研究和评论:材料科学杂雷竞技苹果下载志》上
菜单ISSN: 2321 - 6212
ISSN: 2321 - 6212
1AVADI CVRDE、国防部国防研究与发展组织,钦奈,印度泰米尔纳德邦,
2圭因迪,机械工程系,工程学院的安娜大学,钦奈,印度泰米尔纳德邦,
3冶金和材料工程系,IIT马德拉斯,钦奈,印度泰米尔纳德邦,
收到日期:02/01/2017;接受日期:07/02/2017;发表日期:18/02/2017
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优越的机械性能的铝基复合材料(AMC)的重量储蓄使得他们对各种工程应用程序的吸引力。他们也有改善力学性能在操作条件,如高温、腐蚀或磨损环境等等。本文的研究高温拉伸性能的2014 - 10 wt. %碳化硅复合材料准备使用搅拌铸造法。在450°C的铸坯挤压ram 2毫米/秒的速度和挤压比8:1。光学显微镜和扫描电子显微镜分析进行了铸态和挤压基合金和复合材料。室温和高温拉伸性能进行了评估。这项研究的结果表明,挤压过程改进的室温和高温强度基合金和复合材料。更增加的百分比比复合材料基合金的情况。
铝基复合材料;搅拌铸造;挤压;高温抗拉强度
铝合金因其高强度结合低密度、耐用性、可加工性和可用性发挥重要作用在金属基体的发展复合材料。上级比强度、刚度、耐磨性和改善铝基复合材料的高温性能(AMC)使它成为一个潜在的材料为汽车、航空航天和国防应用程序(1- - - - - -3]。资产管理公司广泛应用于各种汽车应用程序,即连杆、传动轴、缸套、缸块和刹车片(4- - - - - -6)、飞机组件,即转子叶片,风机出口导流叶片,等等。7)和国防组件,比如轻型防弹衣、跟踪板等。有许多方法可用于制造等颗粒增强铝基复合材料的扩散连接(8),粉末冶金(9),渗透技术,喷雾沉积,搅拌铸造、挤压铸造,等。在这些方法中,基于传统的铸造过程是很有希望的。此外,发现搅拌铸造工艺更经济,适合大规模生产。使用铸造路线制备复合材料的成本是大约三分之一到一半的竞争方法和大量生产,成本将下降到十分之一(10]。热机的过程,如挤压、轧制、锻造等进行了铸造复合坯料为了提高强度和延性通过消除铸造缺陷。在上述方法中,热挤压是广泛用于锻铝合金及其复合材料(11]。热挤压导致增加强度和摩擦学性能的铸造组件(12,13]。
有限的研究已经进行的评价复合材料的高温性能,发动机必不可少的组成部分,制动盘/鼓,等。本文涉及的制造基地2014 - sic颗粒复合材料,热挤压铸造复合材料和调查的显微组织和高温强度。2014铝合金是一种强度高、可热处理合金广泛用于飞机部件。碳化硅(SiC)选为钢筋由于其高硬度和低的热膨胀系数。碳化硅具有高耐磨性和良好的机械性能,包括高温强度和抗热震性能。
在准备使用铸造复合材料路线,粒度分布等因素,润湿性和界面反应需要相当大的关注14),因为他们影响复合材料的质量。几种方法已经被不同的研究人员使用(15- - - - - -17)促进陶瓷颗粒的润湿金属基体。:(i)矩阵合金添加合金元素,(ii)涂层的陶瓷陶瓷粒子的粒子和(iii)治疗。在这项研究中使用的碳化硅颗粒与镍涂层提高润湿性,避免不利的界面反应。在这项研究中,基合金和复合准备使用搅拌铸造技术,进一步受到挤压。拉伸试验的复合材料在室温和高温进行,结果被详细讨论。
材料
