【摘要】：隨著航空航天,導(dǎo)彈系統(tǒng),汽車等行業(yè)的迅速發(fā)展,對材料的要求越來越高,鋁基復(fù)合材料具備比強(qiáng)度高、比模量高、膨脹系數(shù)低和尺寸穩(wěn)定性好等優(yōu)點(diǎn),成為最具發(fā)展?jié)摿Φ囊活悘?fù)合材料。本文以A356.2鑄造鋁合金為研究對象,通過非均相沉淀的方法對亞微米級碳化硅進(jìn)行表面改性,并系統(tǒng)地研究了氫氟酸濃度、銅離子濃度、鋅粉加入速率及碳化硅粒徑對碳化硅表面鍍銅形貌的影響并優(yōu)化了鍍銅工藝。采取半固態(tài)攪拌工藝制備SiC/A356.2鋁基復(fù)合材料,研究了碳化硅鍍銅形貌對復(fù)合材料的靜態(tài)拉伸性能、沖擊性能、硬度、時效硬化規(guī)律及耐蝕性的影響,探討鋁基復(fù)合材料微觀結(jié)構(gòu)和性能的相關(guān)性、非均質(zhì)形核機(jī)理以及時效硬化規(guī)律,旨在獲得綜合性能優(yōu)異的SiC/A356.2鋁基復(fù)合材料,為A356.2鋁基復(fù)合材料的應(yīng)用提供相應(yīng)的理論支持,結(jié)論如下:隨著氫氟酸濃度的增加,碳化硅表面粗糙度相應(yīng)增加,溶液中的銅離子在表面粗糙度較大的區(qū)域內(nèi)形核長大。當(dāng)加入速率為3.2g/s時,會出現(xiàn)銅離子的自發(fā)形核,在溶液中形成樹枝狀的銅顆粒;當(dāng)加入速率為0.32g/s時,則能夠成功制備銅包附碳化硅的結(jié)構(gòu)。碳化硅粒徑的大小對碳化硅鍍銅形貌也有影響,粒徑為50nm的碳化硅經(jīng)過20%HF溶液清洗后,其棱邊處的粗糙度要高于碳化硅表面,使得銅離子優(yōu)先包裹在碳化硅的棱邊處;粒徑為1μm的碳化硅由于粒徑太大,銅離子不能夠完全包裹;粒徑為500nm的碳化硅經(jīng)過20%HF酸洗后,銅離子可以均勻的包裹碳化硅。隨著碳化硅添加量的增加,SiC/A356.2鋁基復(fù)合材料的抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度呈現(xiàn)先升高后下降的趨勢。當(dāng)碳化硅添加量為0.5wt.%時,抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度分別達(dá)到了365.6MPa和283.9MPa,與未添加碳化硅的A356.2鋁合金相比,提高了40.6%和19.5%。沖擊吸收功和沖擊韌性分別達(dá)到2.8J和3.89J/cm~2與未添加的A356.2鋁合金相比,提高了40.00%和47.91%。SiC/A356.2鋁基復(fù)合材料的拉伸斷裂方式是準(zhǔn)解理斷裂,隨著碳化硅的加入,其韌窩逐漸變淺,韌窩的密度下降。沖擊斷裂的方式為塑性斷裂和脆性斷裂相結(jié)合的斷裂方式,碳化硅的加入使得沖擊韌窩的排列由不規(guī)則韌窩轉(zhuǎn)變?yōu)檩^為規(guī)則的條狀韌窩。未添加碳化硅的A356.2鋁基復(fù)合材料的硅相分布較集中,隨著添加量的增加,硅相越來越均勻彌散的分布在α-Al基體中。這是由于硅相傾向于二維成核機(jī)制,在碳化硅表面上更容易形成連貫或者半連貫的平面并且碳化硅與硅相比,導(dǎo)熱系數(shù)又大于硅,為硅相的成核提供了一定的過冷度。所以,硅會在碳化硅上優(yōu)先形核長大,碳化硅分布越均勻,A356.2鋁基復(fù)合材料的硅相分布越均勻。但是當(dāng)添加0.7wt.%和1.0wt.%碳化硅時,硅相又分布集中,經(jīng)過熱處理的A356.2鋁基復(fù)合材料的硅相與鑄態(tài)相比形貌明顯球化、棱角鈍化,長針狀、板條狀的硅相基本消失且硅相的尺寸明顯減小。碳化硅的加入使得SiC/A356.2鋁基復(fù)合材料到達(dá)峰時效的時間縮短,加快了時效硬化的速率。時效硬化曲線表明,當(dāng)添加量為0.5wt.%時的A356.2鋁基復(fù)合材料的最佳時效工藝為180℃/4h,硬度達(dá)到118.2HB,與未添加的相比,提高了14.8%。SiC/A356.2鋁基復(fù)合材料的的時效析出相順序?yàn)镃o-clusters→GP zone→pre-β''→β''→β'→βphase(Mg_2Si),峰時效的強(qiáng)化相主要是pre-β''、β''和β'的相互作用,碳化硅的加入使得基體中出現(xiàn)熱錯配應(yīng)力,導(dǎo)致了碳化硅周圍產(chǎn)生位錯,強(qiáng)化了A356.2鋁基復(fù)合材料。碳化硅的加入使得SiC/A356.2鋁基復(fù)合材料在3.5%NaCl溶液中的耐點(diǎn)蝕性下降,主要表現(xiàn)為鈍化區(qū)間的縮短以及腐蝕電流密度的增加。隨著碳化硅添加量的增加,其點(diǎn)蝕電位逐漸負(fù)移動。但是當(dāng)添加0.7wt.%和1.0wt.%碳化硅時,其點(diǎn)蝕電位又會發(fā)生正向移動,這是因?yàn)樘蓟杼砑恿枯^多,在基體中發(fā)生團(tuán)聚造成基體中碳化硅和鋁相結(jié)合的界面少,而點(diǎn)蝕主要是發(fā)生在界面處,界面少材料越耐點(diǎn)蝕。SiC/A356.2鋁基復(fù)合材料在時效的過程中,隨著時效時間的延長,復(fù)合材料的耐點(diǎn)蝕性也逐漸下降,主要表現(xiàn)為鈍化區(qū)間的縮短和腐蝕表面點(diǎn)蝕坑的出現(xiàn),點(diǎn)蝕坑的深度和面積也隨著時效時間的增加而逐漸加深和擴(kuò)大。
【圖文】：

