主要是因为界面的破裂和SiC的脱落.通过对比图7（b）和图7（c），经过不同条件的时效处理后，复合材料的断口组织相比于挤压态没有发生明显的改变，韧窝的形态仍然保持浅而小的状态，可以说明人工时效对复合材料断口形貌的影响并不明显，时效虽然可以提高其强度，但是断裂行为仍以脆性断裂为主.挤压态的复合材料拉伸断口处的背散射电子扫描图像和EDS元素组成如图7（d）所示，可见，拉伸断口表面分布着许多白色颗粒相，根据元素分布的情况判断其为脆性的AlMnFe相. 同时，根据Si元素的分布情况也可以发现，一些尺寸较大的SiC颗粒大多分布于拉伸断口的孔洞内，推测这些尺寸较大的SiC 颗粒周围在拉伸的过程中成为裂纹源，最终导致复合材料过早断裂失效，表现出较低的韧性，断裂表现出脆性断裂的特性.3 结论本文对通过球磨-冷等静压-热等静压-热挤压工艺制备的15%质量比SiC p/6013Al复合材料的微观组织、时效析出行为和力学性能进行了研究，主要结论如下：1）经过冷等静压→热等静压→热挤压工艺制备的15% 质量比SiC p/6013Al复合材料致密性较好，增强体颗粒分布均匀，基体内基本看不到缺陷部分（如（a）原始态（b）峰时效态（c）过时效态（d）断口处的背散射电子扫描图像和EDS元素组成图7 SiC p/6013Al原始态、峰时效和过时效拉伸断口形貌Fig. 7 The fracture morphology of SiC p/6013Al in original state，peak-aged and over-aged tensile142第 6 期傅定发等：SiC颗粒增强6013铝基复合材料时效析出行为及力学性能孔洞、裂缝），也没有出现SiC严重团聚的部分，因此具有较为优良的力学性能.2）结合原位电阻率及时效-硬度测试结果，SiC 颗粒增强体能够起到加速6013合金基体固溶处理后沉淀相析出的作用. 这是因为其显著增加了基体中的晶界面积，在时效析出过程中能提供大量非均匀形核点位，利于强化相的析出与沉淀；SiC p/6013Al 复合材料的最佳人工时效工艺为150 ℃/8 h，峰时效硬度为180 HV0.2.3）SiC颗粒增强体能显著提高6013铝合金基体的强度，复合材料的主要析出强化相为Mg2Si. SiC颗粒增强体在增加复合材料强度的同时，也降低了复合材料的塑性，导致基体的断裂从韧性断裂转变为脆性断裂；SiC p/6013Al复合材料经过人工时效后的最佳抗拉强度为522 MPa，此时延伸率为4.5%.参考文献［1］薛学功. 6013铝合金性能与组织的研究［D］.长沙：中南大学，2003：14-16.XUE X G. Study on properties and microstructure of 6013aluminum alloy［D］. Changsha：Central South University，2003：14-16. （in Chinese）［2］何立子，张晓博，崔建忠．Cu、Mg、Si、La对低成分AI-Cu-Mg-Si合金强度的影响［J］．轻合金加工技术，1999，27（12）：37-39．HE L Z，ZHANG X B，CUI J Z．Effects of Cu，Mg，Si，La onstrength of microalloyed Al-Cu-Mg-Si alloys［J］．Light AlloyFabrication Technology，1999，27（12）：37-39．（in Chinese）［3］SHYONG J，DERBY B．The deformation characteristics of SiC particulate-reinforced aluminium alloy 6061［J］. 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SiC增强铝基复合材料的力学性能惠鹏飞;刘慧玲;李靖;王景升【摘要】采用半固态搅拌铸造法制备了SiC颗粒增强铝基复合材料,研究了加入不同质量分数SiC和Mg的(Al基体、Al-4 wt.％SiC、Al-4 wt.