矩阵材料在这项研究中的应用是铝合金2014。合金的化学成分进行了分析使用光学发射光谱仪和构图发现al - -铜- 0.4% - 5% - mn - 1.2% - si mg - 1.2%。碳化硅颗粒的平均尺寸30μm用作加固。粒子有一层金属镍涂层使用electro-less涂层以提高焊接过程。
Electro-less镍涂层的碳化硅粒子
最初,SiC颗粒分散在丙酮15分钟清理表面污染。清洗后,粒子浸在硝酸表面变粗糙。粒子被敏化通过保持在一个包含0.63克SnCl的解决方案20.2毫升盐酸和25毫升的水15分钟。敏化SiC颗粒进一步包含0.005克PdCl沉浸在一个解决方案2,0.2毫升盐酸和25毫升的水。持续时间5分钟是采用激活过程。最后,钯活化碳化硅颗粒保持在镍浴溶液在85°C约30分钟。镍包覆碳化硅颗粒被彻底清洗在蒸馏水和风干在烤箱温度为30分钟100°C。裸的SEM照片&涂层粒子和EDS涂层粒子所示的结果图1一个- - - - - -1 c。涂层的EDS频谱粒子所示图1 c证实了镍的存在。涂层中各种元素的定量结果SiC也清楚地看到。
图1:的扫描电镜图像)裸,b)涂布SiC颗粒和c) EDS涂布SiC颗粒的结果。
复合材料制备
铝合金,锭的形式是6千瓦电炉熔化。SiC颗粒(10 wt. %)是在一个单独的马弗炉预热到400°C的浸泡时间一个小时。商用的融化是脱气六氯乙烷平板电脑。涂层粒子然后手动添加漩涡由搅拌熔融金属。搅拌器叶片是由不锈钢和镀陶瓷材料,以避免热熔融金属铁皮卡。搅拌完成300 rpm。粒子后,搅拌是持续了15分钟。复合熔体最后注入预热铸铁死去。的设置与搅拌器搅拌铸造炉安排所示图2。准备的基合金和复合标本被热处理T6状态。样本solutionised 530°C的温度持续时间2小时,在冷水中淬火。淬火是紧随其后的是人工老化。人工老化进行了180°C的温度一段6小时。
图2:搅拌铸造复合的准备设置的。
挤压
演员基合金和复合材料加工,然后在400°C solutionised 16小时在马弗炉中。然后他们被挤压在一个比使用200吨挤压机8:1。以恒定的ram挤压过程进行了2毫米/秒的速度和钢坯温度为450°C。挤压模被加热到350°C和坯料润滑石墨涂层。
金相学和拉伸试验
铸态和挤压样品的微观结构进行了研究使用光学显微镜使Mecji,新加坡。扫描电子显微镜(SEM)研究使用卡尔蔡司,上55 FESEM模型。拉力测试在室温和100年在升高的温度下,200年、300年和350°C进行英斯特朗使使用万能试验机(模型UTE 40) E8M依照ASTM标准。
微观结构
的光学显微图铸基合金和复合样本所示图3和挤塑基合金和复合材料所示图4。
图3:光学显微图的铸态材料:a) Al 2014合金和b) 2014 - SiC复合。
图4:挤压材料的光学显微镜图:a) 2014合金和b)半岛2014 - sic复合
铸的基合金的微结构描述主要α-Al树突。铸态复合材料的光学显微照片显示了强化颗粒的不均匀分布。凝固的颗粒推到地区,最后一次。因此,区域集群/聚集的粒子在矩阵。复合材料的微观结构非均匀性观察结果强化粒子之间的相互作用和移动的固液接口在凝固。然而,粒子/矩阵接口是发现好没有蛀牙存在的粒子/矩阵接口。这可能因为涂料的粒子来实现。这是由于一个事实,即加强陶瓷颗粒作为晶粒成核的网站。邓等人在他们的研究中曾解释说,动态恢复,因此晶粒细化强化粒子敏感的铸造复合材料(18]。
