没有合适的资源?快使用搜索试试~ 我知道了~
---工程科学与技术,国际期刊31(2022)101052完整文章石墨烯增强近共晶Al-Si基复合材料的粉末冶金制备:微观结构、力学和电化学表征NazlánAkçamláa,Nazlán,BerkS,enyurta,HasanGökçeb,DuyguAgaogullaránba土耳其布尔萨耶尔德勒姆布尔萨技术大学工程和自然科学学院冶金和材料工程系b伊斯坦布尔技术大学,冶金和材料工程系,化学和冶金工程学院,34469 Maslak,伊斯坦布尔,土耳其阿提奇莱因福奥文章历史记录:2021年3月29日收到2021年7月22日修订2021年8月24日接受2021年9月10日网上发售保留字:Al-Si合金复合材料少层石墨烯(FLG)机械/微观结构特性耐腐蚀性A B S T R A C T采用粉末冶金法制备了少层石墨烯(FLG)增强Al-10wt%Si基复合材料在高能球磨机中通过机械合金化(MA)将不同量(0.25、0.5、1、2和5wt%)的FLG掺入Al-10 Si基体中不同的采用单轴压制和无压烧结工艺对机械合金化(MAed)粉末进行了固结.共混(非MAed)和MAed粉末和块状复合材料的显微组织,热,机械,摩擦学和腐蚀性能进行了比较研究。MAed粉末表现出细化的和半等轴的颗粒形态,具有降低的微晶尺寸值。此外,FLG/Al 10 Si复合材料表现出先进的显微组织和力学性能的MA和增强颗粒的贡献相比,那些共混和未增强基体。4 h MA处理的Al 10 Si-2FLG和Al 10 Si-5 FLG复合材料的硬度最高,磨损率最低,分别为138 HV和6.485 × 10 -4 mm3/N·m,硬度为178 HV和7.456 × 10 -4 mm3/N·m。此外,Al-10 Si基体的抗压强度通过0.5和2wt%的FLG添加分别提高了约50%和20%。此外,与Al 10Si基体相比,FLG增强复合材料的耐腐蚀性能较©2021 Karabuk University. Elsevier B.V.的出版服务。这是CCBY-NC-ND许可证(http://creativecommons.org/licenses/by-nc-nd/4.0/)。1. 介绍铝基复合材料(AMC)已被用作汽车、航空航天、国防和电子工业的高性能部件,而不是传统材料[1Al-Si合金是替代运输部门中较重材料的潜在材料,因为它们具有轻质和良好的机械、磨损和腐蚀性能的独特组合[4分布在Al基体中的硬Si相提供了这些先进的物理和机械性能[5,6]。Al-Si合金的轻质和足够强度的组合使该合金家族能够用于汽车部件,例如活塞环、气缸套、柴油发动机活塞、驱动轴、连杆等。近共晶Al-10 Si合金在汽车部件中,特别是在活塞部件中被广泛地优选,这是因为高的热稳定性*通讯作者。电 子 邮 件 地 址 : nazli. btu.edu.tr ( N. Akçamloun ) , berk. btu.edu.tr ( B.S,ENYURT),G OK CE H@ITU. edu。tr(H. Göke),b oz ku rt du @i tu. e du。tr(D. Aga ogu ll ar).由Karabuk大学负责进行同行审查耐腐蚀性和耐磨性、高强度重量比和低热膨胀系数特性[4,7通常,陶瓷基颗粒(Al2O3、SiC、TiB2等)被并入Al基质中以改善机械性能以用于要求苛刻的应用[6,10最近,石墨烯已经成为不连续增强AMC的高性能增强候选物[16由于其优异的机械和物理性能,例如高表面积(2630 m2.g-1)、优异的导热性(5000 W.m-1.K-1)、高杨氏模量(~ 1 TPa)和固有强度(130 GPa),因此使用它因此,与陶瓷材料、C纤维和碳纳米管相比,石墨烯具有更好的性能[37本研究旨在利用石墨烯的这些优异性能来改善Al-10 Si合金的力学粉末冶金(PM)包括机械合金化(MA)和随后的烧结过程是一种有效的固态生产方法,其提供近净成形性、低制造温度、高效率以及高致密化速率和低成本。MA是最有效的粉末加工方法之一,它可以分散二次粒子,https://doi.org/10.1016/j.jestch.2021.08.0092215-0986/©2021 Karabuk University.出版社:Elsevier B.V.这是一篇基于CC BY-NC-ND许可证的开放获取文章(http://creativecommons.org/licenses/by-nc-nd/4.0/)。可在ScienceDirect上获得目录列表工程科学与技术国际期刊杂志主页:www.elsevier.com/locate/jestch纳兹勒阿克恰姆勒湾 S,enyurt,H.Gökçe等人工程科学与技术,国际期刊31(2022)1010522--¼增强颗粒在金属基体中更均匀[10,13此外,其允许扩展固溶度极限并产生非平衡(亚稳态)状态合金或化合物,所述非平衡(亚稳态)状态合金或化合物不能用常规方法在室温下获得,并且由于是室温技术而阻碍增强相和基质之间的不期望的反应[45在文献中,关于石墨烯增强的近共晶和过共晶Al-Si基质复合材料的研究很少,并且在这些研究中采用了液态制造技术[48,49]。