室温HPT制备SiC_p/Al复合材料的硬度分布特征

将纯Al颗粒和SiC颗粒混合,室温下采用高压扭转变形(HPT)制备试样,测定不同工艺参数下试样表面的显微硬度,绘制显微硬度—扭转半径曲线图,分析各试样的硬度分布特征。结果表明:由于高压扭转变形应变量的影响,SiCp/Al复合材料经HPT变形后,各试样表面硬度沿径向呈递增分布,边缘硬度值受飞边的影响较大;单一尺寸SiC颗粒强化的试样通过增大加载压力、增大扭转圈数或提高SiC颗粒体积分数可以提高试样的显微硬度值;采用双尺寸SiC颗粒最佳粒径配比或最佳体积配比更有利于提高试样硬度,通过优化双尺寸SiC颗粒粒径配比或体积配比,可以获得更高的试样硬度,且硬度分布更加均匀。     

SiC颗粒增强2A02Al基复合材料组织和性能的研究

采用热压烧结工艺制备了30%SiCp/2A02Al复合材料,对烧结试样进行热挤压变形,利用OM、SEM和TEM观察了复合材料微观组织和断口形貌,并检测了密度和力学性能。结果表明：SiCp/2A02Al复合材料的基体与增强体界面结合良好,界面清晰平滑;热挤压后SiC颗粒偏聚减少,SiC均匀分布在基体中,在基体内生成了高密度位错和亚晶;复合材料的致密度增加,力学性能显著提高;热挤压试样经过时效处理后在基体内生成了圆盘状的沉淀析出相(Al₂Cu相)。     

SiC颗粒增强铝基复合材料的制备工艺和性能研究

采用粉末冶金法制备SiCp/6061Al复合材料,研究热压温度、球磨工艺参数和SiC颗粒(SiCp)体积分数对SiC颗粒增强铝基复合材料性能的影响,测试其力学性能及物理性能,用扫描电镜对材料的微观组织和断口进行观察。结果表明:540℃是较适合的热压温度;随着SiCp含量的增加,复合材料的致密度、热膨胀系数下降,抗拉强度先提高后迅速降低。     

SiC粒径比对SiC_p/Al基复合材料组织及性能的影响

采用高压扭转(high pressure torsion)法将粒径比分别为1:1,1:7,1:21的SiC颗粒和纯铝粉末的混合物固结成金属基复合材料。利用金相显微镜、显微维氏硬度计、万能试验机和扫描电镜研究不同SiC粒径比对SiCp/Al复合材料显微组织和力学性能的影响。结果表明,与SiC粒径比1:1的试样相比,粒径比为1:7和1:21的试样中SiC颗粒分布更加均匀,颗粒间无明显团聚现象;大颗粒加入后对材料硬度的影响较为复杂,1:21试样硬度值最低;材料伸长率分别提高130%和113%,致密度也高于1:1的试样,材料断裂形式为韧性断裂。SiC粒径比为1:7试样的致密度、伸长率高于粒径比为1:21试样,综合性能较好。     

伪半固态触变成形制备SiCp/Al电子封装材料的组织与性能

采用伪半固态触变成形工艺制备了40%、56%和63%三种不同SiC体积分数颗粒增强Al基电子封装材料,并借助光学显微镜和扫描电镜分析了材料中Al和SiC的形态分布及其断口形貌,测定了材料的密度、致密度、热导率、热膨胀系数、抗压强度和抗弯强度.结果表明,通过伪半固态触变成形工艺可制备出的不同SiC体积分数Al基电子封装材料,其致密度高,热膨胀系数可控,材料中Al基体相互连接构成网状,SiC颗粒均匀镶嵌分布于Al基体中.随着SiC颗粒体积分数的增加,电子封装材料密度和室温下的热导率稍有增加,热膨胀系数逐渐减小,室温下的抗压强度和抗弯强度逐渐增加.SiC/Al电子封装材料的断裂方式为SiC的脆性断裂,同时伴随着Al基体的韧性断裂.      

