SiCP/AZ91复合材料的显微组织、力学性能及强化机制

通过搅拌铸造工艺制备出SiC_P体积分数分别为2%、5%、10%和15%的4种5 μm SiC_P/镁合金（AZ91）复合材料。对5 μm SiC_P/AZ91进行了固溶、锻造和热挤压。通过与AZ91对比,研究了SiC_P对AZ91基体热变形后显微组织和力学性能的影响规律。结果表明：SiC_P/AZ91热变形后的晶粒尺寸取决于SiC_P的体积分数。SiC_P的体积分数由0%增加到10%时,SiC_P/AZ91热变形后的平均晶粒尺寸减小;当SiC_P颗粒继续增加到体积分数为15%时,平均晶粒尺寸反而增大。SiC_P的加入能显著提高AZ91的屈服强度和弹性模量,并随颗粒体积分数的增加而增大。SiC_P对AZ91基体的强化作用主要源于位错强化、细晶强化和载荷传递作用,其中,细晶强化对屈服强度的贡献最大。     

SiCp/AZ91D镁基纳米复合材料的室温拉伸行为及塑性变形机理

为得到高强度和高塑性的镁基复合材料,通过高能超声分散法和金属型重力铸造工艺制备了SiC纳米颗粒分散均匀的SiCp/AZ91D镁基纳米复合材料,并进行T4固溶热处理和室温拉伸。利用扫描电子显微镜(SEM)、透射电子显微镜(TEM)对试样拉伸后的显微组织和塑性变形机理进行观察与研究。结果表明:T4态SiCp/AZ91D镁基纳米复合材料室温下抗拉强度达到296 MPa,伸长率达到17.3%。经室温拉伸变形后复合材料基体微观组织中出现了大量的孪晶和滑移,孪生和滑移是复合材料塑形变形的主要机制。在室温拉伸过程中,α-Mg基体中SiC纳米颗粒周围形成高应变场,高应变场内形成大量位错和堆垛层错,这些位错和堆垛层错在拉伸应变的作用下演变成大量的滑移带和孪晶,这是SiCp/AZ91D镁基纳米复合材料在室温下具有高塑性的微观塑性变形机理。     

纳米TiO2颗粒弱界面增强树脂基复合材料宏观力学行为有限元模拟

基于蒙特卡罗法, 编写了随机分布颗粒增强复合材料的二维代表体积单元生成程序, 建立了纳米颗粒增强树脂基复合材料的有限元模型, 其中采用双线性内聚力模型描述复合材料弱界面的应力与位移关系。通过纳米TiO₂ 颗粒增强环氧树脂基复合材料应力应变行为模拟结果与文献结果对比, 证明了模型的有效性。讨论了弱界面情况下, TiO₂颗粒质量分数与颗粒尺寸对复合材料宏观有效模量的影响, 并对复合材料弱界面渐进损伤过程进行了非线性分析。结果表明: 随着纳米TiO₂颗粒质量分数增加, 复合材料杨氏模量和断裂延伸率均有所增强, 但材料屈服强度有所降低; 相同颗粒质量分数情况下, 随着颗粒尺寸的增大, 颗粒与基体材料之间界面单元总长度减小, 复合材料断裂延伸率有所下降。     

SiC_P/AZ91复合材料的显微组织、力学性能及强化机制

通过搅拌铸造工艺制备出SiCP体积分数分别为2%、5%、10%和15%的4种5μm SiCP/镁合金(AZ91)复合材料。对5μm SiCP/AZ91进行了固溶、锻造和热挤压。通过与AZ91对比,研究了SiCP对AZ91基体热变形后显微组织和力学性能的影响规律。结果表明:SiCP/AZ91热变形后的晶粒尺寸取决于SiCP的体积分数。SiCP的体积分数由0%增加到10%时,SiCP/AZ91热变形后的平均晶粒尺寸减小;当SiCP颗粒继续增加到体积分数为15%时,平均晶粒尺寸反而增大。SiCP的加入能显著提高AZ91的屈服强度和弹性模量,并随颗粒体积分数的增加而增大。SiCP对AZ91基体的强化作用主要源于位错强化、细晶强化和载荷传递作用,其中,细晶强化对屈服强度的贡献最大。     

