等径角挤扭法制备的SiC_p/Al复合材料界面、晶格畸变和位错密度（英文）

在523 K下,利用等径角挤扭变形工艺(ECAP-T)将纯Al和经氧化处理的Si C混合粉末固结成10%Si Cp/Al复合材料。采用透射电镜(TEM)和高分辨透射电镜(HRTEM)对所制备的复合材料界面进行观察,并对相应选区电子衍射花样(SAED)进行标定。利用能谱仪(EDS)对界面结合处进行元素含量测定,并对试样选区部分进行面分布扫描。采用X射线衍射仪(XRD)对不同变形道次(1,2和4道次)所制备的复合材料进行分析。研究结果表明,ECAP-T变形后,Al和Si C之间的界面相属于一种非晶态Si O2层,并含有少量从基体和增强颗粒扩散进入的元素(Al,Si和C);随着ECAP-T变形道次的增加,复合材料中Al晶粒的晶格应变不断增加,导致晶内位错密度增大,其典型晶面的布拉格衍射角逐渐减小,而晶面间距逐渐增大。     

SiC_p/2024Al复合材料界面的表征及评价（英文）

采用粉末冶金方法制备体积分数为35%的Si Cp/2024 Al复合材料。利用高分辨透射电镜对复合材料中Si Cp与Al基体、析出相与Al基体之间的界面微结构进行表征,采用拉伸弹性模量和布氏硬度测试对界面状况进行评估。结果表明,所得复合材料中Si C与Al的界面整体状况良好。复合材料中SiC/Al界面分为3种类型:大部分干净界面、少量轻微反应型界面以及极少量的非晶层界面。在干净界面中,Si C和Al的结合机制为紧密原子匹配形成的半共格界面,且Si C和Al无固定或择优的取向关系。在轻微反应型界面中,MgA l2O4尖晶石与Si C和Al均形成半共格界面,作为中间媒介很好地连接Si C和Al。复合材料经510°C固溶2 h再在190°C时效9 h后,许多圆盘状纳米析出相和棒针状纳米析出相弥散分布于基体中,且与基体的界面为错配度较小的半共格界面。此时,复合材料的布氏硬度达到峰值。     

SiC_f/Ti60复合材料的热稳定性

对采用磁控溅射先驱丝工艺制备的SiC_f/Ti60复合材料进行不同温度下长时间热暴露实验,分析了热等静压态和热暴露态复合材料界面区结构稳定性及元素扩散规律。研究结果表明,SiC纤维中C、Si元素和Ti60基体中Ti及其它合金元素进行互扩散;界面反应层主要产物为Ti C,Ti C层外侧环绕着一层硅化物;基体中的Ti C主要集中分布在α钛晶界处。SiC_f/Ti60复合材料反应层厚度长大受扩散控制并与温度的关系遵循阿伦尼乌斯规律,界面反应层长大指数因子为2.27×10~(-4) m/s~(1/2),界面反应层长大激活能为118 k J/mol。     

3D打印制备SiC预制体增强铝基复合材料的微观组织

采用3D打印制备SiC陶瓷预制体,用压力浸渗工艺制备SiC增强A356基复合材料(SiC/A356复合材料),采用光学显微镜(OM)、扫描电镜(SEM)、能谱仪(EDS)及X射线衍射仪(X-ray)等对其物相、组织形貌等进行研究。结果表明,用该方法制备的SiC/A356复合材料组织致密,颗粒分布均匀,颗粒与基体的界面结合性能较好;SiC增强与A356基体界面反应控制良好,未检测到Al_4C_3脆性相生成,表明A356合金中的Si有利于防止脆性相Al4C3的形成,Mg元素的存在提高了A356基体和SiCp增强体之间的润湿性。     

热等静压制备CF/Al复合材料的微观结构及性能

采用热等静压(HIP)工艺制备连续碳纤维(CF)增强Al基复合材料。利用扫描电镜、粒度仪和X射线衍射仪表征2A12铝合金粉末形貌、粒度分布和相组成;利用光学显微镜、扫描电镜和能谱仪观察复合材料的显微组织、断口形貌和界面扩散反应特征,并对其主要力学性能进行测试。结果表明:粉末形貌呈球形,粒度主要分布在150~180μm;复合材料致密,界面连接紧密无孔洞缺陷;与基体铝合金材料相比,复合材料的拉伸强度和断后伸长率分别提高5%和54%,断裂方式为脆性断裂;Al基体裂纹起源于粉末颗粒界面,CF/Al界面断口呈现CF拔出和断裂失效形式;CF/Al界面发生元素扩散,界面反应生成Al4C3金属间化合物。     

