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工程科学与技术,国际期刊24(2021)1272全文文章工艺参数对搅拌摩擦制备SiC/ A380铝合金表面复合材料Maryam Hassan Mohammed,Akeel Dhahir Subhi伊拉克巴格达技术大学生产工程和冶金系阿提奇莱因福奥文章历史记录:收到2020年2020年12月16日修订2021年2月17日接受2021年3月5日网上发售保留字:搅拌摩擦加工A380铝合金表面复合碳化硅磨损性能A B S T R A C T搅拌摩擦加工(FSP)已成功地用于生产具有良好耐磨性和高硬度的表面复合材料。在这项工作中,试图生产SiC颗粒纳入A380铝合金的表面使用FSP在各种工艺参数下。利用光学显微镜和扫描电镜对加工表面的微观结构进行了表征。采用XRD对A380铝合金基体进行物相分析,并结合EDX图谱证实了SiC颗粒的存在。通过显微硬度测试,了解了加工后合金截面上硬度值的变化规律.采用销盘磨损试验机成功地研究了不同载荷下干滑动条件下的磨损特性。结果表明,XRD和EDX图谱证实了SiC颗粒在A380铝合金表面的结合精炼在搅拌区中识别出a-Al和硅改性显微硬度变化显著,取决于所使用的FSP参数,SiC颗粒的存在改善了A380铝合金的磨损性能,特别是在1460 rpm的刀具转速和0.3 mm的切入深度。©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. 介绍具有独特功能和结构特性的工程材料具有许多工业应用,特别是在汽车和航空工业中。由于疲劳、磨损或腐蚀,应用过程中部件的失效通常始于材料表面;因此通常使用不同的表面处理,如热喷涂、PVD、CVD和激光合金化,以提高表面性能。因此,在许多情况下,对表面性能的要求与散装材料不同[1许多研究人员在表面工程领域进行了研究,以生产具有所需功能特性的表面层,同时保持材料核心的成分、微观结构和韧性[6通过常规方法制造的表面复合材料需要高温液相,导致复合材料表面特性通过增强材料和材料表面之间的界面反应而劣化[11,12]。搅拌摩擦加工(FSP)已经证明了其制造表面复合材料的能力,*通讯作者。电子邮件地址:70071@uotechnology.edu.iq(A.D.Subhi)。由Karabuk大学负责进行同行审查钢筋与材料表面之间的化学反应[13]。FSP在内燃机上的应用,在提高零件小区域的特性方面取得了成功,在局部区域产生了高性能的显微组织。这将进一步提高零件的成本降低,因为它们在应用中的使用寿命增加[14]。A380铝合金是工业应用中最突出的合金,这些广泛的应用是由于其耐腐蚀性和耐磨性、良好的流动性和无热脆性以及其对热处理的响应,这提供了各种高强度特性[15,16]。SiC、TiC和WC等碳化物颗粒被广泛用于提高铝合金表面的强度、耐磨性、硬度、疲劳和蠕变抗力,同时保持体塑性和韧性。在几种陶瓷增强体中,发现SiC与Al合金基体具有显著的相容性。因此,使用FSP在铝合金表面内掺入SiC颗粒将改善表面性能[17,18]。D. HChoi等人[19]发现SiC颗粒通过FSP改善了AA 6061-T4基体的晶粒细化,显微硬度的提高归因于晶粒细化和SiC颗粒分布。A. Dolatkhah等人[20]研究了https://doi.org/10.1016/j.jestch.2021.02.0132215-0986/©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/jestchMaryam Hassan Mohammed和Akeel Dhahir Subhi工程科学与技术,国际期刊24(2021)1272-12801273×××FSP工艺参数对Al 5052/SiC表面复合材料组织和力学性能的影响。