ECAPT 工艺对 SiCp/ Al 基复合材料组织和性能的影响

探究了用等径角挤扭(ECAPT)法制备的SiC_p/Al基复合材料组织演化过程和力学性能。比较了2种体积分数的SiC_p(8.75%和35%)复合材料在ECAPT中组织演化规律,测试了其硬度值及致密度。结果表明,ECAPT形变量大,细化晶粒能力强,SiC_p分布均匀性好,其致密效果SiC_p体积分数大的(35%)比小的(8.75%)差;并且体积分数为35%的SiCp复合材料存在"拱桥效应",但颗粒细化效果优于体积分数为8.75%的SiC_p。     

不同含量硼酸镁晶须增强AZ91D镁基复合材料在Na_2CO_3溶液中的电化学腐蚀行为

目前,国内外对晶须增强镁基复合材料的电化学腐蚀行为鲜有报道。采用真空气压渗流技术制备了硼酸镁晶须增强AZ91D镁合金,采用电化学工作站测试了其在5%Na2CO3溶液中的开路电位和动电位极化曲线,采用扫描电镜及X射线能谱仪分析了镁基复合材料的微观腐蚀形貌及成分,研究了晶须体积分数对其耐腐蚀性能的影响。结果表明:随着晶须体积分数的增加,AZ91D镁基复合材料的耐腐蚀性逐渐提高,镁基复合材料表面生成了一层活跃的钝化膜,对基体起到了一定的保护作用。     

放电等离子体烧结制备Mg85Zn6Y9颗粒增强Mg-9Al-1Zn复合材料组织与力学性能

采用高能球磨法和放电等离子体烧结（SPS）技术,以包含100%长周期堆垛有序结构（LPSO）相Mg₈₅Zn₆Y₉镁合金为原料,通过将其球磨成纳米晶颗粒后与Mg-9Al-1Zn（AZ91）镁合金雾化颗粒进行机械混合,并在350℃烧结温度下成功制备出不同质量分数（0~30wt%）的LPSO相Mg₈₅Zn₆Y₉颗粒增强AZ91复合材料（Mg₈₅Zn₆Y₉/AZ91）。采用光学显微镜（OM）、SEM及TEM对Mg₈₅Zn₆Y₉/AZ91复合材料的微观组织结构进行表征;采用XRD分析其固溶处理前后的相转变;与此同时对复合材料进行显微硬度与压缩试验,综合研究其微观组织与力学性能的关系。相关结果表明,Mg₈₅Zn₆Y₉颗粒经3 h高能球磨后颗粒尺寸显著减小,硬度随晶粒细化而提升。Mg₈₅Zn₆Y₉增强颗粒主要分布在AZ91基体颗粒边界处,随着Mg₈₅Zn₆Y₉质量分数的增加,增强相颗粒有相互结合成连续网格状趋势。增强颗粒与基体界面处未见明显过渡层,基体界面处的β相经400℃×24 h固溶处理后进入基体,部分增强颗粒亦转变为Mg相。本实验条件下制备的最佳性能的20wt% Mg₈₅Zn₆Y₉/AZ91复合材料经固溶处理后的室温屈服强度从200 MPa转变为230 MPa,屈服强度均较未添加Mg₈₅Zn₆Y₉的AZ91镁合金有较大的提高。     

碳纳米管-Ti3AlC2/AZ91D复合材料的微观组织及力学性能

采用化学镀铜的方法对增强相碳纳米管(CNTs)和Ti₃AlC₂进行表面改性,热压烧结制备了CNTs-Ti₃AlC₂/AZ91D复合材料,研究了其微观组织和力学性能的变化及增强机制。结果表明:CNTs-Ti₃AlC₂/AZ91D复合材料内部主要物相为CNTs、Ti₃AlC₂、Mg和Al₁₂Mg₁₇,增强相均匀分布在基体内,在增强相与基体的界面处存在U相(MgAlCu),使二者界面结合良好。当增强相CNTs 和Ti₃AlC₂含量分别为1wt%和25wt%时,较镁合金AZ91D,CNTs-Ti₃AlC₂/AZ91D复合材料的弹性模量、拉伸强度、屈服强度和延伸率分别提高了120.30%、25.72%、126.50%和36.84%,弯曲强度和压缩强度分别为337.92 MPa和436.27 MPa。CNTs-Ti₃AlC₂/AZ91D复合材料的断裂方式表现为脆性断裂,其强化机制主要为热配错强化、Orowan强化和细晶强化机制。      