石墨烯纳米片增强Al-20 Si复合材料通过压力浸渗法制备,据报道,复合材料的硬度和弹性模量随着石墨烯量的增加而逐渐提高[48]。在另一项研究中,采用搅拌铸造技术制备了Cu纳米颗粒包覆石墨烯纳米片增强Al-10 Si复合材料。在石墨烯上施加Cu涂层以调节金属基质和石墨烯之间的密度差,从而防止石墨烯在搅拌期间漂浮通过添加0.5wt%石墨烯报道了改善的拉伸强度特性[49]。此外,4043 Al合金(Si:5.9; Fe:0.8重量%)通过热挤压和气体保护钨极电弧焊(GTA)工艺生产了用碳纳米片增强的基体复合材料[23]。然而,石墨烯增强铝硅基复合材料的粉末冶金研究在公开文献中尚未报道。同样,Al-Si-石墨烯复合材料的摩擦学和腐蚀性能至今未见报道。为了提高近共晶Al-Si合金的力学性能和耐磨性能,制备了石墨烯增强近共晶Al-Si合金基复合材料,并将其应用于发动机、活塞、气缸体等汽车零部件。高能量机械研磨过程被用于不同的持续时间高达8小时,以获得具有不同的FLG(0.25,0.5,1,2和5重量%)的量的起始粉末的均匀合金。通过热性能、结构性能、力学性能、摩擦学性能和腐蚀性能等测试,详细研究了不同FLG用量和球磨时间对复合材料性能的影响。也相信本研究将对Al-10 Si-石墨烯复合材料的粉末冶金制备的文献做出贡献。2. 材料和方法以Al(Alfa Aesar,325目,99.5%)、Si(Alfa Aesar,325目,99.5%)为原料,和FLG起始粉末。FLG最初是在一个添加(C18H36O2起始粉末(总共8g)最初在干粉混合器中混合2小时,并且它们被命名为非MAed(or共混态)粉末。在Ar气氛下将共混的粉末混合物装载到手套箱中的研磨小瓶中以提供防止氧化的保护气氛。然后,在高能振动球磨机中进行机械合金化。MA的参数解释见表1。根据其FLG量和MA持续时间对粉末进行了简要命名:例如,MA处理2 h的Al-10 wt% Si-1.0 wt% FLG粉末简称为Al 10 Si-1G-2 h。在MSE MP-0710单轴液压冷压机中,在650 MPa单轴压力下,将共混和MA处理的粉末预压实为圆柱形样品(/12mm)。在烧结过程之前,通过在MSE管式炉中在流动Ar气氛下在425°C下进行2小时的脱粘程序来除去硬脂酸随后,他们受到无压在Protherm管式炉中,在流动Ar气体下以5 °C/min的加热和冷却速率利用Bruker D8 Advanced Series X射线衍射仪(XRD)对MAed粉末和烧结复合材料进行相分析。分析条件为CuKa辐射(k= 1.5406Ω),40 kV和35 mA,2h范围为10-90°,步长为0.02°,扫描通过Zeiss/Gemini 300扫描电子显微镜(SEM)和JEOL 2100 JEM高分辨率透射电子显微镜(HRTEM)分别在15 kV和200 kV的加速电压下进行粉末和本体样品的形态和微观结构表征。此外,在SEM和TEM分析期间,通过能量色散光谱仪(EDS)探测所获得的相的组成。在Linseis PT 1600差示扫描量热仪(DSC)中通过在Ar气氛下以5°C/min的加热速率将约IOg样品加热至700 °C来研究共混和MA处理的粉末的热性质。通过对每个样品重复测量三次,在乙醇介质中测量烧结样品的阿基米德使用Qness显微硬度测试仪通过压入100 g的载荷来测定本体样品的显微硬度值10秒。通过对样品进行至少15次测量获得结果。在BrukerUMT 2 Tribometer中对大块样品进行往复磨损试验,试验条件为:3 N力、5 mm.s-1速度、25000 mm总距离和铬钢球(直径:5 mm,ASTME52100)。使用Veeco Dektak 6 M Stylus轮廓仪观察样品的磨损体积损失量。通过三次测量,确定了平均磨损体积损失量和相应的磨损率(mm3/N·m)。利用扫描电镜观察了磨痕的演变过程,探讨了磨损机理. 磨损率值根据轮廓仪的结果按照以下公式计算:设计了直流电弧放电反应器。FLG的生产和性质在我们以前的研究中有详细解释[20]。根据通过Malvern Mastersizer 3001进行的粒度测量,Al和Sipowder分别为10.9和4。12lmmeanparticlesizes,respec-磨损率1/2是一个损失sωWeartrack长度为15mmm]½试验载荷<$3N<$ω总磨损距离<$25m<$]表1MA工艺所采用的工艺参数。ð1Þ很好此外,平均粒径和BET表面积的采用Nano-flex粒度分析仪和Micromeritics Tristar II比表面积分析仪测定了FLG的平均粒径分别为10.42 nm和153.52 ± 2.36m2/g。以硅含量为10wt%的近共晶Al-Si粉末体系为目标。