等径角挤扭对SiC_p/Al复合材料微观结构及力学性能的影响

以SiC_p/Al复合粉末为研究对象,开展不同变形程度的等径角挤扭(ECAPT)变形实验,研究等径角挤扭对SiC_p/Al复合材料微观结构及力学性能的影响。利用OM、XRD、TEM和XPS以及排水测密度法、力学性能测试等手段分析不同试样的微观组织和力学性能的演变规律以及界面反应情况。结果表明:随变形道次增加,Si C团聚现象得到改善,微晶尺寸逐渐减小,位错密度逐渐增大;材料界面处发生保护反应生成Al_2O_3,且反应程度随变形道次增加而加剧,未发生有害的界面反应,无Al_4C_3脆性相生成。4道次变形后材料的显微硬度和屈服强度相比1道次分别提高10%和16%。     

高压扭转制备SiC_p/Al复合材料的断裂行为

为了研究大塑性变形对颗粒增强复合材料断裂行为的影响规律,在不同高压扭转工艺(high-pressure torsion,HPT)工艺参数下制备SiC_p/Al复合材料,测量试样真应力-应变曲线和观察试样的断口形貌,并分析SiC-Al界面的EDS谱。在分析各参数下材料断口形貌和界面原子扩散的基础上,讨论颗粒增强复合材料的断裂机理。研究发现:SiC_p/Al复合材料包含韧性断裂和脆性断裂2种性质的断裂,断口韧窝的大小和数量与材料的工艺参数有关;HPT变形可以有效改善SiC颗粒与Al基体的界面连接强度,提高该类材料的断裂性质。基体内气孔和颗粒与基体间孔隙的连接是金属基复合材料的主要断裂机制。     

放电等离子烧结法制备TiC/SiC复合增强材料的研究

采用放电等离子烧结工艺,将不同用量的纳米SiC粉末与TiC颗粒相复合制备力学增强材料.分别对不同SiC粉末含量的试样进行SEM表征,对质量分数10％SiC的复合试样进行XRD测试.并着重分析探讨了SiC对复合材料在断裂韧性、导电性方面的影响及TiC对复合材料在材料密度和硬度方面的影响.结果 表明:该复合增强材料内部晶粒细密化程度较高,结构缺陷度较低,SiC与TiC相容性优异.质量分数10％SiC样品中的各组分含量占比与XRD分析测试结果相一致,杂质衍射峰基本没有出现.SiC的加入对于复合材料断裂韧性和导电性的提升效果较为显著,30％SiC样品的断裂强度比单纯TiC材料高116％,平均电导率高约100倍.TiC的加入对于材料密度和硬度的提升作用较为良好,当TiC/SiC的含量之比为1.3∶1时,密度和硬度均达到最大值,分别为4.3 g/cm3和68.3HRA.试验结果基本符合预期.     

混料时间和挤压对SiC增强纯Al基复合材料显微组织和力学性能的影响

采用粉末冶金法制备SiC颗粒增强工业纯Al基复合材料,研究混料时间和挤压对复合材料显微组织和力学性能的影响。研究表明:机械混粉过程存在最佳的混料时间,混料时间为16 h时SiC颗粒分布均匀,复合材料的密度高、力学性能好。挤压可以改善复合材料的界面结合强度、减少孔洞的数量,从而提高材料的致密度和力学性能。烧结态复合材料的断裂机制以基体的脆性断裂以及增强相与基体的界面脱粘为主。挤压态复合材料的断裂以基体的韧性断裂以及SiC颗粒的脆性断裂为主,伴随着少量的基体与SiC颗粒的界面脱粘。     

HPT制备高含量SiC颗粒增强Al基复合材料的性能和致密化行为

采用高压扭转法制备了SiCP/Al基复合材料,分析了不同SiC体积分数复合材料的显微组织、硬度、相对密度及SiC颗粒分布的变化情况,并探讨了SiCP/Al基复合材料在高压扭转变形过程中的致密化机理。结果表明:随着SiC体积分数的增加,复合材料的相对密度不断减小,硬度和SiC颗粒的分布均匀程度均先增大后减小,且硬度沿试样径向呈递增趋势。同时,随着SiC体积分数的增大,SiC颗粒破碎和团聚现象也更为严重。     

