活化物质对ZTA/高铬铸铁复合材料组织结构及浸渗行为的影响

将B₄C、Cr粉分别包覆在ZTA颗粒表面,压制成预制体。在氩气保护下,使用无压浸渗法制备了ZTA/高铬铸铁基复合材料。采用SEM、EDS、XRD等方法分析复合材料的组织结构、元素分布以及物相组成。结果表明预制体中添加B₄C粉和Cr粉可实现高铬铸铁液对预制体的浸渗,在浸渗过程中B4C会反应生成ZrB₂、Fe₂B、C、B₂O₃等新相,其中ZrB₂与铁液的润湿性较好,作为过渡物质可起到促进浸渗的作用;Cr则是通过降低高铬铸铁液的表面张力来促进浸渗。     

浸渗法制备高铬铸铁/TiC-SiC复合材料及微观组织

采用小颗粒TiC包覆SiC陶瓷颗粒,在惰性气体保护下选用无压浸渗方法制备了高铬铸铁/TiC-SiC复合材料;利用SEM/EDX观察和分析了液态铸铁在SiC预制体中的浸渗情况、组织特征和成分分布;结合高铬铸铁/Ti-SiC复合材料的组织特点和浸渗行为特点,分析了TiC粉体对浸渗行为和复合材料组织的影响。观察结果表明,当TiC加入量≤10%(质量分数,下同)时,Fe/Cr合金无法润湿SiC颗粒,而当加入量≥20%时,Fe/Cr合金和预制体之间润湿性得到改善,增加TiC含量更有利于Fe/Cr合金浸渗;基体中大尺寸SiC颗粒消失,出现了尺寸接近毫米级的条状单质碳,这与高铬铸铁/Ti-SiC复合材料的组织差异较大。对比两种复合材料组织发现,添加Ti粉末在金属液中可与C结合生成TiC,而添加的TiC颗粒在组织中呈鹅卵石状,边缘圆润,出现金属液与陶瓷颗粒之间的互溶。在浸渗过程中,添加TiC和Ti与浸渗金属发生的反应不同,且高质量分数的TiC对金属液浸渗过程有明显的促进作用。     

无压浸渗法制备SiC/Al复合材料的抗弯强度研究

通过无压浸渗法制备了SiC/Al复合材料,分析了颗粒大小、颗粒级配、淀粉含量等因素对复合材料抗弯强度的影响.结果表明:随着淀粉含量增加和SiC颗粒尺寸的减小,浸渗后形成的复合材料抗弯强度增大.通过颗粒级配方法制备的SiC/Al复合材料的抗弯强度比大颗粒的强度高,比小颗粒的低.     

无压浸渗高含量SiCp/Al复合材料的组织及压缩力学性能

采用无压浸渗工艺制备出了SiC体积含量达65%的SiCp/Al复合材料,其颗粒分布均匀,试样的致密度较好。动态压缩力学试验表明高含量SiCp/Al复合材料在高应变率下具有明显的应变率效应,其压缩力学行为具有明显的颗粒尺寸依赖效应,在不同应变率下均发现,含较小碳化硅颗粒的复合材料具有较大的屈服应力及流动应力。     

浸渗温度对SiC/Al双连续相复合材料界面组织和导热性的影响

采用原位反应无压浸渗工艺,制备了Si C/Al双连续相复合材料,研究烧结温度对Si C/Al双连续相复合材料的导热性能的影响,观察Si C/Al双连续相复合材料的表面形貌。结果表明:Al合金熔体在无压下能渗入三维网状Si C多孔陶瓷孔隙,形成组织均匀具有网络贯穿结构的Si C/Al双连续相复合材料。浸渗温度对复合材料的导热系数影响很大,当浸渗温度为900、1000、1100和1200℃时,复合材料室温下的导热系数分别为167.4、160、154和152 W/(m·K),与浸渗温度900℃相比,浸渗温度1200℃复合材料室温下的导热系数下降了9%。因此,在保证浸渗完全的情况下,随着浸渗温度的升高,复合材料的导热性能越来越差,这主要是由于高温下熔融Al液与Si C陶瓷之间发生界面反应所致;适当地降低熔渗温度可以减缓界面反应的程度,从而提高复合材料的导热性能。本实验的最佳工艺条件为N2气氛,900℃保温3 h。     

WC/高铬铸铁渗层组织的研究

介绍了铸渗工艺的发展及机理,分析了铸渗外层组织、中层组织、内层组织的形成原因,指出:(1)铸渗层组织由表层的合金烧结层、内层的钎焊层、界面的熔合层三个区域构成;(2)浇注温度对复合层的质量有显著的影响,当浇注温度在1 540～1 580℃、增强颗粒的粒度在60～80目之间时,复合层的综合质量较为理想;(3)由于铸渗层存在(Fe,Cr)7C3、Cr7C3、WC等组织,耐磨性能大大提高;(4)从复合层到基体显微硬度呈梯度分布,显微硬度值先升高后降低,硬度的梯度分布使复合层的强度与基材的韧性得到充分的利用。     

