B_4C/6061Al中子吸收材料微观结构及其力学性能

采用真空热压后轧制的方法(VHPR)成功制备了混合粒径增强的B4C/6061Al中子吸收材料,B4C含量分别为0%、20%、30%和40%(体积分数)。对中子吸收材料的微观组织形貌及其界面行为进行了观察,对材料的拉伸强度及断口进行了测试分析,对强化机理进行了讨论。结果表明:6061Al基体构成了空间网络结构,界面结合处为冶金结合,界面扩散层厚度可达5μm,随着B_4C颗粒含量的增加,中子吸收材料内部小粒径B_4C颗粒出现了局部的团聚现象。中子吸收材料的强度呈现先增大后减小的趋势,断裂方式主要为沿界面开裂和B_4C颗粒的解理断裂。中子吸收材料经过多道次的轧制以后,基体铝晶粒得到细化,在B_4C颗粒周围出现了大的塑性变形区,轧制同时也提高了B_4C颗粒在基体铝中的分布均匀性,减少材料内部缺陷。     

SiC体积分数和热处理对SiC/2024Al复合材料性能的影响

采用直接电热粉末半固态触变成形法制备Si C不同体积分数(10vol%、20vol%、30vol%、40vol%)的Si C/2024Al复合材料。利用扫描电镜观察复合材料的微观组织,通过检测其物理性能和力学性能,获得Si C体积含量和热处理对Si C/2024Al复合材料组织与性能的影响规律。结果显示:随着Si C体积含量的增大,复合材料的组织出现了程度不一的Si C颗粒团聚,使材料的致密度下降;经过T6热处理后,Si C/2024Al复合材料抗拉强度在20vol%时达到最大值(505 MPa),比完全退火态提高了68.3%;布氏硬度在40vol%达到最大值(244 HB),比完全退火态提高了41.0%。     

原位亚微米MgAl_2O_(4(P))/Al-Mg-Si复合材料的组织及拉伸性能研究

采用半固态机械搅拌结合高速剪切工艺,以亚微米SiO_2颗粒与熔体原位反应制备了不同MgAl_2O_4体积分数(0.5%、1%、2%、3%)的亚微米MgAl_2O_4(P)/Al-Mg-Si复合材料,分析了该复合材料的显微组织及相组成,并研究了MgAl_2O_4体积分数对该复合材料显微组织及拉伸性能的影响。结果表明:亚微米SiO_2颗粒与基体合金原位反应生成粒径相似的亚微米MgAl_2O_4颗粒,基体则由α-Al、Mg_2Si及Si相组成。MgAl_2O_4颗粒对α-Al晶粒具有细化作用。随MgAl_2O_4体积分数的增加,该复合材料的抗拉强度提高,伸长率降低,断裂方式由基体脆韧混合断裂转化为基体脆韧混合断裂与增强颗粒团聚脆断相结合。     

电子封装用Al-50%SiC复合材料的组织和性能（英文）

采用粉末冶金法制备体积分数为50%、不同SiC颗粒尺寸(平均尺寸为23、38和75μm)的Al/SiC复合材料。研究SiC颗粒尺寸和退火对Al/SiC复合材料组织和性能的影响。结果表明,在所得复合材料中,SiC颗粒均匀分布在铝基体中。粗Si C颗粒能提高材料的热膨胀系数和热导率,细SiC颗粒降低材料的热膨胀系数和提高抗弯强度。经过400°C、6 h退火后,SiC颗粒的尺寸和形态没有发生变化,但材料的热膨胀系数和抗弯强度降低,热导率增大。退火后,SiC颗粒尺寸为75μm复合材料的热导率为156 W/(m·K),热膨胀系数为11.6×10~(-6)K~(-1),抗弯强度为229 MPa。     

原位Al2O3颗粒增强ADC12复合材料的制备与组织的研究

将Al粉和B2O3粉球磨并压制成预制块,然后破碎成混合粉末加入ADC12铝熔体,采用高能超声—熔体直接反应法,并在585℃保温15 min制备了Al2O3颗粒增强ADC12复合材料.用XRD、SEM及EDS分析第二相的分布、形貌以及成分,用金相显微镜分析复合材料的半固态组织.结果表明:利用Al-B2O3体系制备了原位Al2O3颗粒增强ADC12复合材料,生成的Fe2B减少了复合材料中的杂质Fe,复合材料半固态组织细小、均匀、圆整,且硬度随着加入的混合粉末的质量分数的增加而增大.加入质量分数为3％的混合粉末制备的原位Al2O3颗粒增强ADC12复合材料半固态组织细小、圆整、较均匀分布,硬度较基体的90 HV提高了25.6％.     