％高温氧化SiC,Mg 的质量分数从0～4 wt.％以1wt.％的含量递增)铝基复合材料的微观结构和力学性能,研究结果表明:经过高温氧化的SiC颗粒能够防止铝液对SiC颗粒的侵蚀,SiC颗粒表面没有发现孔洞.在Al-4 wt.％高温氧化SiC-3 wt.％Mg铝基复合材料中形成了Si和MgAl2O4,其屈服强度、抗拉伸强度和硬度最大,但当Mg的质量分数超过3 wt.％时,其屈服强度和抗拉伸强度降低,这主要是由于过量Mg的加入,会使复合材料中SiC颗粒表面的SiO2与Mg反应后继续与铝液进行反应,这将削弱SiC颗粒与基体的界面结合强度.【期刊名称】《甘肃科学学报》【年(卷),期】2014(026)006【总页数】4页(P82-85)【关键词】铝基复合材料;界面反应;显微组织;力学性能【作者】惠鹏飞;刘慧玲;李靖;王景升【作者单位】兰州理工大学省部共建有色金属先进加工与再利用国家重点实验室,甘肃兰州 730050;兰州理工大学理学院,甘肃兰州 730050;兰州理工大学理学院,甘肃兰州 730050;兰州理工大学理学院,甘肃兰州 730050;兰州理工大学理学院,甘肃兰州 730050【正文语种】中文【中图分类】TG115.5铝基复合材料被广泛应用于航空航天和汽车制造等行业,其中含有增强相的铝基复合材料因其在力学和摩擦等性能方面优于基体合金而体现出了巨大的工业价值[1-4].在不同类型的铝基复合材料之中,颗粒增强铝基复合材料的工业成本远低于其他类型,另外,颗粒增强铝基复合材料的物理性能一般各向同性,用铸造法制备的颗粒增强铝基复合材料不仅成本最低,并且有优异的摩擦性能[5-8].复合材料的硬度和韧性主要取决于基体合金的结构以及增强相颗粒的尺寸、分布情况和界面结合强度[9],此外,铸造缺陷可能会加剧增强体颗粒的团聚现象[10],Tan等[11]的研究表明,SiC 颗粒增强铝基复合材料的强度和韧性等多个力学性能高于Al2O3颗粒增强的铝基复合材料.SiC颗粒增强铝基复合材料的一个困难是SiC颗粒与熔融态的铝液之间不能进行很好的润湿,SiC颗粒常常与铝液发生反应,降低复合材料的力学性能.研究在铝液中加入Mg和经高温处理的SiC颗粒,改善两相的润湿性,可有效抑制有害界面反应的发生,提高界面结合强度,增强复合材料的硬度﹑抗拉强度和屈服强度.1 实验方案1.1 材料的制备以纯铝作为基体,金属镁为活性元素,SiC颗粒作为增强体,采用半固态搅拌铸造法制备铝基复合材料,三组复合材料是:(1)纯铝+ (0,1,2,3,4) wt.%镁(A组:记为试样A1,A2,A3,A4,A5);(2)纯铝+4wt.% SiC(26μm) +(0,1,2,3,4) wt.%镁(B组:记为试样B1,B2,B3,B4,B5);(3)纯铝+4wt.% 高温氧化SiC(26 μm) +(0,1,2,3,4) wt.%镁(C组:记为试样C1,C2,C3,C4,C5).首先,将纯铝和镁加入到经过预热的坩埚中并放入电阻炉中熔化,熔化温度为680 ℃,熔化后进行除渣,再将炉内温度降到600 ℃并保持10 min左右,使金属处于半固态,将增强相经过搅拌加入到其中,为了铝液与增强相更好的进行润湿,将温度缓慢上升到680 ℃,保温一段时间后,迅速在钢模中进行浇铸.1.2 材料的表征在光学显微镜上对铸态微观组织进行观察,用配备有能谱仪的QUANTA FEG450型扫描电镜分析铸态组织中的物相,D8ADVENCE型X射线衍射仪分析样品的物相组成,试样的硬度在布氏硬度计上检测,载荷为306 N,加载时间为30 s,拉伸测试在(AG-10TA) 试验机上进行,拉伸应变速度为1 mm·min-1.2 结果与分析2.1 显微组织分析图1为铸态复合材料C4的SEM像和EDX谱.由图1可以看出,试样C4铸态组织中SiC颗粒分布比较均匀,没有出现明显的团聚现象,说明SiC颗粒经高温氧化后表面生成的SiO2晶体与铝液中的Mg、Al元素发生界面反应,生成MgAl2O4和Si,这一反应促使了SiC颗粒与铝液的润湿,并提高了SiC颗粒的分散性,在两相区搅拌后使结晶面以枝晶界面向前推进,液相中的SiC颗粒被迅速包围或吞并,最终得到均匀组织.SiC颗粒是SiC结晶块经粉碎而得,其表面吸附空气中的众多微气泡,阻止SiC/Al液接触和润湿,显然,Mg与SiC表面吸附气体有强烈反应倾向,Mg偏聚在SiC/Al液相界,从而能有效破坏SiC颗粒面上微气泡,改善两相润湿性.SiC颗粒表面没有发现孔洞,说明高温氧化后的SiC颗粒能够防止铝液对SiC颗粒的侵蚀[7].