他们发现,通过在FSP道次之间改变旋转工具的方向、增加道次数量和减小SiC颗粒的尺寸,硬度和磨损性能得到提高。采用C.M.方法研究了在AA 2024-T351铝合金中加入SiC颗粒对合金性能Abreu等人[21]第20段。结果表明,搅拌区的晶粒细化与动态再结晶有关。由于SiC颗粒的存在,它们的耐磨性也得到了提高,但由于在FSP过程中没有SiC颗粒嵌入热机械影响区(TMAZ)和热影响区(HAZ)中,以及沉淀硬化损失,硬度没有明显增加。具有两步处理的FSP多室方法由J. Iwaszko等人使用。[22]在AlZn5.5MgCu铝合金表面富集SiC颗粒,观察到SiC颗粒在Al合金表面均匀分布,细化了晶粒尺寸并提高了硬度。J. Tang等人[23]成功使用多针工具,与单针工具相比,改善了1060铝板表面内SiC颗粒的细化程度和分布。他们观察到,SiC/1060 Al片材表面的磨损机制由于使用多针工具减小SiC颗粒尺寸而从磨料变为粘着,而基体的磨损机制主要是粘着。采用摩擦磨损试验机研究了多道次对FSP法制备的A6082/SiC表面复合材料力学性能和磨损性能的影响。Prabhu etal[24].他们注意到,由于SiC颗粒与A6082铝合金基体之间的强界面结合,随着FSP道次的增加,显微硬度、极限抗拉强度和磨损性能得到改善。B进行的研究。Bagheri等人[25他们得出结论,随着振动频率的增加,搅拌区的晶粒尺寸减小,SiC颗粒分布的均匀性增加。此外,FSPed样品的机械性能随着振动的应用而增加。多篇文献主要集中在显示工具旋转速度、横移速度以及增强颗粒类型和尺寸、工具设计和工具通过次数对所制造的表面复合材料的性能的影响。在文献中很少报道路肩陷深的影响。因此,在这项工作中,我们试图研究FSP参数的影响,包括肩部插入深度结合刀具转速在恒定的横向速度探索SiC/A380铝合金表面复合材料的显微组织演变和硬度的机制。探讨了SiC/A380铝合金表面复合材料在不同载荷作用下的磨损行为和机理。2. 材料和方法采用铸造工艺获得了A380铝合金铸板。纯铝、中间合金和制备的A380 Al合金的化学组成示于表1中。将所有起始材料在氧化铝坩埚中利用电炉熔化,并倒入尺寸为6014018 mm。浇注温度选定为650 °C,其比650 ° C的液相线温度高55 °C。A380铝合金KCl助熔剂用于防止熔化过程中的气体吸收。用于制造SiC/A380 Al合金表面复合材料的FSP是使用Knuth刀具铣削- Ger- many型铣床实现的(图1)。 1 a)。一种非自耗高速钢刀具,在实验中使用2°的角度肩部直径为10 mm,螺纹销轮廓为3 mm高和3 mm直径(图1b)。用夹具将浇铸板固定到机器上,然后进行处理。对铸造板的表面进行研磨,以保持表面平坦,并使其能够与肩部表面完全接触。在所有FSP实验中应用单程使用平均粒度为4.6 μ m的SiC粉末作为增强材料。使用Brookhaven 90 Plus型激光粒度仪测定SiC粉末的粒度 在铸造板表面中制造孔以用于添加SiC颗粒,其中27个孔以Z字形形式形成,孔中心间距为2.5mm,用于沿着FSP工具的轨迹的每次通过(图11)。 1 c)。每个孔的尺寸为直径2mm和深度2.8mm通过将搅拌区内的圆柱形孔的体积除以搅拌区体积来确定搅拌区内的SiC颗粒的平均体积分数FSP刀具安装在铣床主轴上,主轴以不同的顺时针转速旋转。进行几个实验以确定适当的FSP值。FSP工具不能以小于930 rpm的旋转速度沿着加工线前进穿过A380Al合金铸造板,这是由于产生的根据这一结果,为这项工作选择了930、1460和2270 rpm的不同刀具旋转速度从文献回顾来看,大多数研究者都集中在选择0.1-0.3 mm的肩部切入深度范围内在FSP过程中使用机床的低横向速度导致增强颗粒在材料表面内的适当分布[29],并且根据所使用的铣床的限制,可以使用的最小可控横向速度为随着FSP刀具沿钻孔中心线的推进,在380铝合金铸板表面生成了一层SiC/A380铝合金复合材料。