Al_2O_3粒径对铝基复合材料拉伸性能和断裂机制的影响

采用原位法和半固态搅拌铸造法制备了体积分数为1%,尺寸分别为1μm、500 nm和100 nm的Al_2O_3颗粒和4wt%Mg_2Si颗粒增强铝基复合材料,利用金相显微镜、扫描电镜、X射线衍射仪和能谱仪对材料显微组织、相组成和元素组成进行分析,并对其拉伸性能进行测试。结果表明:Al_2O_3颗粒的加入使该复合材料基体组织得到细化,并且Al_2O_3颗粒尺寸越小组织越细。添加Al_2O_3颗粒使复合材料抗拉强度提高,随着Al_2O_3颗粒尺寸的减小,复合材料抗拉强度升高,而伸长率降低。Mg_2Sip/Al复合材料和(Al2O3(1μm)+Mg2Si)p/Al复合材料的断裂方式主要是韧脆混合型断裂,(Al_2O_3(500 nm)+Mg_2Si)p/Al复合材料和(Al_2O_3(100 nm)+Mg_2Si)p/Al复合材料断裂方式主要为韧性断裂。     

Al-K2ZrF6体系熔体反应法合成复合材料的微观组织和力学性能

开发了Al-K2ZrF6体系熔体反应法合成原位铝基复合材料，采用XRD，SEM和TEM分析了复合材料中相组成、微观组织和界面结构。实验结果表明：合成的增强相为Al3Zr颗粒，常规金属型铸造的复合材料中其尺寸在3μm～4μm左右，一般成聚集态分布，颗粒形貌基本为长方体状：该复合材料经重熔快淬成形后，颗粒尺寸减小，基本为粒状，并弥散分布于基体上。Al3Zr／Al复合材料的界面结构研究表明，Al3Zr颗粒与Al存在一定的晶体学位向关系：[^-2^-21]Al3Zr∥[100]Al，（012）Al3Zr∥（1^-10）Al，其点阵错位度仅为10．87％，这表明Al3Zr颗粒可作为基体Al相的形核衬底。Al3Zr／Al复合材料的力学性能测试显示，当Al3Zr颗粒体积分数为11.2％时，抗拉强度和屈服强度分别为148．7MPa和110．2MPa，而且Al3Zr／Al复合材料的抗拉强度和屈服强度均随颗粒体积分数增加显著提高。     

热挤压多尺度B_4C增强5083铝基复合材料的加工、表征、室温力学性能和断裂行为（英文）

研究热挤压Al5083/B_4C纳米复合材料的显微组织表征和力学行为。Al5083和Al5083/B_4C粉末在氩气气氛和旋转速度400 r/min条件下球磨50 h。为提高伸长率,将球磨粉末与30%和50%(质量分数)平均粒径100μm和100μm未球磨粉末进行混合,然后进行热压和热挤压,挤压比为9:1。采用光学显微镜、扫描电子显微镜、能谱、透射电子显微镜、拉伸和硬度测试研究了热挤压合金。结果表明,机械球磨和B_4C颗粒使Al5083合金的屈服强度从130 MPa提高至560 MPa,但伸长率急剧下降(从11.3%降至0.49%)。添加平均粒径100μm未球磨颗粒可提高合金的塑性但降低拉伸强度和硬度,而添加平均粒径100μm未球磨颗粒同时降低拉伸强度和塑性。随着未球磨颗粒含量的增加,断裂机理从脆性断裂转变为韧性断裂。     

液态机械搅拌法制备陶瓷颗粒增强铝基复合材料

对陶瓷颗粒进行预处理之后，在非真空感应炉中，利用预制件法，无旋涡机械搅拌法和半固态机械搅拌法制备了颗粒增强铝基复合材料，结果表明，3种方法都能成功的解决颗粒与基体金属之间润湿性差的难题，但是预制件法制备的复合材料的颗粒体积分数有限，无旋涡机械搅拌法的制备温度高，故这两种方法均不适合制备体积分数高（大于20％），颗粒尺寸小的复合料，而利用半固态机械搅拌法，能够将颗粒尺寸为3．5μm，体积分数为40％的SiC颗粒加入到金属Al中，但是当颗粒体积分数大于30％时，机械搅拌方式不能将颗粒均匀地分散在基体金属中。     