造孔剂含量对无压浸渗法制备SiC/Al复合材料性能的影响

采用无压浸渗法制备了SiC/Al复合材料,研究了造孔剂含量对SiC/Al复合材料性能的影响。实验结果表明:不同含量的造孔剂对残余气孔率的影响不同,随着造孔剂加入量的增加,残余气孔率先减小后增大,但试样抗弯强度呈先增加后减小。在SiC/Al复合材料中加入质量分数为20%的造孔剂时,SiC/Al复合材料的抗弯强度出现最大值,其残余气孔率达到最小值0.9%左右。     

无压浸渗制备Si3N4/Al复合材料的反应浸渗机理

采用"中断浸渗"方法获得保留了"浸渗前沿"的样品,应用扫描电子显微镜和X射线能谱分析了浸渗界面上的形貌和成分变化,深入讨论了浸渗界面推进过程中的物理、化学反应过程.采用扫描电镜等微观分析手段观察了复合材料显微形貌,探讨了界面反应机理.研究结果表明:浸渗界面推进过程中熔体中的Mg富集在浸渗前沿的预制体上,并与预制体发生反应;Al/Si3N4界面反应产物AlN相形成"楔形"向Si3N4单元心部推进,细观上呈现含毛细通道的胞状辐射形貌,大量毛细通道确保了Al和Si3N4之间的置换反应持续进行;Al与Si3N4的置换反应产物Si绝大部分溶解在铝镁合金熔体中.     

无压浸渗高含量Si/Al复合材料的凝固组织特征

对用无压浸渗法制备的高含量Si/Al复合材料的浸渗及凝固组织进行了研究,对Si骨架间的凝固组织和浸渗过程中的水淬组织进行了详细的分析,并对2种组织进行了比较.结果表明,Si骨架间的过共晶Al-Si合金液的水淬组织为伪共晶组织,高速率的凝固阻碍了Si的析出和扩散.而在缓慢冷却凝固时,随着初晶Si的析出,形成呈网络状连续的Si相骨架,Si骨架间隙进一步减小,剩余的过共晶成分的液相被分隔局限其间,液相比例减少.在被Si相骨架分隔的微区内产生了类似于离异共晶的析出现象――初晶Si和共晶Si只能沿原预制体Si多孔体骨架上附着析出,凝固后的Al基体为α相,而不是典型的Al-Si共晶组织.另外,Si相的体积分数决定于浸渗温度.     

金属基复合材料浸渗铸造的理论及实践问题

本文讨论了浸渗铸造金属基复合材料的主要方法及影响因素。浸渗的方法主要有压力铸造、挤压铸造及气压浸渗铸造。影响浸渗的因素主要有液体对增强体的润湿程度、预制体中增强体的分布及数量以及压力等。实践表明 ,在生产只要严格控制这些因素就可制造出合格的复合材料。     

无压浸渗制备Al/SiCp陶瓷基复合材料研究

采用无压浸渗法,研究Mg、Si、浸渗时间时Al/SiCp陶瓷基复合材料制备及组织的影响.增加铝合金液的流动性,提高铝液同SiC之间的浸润性,防止有害ALC3界面形成,是保证复合材料科学制备的重要因素.研究结果表明,2h保温时间、10%Mg和15%Si铝合金液的实验参数制备的Al/SiCp复合材料浸渗充分,组织致密化程度高,是无压浸渗制备复合材料较好的参数.     

SiC／Al基电子封装复合材料的无压浸渗法制备与热性能研究

用网格堆积法制备SiC多孔陶瓷,以此作为增强体,用无压浸渗工艺制备45%～65%体积分数的SiC/Al基电子封装复合材料,测定25～300 ℃热导率和热膨胀系数.实验结果表明,增强体经高温氧化处理后能显著的改善SiC/Al的浸润性能;提高浸渗温度和延长浸渗时间可以改善浸渍效果,浸渗温度在1 050 ℃,浸渗时间5 h浸渗效果最好;Mg是促进浸渗的有利因素,可有效改善铝在增强体内的渗透深度.该工艺制备的SiC/Al复合材料,热膨胀系数较经典模型计值低,热导率达189 W(m·K),可以较好的满足电子封袋材料的要求.     

