SiCp/Al复合材料-半金属刹车材料干摩擦磨损性能研究

采用无压浸渗法制备15%(体积分数,下同),25%,35%,45%,55%的SiC颗粒(45,63μm)增强的铝基复合材料(SiCp/Al).在M-200型环块式磨损试验机上研究了SiCp/Al复合材料、灰铸铁(HT250)分别与半金属刹车材料配副的干摩擦磨损性能.结果表明,颗粒体积分数对复合材料摩擦系数的影响显著,而颗粒尺寸对复合材料摩擦系数影响不大.当颗粒体积分数从15%上升到55%时,SiCp(45μm)/Al复合材料的摩擦系数从0.319升高到0.385,提高20.7%,SiCp(63μm)/Al复合材料的摩擦系数从0.303升高到0.359,提高18.5%,且SiCp/Al复合材料摩擦系数的稳定性优于铸铁.HT250-刹车材料摩擦副的磨损率为7.09×10-6cm3m-1,是55%SiCp(45μm)/Al-刹车材料摩擦副的2.2倍,是55%SiCp(63μm)/Al-刹车材料摩擦副的2.7倍,SiCp/Al-刹车材料摩擦副的耐磨性明显优于铸铁-刹车材料摩擦副. SiCp/Al-刹车材料摩擦副的磨损率随着颗粒尺寸的增加而降低.     

反应烧结法制备 SiC(w)/SiC 光学结构件复合材料

本文研究目的是制备一种与RB-SiC反射镜镜坯材料力学、热学性能匹配的高断裂韧性的镜框等光学构件材料(SiC(w)/SiC)。利用反应烧结法制备了SiC晶须增强SiC陶瓷复合材料(SiC(w)/SiCCMC)。测试了SiC(w)/SiC复合材料的主要力学性能和热学性能。结果表明,采用反应烧结法制备的SiC(w)/SiC复合材料具有良好的综合性能,其弯曲强度为243MPa;裂韧性值(KIC)从4.49MPa.m1/2提高到6.43MPa.m1/2,提高了43.2%;其热导率(125.3W/m·K)与RB-SiC陶瓷(119.3W/m·K)的热导率接近。初步探讨认为,SiC晶须的拔出、桥连现像和新生纳米SiC颗粒的存在是SiC(w)/SiC复合材料的主要增韧机理。     

SiCp(w)/Al复合材料的研究现状

概述了增强相SiC颗粒的尺寸、体积分数、以及热处理工艺等参数对SiCp/Al复合材料力学性能的影响,并系统阐述了SiCp(w)/Al复合材料的界面、腐蚀行为以及强化和断裂机理.     

颗粒增强Al基复合材料的制备工艺及凝固过程

着重研究了颗粒增强Al基复合材料的搅拌法制备工艺及凝固过程。 通过对熔体搅拌法制备颗粒增强金属基复合材料的工艺优化进行探讨,最终用最简单的工艺过程制备出组织致密、颗粒分布均匀、界面结合良好的SiC、Al_2O_3、SiO_2颗粒增强Al-4％Mg复合材料。 SiC、Al_2O_3、SiO_2颗粒增强Al-4％Mg复合材料在等轴晶凝固条件下,颗粒被等轴晶排斥,出现颗粒推移,晶粒直径越大,颗粒分布越不均匀。在试验分析基础上,提出了颗粒推移的强烈程度由晶粒与颗粒的质量比决定的观点:同种颗粒,其直径越大,颗粒推移越不强烈;同样直径不同种类的颗粒,其密度越大,颗粒推移越不强烈。 AlO_3颗粒增强 Al-4％Mg复合材料的凝固组织中的显微缩孔是由颗粒加入导致熔体粘度增加、颗粒堵塞枝晶间的补缩流动通道以及颗粒与基体合金的热膨胀系数的差异三种因素引起的。由于气孔易在SiC颗粒表面形核,或者SiC颗粒与基体结合较弱,使得SiC颗粒增强Al-4％Mg复合材料比Al_2O_3颗粒增强Al-4％Mg复合材料易形成显微缩孔。对SiO_2颗粒增强Al-4％Mg复合材料来说,SiO_2颗粒与基体间发生了界面反应,一定量的Si溶入了基体,增大了基体的凝固潜热,从而提高了基体合金凝固时的补缩流动能力,所以SiO_2(P)/Al-4％Mg复合材料的凝固组织比同样条件下Al_2O_3(P)     