大部分SiC颗粒呈沿晶界分布特征,少数颗粒分布于晶粒内部.凝固过程中,随着a(A1)枝晶的长大,大部分SiC颗粒被固/液界面推移至晶界,只有少数SiC颗粒在熔体中起到非自发生核质点的作用,在凝固过程中作为a(A1)枝晶的形核质点,呈晶内分布特征[12,13].图1 铸态复合材料C4的SEM像和EDX谱Fig.1 SEM micrographs and EDX spectra of the composite C4 in the as cast condition铸态复合材料C4的XRD谱如图2所示.图2 铸态复合材料C4的XRD谱 Fig.2 XRD pattern of the composite C4 in the as cast condition由图1(b)和图2可以看出,试样C4中存在Si和MgAl2O4相,这表明,在复合材料中,界面发生了化学反应:Mg+2Al+ 2SiO2MgAl2O4+2Si,它有助于SiC颗粒与铝合金的进一步润湿,从而形成最佳的界面结合,其中晶体结构的MgAl2O4在非晶氧化层表面形成,一直生长至内层SiC表面,但没有出现Al4C3和Si[14],说明SiC颗粒高温氧化后表面生成的稳定的较为致密的SiO2晶层能有效抑制铝合金熔液中的Al元素发生有害界面反应:4Al+3SiCAl4C3+3Si,由于Al4C3在潮湿环境中稳定性差,会使增强体表面受损伤,从而直接影响复合材料的力学性能.2.2 力学性能分析三组复合材料的硬度如图3所示.图3 A,B,C三组铸态材料的布氏硬度曲线Fig.3 Brinell hardness curves of the composites A,B,C in the as cast conditionB组和C组材料的硬度明显高于A组,在硬度试验中,SiC颗粒可以增加压头与基体接触的有效面积,并且SiCp /Al高强度的界面有力地支撑颗粒对压头的抵抗作用,所以 SiC颗粒的加入可提高复合材料的硬度.C组材料的硬度要大于B组的,随着Mg含量的增加,硬度先增加后减小,当Mg含量为3wt.%时,加入高温处理SiC的复合材料的硬度最大,因为高强度界面越多,硬度也就越高.图4为A,B,C三组材料的屈服强度和抗拉伸强度.由图4中可以看出,三组材料中,无论屈服强度还是抗拉伸强度,B组和C组材料都要明显高于A组.它说明颗粒与基体铝合金的热力学不协调性使得复合材料内部产生大量的位错,同时由于位错的缠结、割阶和增殖使得位错的密度大量增加,对外就表现为强度和硬度的增加.SiC颗粒的加入提高了复合材料的屈服强度和抗拉伸强度.当对B组和C组中含有相同质量分数Mg的试样进行比较发现,C组相比B组材料展示出了更好的力学性能.这是由于SiC颗粒高温氧化后表面生成的SiO2晶体与铝液中的Mg、Al元素发生界面反应,生成MgAl2O4和Si,促使SiC颗粒与铝液润湿,从而使合金的晶粒得到细化,提高界面结合力,并提高了SiC颗粒的分散性.图4 A,B,C三组铸态材料的强度曲线Fig.4 Strength of the composites A, B, Cin the as cast condition另外,从图4我们可以看到,随着基体合金中Mg的质量分数增加到3 wt.%时(即试样C4),铝基复合材料的屈服强度和抗拉伸强度都达到了最大值,但当C组中Mg的质量分数超过3 wt.%时,材料的屈服强度和抗拉伸强度都被降低.这说明在基体合金中Mg的质量分数合适时会强化SiC颗粒与基体的界面结合,使复合材料受力时SiC/Al界面能更有效进行载荷传递.但是如果将过度的Mg加入到复合材料中,一旦当氧化层被反应消耗后,SiC颗粒将继续与铝合金熔液中的Al元素反应.