0.25、0.5、1.0、2.0和5.0重量%%作为增强剂添加到Al 10 Si基体应用MA工艺起始粉末混合物以实现在Al-10 Si基质中良好分散的石墨烯纳米颗粒硬脂酸参数说明研磨机类型Spex类型混合机/研磨机转速1200 rpm瓶/球材料硬化钢小瓶体积55 ml球径6 mm球与粉末的重量比为8:1,研磨气氛Ar研磨时间0、2、4、8 h纳兹勒阿克恰姆勒湾 S,enyurt,H.Gökçe等人工程科学与技术,国际期刊31(2022)1010523×-在Shimadzu AG-X Plus通用测试仪器中,以0.18 mm/min的加载速率对8 mm18 mm圆柱形样本进行压缩测试。根据压缩试验结果,确定了屈服强度、抗压强度和压缩应变值通过在应变偏移为0.002处绘制平行于应力-应变曲线的弹性部分的直线来计算屈服强度从应力-应变曲线的交点获得的应力值被视为屈服强度(rys)。电化学性质在25 °C下通过CH仪器电化学分析仪/工作站(CHI 608 E)三电极电池。Ag/AgCl电极、铂片和样品电极分别作为参比电极、计数电极和工作电极。将工作电极浸入3.5重量% NaCl溶液中,直到在执行测量之前达到稳定的自由开路电位(OCP)[50]。 极化曲线在260至+260 mV间期,OCP以1mV.s-1扫描速率获得3. 结果和讨论3.1. 共混粉末和MAed粉末一些非MAed和MAed Al 10 Si-xG(x= 0-选择Al 10 Si-2G和Al 10Si-5G粉末作为代表样品。在非MA处理和MA处理的粉末的XRD图案中,检测到Al(ICDD卡号:04-0787,Bravais晶格:面心立方,a = b= c = 0.405 nm)和Si(ICDD卡号:27-1402,Bravais晶格:面心立方,a = b = c = 0.543 nm)相。然而,由于石墨烯相对较低的结晶度,即使具有5wt%的石墨烯,也不能在共混和MAed粉末的XRD图案中确定石墨烯相。通过比较未MAed和MAed粉末的XRD图谱,可以看出,MAed粉末的XRD峰强度降低,并且它们由于机械变形的作用而变宽。此外,这种变形效果变得更加明显的情况下,较长的MA持续时间,和结晶度的8h-MAed的粉末相比,4 h-MAed的。 XRD图谱中的这些变化表明粉末的微晶尺寸减小和晶格应变增加。此外,在MA化粉末的结构中未检测到通过石墨烯与基质元素(Al和Si)之间的反应而形成的任何碳化物相。在铣削过程中,由于严重变形区位错密度的攀升,平均晶格应变上升。机械合金化的材料经受作为研磨持续时间的函数的粒度细化。此外,由于位错与韧性增强颗粒的相互作用,以及金属基体与这些颗粒之间的热膨胀系数不匹配导致的位错形成,因此在研磨过程中使用硬质颗粒可提高细化效果[47]。非MAed的二次电子SEM显微照片,4和8h-MA处理的Al 10 Si-2G粉末在不同放大倍数下示于图2a-g中。表2示出了根据EDS分析的图2a-g在非MAed Al 10 Si-2G粉末的SEM图像中,观察到由Al、Si和石墨烯相组成的离散颗粒,并且它们具有范围在1 μ m和20μm之间的相当不同的颗粒尺寸。此外,石墨烯颗粒(在红色正方形区域中)位于观察到Al和Si颗粒之间的间隙为半径约为1.5μm的圆形颗粒(图1)。 2d-e)。本研究中使用的石墨烯是通过电弧放电法制备的,石墨烯纳米颗粒在N2 + He气流下与半Fig. 1.(a)非MA处理的和(b)MA处理的Al 10 Si-xG(x= 2和5wt%)粉末的XRD图。球形颗粒形态,如在SEM图像中观察到的(图2d-e)[20]。此外,根据表2中的EDS分析,图3中的点3和4。 2e分别是分离的Si和Al颗粒。另一方面,如图2b所示,在4 h-MA处理的粉末的微观结构中,包含不同相的包埋颗粒形成更均匀的粉末混合物。 通过在图2f中以更高的放大率观察成簇的4 h-MA化的Al 10 Si-2G粉末,可以看到嵌入到延展性Al颗粒中的小得多的Si颗粒。然而,由于石墨烯颗粒的多层结构,难以观察到石墨烯颗粒。脆性Si颗粒在高能球磨过程中破碎并与石墨烯一起嵌入扁平Al颗粒中,从而形成复合粉末结构。通过MA 8 h,Al 10 Si-2G粉末获得了如图2c所示的更精细的结构。因此,根据图1,获得具有亚微米尺寸的Si和石墨烯颗粒的复合Al-Si-石墨烯粉末。 2 f和g。Al-10 Si-5G-4 h粉末的明场TEM(BF-TEM)和高分辨率TEM图像(HR-TEM)示于图 3a-f中。 图3a、b、d和e示出了引入到可延展Al基质中的包括Si和石墨烯相的亚微米尺寸颗粒。因此,BF图像指示颗粒的复合结构。图3c中的HR-TEM显微照片是从图3c中的红色正方形区域获得的。 3b属于Al相({111}面 族,纳兹勒阿克恰姆勒湾 S,enyurt,H.Gökçe等人工程科学与技术,国际期刊31(2022)1010524图二. (a、d、e)非MAed、(b、f)4 h-MAed和(c、g)8h-MAed Al 10 Si-2G粉末的SEM图像。表2图1中标记区域的EDS结果。 二、图2d、e、f和g中的区域元素含量(wt.%)AlSiC0015.235.2389.5400226.7516.5056.750032.6395.681.69004100.0––00599.29–0.7100616.6381.681.6900755.4243.321.2600836.6162.520.870.233 nm晶面间距)。