搅拌铸造法制备短碳纤维/AZ91复合材料的组织与性能

采用搅拌铸造法制备了不同体积分数（10vol%、15vol%、20vol%）的短碳纤维增强镁基（CF_s/AZ91）复合材料,并选取了三个挤压比和两个挤压温度对其进行热挤压变形,采用光学显微镜（OM）、SEM和TEM对CF_s/AZ91复合材料的显微组织进行了观察,并测试其室温力学性能及阻尼性能。研究结果表明,热挤压能够有效降低CF_s/AZ91复合材料气孔率;在热挤压过程中,纤维沿挤压方向定向排列,同时基体发生动态再结晶。随着挤压温度及挤压比的增大,晶粒呈现等轴状,组织更加均匀。CF_s/AZ91复合材料经过挤压后,其力学性能得到提高,屈服强度和抗拉强度随挤压比和CF_s体积分数的增大而增大,然而CF_s纤维在热挤压后发生明显断裂,限制了挤压态复合材料强度的进一步提升。低温低挤压比条件下,CF_s/AZ91复合材料具有较好的阻尼性能,随着挤压比及挤压温度的升高,CF_s/AZ91复合材料室温及高温阻尼性能均有所降低。      

不同电解液体系中SiCp/Al基复合材料微弧氧化膜层的组织与性能

在(NaPO₃)₆,Na₂SiO₃-NaOH和NaAlO₂-NaOH三种电解液中,采用微弧氧化技术在SiC_p/Al基复合材料表面制备微弧氧化膜层。使用扫描电子显微镜(SEM)、X射线光电子能谱(XPS)、X射线衍射(XRD)对膜层组织结构及相组成进行表征,并通过摩擦磨损实验及电化学工作站分析基体及膜层的耐磨性和耐蚀性。结果表明：三种电解液中均能制备出均匀的微弧氧化膜层,NaAlO₂-NaOH中制备的膜层粗糙度和厚度最大。三种电解液中制备的膜层物相有差异。微弧氧化提高SiC_p/Al基复合材料的显微硬度,其中NaAlO₂-NaOH中制备的膜层硬度达到1125HV。微弧氧化可降低SiC_p/Al基复合材料的摩擦因数,综合摩擦因数及磨损情况,NaAlO₂-NaOH中制备的微弧氧化膜层的耐磨性较好。三种电解液中制备的微弧氧化膜层均能改善SiC_p     

ZrO2增韧Al2O3陶瓷颗粒对增强高铬铸铁基复合材料冲击磨料性能影响

传统的耐磨钢铁材料难以满足现代矿山装备对关键耐磨部件的需求,陶瓷颗粒增强钢铁基耐磨复合材料成为最具良好应用前景的耐磨材料之一。通过预烧结获得不同体积分数及不同颗粒大小的陶瓷预制体,结合铸渗法制备出氧化锆(ZrO₂)增韧氧化铝(Al₂O₃)陶瓷颗粒增强高铬铸铁(HCCI)基复合材料。结果表明：随着ZTA(ZrO₂增韧Al₂O₃)颗粒体积分数(25%～45%)的增加,ZTA颗粒等效直径(1.7,1.2,0.4 mm)减小,复合材料抗冲击磨损性能随之提高,以颗粒体积分数为45%、等效粒径为0.4 mm时最佳。ZTA_p/HCCI复合材料的主要磨损特征是磨损面发生微切削,其主要磨损机制是磨料磨损。     