这可能降低SiC颗粒与基体合金的界面结合强度.MgAl2O4的数量和尺寸大小与基体合金中的Mg含量有关,调节SiC颗粒的氧化程度和基体合金中Mg的含量,可以在一定程度上对SiC/Al 基复合材料的界面反应和产物进行控制.3 结论采用半固态搅拌铸造法制备了SiC颗粒增强铝基复合材料,SiC颗粒在基体合金中分布比较均匀,SiC颗粒表面没有出现孔洞.高温氧化SiC颗粒后表面生成的SiO2晶层与Al反应生成的Si和MgAl2O4有助于SiC颗粒与铝合金的进一步润湿,从而形成最佳的界面结合,并且能有效抑制SiC颗粒与铝合金熔液中的Al元素发生的有害界面反应.在基体合金中加入适量的Mg能使复合材料的硬度、屈服强度和抗拉伸强度提高.参考文献:【相关文献】[1] Ravi K R,Pillai R M,Pai B C,et al.Separation of Matrix Alloy and Reinforcement from Aluminum Metal Matrix Composites Scrap by Salt Flux Addition[J].Indian Academy of Sciences,2007,30(4):393-398.[2] Qu J,Xu H B,Feng Z L,et al.Improving the Tribological Characteristics of Aluminum 6061 Alloy by Surface Compositing with Sub-micro-size Ceramic Particles Via Friction Stir Processing[J].Wear,2011,271:1 940-1 945.[3] Zhang H W,Kus J L,Kus A L.Improvement of the Bonding Interface in HybridFiber/particle Preform Reinforced Al Matrix 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激光热处理对铝合金组织和晶粒生长的影响研究引言：铝及其合金是广泛应用于工业生产和日常生活的重要材料之一。
近年来，随着科技的不断进步和工业对材料性能要求的提高，对于铝合金的研究日益重要。
激光热处理作为一种新的表面处理方法，在改善铝合金材料性能方面显示出巨大的潜力。
本文将研究激光热处理对铝合金组织和晶粒生长的影响。
一、激光热处理对铝合金组织的影响1. 显微组织变化激光热处理对铝合金的显微组织具有显著的影响。
通过激光热处理，铝合金材料的晶粒尺寸可以得到有效控制和调节。
实验研究表明，随着激光功率的增加，铝合金材料的晶粒尺寸逐渐减小，晶界清晰度提高。
这种细化效应对于改善材料的力学性能和表面质量具有重要意义。
2. 相变行为除了晶粒尺寸的控制，激光热处理还会引起铝合金中相变行为的变化。
例如，在某些激光功率下，铝合金中的析出相含量会发生明显的变化。
这种相变行为的调控可以改变材料的硬度、强度和耐腐蚀性能。
这一研究结果对于铝合金在不同工业领域的应用有重要意义。
二、激光热处理对铝合金晶粒生长的影响1. 晶粒生长动力学激光热处理对铝合金晶粒生长动力学有一定的影响。
实验研究发现，通过激光热处理可以促进铝合金晶粒的再结晶行为，进而改善材料的塑性变形能力。
此外，激光热处理还可以调控晶粒的取向分布，进一步提高材料的力学性能。
2. 晶粒界面的特性激光热处理对铝合金晶粒界面的特性也具有一定的影响。
研究表明，激光热处理可以降低晶界能量，提高晶界的稳定性和力学强度。
这种改善晶界特性的效果对于材料的抗拉伸、疲劳和断裂行为具有重要影响。
总结：激光热处理对铝合金组织和晶粒生长具有明显的影响。
通过激光热处理可以控制和调节铝合金的晶粒尺寸、相变行为和晶粒界面特性。
这种表面处理方法为铝合金材料的应用提供了新的途径，有助于改善材料的力学性能、表面质量和耐腐蚀性能。
然而，目前对于激光热处理对铝合金组织和晶粒生长的影响研究还存在一些问题，例如对于激光功率、扫描速率和材料成分等参数的优化调控仍然需要进一步探索。