图3e包括插入到Al微晶中的纳米尺寸的Si薄片(暗区,约10此外,图3f(从图3e获得)证明了纳米级Si颗粒({220}族的平面和平面)的存在。0.192 nm晶面间距)嵌入到片状形态的Al相中。Al-10 Si-5G-4 h粉末在图中显示。5 a-e。在BF-TEM图像中(图5 a),观察到直角形状的颗粒。根据图1中的EDS映射结果,如图4 b-d所示,该矩形颗粒是亚微米尺寸的Si基颗粒,其也被可延展的Al相和少量的石墨烯相覆盖。通过图1中标记的线对该颗粒进行线EDS分析。图4e显示颗粒的组成为8.4重量%Al、86.7重量%Si和4.9重量%C。图5示出了Al 10 Si-0 h、Al 10Si-8h和Al 0 Si-2G-8h粉末高达700 °C的DSC曲线。在DSC曲线中,对于未MA化的Al 10 Si和8 h-MA化的Al 10 Si和Al 10 Si-2G粉末,分别观察到在约640、576和572 °C处的吸热峰。因此,MAed粉末的熔点与Al-Si二元系的共晶点(约577 ± 1°C)相当[51]。然而,非MAed粉末的熔化不符合这种合金行为,因此它们在共晶温度以上熔化,该共晶温度相当接近纯铝因此,MA过程的效果可以清楚地观察到,通过比较的热行为的共混和MAed粉末。此外,在所述化合物的DSC曲线中未检测到由碳与Al或Si之间的化学反应产生的任何峰。检查粉末。图三. (a,b,d,e)Al 10 Si-5G-4 h粉末的双场TEM图像和(c,f)分别在(b)和(e)上标记的区域的高分辨率TEM图像。纳兹勒阿克恰姆勒湾 S,enyurt,H.Gökçe等人工程科学与技术,国际期刊31(2022)1010525见图4。(a)(b)Al、(c)Si和(d)C元素的TEM图像、EDX绘图结果和(e)Al 10 Si-5G-4 h粉末的线EDS光谱。3.2. 烧结复合材料由4和8h-MA烧结的粉末烧结的Al 10 Si-xG(x= 0 - 5wt%)复合物的X射线衍射图对复合材料进行XRD分析,包括2和5重量%的FLG,因为它们代表金属基质和石墨烯相之间的更高相互作用。在XRD图中,检测到与MAed Al 10 Si-xG(x= 2和5wt%)粉末的XRD图类似的Al和Si相经过烧结处理后,在565 °C下在Ar流下进行2h,在体结构中检测到Al和Si相。与4小时-MA化的复合物相比,8小时-MA化的复合物的XRD峰的强度降低,这是由于在延长的研磨持续时间期间诱导到粉末中的机械能的增长。此外,在XRD图谱中检测到少量的碳化铝相(Al4C3),这是由石墨烯和Al相之间在烧结过程中发生的化学反应产生的。此外,在烧结复合材料的XRD研究中未检测到氧化物或任何其它杂质相。烧结的Al 10 Si-xG(x= 0.25、0.5、1.0、2.0和5.0重量%)复合材料的理论密度、阿基米德密度和相对密度值在表3中给出。以Al、Si和石墨烯的理论值分别为2.70、2.33和1.77 g/cm3,根据混合规则计算理论密度值 。因此,Al 10 Si-xG 复合材料 的理论密度值在2.677和2.609g/cm3之间。根据致密化率达到89.1 - 98.9%,获得高度致密的块体结构。一般来说,相对较与由MAed粉末制备的复合材料相比,获得了由共混粉末制备的复合材料的密度值。此外,石墨烯添加对致密化速率没有不利的此外,由8h-MA ed粉末制造的复合材料通常具有较低的ArchimedesAl 10 Si-xG(x= 0、0.5、1、2和5重量%)复合材料的显微硬度值根据FLG量和MA持续时间的变化示于图7中。如图7所示,FLG量对烧结复合材料的硬度起重要作用,并且硬度值随着石墨烯量的增加而逐渐增加。随着FLG用量的增加,4 h-MA处理的Al 10 Si-xG(x= 0 -0.25、0.5、1、2和5wt%)复合材料的硬度值分别稳定增加为102、106、109、113、138和178 HV。此外,MA工艺的利用率和持续时间对硬度的提高有重要影响。与它们的MAed对应物相比,非MAed样品的硬度值非常低,并且对于共混样品,未确定增加FLG量的任何增量。通常,最高的硬度值由4 h-MA处理的复合材料示出,并且通常硬度值在该持续时间之后降低或不显示显著增加。因此,就硬度性能而言,最佳或足够的MA持续时间可以被接受为4 h图8a-d中示出了4和8 h-MA处理的Al 10 Si-1G复合材料的二次电子SEM显微照片。在复合材料的SEM图像中,观察到高度致密的结构。图8b和d中标记相的化学组成由SEM-EDS分析确定,如表4所示。根据SEM-EDS分析结果,在Al 10 Si-1G复合材料的显微组织中主要检测到三种不同的图五、(a)Al-10 Si-0 h、(b)Al-10 Si-8 h和(c)Al-10 Si-2G-8 h的DSC曲线粉末.见图6。4和8h-MA处理的Al 10 Si-2G和Al 10 Si-5G复合材料的XRD图案。