SiC颗粒预处理对SiC_p/Al-Si复合材料组织及性能的影响

采用高温焙烧加水洗工艺对SiC颗粒进行处理,用真空热压法制备SiC颗粒增强Al-Si基复合材料,研究了SiC预处理对复合材料微观组织和抗拉强度的影响。结果表明,经预处理的SiC颗粒增强Al-Si基复合材料界面结合良好,孔隙减少,相对密度和抗拉强度显著提高。     

陶瓷颗粒增强扩散合金化钢复合材料的微观结构和力学性能

采用传统粉末冶金工艺制备了陶瓷颗粒增强Fe?0.5Mo?1.75Ni?1.5Cu?0.7C扩散合金化钢复合材料,选用的陶瓷颗粒为SiC、TiC和TiB₂。采用光学显微镜和扫描电子显微镜观察了烧结材料微观结构,并对烧结材料的硬度、强度和摩擦磨损性能进行了测试。结果表明,由于SiC和TiB₂与基体的化学相容性好,陶瓷颗粒与基体界面结合良好;由于TiC颗粒具有极高的化学稳定性,TiC颗粒与基体界面结合情况不理想。随着陶瓷相含量（质量分数）的增加,添加SiC和TiC的烧结试样相对密度降低;添加TiB₂的烧结试样相对密度先增加后降低,当添加TiB₂质量分数为0.9%时达到最大值。随着陶瓷含量增加,添加SiC和TiB₂烧结试样的硬度增大,当陶瓷相质量分数超过1.2%时,硬度增加缓慢;添加TiC烧结试样的硬度先增加后降低,当添加TiC质量分数为0.9%时达到最大值。随着陶瓷相含量增加,添加SiC和TiC烧结试样的强度降低,少量添加SiC对强度没有明显损害;添加TiB₂烧结试样的强度先增加后降低,当添加TiB₂质量分数为0.6%时达到最大值（971.7MPa）,比基体提高了14.1%以上。添加陶瓷相对烧结钢性能的积极影响依次是TiB₂、SiC和TiC。     

SiC含量对SiCp/Al复合材料摩擦性能的影响

采用粉末冶金技术制备了SiC_p/Al复合材料,探讨了SiC颗粒质量分数对SiC_p/Al复合材料密度、布氏硬度、微观形貌以及摩擦磨损性能的影响。结果表明,SiC颗粒表面形成了少量可提高界面结合性的Al₄C₃化合物。随着SiC质量分数增加,SiC_p/Al复合材料的密度没有明显的变化,当SiC质量分数增加至25%时,密度明显下降。SiC_p/Al复合材料的布氏硬度随着SiC质量分数的增加呈先增长后减小的变化趋势。当SiC质量分数为20%时,材料的硬度最优（HBW 114）,平均摩擦系数达到最大值（0.3425）,摩擦后试样表面形貌平整且犁沟较浅,SiC颗粒未出现明显剥落。     

热等静压原位合成SiC–TiC复相陶瓷的微观组织与性能研究

采用纳米级β-SiC粉末、Si粉末、C粉末以及微米级TiH_2粉末为原料,利用热等静压原位合成工艺制备了SiC–TiC复相陶瓷,研究了不同原位合成反应和烧结工艺对复相陶瓷微观组织及力学性能的影响。结果表明:以SiC、TiH_2、C粉末为原料的原位合成反应,无明显副反应发生,更有益于制备成分符合预期、致密度良好且性能优秀的SiC–TiC复相陶瓷。在1600℃,120 MPa,4 h等静压烧结工艺下原位合成得到的体积分数为SiC–32%TiC复相陶瓷具有最好的致密度、硬度、三点弯曲强度以及良好的断裂韧性,分别达到98.7%、21.2 GPa、428 MPa和5.5 MPa·m1/2。提高热等静压压力有助于提高材料的烧结扩散活性,从而提高材料的致密度,有益于力学性能的提升。     