颗粒团聚分布的复合材料数值模型

目的 提出颗粒团聚分布的数值模型参数化建模方法,以高效建立颗粒有序分布的复合材料微观构型。方法 以颗粒尺寸、颗粒团聚区域的半径以及团聚区域局部体积分数和整体体积分数的比值作为表征颗粒团聚结构的基本建模控制参数,首先建立了圆形/球形区域内的Voronoi多胞元结构,其次编写基于Python语言的接口程序,根据角点坐标和几何拓扑关系将多胞元结构导入有限元软件中,并对每个胞元按团聚区域局部体积分数进行缩放,形成了圆形/球形区域的颗粒团簇,最后使用随机顺序吸附算法将团聚颗粒在代表单元内周期性随机投放,生成了颗粒团聚分布的复合材料二维/三维微观构型。结果 使用不同控制参数进行数值建模测试,生成一个颗粒数目在1 000以内的二维/三维颗粒团聚微观构型仅需要数分钟,验证了本文方法的有效性。使用二维模型对单轴拉伸进行数值模拟,结果表明,材料宏观塑性随着颗粒团聚程度的增大而降低。结论 本文建模方法可以为复合材料结构设计提供有效的数值仿真支撑。     

高能超声对Mg2 Si / AZ91D 复合材料的影响

为改善原位颗粒增强镁基复合材料的性能,采用原位合成技术制备了Mg2Si/AZ91D复合材料,通过在熔体中施加高能超声,研究了超声时间和超声功率对复合材料组织性能的影响.结果表明:随着超声时间的延长或超声功率的增大,复合材料中粗大的汉字状Mg2Si相变得细小、分布均匀,同时细小分布均匀的球化状β-Mg17Al12相增多;超声时间为6 min、超声功率为1.2 kW时,组织中呈短棒状的Mg2Si颗粒和球化状β-Mg17Al12相分布均匀,且复合材料的抗拉强度和伸长率达到最大,分别为220.5 MPa和2.6%,较未施加超声的复合材料试样提高了22.3%和38.9%;再延长处理时间或增大输出功率,组织有粗化的趋势,复合材料的抗拉性能及伸长率也呈现先升后降趋势.     

纤维对短切碳纤维/AZ91D复合材料热变形行为和加工性能的影响纤维对短切碳纤维/AZ91D复合材料热变形行为和加工性能的影响

采用等温压缩试验研究了不同碳纤维体积分数的镁基复合材料（CFs/AZ91D）和镁合金（AZ91D）在变形温度310~430℃、应变速率10-3~10-1 s-1范围内的塑性变形行为。根据实验结果建立了CFs/AZ91D和AZ91D的热加工图,分析了纤维对CFs/AZ91D塑性加工性能与变形机制的影响。结果表明:相比ZA91D,纤维在提高复合材料流动应力的同时促进了基体动态再结晶和应变软化,但纤维体积分数对流动应力与应变软化程度影响较小,CFs/AZ91D热变形时表现出比ZA91D更高的应变速率敏感指数和变形激活能;ZA91D热加工图不存在变形失稳区且其高温低速率区变形时的能量耗散效率大于30%,CFs/AZ91D高温低应变速率区变形时的能量耗散效率大于50%,此时纤维激励了基体合金动态再结晶而使复合材料表现出极高的能量耗散效率,但在低温高应变速率变形时,基体合金与纤维之间的界面开裂极易导致CFs/AZ91D出现塑性流变失稳行为。      

Mg_2Si/AZ91D复合材料阻尼性能

以AZ91D镁合金为基体,采用搅熔铸造法将球磨后的粉煤灰漂珠颗粒加入到熔融态基体中,设置球磨漂珠质量分数(2%、6%和10%)和搅拌时间(3min和6min),成功制备了Mg2Si/AZ91D复合材料。采用金相分析、XRD分析和动态机械热分析等方法研究了铸态和固溶态Mg2Si/AZ91D复合材料的显微组织、成分及阻尼性能。研究表明:与AZ91D镁合金相比,加入球磨漂珠颗粒后制备的Mg2Si/AZ91D复合材料中生成了Mg2Si相,而且随着漂珠质量分数的增加,Mg2Si相呈现不规则形状,固溶后Mg2Si相呈现均匀块状。随着漂珠质量分数的增加,Mg2Si/AZ91D复合材料的阻尼性能越好,搅拌时间6min制备的复合材料阻尼性能高于搅拌时间3min制备的复合材料的阻尼性能,并且固溶态的阻尼性能优于铸态。在室温下,Mg2Si/AZ91D复合材料阻尼性能可用位错理论来解释。     