纳兹勒阿克恰姆勒湾 S,enyurt,H.Gökçe等人工程科学与技术,国际期刊31(2022)1010526表3烧结复合材料的理论、阿基米德和相对密度值。样品理论密度(g/cm3)阿基米德密度(g/cm3)相对密度(%)Al10Si-0 h2.6772.51493.9Al10Si-2 h2.51694.0Al10Si-4 h2.53094.5Al10Si-6 h2.51594.0Al10Si-8 h2.47192.3Al10Si-0.25G-0 h2.6732.39089.4Al 10 Si-0.25G-2小时2.52394.4Al 10 Si-0.25G-4小时2.54695.2Al 10 Si-0.25G-6小时2.58196.5Al 10 Si-0.25G-8小时2.51193.9Al10Si-0.5G-0 h2.7002.42490.8Al10Si-0.5G-02.49093.3Al 10 Si-0.5G-4小时2.48493.0Al 10 Si-0.5G-6小时2.48493.0Al 10 Si-0.5G-8小时2.47892.8Al10Si-1G-0 h2.6632.43991.6Al10Si-1G-2 h2.47192.8Al10Si-1G-4 h2.48393.3Al10Si-1G-6 h2.49893.8Al10Si-1G-8 h2.47893.1Al10Si-2G-0 h2.6492.36089.1Al10Si-2G-2 h2.59898.1Al10Si-2G-4 h2.47093.2Al10Si-2G-6 h2.47293.3Al10Si-2G-8 h2.45992.8Al10Si-5G-0 h2.6092.44993.9Al10Si-5G-2 h2.50796.1Al10Si-5G-4 h2.58098.9Al10Si-5G-6 h2.45794.2Al10Si-5G-8 h2.53997.3异性恋相应地,在烧结过程之后,a-Al和共晶b-Si相被演化. 001和006的点EDS结果(图1中)表 4 中 的 图 8 b和d)显示了 共 晶 的存在b-Si相。EDS分析(点002和004)也表明,基体由α-Al相和一定量的碳组成。此外,在样品中观察到针状相图8a-d中的SEM图像。图8e示出了图中的点003的EDS谱。 8 b. 根据在标记为003和005的点上进行的点EDS分析(在图8b和图8d中),这些针状相包括11.05重量%的Si - 6.44重量%的Fe和11.05重量%的Si - 6.44重量%的Fe。9.74 72重量% Si - 5.72重量% Fe。因此,这些针状物被认为是在Al、Si和Fe之间形成的金属间化合物。铁可能来源于钢研磨介质的磨损。在烧结复合材料的XRD分析中无法确定这些金属间化合物(图6),可能是由于其含量相对较低。图9a示出了4 h-MA处理的Al 10 Si-2G复合物的SEM图像,图9b-c示出了图9a上取得的Si和C的元素EDX图谱分析的结果。EDX图谱分析进行观察Si和石墨烯相在微观结构中的分布。 图9a示出了高度致密化的复合结构包括a-Al和b-Si相。根据与图9b中Si的EDX分析相比,b-Si相均匀且精细地分布在整个微观结构中。此外,图8c中给出的C映射分析证明了复合结构中C的均匀分散。因此,可以说,通过高能MA过程,获得了二次Si相和增强石墨烯颗粒的均匀分散。图10a显示了4和8 h-MA处理的Al 10 Si-xG(x= 0、0.25、0.5、1、2和5重量%)复合材料相对于FLG量的在往复磨损试验中,以Al 10 Si-xG为基体制备的复合材料的磨损率为4 h-MAed粉末的测定值为0.0022和图7.第一次会议。根据石墨烯量和MA持续时间的烧结Al 10 Si-xG(x= 0、0.5、1、2和5wt%)样品的硬度值0.00065 mm3/N.m,而由8 h-MA处理的粉末制备的那些显示磨损率量在0.0025和0.00075 mm3/N. m之间。4 h-MA复合材料的磨损率总体上低于8h-MA复合材料此外,2wt%FLG增强的复合材料表现出最低的磨损率和最高的耐磨性,而最低的耐磨性值属于Al-10 Si基体样品。随着FLG用量的增加,4 h-MAed复合材料的耐磨性和硬度值的增加一般表现出平行的趋势。在往复磨损试验期间,作用在样品上的磨损力被增强相网络抵消,因此与基体结构相比,FLG增强复合材料可以表现出更高的耐磨性[22,42]。此外,在之前的研究中报告称,石墨烯添加可以通过其润滑作用降低Al基复合材料的磨损率[22,31,32]。Al 10 Si-xG复合材料摩擦系数的变化根据FLG量和MA持续时间,如图所示。 10 b. 平均摩擦力值在0.474~0.704lm之间,随坡度的增加,摩擦力值呈下降趋势菲量。因此,可以说磨损系数值随着磨损率的降低而呈现下降趋势Al 10 Si-0.25G-4 h、Al 10 Si- 2G-4 h和Al 10 Si-2G-8h样品磨损表面的二次电子SEM图像在一般的SEM图像中,可以看出,在Al 10 Si-0.25G-4 h样品上产生更严重的磨损,并且其体积损失大于4和8h-MA处理的Al 10 Si-2G样品的体积损失。 