光学显微镜的挤塑基合金(图4一在一定程度上揭示了晶粒细化。在挤压复合材料(图4 b),第二阶段,即面向SiC加固沿挤压方向。粒子分散注意到在一些地方,由于大型压缩部队挤压的一代(19]。通常是说大大小的粒子骨折比小公司更容易(20.]。挤压改善了粒子的分布。这可以解释为碳化硅颗粒的重排造成的挤压期间严重塑性变形(21]。挤压导致的弱结合碳化硅粒子结块剪切和分离成单个的粒子。与铸态复合材料不同,晶粒细化更均匀挤压复合材料的情况下,由于更多的挤压复合粒子均匀分布。此外,动态再结晶也会导致晶粒尺寸的减少。挤压复合所示的扫描电镜图像图5。
图5:SEM图像挤压Al 2014 - SiC复合。
挤压复合材料的扫描电镜图像表明,分散粒子取向平行于挤压的方向。没有证据表明集聚挤压后观察到。粒子/矩阵接口似乎不错,有害的金属间化合物界面化合物的存在,即4C3或铝4原文如此4没有找到。这是由于这样的事实:镍涂层,碳化硅粒子阻止不受欢迎的界面反应,降低界面。
拉伸性能
室温和高温抗拉测试结果的铸的基合金和复合材料所示图6。报道强度值的平均值三个标本。这是观察到的图6UTS和y的复合高于基合金在室温和高温。复合增强是由于位错密度的增加造成的SiC颗粒(22]。位错密度的增加是由于热膨胀系数的不匹配(CTE)碳化硅粒子与Al 2014矩阵合金(23]。还解释说,复合强度的增加相比基合金是由于剪切荷载转移从硬软矩阵增援(24]。这种行为的复合材料基合金相比符合其他地方进行的许多研究[14,17,20.,25),而一些文献[26]报道低强度的复合材料相比,他们无钢筋。例如,钟山等人研究氧化Al-Mg / SiCp钢筋Al-Mg复合材料复合强度值低于报道基合金由于界面反应,分别以层次形式的毫克(particle-matrix接口导致损耗的26]。然而,在目前的研究中,没有这样的有害的界面反应。这是归因于声音界面的形成造成涂层的SiC强化粒子。
图6:温度对生产和y的铸态基合金和复合
也发现从拉伸试验结果的ut和y复合材料和基合金随温度的增加。随着温度的增加,位错的流动也会增加导致较低的流动应力。在复合材料的情况下,粒子和基体之间的界面强度降低颗粒的高温导致脱胶矩阵。这是力量值降低的原因。
挤塑基合金的强度值和复合在室温和在300°C所示图7。
图7:温度对生产和挤塑基合金和复合的y
挤压过程提高屈服强度和极限抗拉强度的基合金复合材料,在室温和高温。挤压后,基合金的室温抗拉强度值和复合增长了63%和17%,分别比铸态条件。同样,高温(300°C)抗拉强度值后基合金和复合挤压铸造状态相比增加了76%。挤压后,基合金的室温屈服强度值和复合增长了43%和4%,分别比铸态条件。同样,高温(300°C)屈服强度值基合金和复合挤压后增加了113%和87%,分别比铸态条件。一个类似的行为挤压复合材料在室温下(27- - - - - -30.和高温22已经被其他研究人员观察到。挤压复合材料强度的增加是由于粒径的减少(31日),粒子取向的方向挤压颗粒的均匀分布(32,33和孔隙度降低31日,34]。在这项研究中,碳化硅颗粒的均匀分布和择优取向(图3 b)的方向挤压和晶粒尺寸减少的原因增加强度挤压复合材料。挤塑基合金强度的增加是由于消除铸造缺陷在变形引起的挤压和大量的晶粒细化。