界面弹塑性对原位SiCp/7075Al复合材料弹性模量影响的数值分析

界面把载荷从基体传递到增强体是复合材料弹性变形阶段的重要强化机制。应用ABAQUS有限元软件模拟分析了界面弹塑性对原位SiCp/7075Al复合材料弹性模量的影响规律,结果表明:界面与基体所需的模量比值与颗粒体积分数有关,并不局限于20%~30%;随着界面弹性模量的增大,基体塑性变形量增大,复合材料塑性性能变差;颗粒体积分数大时,界面/基体模量比取满足增强效果的最小值即可;颗粒体积分数越大,界面性能对复合材料的弹性模量的影响越显著,界面弹塑性比基体弹塑性对复合材料弹性模量的影响更明显,并且界面弹塑性会明显地降低颗粒体积分数比较大的复合材料的弹性模量。     

硅酸铝短纤维增强镁基复合材料的界面反应及其热力学分析

用晶化的硅酸铝短纤维作增强体, 用磷酸铝作黏结剂制得预制体, 用AZ91D作基体金属, 通过挤压浸渗工艺制备镁基复合材料。通过光学显微分析、 XRD衍射分析、 SEM扫描分析等, 初步观察研究了硅酸铝短纤维增强镁基复合材料的界面反应规律和反应产物。结果表明: 用硅酸铝短纤维增强AZ91D镁合金通过浸渗挤压法制备镁基复合材料是可行的; 镁与磷酸铝黏结剂反应后在界面上生成一定数量的MgO颗粒和少量的MgAl₂O₄颗粒, 致使硅酸铝增强纤维和镁合金基体之间形成较强界面结合; 另外, 在硅酸铝短纤维的晶化处理过程中, 由于非晶态SiO₂的析出, 导致Mg₂Si脆性相在界面附近产生, 从而对该复合材料的力学性能产生一定影响。      

颗粒体积分数对Al2O3/钢基复合材料高温抗磨性的影响

在前期研究工作的基础上,着重讨论了不同颗粒体积分数对Al₂O₃/钢基复合材料900 ℃下高温磨料磨损抗力的影响。结果表明:适当的颗粒体积分数(39 %左右)的复合材料因颗粒对基体保护好,起主要抗磨作用,因而高温抗磨性较好;较高或较低颗粒体积分数的复合材料因颗粒脱落或基体磨损严重使得其高温抗磨性较低。      

硼酸镁晶须含量对AZ91D镁基复合材料在SO_4~(2-)溶液中腐蚀行为的影响

为了进一步了解晶须对镁基复合材料耐腐蚀性能的影响,采用硼酸镁晶须制备了不同晶须含量的AZ91D镁基复合材料。采用电化学工作站测量了镁基复合材料在5%Na2SO4溶液中的开路电位、动电位极化曲线和交流阻抗谱,利用扫描电镜观察了不同晶须含量的镁基复合材料经Na2SO4浸泡腐蚀后的微观组织形貌,研究了晶须体积分数对镁基复合材料耐腐蚀性能的影响。结果表明:经Na2SO4腐蚀后,镁基复合材料表面生成了一层晶须增韧的腐蚀产物膜,增强了镁基复合材料的耐腐蚀性能;随着晶须体积分数的增加,镁基复合材料的耐腐蚀性逐渐提高。     

超声外场对SiCp/7085复合材料界面及拉伸性能的影响

为研究超声辅助制备工艺对SiC_p/7085复合材料界面结合及拉伸性能的影响,用机械搅拌、机械搅拌+超声施振、超声施振3种工艺制备体积分数为10%的SiC_p/7085复合材料.采用扫描电子显微镜(SEM)、能谱(EDS)研究各工艺对SiC_p/7085复合材料的界面微观组织和拉伸性能的影响.实验结果表明:机械搅拌工艺促进大颗粒(80μm)与熔体结合,但产生了粗大Al4C3界面产物包裹层,且难改善小颗粒(37μm)与熔体界面结合差的问题;超声施振能促进界面反应,生成尺寸细小、排列规整、紧密的Mg O、Mg Al2O4界面强化相覆盖层,有效改善小颗粒与熔体界面结合;相比于7085铝合金,机械搅拌不能改善SiC_p/7085复合材料拉伸性能,而超声施振的加入能显著提升材料拉伸性能.