1、SiC顆粒增強鋁基復合材料具有比強度和比模量高、耐磨性好等優(yōu)點,但是其伸長率明顯低于基體合金且SiC顆粒在基體合金中的分布均勻性不夠理想。對其進行塑性變形,不僅可以提高復合材料的致密度,還可以改善SiC顆粒分布的均勻性,進而提高復合材料的強度,改善其塑性和韌性。以上相關報道較多,但對不同應力應變狀態(tài)下SiC顆粒的運動及分布規(guī)律的研究工作尚無系統(tǒng)報道。
　　 本文采用實驗室自有的坩堝移動式噴射沉積專利技術和粉末冶金技術制備了709

2、0A1/SiCp(SiCp體積分數(shù)為15％)鋁基復合材料錠坯,分別采取熱擠壓(三向應力)、等徑角擠壓(純剪切應力)和楔形壓制技術(單向壓應力)對復合材料進行了塑性變形,研究了噴射沉積錠坯在塑性變形過程中的致密化行為、SiC顆粒的破碎、運動及再分布規(guī)律,得到了如下結論:
　　 (1)噴射沉積制坯過程中,SiC顆粒主要粘附于合金液滴的表面,造成SiC顆粒在合金液滴表面較多,內部較少,使SiC顆粒呈現(xiàn)層狀分布特征。在擠壓變形的三向應力

3、作用下,這種層狀分布特征難以消除,SiC顆粒在擠壓棒材中呈條帶狀流線分布,橫截面上則呈“年輪”分布特征。增大擠壓比時,擠壓棒材中SiC顆粒的分布趨于均勻。
　　 (2)采用P/M法制備了SiC顆粒均勻分布的7090Al/SiCp復合材料坯件,并進行熱擠壓實驗,研究了SiC顆粒在熱擠壓變形過程中的分布特點,并與噴射沉積坯擠壓結果進行了對比。實驗結果表明:原始錠坯中的SiC顆粒分布越均勻,擠壓棒材中SiC顆粒的分布也越均勻。在擠壓過

4、程中,SiC顆粒在基體合金中沿擠壓方向呈定向分布特征,這是由熱擠壓變形時的應力特征決定的,但是沒有形成SiC顆粒分布不均勻的條帶組織;在擠壓棒材的橫截面上SiC顆粒分布的比較均勻,未出現(xiàn)年輪組織。擠壓比為11時,擠壓棒材中存在一定量合金粉末顆粒的結合界面,說明此時的擠壓比不足以使合金粉末顆粒實現(xiàn)完全的冶金結合。提高擠壓比至17以上時,合金顆粒結合界面逐漸消除,實現(xiàn)了冶金結合。
　　 (3)擠壓態(tài)7090A1/SiCp復合材料的基

5、體合金中存在大量短棒狀的MgZn2相及圓形的CuAl2相顆粒,MgZn2粒子長約200nm,直徑約60nm,分布在晶粒內部;CuAl2相為球形粒子,尺寸不一,大的顆粒直徑大約為420nm,小顆粒直徑在40～60nm之間,主要分布在晶界上或近晶界區(qū)域。
　　 (4)研究了7090Al/SiCp擠壓棒材的固溶及時效制度,確定了最佳固溶溫度為475℃,固溶時間為1h。經過固溶處理后,第二相顆粒MgZn2及CuAl2粒子溶入到了基體合金

6、中,復合材料棒材的力學性能為:σb=610MPa,δ=2.0％;再經過120℃/24h時效處理后,復合材料棒材的力學性能為:σb=765MPa,δ=1.5％。
　　 (5)研究了等徑角擠壓(ECAP)工藝對噴射沉積7090Al/SiCp復合材料棒材組織和性能的影響,結果表明:ECAP溫度對變形行為的影響明顯;SiC顆粒在等徑角擠壓時的剪切力作用下會被破碎,破碎的SiC顆粒之間產生的空洞在300℃下很難被基體合金填充;將擠壓溫度提

7、高到350℃以上時,破碎的SiC顆粒之間的空隙逐漸被基體填充、粘合,并可在一定范圍內隨基體合金流動,分布均勻性明顯提高。在本研究中最佳的ECAP溫度為400℃。
　　 (6)以加工路徑A、Bc、C,在400℃下對7090Al/SiCp復合材料進行了多道次等徑角擠壓。結果表明,按路徑Bc進行擠壓時的力學性能優(yōu)異,經過4個道次的變形后,晶粒為等軸晶,晶粒尺寸為400nm;峰值時效處理后,棒材的抗拉強度及屈服強度分別為770MPa及5

8、75MPa,彈性模量為106.6GPa,伸長率為7.4％;SiC顆粒尺寸被顯著細化,由初始狀態(tài)時的10μm左右破碎至21μm左右。
　　 (7)基于對坯件進行多道次小變形累積實現(xiàn)大變形的思想,研究了大尺寸噴射沉積7090Al/SiCp復合材料錠坯(510mm×337mm×200mm)在楔形壓制變形過程中SiC顆粒分布規(guī)律及孔洞變形行為。結果表明,在楔壓過程中,坯料發(fā)生局部塑性變形,使噴射沉積坯中的孔隙發(fā)生剪切變形、閉合,最終實現(xiàn)