原位颗粒增强铝基复合材料不仅具有密度小、比强度高、比模量高、适应规模化生产等优点,而且可避免外加颗粒所产生的表面污染、界面结合差、易生成脆性相等缺点,是最具竞争力的高性能金属基复合材料之一,在航空、航天、国防及先进制造业等高技术领域具有广阔的应用前景。然而,该材料由于大量增强颗粒的存在,使得其塑性成形加工性变差,特别是形状复杂的构件难以成形,这在很大程度上限制了它的应用和发展,因此,探索原位颗粒增强铝基复合材料高应变速率超塑性研究,有望成为解决这一不足的有效途径。本文成功原位合成了硼化物和金属间化合物颗粒增强铝基复合材料,研究不同塑性变形方式(锻、挤、轧和搅拌摩擦)对原位颗粒增强铝基复合材料微观结构与力学性能影响规律,并对原位颗粒增强铝基复合材料超塑变形行为与机理进行深入分析,确定实现原位颗粒增强铝基复合材料高应变速率超塑性的方法及最佳超塑变形参数,建立超塑性变形机制模型,最后对不同变形态原位颗粒增强铝基复合材料摩擦磨损性能进行表征及磨损失效机制分析,为原位颗粒增强铝基复合材料的超塑性成形及推广应用提供理论和实验依据。本文设计采用Al-K2ZrF6-KBF4、Al-K2ZrF6、Al-K2TiF6-KBF4、Al-K2TiF6反应体系,通过声磁耦合原位熔体直接反应法,成功合成了Al-Zr-B系和Al-Ti-B系复合材料,具体分别为：ZrB2/6063Al、Al3Zr/6063Al、ZrB2/2024Al、TiB2/6063Al和Al3Ti/2024Al复合材料。通过计算表明,原位合成的硼化物和金属间化合物增强颗粒与基体α-Al晶格原子点阵错配度均小于9%,且具有共格对应晶面,可作为异质形核核心,并有效抑制基体α-Al晶粒长大,增强颗粒含量越高,基体晶粒细化效果越明显。塑性变形前后复合材料微结构对比研究表明：塑性变形方式不同,原位颗粒增强铝基复合材料微结构变化行为不同。锻压塑性变形后复合材料基体晶粒垂直于锻压方向伸长,形成流线型纤维织构,增强颗粒发生微量偏移和转动,随着锻压塑性变形量增大,大尺寸长条状Al3Zr和Al3Ti增强颗粒断裂,呈现短棒状或多边形小块状分散在基体中,颗粒分布的均匀性得到改善。轧制塑性变形加工后,复合材料基体晶粒组织呈条带纤维状,晶粒宽度在3-5μm,基体晶粒位向发生择优取向,由杂乱趋向于一致,均朝向利于轧制方向伸展,增强颗粒团聚消失。挤压塑性变形后复合材料基体呈现规则的束状纤维晶,晶粒直径尺寸约为5～15μm,增强颗粒尺寸细化明显,颗粒尖角部分圆钝化,其呈弥散状态。搅拌摩擦塑性变形后复合材料基体晶粒非常细小,尺寸达到10μm以下,部分实现超细晶,铸态中原团聚的增强颗粒被破碎分散,尺寸范围约为0.1-5μm,分布均匀。TEM分析表明塑性变形未损伤原位颗粒增强铝基复合材料特有的界面优势,界面纯净无脆性相。此外,塑性变形对铸态组织中气孔、疏松等缺陷有显著的改善作用。XRD分析表明：塑性变形引起复合材料基体内部不同程度微应力集聚,致使复合材料中铝基体a-A1相晶面(111)、(220)等方向衍射峰向右偏移,对应衍射峰半高宽变宽,塑性变形使复合材料基体晶粒发生择优取向扭转、产生畸变等,同时造成位错增殖与塞积。TEM分析表明：不同塑变方式会产生位错分布不同；锻压塑变后复合材料中基体内部位错数量多于原始铸态,呈规则、单向排列；搅拌摩擦塑性变形后位错相互缠绕,交错无序,交结成网状,晶界模糊弯曲；轧制塑性变形后位错线整齐,出现明显滑移带,晶界平直。通过“W-A”法计算位错密度排序为：FSP>轧制>锻压>挤压>铸态。力学性能与机理研究表明：不同塑性变形方式对原位颗粒增强铝基复合材料性能影响不同,传统塑变方法锻、挤、轧对原位颗粒增强铝基复合材料抗拉强度、硬度提高较大,但使得常温塑性下降明显。大塑性变形搅拌摩擦加工对复合材料的抗拉强度、塑性等综合力学性能均有提高,尤其是室温塑性提高近87%。在拉伸温度480℃和初始拉伸应变速率为0.15s-1时超塑性实验表明,仅搅拌摩擦塑性变形后复合材料呈现出超塑性,而挤压、锻压、轧制和铸态均未出现超塑性。塑性变形后原位颗粒增强铝基复合材料强化机制以位错强化和细晶强化为主,辅助以Orowan强化机制来提升其综合性能。超塑性拉伸及变形机制研究表明：原位合成的铝基复合材料超塑性能,随拉伸温度和初始应变速率增大,均是先提高后下降,存在最佳超塑性变形条件。当温度为480℃时,搅拌摩擦态原位5wt.%Al3Ti/2024Al复合材料在初始应变速率为0.15s-1时获得最佳超塑性,伸长率为475.5%。当初始应变速率为0.15s-1时,拉伸温度在510℃时获得最佳超塑性,伸长率为640.3%；随增强颗粒含量增加,Al3Ti/2024Al超塑性能略有下降。计算搅拌摩擦态ZrB2/6063Al复合材料450℃、500℃超塑性激活能平均为153.4KJ/mol,远高于铝的晶界扩散激活能,超塑性协调机制为晶界扩散占主导地位。DSC数据分析表明：ZrB2/6063Al超塑性变形过程中存在微量液相。适量液相松弛应力集中,及时填充晶界滑移造成的间隙空洞,有利于提高超塑性能。然而温度过高,出现的液相过多,界面结合强度急剧下降,导致晶界失去传递载荷和变形能力,超塑性能明显下降。搅拌摩擦塑性变形铝基复合材料超塑性变形机理以晶界滑移为主导,微量液相和动态再结晶协调完成。超塑性断裂机制是拉伸变形后期微孔隙形核、长大、连接聚合导致最后断裂。摩擦磨损性能与机理研究表明：传统塑变方式锻、挤、轧对原位合成的复合材料摩擦磨损性能有明显提升作用,复合材料经锻、挤、轧方式塑性变形后,基体硬度提高,增强颗粒形貌变圆钝,分布变均匀,摩擦后磨痕表面更加平整,凹凸差异减小,磨痕粗糙度减小。其摩擦性能提升明显。随变形量的增加,摩擦系数与磨损表面粗糙度先增加后减少,磨痕宽度变宽,磨痕深度变浅,表现出良好耐磨损性能,磨损机制均存在粘着磨损、磨粒磨损和氧化磨损。搅拌加工后复合材料摩擦磨损性能略有下降。搅拌摩擦塑变后,摩擦系数整体增大,摩痕表面粗糙度上升,并随着载荷的增加上升幅度加剧。摩擦磨损性能下降机理为搅拌摩擦塑性变形后,基体变软、硬度下降,增强颗粒过于细小,易脱落,导致磨损机制由粘着磨损转变为磨粒磨损和轻微氧化磨损。