基于同步辐射X射线的SiC颗粒/Al复合材料变形损伤

通过原位X射线成像系统研究了两种SiC粒径配比（45 μm和（45+100）μm）对70vol% SiC颗粒（SiC_P）/Al复合材料变形损伤行为的影响。在准静态压缩加载下,利用X射线数字图像相关方法（XDIC）计算了SiC_p/Al复合材料在不同变形阶段的应变场分布。宏观应力-应变曲线表明,因颗粒尺寸引起的SiC_p/Al复合材料的强度差异较小,但粒径配比为45 μm的SiC_P/Al的延展性明显优于（100+45）μm的SiC_P/Al。细观应变场分析表明,粒径配比为（100+45）μm的SiC_P/Al比45 μm的SiC_P/Al更早出现变形损伤带,且前者在变形后期其应变场不均匀性更高。这是由于（100+45）μm SiC_P/Al中更早在大颗粒附近出现应变集中点,而且这些集中点会迅速长大和汇聚进而形成宏观裂纹,导致材料更早失效和破坏。因此,减小颗粒尺寸和促进颗粒均匀分布有利于提高颗粒增强金属基复合材料的延展性。断口回收分析表明:两种颗粒尺寸的SiC_P/Al复合材料的断裂模式都属于脆性断裂,且断口中都发现有颗粒破坏和界面脱粘现象存在。      

SiC颗粒整形对高体分铝基复合材料力学性能的影响及有限元模拟

采用流化床气流磨法对平均粒径为65μm的国产磨料级碳化硅(SiC)颗粒进行整形,然后采用无压浸渗法制备高体分SiC_p/Al复合材料,研究颗粒整形对复合材料微观组织和力学性能的影响。结果表明:经整形处理的SiC颗粒更趋近于球形,平均粒度降至52μm,堆积密度由1. 577 g/cm~3提升至1. 846 g/cm~3,复合材料中SiC颗粒体积分数从53. 27%提升至61. 09%,这是复合材料力学性能提升的主要原因。相应地,材料抗弯强度从376 MPa提升至431 MPa,弹性模量从196 GPa提升至219 GPa,材料抵抗微小变形的能力更强。有限元分析结果表明,整形态复合材料在受力过程中应力和应变分布更均匀,局部应力集中现象不显著。     

碳化硼粒度对无压浸渗高体分铝基复合材料微观组织和力学性能的影响

选用平均粒度为2μm和38μm的碳化硼颗粒,分别制备100%(质量分数) 38μm、20%(质量分数) 2. 0μm+80%(质量分数) 38μm和100%(质量分数) 2. 0μm的碳化硼预制体,以无压浸渗法制备三种高体分B_4C/Al复合材料,研究碳化硼颗粒对复合材料的物相组成、微观组织和力学性能的影响。结果表明,三种复合材料均由Al、B_4C、Al_3BC、AlB_2和富Fe-Mn相组成。当增强相完全为大颗粒碳化硼时,复合材料内部碳化硼均匀分布于铝基体,此时界面反应程度较弱,界面产物AlB_2和Al_3BC呈随机分布的特征,且复合材料的硬度和抗弯强度分别为23. 2HRC和406 MPa。由于小颗粒碳化硼具有较高的比表面积,其与熔融状态的铝合金(以下简称"熔铝")实际接触面积较大,使得两者之间发生剧烈的界面反应。因此,当增强相中引入20%(质量分数)小颗粒碳化硼时,复合材料内铝基体消耗量增加,大颗粒碳化硼仍近乎均匀分布,颗粒间组织表现为剩余的细颗粒B_4C和铝均匀分布于界面产物内。由于初始增强相体积分数和陶瓷相界面产物含量均增加,复合材料的硬度提升至40. 02HRC,抗弯强度略有提升(425 MPa),但应变量有所降低。当增强相完全为小颗粒碳化硼时,剧烈的界面反应大量消耗铝合金基体,使得Al_3BC和AlB_2成为B_4C/Al复合材料的主要物相,微观组织呈现为剩余的小颗粒B_4C和铝均匀分布于陶瓷相基体内,复合材料硬度提升至56. 8HRC。然而,由于小颗粒碳化硼在高温烧结过程中存在封闭微孔缺陷且这些缺陷将保留于复合材料内,使得复合材料的弯曲强度降低至248 MPa。     