在更高的放大倍数下(图10f),在Al 10 Si- 0.25G-4 h复合材料上观察到更深的磨损凹槽。根据EDS分析,图10f中红色方块标记的白色颗粒是氧化的基质颗粒。在磨损试验期间,恶劣的磨损条件可能会导致对磨损表面上的摩擦热和局部氧化的评估[10,42]。然而,在Al 10 Si-2G-4 h和Al 10 Si-2G-8h复合材料上观察到的磨损痕迹包括较浅的痕迹和凹槽,这与图10a中确定的磨损率一致。Al 10 Si-2G复合材料通过更高的硬度值和更致密的增强颗粒网络说明了更高的耐磨性。磨损表面不存在粘着磨损痕迹,表明石墨烯纳米颗粒与Al-Si纳兹勒阿克恰姆勒湾 S,enyurt,H.Gökçe等人工程科学与技术,国际期刊31(2022)1010527见图8。 (a,b)AlSi-2G-4 h、(c,d)AlSi-2G-8 h复合材料的SEM图像,和(e)(b)上标记的点003的EDS光谱。表4图1中标记区域的EDS结果。8.第八条。图8b和d中的区域元素含量(重量%)AlSiCFe139.0459.731.23–296.111.642.25–382.5111.05–6.44497.480.781.74–584.549.74–5.72632.5366.580.89–矩阵此外,由于磨损表面主要是沟槽,因此发现复合材料的主要磨损机制是磨粒磨损。由4 h-MA烧结的Al 10 Si-xG(x= 0、0.5、1、2和5 wt%)复合材料的压缩应变-应力曲线示于图1A 中。 11. 屈服强度(rys),极限压缩强度(rucs)和破坏应变(ef)值,压缩应变-应力曲线分别示于图12 a、b和c中。测定了Al-10 Si合金的rucs和rys值分别为260和295MPa。 包括高达5wt%石墨烯的增强样品示出了比Al-10 Si合金基体更高的rucs值。 参见图在图12a和b中,最高的rucs和rys值由Al 10 Si-0.5G样品表示为395和442 MPa,分别地,因此,通过添加0.5重量%的石墨烯,rucs和rys值都提高了约50%。测定了Al_(10)Si-1G和Al_(10)Si-2G复合材料的断裂值371和316MPa。因此,Al 10 Si-xG样品的rys和rucs值通过添加大于0.5wt%的石墨烯而逐渐降低。此外,Al 10 Si- xG复合材料的破坏应变值被确定为在1.5和2.9%之间。EFAl-10 Si合金的硬度值为2.9%,随着配筋量的增加,以0.5重量%、1重量%和2重量%的量添加石墨烯不会对压缩应变值造成然而,随着FLG量的增加,至5wt%,EF值降低至1.5%。此外,如图所示。如图11和12所示,通过使用5wt%石墨烯,在Rys和Rucs值中看到明显的降低。石墨烯增强的Al基复合材料的机械性能的增强通过纳米尺寸的石墨烯相的高硬度、模量和强度性能来确保[34可能的加强机制见图9。 (a)Al 10 Si-2G-4 h复合材料的(b)Si和(c)C的SEM图像和EDX元素绘图结果。纳兹勒阿克恰姆勒湾 S,enyurt,H.Gökçe等人工程科学与技术,国际期刊31(2022)1010528见图10。(a)磨损率和(b)根据石墨烯量的源自4和8 h-MA粉末的复合材料的平均摩擦系数值,以及磨损痕迹的SEM图像:(c,f)AlSi-0.25 G-4 h,(d,g)AlSi-2G-4 h和(e,h)AlSi-2G-8 h复合材料。粉末冶金处理的石墨烯-Al复合材料的主要特征是晶粒细化(晶粒尺寸强化)、应变硬化、Orowan强化(分散强化)、从基体到石墨烯的负载转移和热失配[51通过MA工艺,晶粒细化(Hall-Petch原理)和应变硬化由于引入到颗粒中的机械能激活了这些机制,这提供了晶粒尺寸细化和晶格应变增加[47,52,53]。石墨烯增强的MMC的最突出的增强机制之一是Orowan机制[54为了增强实力纳兹勒阿克恰姆勒湾 S,enyurt,H.Gökçe等人工程科学与技术,国际期刊31(2022)1010529见图11。Al 10 Si-xG(x= 0,0.5,1,2和1.0)的压缩应力-应变曲线5重量%)的复合材料。为了有效地并激活Orowan机制,石墨烯相应该均匀地分散在基质中。均匀且密集分散的石墨烯颗粒阻碍了晶粒内部的位错运动[54此外,由于石墨烯和Al基体的热膨胀系数失配而产生的热失配强化通过受限的位错运动提高了强度[593.3. 烧结复合材料图图13显示了在三电极电池中获得的4 h-MA处理的Al 10 Si-xG(x= 0、0.5、1和2wt%)复合材料的极化曲线。在硬度值方面,球磨4h为最佳MA时间.因此,增加FLG量对4 h-MAed Al-10 Si基复合材料的腐蚀行为的影响测定的腐蚀电位(Ecorr)、腐蚀电流密度(Icorr)和腐蚀速率值见表5。根据图13和表5,Al-10 Si基质显示出比石墨烯增强复合材料的那些更高的Ecorr值。