多孔SiC陶瓷增强金属基复合材料的制备

采用纸质材料制成三维管状模型，经过纸质模型碳化、反应性渗硅处理获得多孔SiC陶瓷预制体，选择铸造性能好、成形缺陷小的铸铁作为金属基体，采用铸渗法制备了SiC陶瓷增强金属基复合材料，通过XRD，SEM等分析手段研究了多孔SiC陶瓷和复合材料的显微组织和界面结构。研究表明，纸质模型800℃温度碳化，反应性渗硅温度1600℃时制备的多孔SiC陶瓷预制体三维结构稳定，烧结后变形小，微观组织结合紧密；通过铸渗法制备的SiC陶瓷增强金属基复合材料界面结合良好，无明显缺陷。该方法中增强相结构可设计性好，铸渗法制备多孔陶瓷金属基复合材料质量高，为多孔陶瓷增强金属基复合材料的获得提供了试验新方法。     

RC-MMCs材料浸渗工艺研究

综述了润湿角、毛细力、浸渗压力、浸渗时间和浸渗温度以及界面对网络陶瓷增强金属基复合材料浸渗工艺的影响,提出下一步需要改善浸渗行为的措施。     

气压浸渗法制备SiC/A356/FeNi50复合材料的界面反应和抗弯强度

采用气压浸渗法制备SiC/A356/FeNi50复合材料。SiC/A356/FeNi50的界面由FeNi50反应层、Al反应层和 Al 合金基体组成。(Fe,Ni)4(Al,Si)13和(Fe,Ni)2(Al,Si)5作为主要的界面反应产物分别存在于 FeNi50反应层和Al反应层中。讨论了不同浸渗温度和保温时间下的材料弯曲行为。结果表明：670°C时的抗弯强度是所有温度下的最好的,与Al合金的(223 MPa)接近,并达到了SiC/A356抗弯强度的46%。由于界面中脆性相的存在而导致抗弯强度的下降。合适的保温时间能使预制体温度更加均匀,减少空洞的形成,这对提高复合材料的抗弯强度具有重要意义。     

纳米陶瓷颗粒增强高铬铸铁铸渗层的组织分析

通过砂型铸渗工艺,在中碳钢ZG270-500表面制备出纳米陶瓷颗粒增强高铬铸铁铸渗层,渗层与母材之间呈良好的冶金结合.结果表明:由铸渗层到母材,组织按以下顺序依次变化,高铬白口铸铁组织→过渡区魏氏组织→中碳钢铸态组织,铸渗层中碳化物周围发现有马氏体组织;加入纳米颗粒后,高铬铸铁组织晶粒得到细化,碳化物由紧凑网状分布向不连续的独立分布转变,基体的硬度得到提高;透射电镜结果表明,纳米颗粒作为第二相粒子弥散分布于奥氏体基体中,起到细晶强化和弥散强化作用.     

一种新型液态金属浸渗网络结构预制体制备复合材料装置的设计

根据机械设计理论和液压知识,开发和设计了一种制备网络结构陶瓷增强金属基复合材料的新型装置。利用油缸液压和真空负压,成功实现了液态金属的浸渗。     

材料复合视角下的高铬铸铁组织结构

高铬铸铁可以看成是由增强相和基体相组成的颗粒增强复合材料,从材料复合的角度对高铬铸铁磨料磨损进行了分析。结果表明:高铬铸铁中碳化物保护基体减少受磨料冲击和磨损,基体固定和支撑碳化物以免碳化物失稳或被拔出;碳化物尺寸太小容易被冲断或被连根挖出,尺寸太大脆断倾向大;碳化物间距过大,磨料落在基体上的机率增大,间距过小时又使得基体难于固定和支撑;碳化物体积分数过小不耐磨,过大会使基体过于弱化;不同组织类型的基体性能差异很大,其中马氏体基体最耐磨但韧性差。结合分析结果,综述了高铬铸铁中碳化物和基体的主要控制方法。     

用多孔陶瓷预制件浸渗法制造Mg AZ80/SiC复合材料棒

采用无压、低压(约0.3MPa过压下)和中压(约0.8MPa的过压下)浸渗法成功制造了MgAZ80/SiC/50p半工业样品(加工后的棒外径80mm,长150mm,残余孔隙率最大2vol.%).无压浸渗在流动氮气氛中在24小时内完成,而中压和低压浸渗是在加压的静态氮气氛中各用0.5和7小时完成.和未增强的基体相比,用浸渗法生产的所有复合材料样品具有均匀的微观结构和良好的力学性能.由于和本文中其他两种浸渗法相比复合材料的生产效率较高,中压浸渗工艺被认为是最具竞争性的.     

无压浸渗制备Si3N4／Al复合材料的反应浸渗机理

采用“中断浸渗”方法获得保留了“浸渗前沿”的样品，应用扫描电子显微镜和X射线能谱分析了浸渗界面上的形貌和成分变化，深入讨论了浸渗界面推进过程中的物理、化学反应过程。采用扫描电镜等微观分析手段观察了复合材料显微形貌，探讨了界面反应机理。研究结果表明：浸渗界面推进过程中熔体中的Mg富集在浸渗前沿的预制体上，并与预制体发生反应；Al／Si3N4界面反应产物AlN相形成“楔形”向Si3N4单元心部推进，细观上呈现含毛细通道的胞状辐射形貌，大量毛细通道确保了Al和Si3N4之间的置换反应持续进行：Al与Si3N4的置换反应产物Si绝大部分溶解在铝镁合金熔体中。