原位TiB2-A356復合材料的攪拌摩擦加工及其超塑變形特性研究.pdf

1、原位顆粒增強鋁基復合材料具有高的比強度、比模量，制備成本低，易于二次加工等優(yōu)點，而且可避免采用外加顆粒所產生的表面污染、界面結合差、易生成脆性相等缺點，使其成為金屬基復合材料中研究和應用最為廣泛的一種。然而，同傳統(tǒng)顆粒增強金屬基復合材料一樣，增強顆粒的引入，使復合材料的塑性成形加工性能變差，特別是給復雜形狀構件的成形帶來困難，這在很大程度上限制了其應用和發(fā)展。因此，研究原位鋁基復合材料的超塑性，尤其是高速超塑性成為鋁基復合材料制備與加工

2、領域的熱點。
　　本文以廣泛應用于航空、航天、交通運輸等領域的A356鋁合金為基體，基于K2TiF6-KBF4-Al體系原位制備了增強體含量分別為0.5vol.％，1vol.％，3vol.％的TiB2/A356鋁基復合材料并研究其高溫超塑性。同時本文采用同樣的方法制備了TiB2/Al復合材料，以便避開合金析出相的影響，并深入研究原位TiB2增強體對復合材料超塑性的影響及其機理。為細化復合材料基體和增強體的晶粒，使增強顆粒在基體中分

3、布更加均勻，進而提高復合材料的超塑性能，本文借助攪拌摩擦加工對制備的復合材料進行變形預處理。
　　組織結構分析:采用金相顯微鏡(OM)，X射線衍射(XRD)，掃描電鏡(SEM)和能譜分析(EDS)對基于K2TiF6-KBF4-Al體系所制備的TiB2/A356鋁基復合材料的組織結構進行了分析。分析結果表明在所制備的復合材料材料內部生成了尺寸約為0.1～2μm、呈六面體形或多邊狀的TiB2增強體顆粒;其中，部分TiB2增強顆粒沒有生

4、長完整，呈不規(guī)則尖角小塊形狀，局部分布團聚。攪拌摩擦加工使TiB2/A356復合材料基體中的枝晶硅由樹枝狀轉變?yōu)槭旨毿〉奈⒘?，而且分散得非常均?復合材料中的TiB2顆粒被細化為亞微米尺寸，小部分顆粒尺寸為納米級別，并且團聚的顆粒被打散，分布均勻化。
　　高溫單向拉伸試驗:將攪拌摩擦加工處理后的復合材料在不同溫度(400℃、480℃、550℃)以及不同應變速率(10-3s-1，10-2s-1，2×10-2s-1)的條件下進行高

5、溫拉伸。拉伸試驗結果表明:復合材料的流變應力隨溫度的升高而減小;在相同溫度下，流變應力對應變速率的變化反映不明顯;在相同的實驗條件下，與TiB2/Al相比，TiB2/A356比呈現出更大的流變應力。然而，兩種復合材料的伸長率均隨增強體體積分數的增大而減小，在增強體體積分數較低時，TiB2/A356的伸長率明顯低于TiB2/Al。其中，變形溫度為550℃，應變速率為10-2s-1時，TiB2/Al具有最大伸長率170％;而TiB2/A35

6、6在變形溫度為400℃，應變速率為10-2s-1的實驗條件下獲得的最大伸長率145％。復合材料的應變速率敏感性指數m值解析表明:TiB2/Al與TiB2/A356的m值隨著應變速率的增大都是呈現先增大后減小，且TiB2/A356的m值整體小于TiB2/Al的m值，表明TiB2/A356復合材料對應變速率相對不敏感。
　　超塑變形機理分析:通過晶粒擠入模型對原位TiB2/Al和TiB2/A356復合材料從晶粒尺度，增強體和析出相三個

7、方面進行了機理的分析。分析表明，基體晶粒尺寸越小，晶粒擠入過程越容易發(fā)生，超塑性能越好;TiB2增強顆粒在復合材料進行超塑變形過程中對晶粒的轉動起到了阻礙作用，降低了復合材料的伸長率;與TiB2/Al復合材料比較分析，TiB2/A356復合材料組織中的析出相在變形過程中提高流變應力的同時，低了復合材料在超塑變形過程中的伸長率，其中，Al-Si析出阻礙了晶粒擠入機理的進行。
　　高溫拉伸本構方程的建立:基于Arrhenius方程，本