通过增加增强量直到2wt%石墨烯,Ecorr值进一步降低,并且与Al 10 Si基质相比,Al 10Si-G复合物的极化曲线这一现象可以通过电子在包含石墨烯的结构中的迁移速度来解释在阳极反应期间,金属离子向溶液的转移通过石墨烯添加而增加,并且该速率超过从阴极到外部电路的电子流的速率。因此,阴极由于其表面上积累的过量电荷而被极化到更负的一侧[62]。此外,Al-10 Si基体这些结果表明,Al 10 Si-FLG复合材料具有较低的耐电化学腐蚀性能这可能是由于少层石墨烯的高电导率引起的,少层石墨烯可以在基质和增强相之间构成电偶。石墨烯的加入加速了Al-10 Si基体的腐蚀速率添加0.5wt%石墨烯后,Al-10 Si合金的腐蚀速率从1.98 μm·a-1增加到3.75 μ m·a-1,并且随着石墨烯添加量的增加,腐蚀速率进一步增加铝的腐蚀机理有待于进一步研究,以更好地理解复合材料的电化学行为.氢氧化铝是通过Al与水的反应通过以下反应形成的腐蚀产物:好的! A laq3+3e-(阳极反应)23 H 2 O +3 e-!3/2 H2-羟基喹啉 + 3OH-水溶液-(阴极反应)Al 3 + 3OH-!Al(OH)3(腐蚀产物)当暴露于空气中时,在Al表面上形成保护性氧化膜,并且该氧化层的稳定性和连续性强烈地受到微观结构和增强相的存在的影响。在暴露于水的过程中,Al或Al2O3与水反应,生成H2气体和Al(OH)3,Al(OH)3作为阻挡层,在氯离子介质中提供部分保护。中断的部位形成腐蚀的薄弱点。颗粒增强金属基复合材料耐腐蚀性能下降的原因是:(1)基体与增强相之间形成电偶,(2)基体与增强相之间形成界面相,(3)来自生产过程和微观结构变化的杂质相和污染物[37,38]。在我们之前的研究中,确定了石墨烯纳米片(GNP)的添加使纯铝的耐腐蚀性恶化,并且在类似条件下,粉末冶金处理的Al 和 Al-0.5GNP复合材料此外,在一些先前的研究中,研究了石墨烯添加对铝合金基体的腐蚀速率的影响。在这些研究中,表明石墨烯对Al基质的耐腐蚀性具有劣化作用,这是由于石墨烯作为有效阴极对抗周围基质以加速腐蚀的事实[22,33,37,38,40]。此外,在粉末冶金处理的复合材料中,金属基质和增强颗粒之间界面处的孔隙(由于相对较低的致密化速率)是首选腐蚀部位[26,38]。此外,在Al基体上形成的氧化膜产生了抗腐蚀的保护层。然而,通过向基质中添加增强剂,该氧化物层被中断,并且这些未受保护的部位形成可被腐蚀性环境侵蚀的弱点,因此复合材料被更快地腐蚀[22,38,41]。图12个。复合材料的(a)rys、(b)rucs和(c)ef值随FLG量的变化。纳兹勒阿克恰姆勒湾 S,enyurt,H.Gökçe等人工程科学与技术,国际期刊31(2022)10105210图十三. Al 10 Si-xG-4 h复合材料的极化曲线:(a)x= 0,(b)x= 0.25,(c)x=0.5,(d)x= 1和(e)x= 2。表5Al 10 Si-xG-4 h(x= 0、0.25、0.5、1和2wt%)复合材料的腐蚀测试结果铝硅-0.25G-0.992 16. 57 x10-63.60铝硅-0.5G-1.015 17. 24 x10-63.75铝10 Si-1G-1.094 82. 84 x10-618.04Al10Si-2G-1.164 378.2x10-682.79因此,石墨烯增强Al-10 Si基复合材料的耐腐蚀性能低于Al-10 Si基体,且腐蚀速率随增强量的增加而增大。4. 结论采用高能机械合金化、冷压和无压烧结工艺制备了Al 10 Si-xG(x=0 ~ 5wt%)复合材料。研究了少层石墨烯含量和MA时间对复合材料热性能、微观结构、力学性能、摩擦学性能和腐蚀性能的影响。所获得的结果可以简要地解释如下:在未进行MAed和MAed的Al 10 Si-xG粉末复合材料的XRD分析中,仅确定了Al和Si相,而在源自4和8 h MAed粉末的烧结复合材料的结构中检测到少量的Al4C3a-Al相和b-Si相被确定为主要相,块体Al 10 Si-xG复合材料的显微组织此外,在MAed复合材料的显微组织中观察到具有针状形貌的Al-Si-Fe金属间化合物。根据显微硬度测试结果,确定了最佳MA时间为4 h,超过此时间后硬度值降低或不提高。通过在Al-10 Si合金基体中加入增强FLG,获得了显著的显微硬度增量。烧结复合材料的显微硬度值随着FLG量的增加而增加。4 h-MA处理的Al 10 Si和Al 10 Si- 5G样品● 含0.5,1和2wt%FLG的Al 10 Si-xG复合材料的断裂韧性均高于Al10 Si合金,其中含0.5,1wt%增强相的Al 10 Si合金的断裂韧性分别提高了50%和26%。与Al-10 Si基体相比,Al 10 Si-xG复合材料显示出改善的耐磨性。的磨损率量,4 h-MAed的Al 10 Si和Al 10 Si-2G样品分别为0.0022和0.00065m
下载后可阅读完整内容,剩余1页未读,立即下载
![pdf](https://img-home.csdnimg.cn/images/20210720083512.png)