在铸造状态的情况下,复合材料的强度高于基合金在挤压条件下。挤压复合材料的室温抗拉强度发现8%高于挤压基合金。挤压的高温抗拉强度复合发现近22%高于挤压基合金。尽管挤压过程改善基合金和复合材料的强度,增加更明显明显的比复合材料基合金。已经观察到的百分比增加室温和高温屈服强度由于挤压非常高的基合金相比,复合材料。类似的观察发现Ranjit和Surappa35]。在他们的研究中,他们发现Al8090铝锂合金强度的增加/ 18 vol. % SiC在挤压条件下无钢筋的合金相比是微不足道的。同时,哈利和艾哈迈迪研究了环境和高温拉伸性能的Al 6063钢筋与5 10和15 wt. SiC的%p在铸态和挤压条件(36]。他们报告说,对铸态和挤压复合材料拉伸性能提高10 wt. %碳化硅和进一步的强化,抗拉强度下降。这种行为,在挤压复合材料为例,解释的陶瓷颗粒的存在及其骨折的应用负荷在挤压。一般来说,挤压后强度的改善是由于微观结构均匀,晶粒细化和孔隙度减少常见的基合金和复合材料。然而,在复合材料中,陶瓷的存在和作用强化必须被考虑。的断裂表面张力测试基合金和复合所示图8。挤塑基合金的断口组织比铸基合金(图8和8 b)。它揭示了存在更多的酒窝,表明前者失败之前经历了极端的塑性变形,导致增强的力量。的断口组织铸的复合挤压复合显示更好的酒窝的存在表明复合材料的韧性失败。然而,微裂隙的存在和粒子断裂挤压复合材料(图8 d)是最终失败的原因,最小强度增加挤压比挤压基合金复合材料。Cocen研究和Onel挤压复合材料的失败有关粒子开裂和空在集群中的矩阵形成小颗粒的25]。微裂隙往往源自锐角的SiC颗粒(37]。
图8:SEM断口组织的标本测试在300°C)铸的基合金,b)挤塑基合金,C)复合和d)挤压复合铸的
高温强度低于室温强度基合金和复合挤压的条件。这种行为类似于铸造状态的情况下。基合金的强度和复合在室温温度降低而升高,这是由于硬化和软化高温之间的动态平衡22]。减少基合金和复合材料在高温下强度的降低是由于位错密度交叉滑移和位错攀爬的现象(38]。这将导致减少流动应力和应变硬化率导致高温强度下降。在复合材料的情况下,较低的力量在更高的温度下由于沉淀的快速粗化是由于粒子的存在。
延性的铸态和挤压基合金的伸长率和复合材料在室温和在300°C所示图9。
图9:延性的%基合金和复合的伸长
复合材料的延性高于基合金在室温和高温在铸造状态。这是矛盾的许多其他研究人员的发现(39),有报道称,虽然比无筋合金复合材料具有更高的强度,延性较低由于粒子沿晶界偏析,导致脆化。复合材料的高延性,在这项研究中,比铸态样品是由于良好的界面SiC颗粒和铝之间的矩阵。Al-SiC系统被认为是高活性系统,导致界面的形成化合物,即4原文如此4和艾尔4C3,这在本质上是脆弱的导致低伸长(40]。然而,应用薄层金属或氧化物涂层表面的陶瓷粒子阻止这种界面反应(41]。在这项研究中,镍包覆碳化硅p显示良好的界面粘结造成增强延性。挤压过程导致增加基合金和复合材料的延性。延性较低的铸态相比基合金和ascast复合挤压的是由于固有的缺陷,即孔隙度和孔隙形成早期以较低的菌株在拉伸试验。
在挤压条件下,复合材料的室温延性高于基合金约30%。而挤压的高温韧性挤压基合金复合低于50%。这是归因于裂缝的形成源自碳化硅粒子的尖角所解释的断裂表面图8。Molliex等人证明了在塑料加工机械力导致微观损伤,如粒子开裂和界面脱胶,导致早期孔隙形成在热拉伸试验(42]。这降低了复合材料的延性。
在这部作品中,“2014合金及其复合加固10 wt. % SiC颗粒被搅拌铸造法制造。让后热挤压过程中,微观结构,室温和高温拉伸性能进行了研究。本研究的主要结论总结如下:
(1)挤压导致微观结构均匀性以及均匀和导向的SiC颗粒分布在铝合金矩阵。
(2)挤压复合材料的室温和高温强度高于基合金。
(3)挤塑基合金的强度增强重要得多比挤压复合,由粒子解释裂缝和微裂隙的起源。
(4)挤压基合金和复合展品优越延性比铸态样品。这是由于涂层粒子的使用,防止不必要的界面反应。
