【摘要】：隨著航空航天,導彈系統(tǒng),汽車等行業(yè)的迅速發(fā)展,對材料的要求越來越高,鋁基復合材料具備比強度高、比模量高、膨脹系數(shù)低和尺寸穩(wěn)定性好等優(yōu)點,成為最具發(fā)展?jié)摿Φ囊活悘秃喜牧�。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鋁基復合材料,研究了碳化硅鍍銅形貌對復合材料的靜態(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,探討鋁基復合材料微觀結構和性能的相關性、非均質形核機理以及時效硬化規(guī)律,旨在獲得綜合性能優(yōu)異的SiC/A356.2鋁基復合材料,為A356.2鋁基復合材料的應用提供相應的理論支持,結論如下:隨著氫氟酸濃度的增加,碳化硅表面粗糙度相應增加,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;當加入速率為0.32g/s時,則能夠成功制備銅包附碳化硅的結構。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鋁基復合材料的抗拉強度和屈服強度呈現(xiàn)先升高后下降的趨勢。當碳化硅添加量為0.5wt.%時,抗拉強度和屈服強度分別達到了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鋁基復合材料的拉伸斷裂方式是準解理斷裂,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)則韌窩轉變?yōu)檩^為規(guī)則的條狀韌窩。未添加碳化硅的A356.2鋁基復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鋁基復合材料的硅相分布越均勻。但是當添加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鋁基復合材料到達峰時效的時間縮短,加快了時效硬化的速率。時效硬化曲線表明,當添加量為0.5wt.%時的A356.2鋁基復合材料的最佳時效工藝為180℃/4h,硬度達到118.2HB,與未添加的相比,提高了14.8%。SiC/A356.2鋁基復合材料的的時效析出相順序為Co-clusters→GP zone→pre-β''→β''→β'→βphase(Mg_2Si),峰時效的強化相主要是pre-β''、β''和β'的相互作用,碳化硅的加入使得基體中出現(xiàn)熱錯配應力,導致了碳化硅周圍產(chǎn)生位錯,強化了A356.2鋁基復合材料。碳化硅的加入使得SiC/A356.2鋁基復合材料在3.5%NaCl溶液中的耐點蝕性下降,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,其點蝕電位逐漸負移動。但是當添加0.7wt.%和1.0wt.%碳化硅時,其點蝕電位又會發(fā)生正向移動,這是因為碳化硅添加量較多,在基體中發(fā)生團聚造成基體中碳化硅和鋁相結合的界面少,而點蝕主要是發(fā)生在界面處,界面少材料越耐點蝕。SiC/A356.2鋁基復合材料在時效的過程中,隨著時效時間的延長,復合材料的耐點蝕性也逐漸下降,主要表現(xiàn)為鈍化區(qū)間的縮短和腐蝕表面點蝕坑的出現(xiàn),點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大。
【圖文】：

l-Ti-C 變質[3]、Al-P 變質[4]和稀土變質[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的增強顆粒來進一步細化晶粒，例如 A9,10]和 B4C[11]等。因此，如何獲得細小晶粒，如何對鋁硅合金未來發(fā)展的關鍵也是國內(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。已有研究表明[12]，量為 3%時，晶粒尺寸最小，當硅含量超過 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的凝固區(qū)間變寬，處于共晶點的 Al-Si 合金的界面平動的阻礙減小，提高了 Al-Si 合金的流動性進而提高了鑄造

圖 1.2 位錯繞過第二相粒子的示意圖[27]運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)象應力的增加，位錯線受阻礙的地方的曲率半徑越大，從而導致粒子周圍交，于是正的位錯和負的位錯就會相互抵消，形成位錯環(huán)，未形成位錯會繼續(xù)按照應力加載方向進行移動，位錯按照此方式運動所受到的阻礙據(jù) Orowan 位錯繞過強化理論，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時所需要的切應力為：
【學位授予單位】：濟南大學
【學位級別】：碩士
【學位授予年份】：2018
【分類號】：TB33

【參考文獻】

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本文編號：2705862