![pdf](https://img-home.csdnimg.cn/images/20210720083512.png)
![pdf](https://img-home.csdnimg.cn/images/20210720083512.png)
![-](https://csdnimg.cn/download_wenku/file_type_lunwen.png)
![-](https://csdnimg.cn/download_wenku/file_type_lunwen.png)
![-](https://csdnimg.cn/download_wenku/file_type_lunwen.png)
![-](https://csdnimg.cn/download_wenku/file_type_lunwen.png)
![](https://csdnimg.cn/download_wenku/file_type_ask_c1.png)
![](https://csdnimg.cn/download_wenku/file_type_ask_c1.png)
![](https://csdnimg.cn/download_wenku/file_type_ask_c1.png)
![](https://csdnimg.cn/download_wenku/file_type_ask_c1.png)
![](https://csdnimg.cn/download_wenku/file_type_ask_c1.png)
![](https://csdnimg.cn/download_wenku/file_type_ask_c1.png)
![](https://csdnimg.cn/download_wenku/file_type_ask_c1.png)
![](https://csdnimg.cn/download_wenku/file_type_ask_c1.png)
![](https://csdnimg.cn/download_wenku/file_type_ask_c1.png)
![](https://csdnimg.cn/download_wenku/file_type_ask_c1.png)
![](https://csdnimg.cn/download_wenku/file_type_ask_c1.png)
![](https://profile-avatar.csdnimg.cn/default.jpg!1)
cpongm
- 粉丝: 4
- 资源: 2万+
上传资源 快速赚钱
我的内容管理 收起
我的资源 快来上传第一个资源
我的收益
登录查看自己的收益我的积分 登录查看自己的积分
我的C币 登录后查看C币余额
我的收藏
我的下载
下载帮助
![](https://csdnimg.cn/release/wenkucmsfe/public/img/voice.245cc511.png)
会员权益专享
最新资源
- 基于嵌入式ARMLinux的播放器的设计与实现 word格式.doc
- 经典:大学答辩通过_基于ARM微处理器的嵌入式指纹识别系统设计.pdf
- 嵌入式系统课程设计.doc
- 基于飞思卡尔控制器的智能寻迹车设计ARM基础课程课程设计.doc
- 下载基于ARM7的压电陶瓷换能器导纳圆测量仪的研制PDF格式可编辑.pdf
- 课程设计基于ARM的嵌入式家居监控系统的研究与设计.doc
- 论文基于嵌入式ARM的图像采集处理系统设计.doc
- 嵌入式基于ARM9的中断驱动程序设计—课程设计.doc
- 在Linux系统下基于ARM嵌入式的俄罗斯方块.doc
- STK-MirrorStore Product Release Notes(96130)-44
- STK-MirrorStore Storage Connectivity Guide for StorageTek Disk A
- 龙虾养殖远程监控系统的设计与实现数据采集上位-机软件模块-本科毕业设计.doc
- 龙虾养殖远程监控系统的设计与实现数据采集上位-机软件模块-.doc
- 龙虾养殖远程监控系统的设计与实现数据采集上位-机软件模块-本科生毕业论文.doc
- 麻阳风貌展示网站的设计与实现毕业论文.pdf
- 高速走丝气中电火花线切割精加工编程设计.doc
资源上传下载、课程学习等过程中有任何疑问或建议,欢迎提出宝贵意见哦~我们会及时处理!
点击此处反馈
![](https://img-home.csdnimg.cn/images/20220527035711.png)
![](https://img-home.csdnimg.cn/images/20220527035711.png)
![](https://img-home.csdnimg.cn/images/20220527035111.png)
安全验证
文档复制为VIP权益,开通VIP直接复制
![](https://csdnimg.cn/release/wenkucmsfe/public/img/green-success.6a4acb44.png)