SiCp/Al复合材料尺寸稳定机理研究

一、前言 尺寸稳定性是精密机械零件材料的主要特征。它表示材料经热处理和加工后,在工作环境下,在不受外力作用或低于弹性极限的应力作用下,抵抗永久变形的能力。惯性器件是一种高精度的测量仪表,为了保证惯性制导系统的精确性,要求每一精密零件均具有良好的尺寸稳定性。碳化硅颗粒增强铝基复合材料(SiCp/Al)是先进复合材料中最引人注目的高技术新材料之一,由于它独特的物理性能及优异的常规性能为其在惯性器件上应用提供了广阔的前景。本文就SiCp/Al复合材料尺寸稳定性与铍材作了比较,并对其尺寸稳定机理进行了研究,为SiCp/Al复合材料取代铍材应用于惯性器件上提供了重要的依据。 二、材料及试验方法 本试验所用材料采用6061铝合金为基,以SiC颗粒增强的复合材料,用压铸技术制备。SiC颗粒体积分数为35,平均粒度为3.5μm,其在基体合金中分布均匀(图1)。     

不同类型颗粒混合增强铁基复合材料的磨损性能

采用电流直加热动态热压烧结工艺制备陶瓷颗粒增强铁基复合材料,研究高体积分数(25%,30%,35%)下,单一类型颗粒(SiC,TiC,TiN)及混合类型颗粒(TiC+TiN,SiC+TiN,SiC+TiC)作为增强相对铁基复合材料磨损性能的影响。结果表明:单一类型粒子强化时,TiNP/Fe复合材料的耐磨性最好,TiCP/Fe次之,SiCp/Fe最差。混合粒子作为增强体时,(TiC+TiN)P/Fe复合材料磨损性能显著优于其对应的单一颗粒增强材料;其中粒子含量为30%时,(TiC+TiN)P/Fe复合材料磨损性能提高最大,其磨损量比TiCP/Fe降低了51.9%,比TiNp/Fe复合材料降低了44.1%,体现出可贵的混合增强价值。(SiC+TiC)_P/Fe和(SiC+TiN)P/Fe复合材料的磨损性能分别处于对应的两个单一颗粒增强材料之间。磨损表面观察表明,耐磨性好的(TiC+TiN)P/Fe复合材料的磨损机理为磨粒磨损,而(SiC+TiC)_P/Fe和(SiC+TiN)P/Fe复合材料除磨粒磨损外还存在明显的疲劳磨损现象。     

不同类型颗粒混合增强铁基复合材料的磨损性能EI北大核心CSCD

采用电流直加热动态热压烧结工艺制备陶瓷颗粒增强铁基复合材料,研究高体积分数(25%,30%,35%)下,单一类型颗粒(SiC,TiC,TiN)及混合类型颗粒(TiC+TiN,SiC+TiN,SiC+TiC)作为增强相对铁基复合材料磨损性能的影响。结果表明:单一类型粒子强化时,TiNP/Fe复合材料的耐磨性最好,TiCP/Fe次之,SiCp/Fe最差。混合粒子作为增强体时,(TiC+TiN)P/Fe复合材料磨损性能显著优于其对应的单一颗粒增强材料;其中粒子含量为30%时,(TiC+TiN)P/Fe复合材料磨损性能提高最大,其磨损量比TiCP/Fe降低了51.9%,比TiNp/Fe复合材料降低了44.1%,体现出可贵的混合增强价值。(SiC+TiC)_P/Fe和(SiC+TiN)P/Fe复合材料的磨损性能分别处于对应的两个单一颗粒增强材料之间。磨损表面观察表明,耐磨性好的(TiC+TiN)P/Fe复合材料的磨损机理为磨粒磨损,而(SiC+TiC)_P/Fe和(SiC+TiN)P/Fe复合材料除磨粒磨损外还存在明显的疲劳磨损现象。     

等径角挤压道次对SiC_p/Al复合材料显微组织的影响

为改善超高强度SiCp/Al复合材料的塑性,以Bc路径对喷射沉积SiCp/7090Al（SiC颗粒体积分数15%,名义尺寸10μm）复合材料进行等径角挤压变形,研究了复合材料显微组织和力学性能的演变规律.结果表明：经过4个道次变形后,获得等轴晶粒,尺寸大约为400 nm;SiC颗粒在剪切应力作用下被破碎,尺寸约2μm;...     