将FSP工具在浇铸板内旋转3分钟而不前进,以加热浇铸板并确保其完全软化。在研磨、抛光和蚀刻之后进行微结构研究,其中蚀刻使用0.5%氢氟酸(HF)和99.5%蒸馏水的蚀刻溶液实现。利用光学显微镜模型(MTM-1A)垂直于加工区横截面进行了研究。利用高分辨率的VEGA3LM型扫描电子显微镜(SEM),辅以Oxford,MAX 3型能谱仪(EDS),研究了SiC/A380铝合金表面复合材料的微观组织,揭示了磨损表面的形貌特征。对不同FSP工艺参数下加工的A380铝合金试样进行硬度测试。维氏显微硬度测试是通过使用TH 714型数字显微维氏硬度计在FSP处理的铝合金的前进和后退的两侧在加工表面下方约1 mm处使用200g的载荷和15 s的加载持续时间来实现的在室温(27 °C)条件下,采用销盘式磨损试验机对铸态A380铝合金和SiC/A380铝合金表面复合材料进行了干摩擦磨损试验。该装置由旋转盘(504)组成rpm)和一销刀杆.的圆柱形使用具有冷却液的切割轮从铸态和FSP处理的合金切割销(10mm × 18 mm)。在35HRC钢的摩擦副上进行了磨损试验在磨损试验之前,分别使用500和1000的砂纸研磨磨损试验销在不同的施加载荷(5、10和15 N)下,使用滑动速度,对2850 m的总滑动距离(对应于Maryam Hassan Mohammed和Akeel Dhahir Subhi工程科学与技术,国际期刊24(2021)1272-12801274表1起始材料和制备的A380 Al合金的化学组成合金化学成分(wt.%)SiFeCuZnMgAl纯Al0.4090.2280.0330.0210.0001雷姆Al-Si中间合金12.00.8910.6830.2600.160雷姆Al-Cu中间合金0.2260.17840.00.04370.0001雷姆Al-Zn中间合金0.2100.1120.00242.200.0001雷姆A380铝合金7.8300.5953.9202.630.0954雷姆图1.一、A380铝合金铸板的单道次FSP,(a)FSP刀具制备SiC/380铝合金表面复合材料的轨迹,(b)实验中使用的FSP刀具,(c)沿加工区中心线的钻孔分布示意图的3.16 ms-1和12 cm的磨损轨迹直径。磨损率是通过使用电子天平测量磨损试验销在滑动距离结束时的质量损失来确定的,0.0001 g。图2显示了从FSP处理的铝合金中取出的用于磨损试验以及用于显微组织和硬度研究的试样的位置。3. 结果和讨论3.1. 显微结构、XRD和EDXSiC/A380铝合金表面复合材料的形成在很大程度上取决于SiC颗粒在380铝合金表面的结合和分布,因为SiC颗粒的分布在很大程度上取决于所使用的FSP参数 图 3显示了一些SiC/A380铝合金表面复合材料的上表面没有裂纹和孔隙,在不同的旋转工具速度和切入深度下,表面复合材料上可以清楚地观察到突起和凹陷。SiC/A380铝合金图二.从FSP处理的铝合金中取出试样以研究性能的位置。图三. FSP在不同参数下通过:(a)930 rpm和0.1 mm,(b)1460 rpm和0.3 mm,(a)2270 rpm和0.2 mm。特别是在1460 rpm的工具旋转速度和0.3 mm的切入深度下,识别出具有光滑表面的复合材料乍一看,似乎结合SiC颗粒处理的表面不具有表面缺陷,但这不能防止缺陷在处理区域内形成。应仔细选择FSP参数,以确保FSP工具提供足够的热量和搅拌,以使SiC颗粒均匀地分布在A380 Al合金的表面内。SiC/A380铝合金表面复合材料的光学显微照片如图4所示。A380铝合金显微组织含有平均晶粒尺寸为24.3μm的α-Al相和不完全均匀分布的共晶硅相(图4a)。采用截距法测定了α-Al晶粒尺寸.使用FSP获得晶粒细化和硅改性,其中FSP成功地将搅拌区中的α-Al相的晶粒尺寸从约24.3μm减小到约4.1μm。