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制備了Cu-TiB_2與Cu-A l_2O_3兩個系列的納米彌散強(qiáng)化合金鋁管，高溫變形合金鋁管短流程制備方法納米彌散強(qiáng)化合金鋁管短流程制備方法及其相關(guān)基礎(chǔ)問題研究本文研究了雙束熔體原位反應(yīng)-快速凝固法和簡化內(nèi)氧化法兩種納米彌散強(qiáng)化合金鋁管短流程制備技術(shù)。并對兩種合金的力學(xué)性能、電學(xué)性能、加工性能以及組織結(jié)構(gòu)演變規(guī)律進(jìn)行了研究，主要研究結(jié)果如下：1Cu-Ti和Cu-B雙束熔體原位反應(yīng)熱力學(xué)研究表明，原位反應(yīng)產(chǎn)物TiB_2相與TiB相均具有負(fù)的吉布斯自由能，但TiB_2相能量最低，TiB_2相是雙束熔體原位反應(yīng)中生成的主要強(qiáng)化相。單向擴(kuò)散雙束熔體原位反應(yīng)動力學(xué)研究表明，反應(yīng)前鋒遷移速率方程可表達(dá)為(?單位體積內(nèi)TiB_2粒子形核數(shù)量方程可表達(dá)為(?TiB_2粒子半徑方程可表達(dá)  

扁型噴嘴反應(yīng)器出射熔體的流動特性定常紊流邊界理論研究表明，紊動射流熔體橫向流速滿足方程(?平行于軸線的流速滿足方程(?射流熔體軸線流速u_m沿程變化滿足(?出射熔體卷吸量滿足(?射流熔體初始長度滿足L_0=5.22b_0利用上述研究結(jié)果對雙束熔體原位反應(yīng)器進(jìn)行了理論設(shè)計，確定了反應(yīng)器實(shí)驗(yàn)室原型扁型噴嘴厚度2bo合理取值范圍(0．5mm2b_03．0mm噴射角度θ取值范圍(40-60°)以及反應(yīng)腔體相關(guān)尺寸范圍。對Shangguan模型進(jìn)行外推，研究了凝固界面與前端粒子間相互作用以及熔體中粒子間的相互作用，發(fā)現(xiàn)冷卻速率V只有在滿足C_CIVV_CP時，原位反應(yīng)生成的TiB_2粒子才能被凝固界面捕捉，且顆粒間相互排斥，不易團(tuán)聚，最終能均勻分布于Cu合金基體內(nèi)。根據(jù)理論設(shè)計以及反復(fù)實(shí)驗(yàn)成功設(shè)計了制備Cu-TiB_2合金的雙束熔體原位反應(yīng)-快速凝固聯(lián)合裝置實(shí)驗(yàn)室原型。3依據(jù)理論分析與實(shí)驗(yàn)研究，確定了實(shí)驗(yàn)室研究條件下最佳原位反應(yīng)參數(shù)，即：噴嘴厚度2b_0=1．02．5mmθ=50°；合金管熔煉溫度：Cu-Ti合金14001500℃，Cu-B合金13001400℃；送氣壓力：0．20．35MPa上述研究的基礎(chǔ)上，成功制備了三種濃度Cu-TiB_2合金，其綜合性能分別為：Cu-0．45wt％TiB_2合金：HV=102σ_b=389MPaσ_0.2=330MPaδ=21％，相對電導(dǎo)率=92％IA CSCu-1．6wt％TiB_2合金：HV=142σ_b=456MPaσ_0．2=415MPaδ=14％，相對電導(dǎo)率=81％IA CSCu-2．5wt％TiB_2合金：HV=169σ_b=542MPaσ_0.2=511MPaδ=12％，相對電導(dǎo)率=70％IA CS三種濃度合金基體內(nèi)均彌散分布有大量納米TiB_2粒子。4利用TEM對Cu-TiB_2合金的TiB_2粒子尺寸和晶粒尺寸的分布進(jìn)行了統(tǒng)計，發(fā)現(xiàn)合金基體內(nèi)尺寸在5075nmTiB_2粒子頻率最高。隨著合金濃度增加，原位合成的納米粒子體積分?jǐn)?shù)不斷增加，晶粒尺寸則不斷減小。利用上述統(tǒng)計結(jié)果對Cu-TiB_2合金強(qiáng)化機(jī)制和導(dǎo)電機(jī)制進(jìn)行了研究。結(jié)果表明，彌散強(qiáng)化和細(xì)晶強(qiáng)化是Cu-TiB_2合金的兩種主要強(qiáng)化機(jī)制，其中彌散強(qiáng)化的貢獻(xiàn)大于細(xì)晶強(qiáng)化的低濃度Cu-0．45wt％TiB_2合金電導(dǎo)率計算值與實(shí)測值相差較小，隨著所制備合金濃度的增加，材料的電導(dǎo)率的計算值與實(shí)測值相差也逐漸增加。影響Cu-TiB_2合金強(qiáng)度及電導(dǎo)率的主要因素是殘余的溶質(zhì)元素TiB以及原位反應(yīng)合成的TiB_2粒子的含量和尺寸等。5針對Cu-A l_2O_3合金傳統(tǒng)內(nèi)氧化工藝復(fù)雜，過程難以控制，產(chǎn)品質(zhì)量不穩(wěn)定，生產(chǎn)成本高等問題，進(jìn)行了簡化內(nèi)氧化工藝研究。