P/M—SiCp增强LY12研究

一、引言 空间技术的发展对结构材料的比刚度、比强度以及耐热性提出了越来越高的要求,以复合材料为基础的新型材料应运而生,其中以陶瓷颗粒、晶须、纤维强化的金属基复合材料(MMC)发展尤为迅速。美国通用动力公司采用Al—B复合材料研制成功了A—7飞机起落架后支柱;洛克希德乔治亚分公司采用SiC晶须增强铝基复合材料制造了C—5A军用机油箱;日本丰田汽车也采用MMC制造了ZL—T型发动机活塞。据预测金属复合材料可使军用飞机重量减轻20％～35％。铝及其合金是最有希望的基体材料,例如SiCp增强铝,成本低、耐热性好、比强度高、各向同性。因此具有广泛的发展前景。在成形方法中P/M法较为优越,它解决了Z/M方法中SiCp的分散问题,同时也可精确调整SiCp的含量。在增强剂中颗粒较晶须或纤维更适于工业生产。 二.实验方法 1、粉末的制备及选取 陶瓷增强剂采用纯度为94％,平均粒径为3.5μm的SiCp磨料。选LY12做为基体材料,用超声气体雾化法制粉,冷却速度为10~3℃～10~5℃,粉末经筛分后其形貌见图1,取50～100μmLY12粉与SiCp颗粒一起进行表面处理     

SiCp／Al基复合材料中增强颗粒统计特征的定量化研究

基于微观组织对SiC颗粒增强铝基复合材料中SiC颗粒的特征做统计性的定量分析,研究了SiC颗粒的形状、光滑度以及粒度等特征分布规律。结果表明：增强颗粒的形状因子在正方形（1：1）与长方形（1：2）之间,且表面光滑程度相似。粒径范围为1-12μm之间,大小分布规律可用GaussAmp函数表示,位置分布带有明显的团聚特征。根据所获得的颗粒统计特征规律建立了基于视场的胞元模型,其视场范围为295μm×190μm。颗粒的形状视作长方形,边长分别为5μm和7．5μm,颗粒的面积百分数为19．09％,颗粒呈带状分布,所划分的四个区域内颗粒的个数分别为29、126、105、25。     

不同粒度SiCP增强铜基复合材料拉伸性能及断裂机制的研究

以不同粒度SiCP和电解铜粉为原料,采用粉末冶金工艺制备了SiCP增强Cu基复合材料.研究了SiCP和基体铜粉粒度的变化对材料拉伸性能和断裂机制的影响.结果表明,在基体铜粉粒度为44μm时,10μm的SiCP增强复合材料的抗拉强度达到最大值,为265.7MPa,其断裂机制是以Cu-SiC界面处基体撕裂为主,而当SiCP粒度为2μm时,由于分散不均匀、团聚等原因使得材料强度降低.大粒度SiCP(＞10μm)增强复合材料由于界面面积有限和增强颗粒间距过大,使得增强效果有限,其断裂机制是以Cu-SiC界面脱粘和SiCP解理开裂为主.实验证实了在SiCP增强铜基复合材料中基体和增强颗粒粒度存在着最佳配比关系可使复合材料达到最佳增强效果.     

炭纤维编织物中引入SiC微粉的超声工艺研究

为缩短先驱体浸渍裂解制备炭纤维三维编织物(3D-BCf)增强SiC陶瓷基复合材料的工艺周期,在3D-BCf中采用超声浸渍法预先引入SiC微粉.考察了微粉粒度、浆料SiC/无水乙醇(EtOH)质量比等参数对引入SiC微粉体积分数的影响.结果表明,当SiC微粉粒度为0.4μm、浆料SiC/EtOH质量比为1∶1时超声浸渍效果最佳,在3D-B Cf中引入SiC微粉的体积分数可达到16.4%,预先引入SiC微粉可以缩短材料的致密化周期.     