在TMAZ中,Si颗粒破碎成不规则的碎片。热影响区的微观结构发生了微小的变化。在搅拌区可以观察到细小的球形Si颗粒,其分布更加均匀。实际上,在FSP期间,材料在高温下在搅拌区中经历严重的塑性变形。在高温下材料应变期间发生动态再结晶,最终形成成核位点[30]。这导致减小了α-Al相的尺寸。FSP过程中的搅拌效应和高温产生Maryam Hassan Mohammed和Akeel Dhahir Subhi工程科学与技术,国际期刊24(2021)1272-12801275一62微米62微米62微米共晶Si图四、不同参数下搅拌区的横截面微观结构,(a)930 rpm和0.1 mm,(b)1460 rpm和0.3 mm,(c)2270 rpm和0.3 mm。导致Si破碎和球化。结果表明,球形化Si颗粒的尺寸随温度的升高而增大,工具旋转速度和插入深度;这可能与FSP参数值增加相关的温度升高有关(图1)。 4 a-c)。在930 rpm的工具旋转速度和0.1 mm的插入深度下,在搅拌区内没有发现缺陷(图4a)。将工具旋转速度增加到1460 rpm并将插入深度增加到0.3 mm导致在搅拌区内形成隧道缺陷(图4b)。有几个因素促进了隧道缺陷的形成,例如FSP工艺参数选择不当,包括工具旋转和横移速度、切入深度、工具设计不当、低热量输入等[31]。在2270 rpm的工具旋转速度和2270 rpm的切入深度下观察到相同的结果。0.3 mm(图4c)。从这个结果来看,很明显隧道-在较高的刀具转速和切入深度下,形成明显的切削缺陷。因此,本工作中的隧穿缺陷形成与A. Ajri和Y.C. Shin[32],因为他们表明隧道缺陷是在低刀具旋转速度和优化的横移速度下产生的。显然,工具在A380铝合金表面上的旋转产生摩擦热,导致由于合金表面塑化至半固态而增强材料流动。由于搅拌作用,工具旋转还显著地导致SiC颗粒在塑化表面内的分布。FSP工具的旋转速度和横向速度的组合导致SiC颗粒从前进侧移动到翻新侧并且在A380 Al合金表面内锻造SiC颗粒。X射线衍射图表明,在A380铝合金表面存在SiC颗粒。 五、Maryam Hassan Mohammed和Akeel Dhahir Subhi工程科学与技术,国际期刊24(2021)1272-12801276基于XRD图案分析,观察到的峰表明存在三相。这些相是α-Al、Si和SiC。在α-Al的2h角位置38.47处获得的三个最高强度峰(111)、(200)和(311)清晰可见分别为44.73和78.22。最高Si峰分别出现在2h角位置为28.44、47.30和56.12的(111)、(220)和(311)衍射面处。很明显在(111)、(200)、(220)和(311)的衍射平面处,SiC强度峰与a-Al强度峰重叠。这可能这是由于a-Al和SiC之间的d间距的收敛。对SiC/A380铝合金表面复合材料进行了X射线能谱(EDS)分析,以强调SiC颗粒的掺入。SiC/A380铝合金表面复合材料在旋转刀具速度下的元素分布结果2270 rpm的转速和0.1 mm的插入深度,如图6所示。由于FSP的作用,SiC颗粒在A380铝合金表面的分布基本均匀,很少有SiC颗粒聚集在表面。S. Rathee等人[33]得出结论,由于在工具肩部和基底金属之间的接触区域产生足够的热量,因此在AA6061铝合金表面内均匀分布SiC颗粒的最佳切入深度为0.25 mm。增加工具旋转速度增加搅拌区的大小和FSP样品中的增强颗粒的体积分数减少,如M。Narimani等人[34]。在这项工作中,更多的是,Si相被很好地破碎和均匀分布,这有助于提高表面性能。化学成分分析证实了A380铝合金表面存在SiC。 6 b)。SiC/A380 Al表面复合材料的SEM图像显示了FSP后相的破碎(图7a)。