半固态制备Ti_3SiC_2/Al-4Si复合材料的界面反应对组织及性能影响

以Ti_3SiC_2粉末为增强体,Al-4Si合金作为基体,通过半固态工艺制备了5%(质量分数)Ti_3SiC_2/Al-4Si复合材料。利用X射线衍射仪(XRD)、扫描电镜(SEM)、能谱仪(EDS)等研究了半固态制备5%(质量分数)Ti_3SiC_2/Al-4Si复合材料的界面反应对其组织及性能的影响。结果表明,在半固态制备过程中Ti_3SiC_2与Al-4Si基体发生界面反应生成了Al_3Ti、TiC、Al_4C_3物相,Al_3Ti及TiC颗粒分布在晶界处;复合材料硬度约为46.8 HV0.3,相比Al-4Si基体合金硬度略微提高;与Al-4Si基体合金相比,界面反应产生的第二相颗粒显著改善复合材料的摩擦学性能,摩擦系数为0.263,磨损量为0.0069 g。     

SiCf/Ti-60热稳定性研究

本文对采用磁控溅射先驱丝法制备的SiC_f/Ti-60复合材料进行不同温度下长时间热暴露实验,分析了热等静压态和热暴露态复合材料界面区结构稳定性及元素扩散规律。研究结果表明,界面反应层主要产物为TiC,纤维中C、Si元素和基体中Ti及其它合金元素进行互扩散;C元素扩散速率较快,在界面处和基体内形成TiC,基体中的TiC主要集中分布在α相晶界处。SiC_f/Ti-60复合材料反应层长大受扩散控制并遵循抛物线定律,界面反应层长大指数因子为2.27×10_-4 m/s_1/2,界面反应层长大激活能为118 kJ/mol。     

冷喷涂制备γ-TiAl表面Ti(Al,Si)_3扩散涂层的高温氧化行为（英文）

通过冷喷涂Al-20Si合金涂层及后续热扩散处理在γ-Ti Al合金表面制备Ti(Al,Si)_3扩散涂层。对涂层进行900°C下1000 h等温氧化和120次循环氧化来测试其抗氧化性能。通过扫描电子显微镜、X-射线衍射以及电子探针分析涂层氧化前后的组织和相转变。结果表明:该扩散涂层具有良好的抗氧化能力,其氧化增重只有基体合金的四分之一。由于在氧化过程中涂层与基体发生互扩散,氧化后的涂层退化为3层:Ti Al2内层、由Ti(Al,Si)_3和富Si相组成的中间层以及多孔层。     

SiC/Ti6Al4V复合材料界面反应产物的形成序列及扩散路径

通过SiC/Ti6Al4V钛基复合材料的制备及在不同条件下的热处理试验，利用SEM，EDS及XRD分析技术研究复合材料界面反应产物相的形成及反应元素的扩散路径。结果表明：反应元素如C，Ti，Si在界面反应层中出现浓度波动，合金元素Al并没有显著扩散进入界面反应产物层，而是在界面反应前沿堆积，其界面反应产物被确认为Ti3SiC2，TiCx，Ti5Si3C，和Ti3Si；在界面反应初期，存在着TiC＋Ti5Si3Cx双相区，当形成各界面反应产物单相区时，SiC／Ti6Al4V复合材料界面反应扩散的完整路径应为：SiC ｜ Ti3SiC2 ｜ Ti5Si3Cx ｜ TiCx ｜ Ti3Si｜ Ti6Al4V＋TiCx；界面反应产物层的生长受扩散控制，遵循抛物线生长规律，其生长激活能Q^k及k0分别为290.935 kJ·mol^-1,2.49× 10^-2 m·s^-1/2.     