l-Ti-C 變質(zhì)[3]、Al-P 變質(zhì)[4]和稀土變質(zhì)[5]等。目前，工業(yè)生產(chǎn)金的性能，主要方法就是改善粗大的硅相，使其分布更加彌散合金還可以加入硬質(zhì)的增強(qiáng)顆粒來進(jìn)一步細(xì)化晶粒，例如 A9,10]和 B4C[11]等。因此，如何獲得細(xì)小晶粒，如何對鋁硅合金未來發(fā)展的關(guān)鍵也是國內(nèi)外研究開發(fā)的共同方向。1 鋁硅相圖中可以看出，室溫條件下的 Al-Si 二元合金存在著α 相代表硅溶于鋁中的固溶體，β 相代表鋁溶于硅的固溶體為 0.05%，鋁和硅在 577℃發(fā)生共晶反應(yīng)。已有研究表明[12]，量為 3%時，晶粒尺寸最小，當(dāng)硅含量超過 3%時，，Al-Si 合金含量的增加而增加，硅含量為 12.6%的 Al-Si 合金具有較好的于共晶點(diǎn)的凝固區(qū)間變寬，處于共晶點(diǎn)的 Al-Si 合金的界面平動的阻礙減小，提高了 Al-Si 合金的流動性進(jìn)而提高了鑄造

圖 1.2 位錯繞過第二相粒子的示意圖[27]運(yùn)動中的位錯與第二相粒子相遇時，位錯會纏繞粒子并產(chǎn)生曲折現(xiàn)象應(yīng)力的增加，位錯線受阻礙的地方的曲率半徑越大，從而導(dǎo)致粒子周圍交，于是正的位錯和負(fù)的位錯就會相互抵消，形成位錯環(huán)，未形成位錯會繼續(xù)按照應(yīng)力加載方向進(jìn)行移動，位錯按照此方式運(yùn)動所受到的阻礙據(jù) Orowan 位錯繞過強(qiáng)化理論，位錯彎曲到半徑為 R 的曲率時所需要的：=2Gb R（1-為基體合金的剪切模量，b為基體合金的布氏矢量，R為位錯的曲率半徑率半徑為2λ時所需要的切應(yīng)力為：
【學(xué)位授予單位】：濟(jì)南大學(xué)
【學(xué)位級別】：碩士
【學(xué)位授予年份】：2018
【分類號】：TB33

【參考文獻(xiàn)】

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本文編號：2705862