EDX分析显示,在制造的表面复合材料中识别出不同的相(图7这些相是AlSi、AlCu和AlSiFeMn的化合物,是凝固过程中合金成分之间发生化学反应而形成的。这些相不能通过XRD检测到,因为它们低于XRD装置的灵敏度极限,因此没有峰高于XRD装置的灵敏度极限。将在XRD图案中检测到噪声一般来说,形成相的稳定性取决于它们具有最低自由能的能力[35]。因此,在A380铝合金中形成的每个相具有最低的自由能,这取决于合金成分。结果表明,FSP对A380铝合金基体相的细化和破碎3.2. FSP工艺参数对显微硬度的影响图图8-10示出了在旋转工具的各种速度下的切入深度对显微硬度的影响。显然,具有嵌入的SiC颗粒的FSPedA380 Al合金的硬度比铸态A380 Al合金的硬度高得多在搅拌区中心处的最大硬度为155 Hv,930 rpm旋转工具速度和0.3 mm切入深度。硬度在前进侧增加至约163Hv,在后退侧在距搅拌区中心约0.75 mm处大致降低至约154 Hv(图8)。使用1460 rpm的旋转工具速度和0.3 mm的插入深度,确认搅拌区中心处的最大硬度为169 Hv。硬度增加到约177 Hv图五.制造的表面复合物的XRD图案。在前进侧,在距搅拌区中心0.75 mm处测量,在后退侧降低至约167Hv(图9)。当使用2270 rpm的旋转工具速度和0.3 mm的切入深度时,在搅拌区中心处记录的最高硬度值为153 Hv时,该值在前进侧中增加到约157 Hv,并且在后退侧中在约100 mm的距离处0.75距离搅拌区中心10 mm(图10)。A380 Al合金的未处理区域的硬度保持大致相似,范围为102至105 Hv。图图8-10还表明,在更高的插入深度处获得更高的硬度。在给定的刀具旋转速度下,随着切入深度的增加,A380铝合金通过旋转刀具较短的时间段而暴露于较高的温度因此,硬度值倾向于增加,表明在更高的插入深度下实现了更多的晶粒细化和Si改性,如先前在图1中所示。 四、硬度的增加因此,α-Al晶粒尺寸越小,硬度越高.观察到硬度的增加可能与工具旋转速度从930 rpm增加到1460 rpm有关。这是因为随着旋转工具的速度增加,铸造板暴露于更多的热。提高刀具转速会增加热输入,导致大的塑性变形和增强的分布。SiC颗粒在A380铝合金表面的分布,从而将硬度提高到更高的值。将工具旋转速度提高到2270 rpm会降低硬度,这可能是由于搅拌区内SiC颗粒的聚集通过搅拌区横截面的不同位置处的硬度值的变化与显微结构的变化有关,显微结构的变化是由于不同深度处的热输入、应变和应变速率的变化而引起的,取决于FSP参数[37]。很明显,朝向前进侧观察到最高的硬度值。D. Yadav和R.Bauri[38]发现,前进侧硬度的增加主要归因于大角度晶界的存在,这表明位错阻碍机制在硬度的提高中起重要作用。3.3. FSP参数对摩擦磨损性能的影响图图11 -13显示了SiC/A380 Al合金表面复合材料与铸态A380 Al合金的磨损率与施加载荷之间的关系。与A380铝合金相比,SiC/380铝合金表面复合材料的磨损率有所降低,这是由于SiC颗粒的加入提高了材料的硬度。结果表明,插入深度的增加降低了磨损率。这可能是由于硬度随着切入深度的增加而增加。显然,增加刀具转速从930到1460转/分降低了表面复合材料的磨损率。搅拌区的高生热加剧了基体的软化,并由于搅拌作用导致SiC颗粒的分布。将刀具转速提高到2270 rpm,由于在滑动过程中聚集的SiC颗粒易于从表面复合材料中分离并充当磨料颗粒,因此磨损率增加。这些磨粒将磨损机制从粘合剂转变为磨料,导致从销表面去除更大量的材料。从销表面脱落的颗粒可能粘附到配合面表面,从而增加磨损率。在1460 rpm的刀具转速下,可以观察到低磨损率,0.3由于SiC颗粒在A380铝合金表面的分布提高了硬度,使其作为承载元件的压入深度达到1.0mm。