纯钼粉末包套等径角挤压致密化行为

在500℃等温条件下采用包套等径角挤压(PITS ECAP)工艺将纯钼粉末颗粒直接固结成高致密、块体细晶材料。结果表明,PITS ECAP工艺对粉末材料具有强烈的致密化效果。1道次PITS ECAP使粉末之间发生颗粒重排、弹塑性变形等行为,材料头部区域和尾部区域的致密情况较差,试样整体相对密度约为87%,比初始预装粉致密度提高了33.85%;经过2道次C路径ECAP变形后,试样X、Y面均受到剧烈剪切作用,促使颗粒破碎、熔融、细化,近圆形孔隙被挤扁、焊合,组织均匀,试样的各变形区域的致密化进程加快,整体相对密度达96%,且主变形区域相对密度为99%,近全致密;同时显微硬度提高了137.93%。在PITS-ECAP工艺变形过程中,剧烈塑性剪切变形、较高静水压力和有效应变积累是粉末材料致密化的主要动驱因素。     

沉积温度和碳纳米管对CVD SiC涂层微观形貌的影响

以三氯甲基硅烷(CH3SiCl3)为前驱体,采用化学气相沉积法(Chemical vapor deposition,CVD),在原位生长有碳纳米管(Carbon nanotubes,CNTs)的C/C复合材料表面制备SiC涂层。用扫描电镜(SEM)和X射线能谱仪(EDS)观察和分析涂层微观形貌及成份。研究沉积温度(1 000~1 150℃)对SiC涂层的表面、截面以及SiC颗粒的微观形貌的影响。结果表明:在1 000℃下反应时,得到晶须状SiC;沉积温度为1 050℃时涂层平整、致密;沉积温度提高到1 100℃时,涂层粗糙,致密度下降;1 150℃下形成类似岛状组织,SiC颗粒团聚长大,涂层粗糙,并有很多裂纹和孔洞,致密度低。对涂层成份和断口形貌研究表明,基体和涂层之间有1个过渡区,SiC涂层和基体之间结合良好。     

离心铸造活塞用SiC颗粒增强铝基复合材料的制备及组织研究

采用机械搅拌法制备了体积分数为20％的SiC颗粒增强铝基复合材料。研究了材料的制备工艺以及SiC颗粒的预处理对微观组织的影响。     

多颗粒沉积模型预测铜和铝冷喷涂层微观形貌

采用有限元软件ANSYS/LS-DYNA建立了15个颗粒与基板的冷喷涂沉积模型,通过多颗粒沉积模型预测工艺条件、不同颗粒/基板组合的沉积行为和微观形貌;制备了Al和Cu冷喷涂涂层,观察了涂层截面形貌和颗粒变形特征,并与模拟结果进行对比.结果表明,多颗粒沉积模型可预测喷涂条件对颗粒沉积过程及涂层微观特征的影响,以及不同颗粒/基板组合的界面微观形貌.当碰撞速度低时,颗粒变形不充分,颗粒交界处易形成孔洞;随着速度增加,颗粒流变填充孔洞,涂层致密.与颗粒相比,硬基板涂层/基板界面平滑,机械互锁作用小;软基板形成射流状金属挤入颗粒之间,增加结合作用.      

聚碳硅烷对注射成形Fe-2Ni基复合材料显微组织和力学性能的影响

采用粉末注射成形工艺,以聚碳硅烷(PCS)为先驱材料,制得SiC颗粒增强的Fe-2Ni基复合材料;研究PCS对Fe-2Ni合金的致密度、显微组织、力学性能及断口的影响.结果表明:PCS裂解生成的SiC增强相颗粒细小,在基体材料中分布均匀,加入5%～10%(体积分数)PCS可使材料抗拉强度提高43%～62%,洛氏硬度提高40%～47%,但伸长率下降,由韧性断裂转变成脆性断裂;Fe-2Ni基复合材料的强度和硬度达到了MIM协会的标准,优于SiC颗粒增强的Fe基复合材料.     

SiCp/Al复合材料的无压浸渗制备及其导热率的研究

采用粉末注射成型/无压浸渗法制备了高体分SiCp/Al复合材料,重点研究了无压浸渗的机制及主要工艺参数对复合材料导热率的影响.结果表明:无压浸渗得以发生主要是由于基体中Mg的挥发,与氮气反应生成氮化镁附着在SiC颗粒上并与表面SiO2膜反应促进润湿.由此得以自发浸渗;随着保温时间的增加,材料的致密度增加,复合材料的导热率在不断升高;随着保温温度的提高,材料的致密度增加,材料的导热率先升高后降低,这主要是由所制材料的界面热阻所引起的.