增强体形貌对高熵合金增强铸铝合金组织及性能的影响

本文采用机械合金化工艺制备了两种不同形貌特征的高熵合金（Al0.25Cu0.75FeCoNi）颗粒,一种为椭球状颗粒（平均粒径为53μm,无过程控制剂）;另一种为片状颗粒（平均粒径15μm,有过程控制剂）。采用挤压铸造工艺制备了低体积分数（颗粒含量为5 vol.%）的高熵合金颗粒增强铸造铝合金材料,重点分析了不同增强相形貌对复合材料的组织和力学性能的影响规律。结果表明：在复合材料预制块制备过程中,椭球状高熵合金粉体与铝粉容易混合均匀,而片状高熵合金粉体之间易发生团聚。椭球状颗粒与片状颗粒增强的复合材料的抗拉强度分别达到162MPa和174MPa,比铸铝合金实验基体分别提升了12.5%和 20.8%,但伸长率较铸铝合金基体却发生了明显下降。断口分析表明,椭球状颗粒增强复合材料的断裂以基体的撕裂为主;而片状颗粒增强复合材料则以团聚颗粒的破裂为主。     

原位TiC颗粒含量对近液相线铸造7075铝合金二次加热组织的影响

采用原位反应近液相线铸造法制备具有不同原位TiC颗粒含量的TiC_p/7075铝基复合材料,在7075铝合金固-液两相区间(477～635 ℃)的580和600 ℃进行二次加热并保温20 min,水淬固定其半固态组织,应用Image Pro Plus软件测量平均晶粒尺寸及形状因子,研究原位TiC颗粒含量对该合金二次加热组织的影响.结果表明:当原位TiC颗粒质量分数为0～4.4%时,随着原位TiC颗粒质量分数增加,合金铸态组织直接转变为等轴晶组织,且在二次加热过程中,原位TiC颗粒对晶粒的长大行为具有明显的抑制作用;在相同的二次加热条件下,4.4%TiC_p/7075铝基复合材料的平均晶粒尺寸比7075基体合金的减少30～40 μm,更加适合于半固态触变成形.     

热等静压原位生成Al_2O_3颗粒强化Ti_4AlN_3复合材料

利用Al_3Ti/Ti N纳米复合粉体在1280℃/150 MPa/1 h热等静压条件下,制备出Al_2O_3/Ti_4Al N_3复合材料。利用XRD、SEM和TEM研究复合材料的形貌及成分。研究表明,复合材料主要由片层结构的Ti_4Al N_3基体和Al_2O_3颗粒增强相组成。Ti_4Al N_3基体的平均晶粒尺寸为7μm;Al_2O_3颗粒的弥散分布,形状不规则,粒度在1~3μm,体积分数约为27%。Al_2O_3/Ti_4Al N_3复合材料的强化机制为细晶强化和第二相粒子强化。Al_2O_3/Ti_4Al N_3复合材料与单相的Ti_4Al N_3材料相比,显微硬度从2.5GPa提高到6.7 GPa,室温下最大抗压缩强度从450 MPa提高到1 800 MPa,最大压缩应变由4%提高到6.2%。     

TiB_2/7075铝基复合材料流变挤压成形工艺

采用原位反应制得纯净的TiB_2/7075铝基复合材料,并经保温二弯通道挤压成形制备半固态TiB_2/7075复合材料。研究表明:在增强颗粒冲刷搅拌和对流的共同作用下,熔体迅速形核并球化;经二弯石墨通道挤压成形,3%TiB_2/7075(质量分数)铝基复合材料晶粒尺寸达到35.9μm,形状因子为0.97;颗粒含量为4.5%时,晶粒尺寸达到22.53μm,形状因子为0.98;颗粒含量为6%时,晶粒尺寸达到28.0μm,形状因子为O.92。     

增强相体积分数和烧结温度对(AlSiTiCrNiCu)p/6061Al复合材料热导率的影响

采用AlSiTiCrNiCu高熵合金颗粒作为增强相增强铝合金,研究高熵合金体积分数与烧结温度对复合材料导热性能的影响。结果表明,(AlSiTiCrNiCu)p/6061Al复合材料的热导率随着AlSiTiCrNiCu颗粒体积分数的增大而降低,颗粒体积分数为20%的(AlSiTiCrNiCu)p/6061Al复合材料的热导率为61.6 W/m·K,相比于基体6061Al合金降低了52%。当增强相体积分数为10%时,随着烧结温度的升高,复合材料的热导率降低,烧结温度为540℃时,复合材料的热导率为65.8 W/m·K。     