电磁离心铸造SiCP/Al复合材料励磁电压对不同粒度颗粒分布的影响

采用电磁离心铸造( EMCC) 工艺制备SiCP/ Al 复合材料, 实验了两种不同粒度的SiCP 颗粒增强Al 基体, 测定了不同励磁电压下颗粒在基体中的分布, 测试了不同粒度增强基体均匀分布的材料的硬度和耐磨性。结果发现电磁搅拌更容易使小粒度的颗粒分布均匀。励磁电压为100 V 时的颗粒分布比励磁电压为50 V 时的颗粒分布更均匀。均匀分布的小颗粒增强基体的复合材料的硬度和耐磨性有很大提高。      

基体粉末与增强粒子的粒度级配对SiCp/Fe性能的影响

使用不同粒度的铁粉,采用电流直加热动态热压烧结工艺制备了10%(体积分数)的SiC颗粒增强铁基复合材料,研究了铁粉与SiC粒子颗粒级配对复合材料显微组织和力学性能的影响.结果表明,SiC粒子与铁粉的颗粒级配,显著影响复合材料基体中增强粒子的分布状况和力学性能.建立了粒子分布的双基体颗粒级配模型,只有铁粉中一次颗粒与二次颗粒的粒径比为6.5、二次颗粒含量为4.6%、铁粉一次颗粒与SiC的粒度比值为15.9时,SiC颗粒才能很好地填充铁粉间隙并均匀地分布在基体中,复合材料将具有较高的力学性能.模型计算的结果和实验结果相符合.     

碳化硅颗粒增强7A04铝基复合材料的腐蚀行为

碳化硅颗粒增强7A04(SiCp/7A04)铝基复合材料的应用环境及其腐蚀状况都较复杂.过去,对它的研究方法多样,依据不同,因而其腐蚀结论有异,甚至矛盾.为了研究SiCp/Al复合材料的耐蚀性,用电化学法和失重法研究了SiC颗粒含量和粒度对SiCp/7A04铝基复合材料及基体合金耐腐蚀性能的影响.结果表明,与基体合金相比,SiCp/7A04铝基复合材料耐蚀性下降,SiC含量高的复合材料腐蚀较快,SiC颗粒尺寸越大,复合材料耐蚀性越好;采用扫描电镜(SEM)观察腐蚀后的微观形貌表明,SiC颗粒破坏了基体表面氧化膜的完整性,促进了点蚀的形成,但其自身的稳定性又阻碍了蚀孔的长大.     

碳化硅颗粒表面吸附质对铝基复合材料制备及力学性能的影响

选用粒度为60～80μm的国产磨料级碳化硅颗粒作为增强体、以无压浸渗法制备高体份SiC_p/Al复合材料,采用超声清洗工艺对比研究颗粒表面吸附质对颗粒浸渗性以及复合材料力学性能的影响。结果表明:国产磨料级碳化硅颗粒表面普遍存在少量吸附质(<0.5%),吸附质以粒度更小(<5μm)的碳化硅颗粒为主,个别情况含有少量的游离碳。颗粒表面吸附质的存在严重影响了颗粒表面与熔融铝液的润湿性,并且会大幅度降低复合材料的密度和力学性能。超声清洗工艺可以有效去除碳化硅颗粒表面的吸附质,去除吸附质之后颗粒的浸渗成功率从25%提升至100%,复合材料的抗弯强度从320MPa提升至390MPa,弹性模量从203GPa提升至232GPa。     

粉末冶金法制备CNT和SiC混杂增强铝基复合材料的摩擦磨损性能EI北大核心CSCD

以7055Al为基体,通过粉末冶金法分别制备碳化硅(SiC)颗粒、碳纳米管(CNT)以及SiC和CNT混杂增强7055Al复合材料,并对三种复合材料的干滑动摩擦磨损行为进行研究。结果表明:随着载荷提高,复合材料磨损失重增加,摩擦因数略有降低。在0.5 MPa与1.0 MPa载荷条件下,SiC-CNT/7055Al复合材料磨损失重低于单一SiC/7055Al和单一CNT/7055Al复合材料。2.0 MPa时,SiC-CNT/7055Al复合材料磨损失重急剧增加。随着载荷提高,CNT/7055Al复合材料耐磨性逐渐增加,在中、高载荷下,材料具有更为优异的耐磨性。SiC/7055Al复合材料磨损量则随着载荷提高,磨损失重逐渐增加,当载荷为2.0 MPa时,材料磨损量增加幅度较小。