J. Tang等人[39]揭示了SiC颗粒在FSPed1060 Al合金中的均匀分布Maryam Hassan Mohammed和Akeel Dhahir Subhi工程科学与技术,国际期刊24(2021)1272-12801277见图6。 (a)制备的SiC/A380 Al合金表面复合材料的EDS图,(b)(a)的化学分析。图第七章(a)在2270 rpm工具旋转速度和0.1 mm插入深度下SiC/A380 Al合金表面复合物的搅拌区的SEM图像。(b)、(c)、(d)在(a)中标记的位置处的EDS图案导致表面复合材料的摩擦系数和磨损率降低。3.4. 磨耗轨道地形特征图图14显示了铸态A380铝合金和SiC/A380铝合金表面复合材料磨损表面的二次SEM图像。这是从图14a中可以明显看出,磨损表面特征表明发生了犁削和材料从A380铝合金销表面分离。一些分离的材料粘附在配合面表面上,导致从销表面磨损更多的材料,并导致更高的磨损率。在摩擦力的作用下,部分磨痕被隔离在磨损槽内,另一些磨痕被排斥在滑动直径之外。Maryam Hassan Mohammed和Akeel Dhahir Subhi工程科学与技术,国际期刊24(2021)1272-12801278见图8。 工具转速为930 rpm时搅拌区截面显微硬度。见图9。搅拌区在1460 rpm转速下的横截面显微硬度。见图10。搅拌区在2270 rpm转速下的横截面显微硬度。相对面旋转(图14b)。SiC/A380铝合金表面的磨损沟槽是由于变形材料的脱落而产生的,并限制在接合面之间。因此,粘合剂和研磨机制的组合是在施加5 N载荷下去除材料的原因。对SiC/A380铝合金表面复合材料磨损表面的研究还显示,存在待分离的层压层(图14c)。这些脱层是在粘着效应和材料塑性流动的影响下产生的。因此,在10 N的载荷下,分层机制对材料去除起着至关重要的作用。SiC/A380铝合金表面复合材料在干摩擦条件下的磨损表面出现了沟槽,见图11。 工具转速为930 rpm时磨损率与施加载荷的变化。见图12。 工具转速为1460 rpm时磨损率与施加载荷的变化。图十三. 工具转速为2270 rpm时磨损率与施加载荷的变化。施加15 N的载荷(图14d)。 这些凹槽是由于犁耕作用而形成的。也可以观察到准备通过脱层机制分离的层压金属层。在磨损表面上发现粘附颗粒,可能是犁耕的原因。在磨损表面上可以观察到小空腔。这可能与磨损过程中A380铝合金表面4. 结论采用不同的FSP工艺参数成功制备了SiC/A380铝合金表面复合材料。为了获得表面复合材料的最佳性能,必须精确地选择FSP参数a-Al相被精炼,Maryam Hassan Mohammed和Akeel Dhahir Subhi工程科学与技术,国际期刊24(2021)1272-12801279见图14。 在不同的FSP参数和施加的载荷下,铸态A380 Al合金和FSP处理样品的磨损轨迹的SEM图像,(a)铸态A380 Al合金,5 N(b)1460 rpm,0.3 mm,5 N,(c)2270 rpm,0.1 mm,10 N和(d)930 rpm,0.2 mm,15 N。(箭头指示滑动方向)。而硅被改性成细小的球形颗粒分布在搅拌区。部分SiC颗粒在搅拌区内成团分布。由于SiC颗粒、α-Al细化和硅变质的阻碍作用,增加压入深度使硬度磨损率随切入深度的增加而降低,从930到1460 rpm的增加的工具旋转速度增强了磨损性能。磨损率增加,特别是在较高的工具转速(2270 rpm),由于在磨损试验过程中的SiC颗粒的脱离,并作为磨料颗粒。从销表面的SiC颗粒的脱离转换的主要磨损机制从粘附磨料。获得较低磨损率的最佳FSP参数为1460 rpm刀具转速和0.3 mm切入深度。竞争利益作者声明,他们没有已知的竞争性财务利益或个人关系,可能会影响本文报告的工作。致谢作者感谢理工大学生产工程与冶金系引用[1] M. 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