脉冲磁场下Al-ZrSiO4体系原位合成复合材料及其微观组织

在脉冲磁场下，以Al-ZrSiO4为反应体系成功制备了内Al3Zr和Al2O3颗粒增强铝基复合材料。用X射线衍射仪（XRD）、扫描电镜（sEM）、电子探针（EPMA）等研究了（Al2O3＋Al3Zr）p／Al复合材料的相组成、凝固组织和内生增强体的特征。试验结果表明，在脉冲磁场作用下，原位合成的颗粒细小，呈矩形或短棒状的A13Zr颗粒尺寸为1～3μm，形状圆整的Al2O3颗粒尺寸小于2μm，且弥散分布于基体中。随着外加脉冲磁场强度的增大，反应生成的增强颗粒变得更加细小，分布更均匀。外加脉冲磁场作用时间短，颗粒体积分数低，颗粒粗大；作用时间长，颗粒体积分数明显下降，部分颗粒开始团聚长大，最佳的作用时间为15～20min。     

高强度TiN-AlNp/Al-Si复合材料的制备

提出一种新型的熔体搅拌铸造工艺 ,解决了Al Si合金对 10 μm级以下高体积分数TiN ,AlN陶瓷的非真空无压浸润问题 ,并在此基础上成功制备了高强度低成本的TiN AlNp/Al Si复合材料。研究表明 ,细小TiN ,AlN颗粒在铝熔体中已经实现了润湿 ,平均尺寸在 2～ 3μm ,基本呈均匀分布 ,与基体结合良好。当TiN ,AlN的含量为10 % (体积分数 )时 ,复合材料的抗拉强度为 335MPa ,屈服强度为 2 40MPa ,延伸率为 2 .4%。     

B_4C/TA19复合材料显微组织和力学性能研究

纳米碳化硼(B_4C)颗粒与TA19钛合金球形粉末经球磨混合后,采用放电等离子烧结技术(SPS)成功制备出增强相呈准连续网状分布的B_4C/TA19复合材料。研究了增强体B_4C对复合材料显微组织和力学性能的影响。结果表明,B_4C颗粒的加入可以明显提高材料的抗拉强度,当B_4C颗粒的添加量为0.5%时,复合材料的抗拉强度从原始的986.8 MPa提高至1191.2 MPa,提升幅度达20.7%。当B_4C添加量为0.1%时,复合材料具有较为优异的强塑性匹配,抗拉强度为1065.3 MPa,相比TA19钛合金提高了8.0%,延伸率为13.4%。复合材料的强化机理主要为细晶强化及网状结构的界面强化。     

单/双尺寸SiCp对AZ91D镁合金组织和性能的影响

以AZ91D镁合金和平均颗粒尺寸为10μm和10 nm的SiC颗粒分别作为基体和增强相,通过半固态机械搅拌法制备出单、双尺寸SiC颗粒增强镁基复合材料。结果显示,SiC_p体积分数为2%的10 nm SiC_p/AZ91D复合材料的抗拉强度达到198 MPa,提升了34.7%,屈服强度达到113 MPa,提升了46.7%,伸长率达到6.4%,这主要由于纳米SiC颗粒的晶粒细化作用。断裂机制表明,SiC_p/AZ91D复合材料裂纹主要沿微米SiC_p-AZ91D的界面扩展。     

混杂2D-C/Al电子封装复合材料的设计与制备

设计了混杂C/SiCp 预制型中碳化硅颗粒的尺寸及体积分数 ,并用低压浸渗技术制备了非润湿体系混杂2D C/Al电子封装复合材料。理论计算表明 :加入 0 .5%～ 2 % (体积分数 ,下同 )、尺寸 3～ 5μm的SiCp 可实现调节纤维体积分数范围为 30 %～ 60 % ,加入体积分数 1 0 %、尺寸 1 5μm的SiCp 可将纤维体积分数调小到 1 0 %。控制预制型中SiCp 的分布可获得纤维分布均匀的混杂 2D C/Al复合材料。低压浸渗法制备混杂 2D C/Al复合材料的热物理和拉伸性能优于高压法。     

TiC颗粒对半固态铝合金晶粒长大行为的影响

采用原位反应液相线铸造方法制备含有2.5%（体积分数）原位TiC颗粒的7075铝合金,在其固液两相区进行二次加热保温实验,淬火固定其半固态组织后,通过扫描电镜观察合金的晶粒长大规律,研究原位颗粒对晶粒长大行为的影响.结果表明,原位TiC颗粒不仅使合金铸态组织直接变为等轴晶组织,而且在合金的二次加热过程中对晶粒长大行为具有抑制作用,在600℃保温5、10和30min的相同条件下,TiCp/7075铝基复合材料晶粒尺寸比7075基体铝合金的减小30-40μm.