           簡化的工藝流程如下：Cu-A l母合金熔煉→霧化制粉→與適量氧化劑混合→預(yù)先控制氣氛條件下內(nèi)氧化并在線進(jìn)行真空熱壓→熱擠壓成棒材。省去了傳統(tǒng)工藝中內(nèi)氧化→破碎篩分→還原→破碎篩分→冷等靜壓制坯→真空燒結(jié)→包套、抽真空、封口等諸多繁雜工序，大大縮短了生產(chǎn)周期，避免了中間環(huán)節(jié)造成的氧污染，提高了產(chǎn)品質(zhì)量。利用該簡化工藝制備的兩種典型濃度的Cu-A l_2O_3彌散強(qiáng)化合金鋁管在熱擠壓態(tài)性能分別為：Cu-0．23vol％Al_2O_3合金：HV=85σ_b=260MPaσ_0.2=195MPaδ=30％，相對電導(dǎo)率=96．5％IA CSCu-2．7vol％Al_2O_3合金：HV=145σ_b=580MPaσ_0.2=521MPaδ=13％，相對電導(dǎo)率=82％IA CS6Cu-A l_2O_3彌散強(qiáng)化合金鋁管冷軋過程中會出現(xiàn)加工軟化現(xiàn)象，隨著Al_2O_3濃度的增加，加工軟化特性不斷減弱。通過TEM觀察建立了位錯與彌散粒子間相互作用模型，認(rèn)為加工軟化的原因是大變形量冷軋過程中異號位錯間發(fā)生湮滅，使得相鄰位錯胞合并和長大，從而導(dǎo)致合金硬度下降，最終出現(xiàn)加工軟化現(xiàn)象。單向軋制的彌散強(qiáng)化合金鋁管各向異性顯著，橫向強(qiáng)度均遠(yuǎn)低于縱向的且沿橫向拉伸過程中會出現(xiàn)獨(dú)特的應(yīng)力波動或陡降現(xiàn)象。金相和拉伸斷口研究表明，單向軋制會使彌散強(qiáng)化銅合形成結(jié)合界面較弱的纖維組織，使得橫向拉伸時出現(xiàn)沿纖維界面劈裂現(xiàn)象。纖維組織和沿纖維界面劈裂是Cu-A l_2O_3合金產(chǎn)生各向異性的根本原因。交叉軋制可有效避免Cu-A l_2O_3合金各向異性。7Cu-A l_2O_3彌散強(qiáng)化合金鋁管在室溫沿縱橫兩個不同方向進(jìn)行壓縮時，隨著應(yīng)變速率的增加，流變應(yīng)力均不斷增加，但縱向壓縮流變應(yīng)力要高于橫向的利用滑移面和滑移方向旋轉(zhuǎn)模型以及運(yùn)動位錯與彌散粒子相互作用模型可較好的解釋這一規(guī)律。Cu-A l_2O_3合金高溫?zé)釅嚎s變形是一個熱激活過程；沿同一方向壓縮時高濃度合金的激活能高于低濃度的兩種濃度合金沿縱向壓縮的激活能均高于相應(yīng)合金沿橫向壓縮的根據(jù)Cu-A l_2O_3合金高溫壓縮實(shí)驗(yàn)求出的相關(guān)材料常數(shù)，建立了峰值屈服應(yīng)力與應(yīng)變速率以及溫度之間的本構(gòu)方程。對于Cu-0．23vol％Al_2O_3合金，高溫變形本構(gòu)方程為：橫向：?=[sinh0．0124836σ)]~4.39909exp11．65218-99．84810~3RT縱向：?=[sinh0．006078σ)]~8.86218exp23．22611-183．61410~3RT對于Cu-2．7vol％Al_2O_3合金，高溫變形本構(gòu)方程為：橫向：?=[sinh0．007653σ)]~4.20761exp14．84478-120．5910~3RT縱向：?=[sinh0．005638σ)]~8.52908exp26．31261-209．89210~3RT8．金相組織觀察表明，當(dāng)合金沿橫向壓縮時，隨著熱壓縮溫度的不斷升高，纖維組織不斷弱化，纖維邊界以及內(nèi)部出現(xiàn)的動態(tài)再結(jié)晶晶粒數(shù)量不斷增加，不過高濃度合金動態(tài)再結(jié)晶相對較困難。當(dāng)合金沿縱向壓縮時，由于壓縮方向平行于纖維組織的排列方向，纖維組織破碎嚴(yán)重。高溫縱向壓縮比橫向壓縮更容易沿界面產(chǎn)生裂紋。TEM組織觀察表明，熱壓縮使合金亞晶尺寸不斷減小，相鄰亞晶粒間取向差不斷增加，而位錯密度卻先增加后降低。