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SiCP/Al复合材料的显微结构分析 总被引:1,自引:1,他引:1
采用粉末冶金+热挤压工艺制备SiCp/Al复合材料,测定其力学性能。利用X射线衍射分析复合材料物相的组成,用金相显微镜、扫描电镜和透射电镜分析其微观组织结构。结果表明,SiC颗粒在铝基体中分布比较均匀,SiC颗粒与基体结合良好;基体主要是α-Al,强化相β-Mg2Si和弥散相(Fe,Mn,Cu)3Si2Al15(体心立方结构,晶格常数1.28nm);SiCp/Al界面则为Al和Mg元素扩散到SiC表面的SiO2层形成的20nm-30nm无定形层;复合材料的断裂机制主要是SiC颗粒断裂和SiCp/Al界面塑性撕裂:复合材料在变形过程中,SiC颗粒可阻止裂纹的扩展。 相似文献
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利用X-射线衍射、扫描电子显微镜和透射电子显微镜对Cf/ZrC-ZrB2-SiC-C超高温陶瓷复合材料的相组成、纤维/热解碳层的界面特征和超高温陶瓷基体的显微结构特征进行了表征。在碳纤维表面有一层厚度为2~3μm石墨化程度较高的热解碳界面层,该界面层可以避免采用PIP工艺制备超高温陶瓷基体时可能对碳纤维造成的损伤。热解碳层与碳纤维之间为弱机械结合,其界面间分布着20~30nm的ZrC纳米颗粒。Cf/ZrC—ZrB2-SiC—C超高温陶瓷复合材料基体主要由ZrC,ZrB2,SiC和石墨相(Cg)组成。基体中石墨的(002)面沿着ZrC,ZrB2或SiC的表面生长。在石墨与ZrB2和石墨与SiC的界面没有观察到取向关系,界面处既没有反应层也没有非晶相存在。在石墨与ZrC之间存在ZrC(111)//Cg(002),ZrC[110]//Cr[010]的取向关系。ZrB,和SiC之间也没有界面反应和非晶层存在。 相似文献
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用挤压铸造方法制备Mullite/Al-Cu-Si复合材料。用分析透射电镜(ATEM)观察了复合材料的微结构及微成分。结果表明:莫来石(Mullite)纤维由大小不、位相不同、分布不均的细小晶粒组成:在淬火态“纤维/基体”界面和“Si晶体/基体”界面附近基件一侧中.都可发现高密度位错的存在;在Si含量较高的情况下,Mullite/Al-Cu-Si复合材料界面处没有发现界面产物的存在,而在纤维/基体界面处析出非平衡共晶θ(Al,Cu)相。 相似文献
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采用SEM、EDX等分析技术对无压浸渗法制备SiC/Al复合材料的断口形貌进行了分析。结果表明,该类材料的断裂包括基体韧断、界面脱开和增强体颗粒断裂三种方式,该类复合材料的强化效果取决于基体与界面结合的关系;对该复合材料的断裂机理进行了分析讨论,SiC颗粒断裂和SiC颗粒相互搭接处与基体界面脱粘是微裂纹萌生的主要原因。 相似文献
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《特种铸造及有色合金》2017,(9)
采用3D打印制备SiC陶瓷预制体,用压力浸渗工艺制备SiC增强A356基复合材料(SiC/A356复合材料),采用光学显微镜(OM)、扫描电镜(SEM)、能谱仪(EDS)及X射线衍射仪(X-ray)等对其物相、组织形貌等进行研究。结果表明,用该方法制备的SiC/A356复合材料组织致密,颗粒分布均匀,颗粒与基体的界面结合性能较好;SiC增强与A356基体界面反应控制良好,未检测到Al_4C_3脆性相生成,表明A356合金中的Si有利于防止脆性相Al4C3的形成,Mg元素的存在提高了A356基体和SiCp增强体之间的润湿性。 相似文献
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不同碳纤维表面状态及其复合材料界面对比 总被引:1,自引:0,他引:1
对比研究了进口T300碳纤维和国产JC2#纤维的表面状态及其在C/SiC复合材料中形成的界面状态。结果显示T300纤维表面。和N杂原子含量丰富,其C原子含量仅为86.0%;而JC2#纤维的表面C原子含量达到93%。与JC2#纤维相比,T300纤维的表面更为粗糙,其表面沟槽粗壮杂乱。在C/SiC复合材料中,T300纤维与SiC基体紧密结合,经界面微脱粘法测试得出T300纤维与基体的界面微脱粘载荷是JC2#纤维的2倍。高表面活性和粗糙物理表面是T300纤维在C/SiC复合材料中形成强界面结合的根本原因。 相似文献
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采用先驱体聚合物浸渍裂解法(Preceramic polymer impregnation pyrolysis,PIP)制备了短切石英纤维增强氮化物基透波复合材料(SiO2f/Si3N4-BN),对复合材料的显微结构和界面特性进行了研究,探讨了短纤维增强氮化物基复合材料的强韧化机理。力学性能测试表明复合材料弯曲强度、断裂韧性和断裂应变分别达到56.6MPa,2-3MPa.m^1/2和0.462%,介电性能优良。扫描电镜(SEM)及选区能谱(EDS)分析结果表明,氮化物基体与短切石英纤维没有发生界面反应,界面结合适中,短纤维以纤维拔出及裂纹偏转的形式使基体增强和增韧。 相似文献