Al/FeCrAl双金属复合材料的制备及试验研究

采用固-液双金属复合铸造法对Al/FeCrAl进行复合,并通过此方法成功制备了Al/FeCrAl双金属复合材料。采用光学显微镜、扫描电镜、热处理试验和显微硬度计对材料界面组织和相组成进行了分析。结果表明:Al/FeCrAl双金属复合材料界面以冶金结合方式进行结合;热处理温度在500℃及以上时,Al元素向表面或者过渡层急速扩散并在过渡层产生氧化反应形成大量的Al_2O_3;复合材料显微硬度从喷涂层到基体层逐渐递减。     

激光熔覆SiCf/Ti-6Al-4V复合材料界面特性与微观力学性能研究

针对激光熔覆制备SiCf/Ti-6Al-4V复合材料过程中反应时间短和扩散时间短的问题,开展了不同真空热暴露条件下SiCf/Ti-6Al-4V复合材料界面特性和微观力学性能的研究。借助扫描电子显微镜SEM、能谱仪EDS、透射电子显微镜TEM、纳米压痕仪,表征了经不同温度、不同时间真空热暴露后界面反应层厚度、界面处化学成分、微观力学性能。研究发现,激光熔覆叠层技术制备复合材料过程中增强体、C涂层、基体之间会发生界面反应,其主要界面反应产物为TiC。短时真空热暴露会使得界面反应层厚度增加,C涂层厚度减小,随着热暴露时间延长,反应层的生长符合抛物线规律,反应的动力学参数频率因子k0 =6.005×10-3 m.s-1/2,反应激活能Q=143.13 kJ.mol-1。经900 ℃短时真空热暴露,纤维、C涂层、基体及界面反应层的硬度值和弹性模量没有发生明显的变化,表明该材料在900℃及以下温度具有良好的短时热稳定性。     

镀钛SiC颗粒增强Al 2519复合材料的组织与力学性能（英文）

采用真空蒸镀法对Si C颗粒(SiC_p)表面进行镀Ti改性改善SiC_p/Al复合材料界面结合,采用热压、挤压和热处理等方法制备镀Ti后SiC_p和原始SiC_p增强的Al 2519基复合材料。通过扫描电镜(SEM)和能谱仪(EDS)分析Ti镀层对复合材料组织与性能的影响。结果表明,致密沉积的Ti镀层与SiC_p反应,在界面处形成Ti C和Ti5Si3相;与用原始SiC_p增强的复合材料相比,用Ti镀覆SiC_p增强的复合材料表现出均匀且致密的显微组织且复合材料的相对密度和力学性能得到显著改善。体积分数为15%时,镀Ti后SiC_p增强Al2519复合材料的硬度、断裂应变和拉伸强度达到最优,分别为HB 138.5、4.02%和455 MPa。     

SiCp氧化处理对SiCp/Al复合材料润湿性和界面结合的影响

通过对SiCp在不同温度下的氧化处理,研究了颗粒氧化对搅拌铸造法制备的SiCp增强铝基复合材料的润湿性和界面结合的影响.结果表明,氧化处理后的颗粒表面形成了具有一定厚度的SiO2氧化层,该氧化层在高温下与铝熔体发生界面反应,从而有效地改善了颗粒与基体间的润湿性,提高了界面结合强度;所制备的复合材料颗粒分布均匀,界面结合良好;界面处有MgAl2O4、Mg2Si生成,没有发现有害界面反应产物Al4C3;复合材料的断裂方式为颗粒的断裂和颗粒从基体中的拔出.     

SiCP／Al复合材料的显微结构分析

采用粉末冶金＋热挤压工艺制备SiCp/Al复合材料，测定其力学性能。利用X射线衍射分析复合材料物相的组成，用金相显微镜、扫描电镜和透射电镜分析其微观组织结构。结果表明，SiC颗粒在铝基体中分布比较均匀，SiC颗粒与基体结合良好；基体主要是α-Al，强化相β-Mg2Si和弥散相（Fe，Mn，Cu）3Si2Al15（体心立方结构，晶格常数1．28nm）；SiCp／Al界面则为Al和Mg元素扩散到SiC表面的SiO2层形成的20nm-30nm无定形层；复合材料的断裂机制主要是SiC颗粒断裂和SiCp／Al界面塑性撕裂：复合材料在变形过程中，SiC颗粒可阻止裂纹的扩展。     

TC4/Al30Si固液扩散溶解层的研究

在真空钼丝炉中制备了TC4/Al30Si双金属复合材料,利用光学显微镜、扫描电子显微镜和电子探针对扩散溶解层的组织和成分进行了表征,并测试了结合区的显微硬度。结果表明,当温度为650℃保温60 min时,扩散溶解层组织均匀、界面平直、厚度适中,无氧化物夹杂与孔洞等焊接缺陷。Ti和Al在TC4/Al30Si界面扩散充分,Si向溶解层富集,阻碍Ti和Al的扩散,形成Ti_7Al_5Si_(12)相层。基于Ti_7Al_5Si_(12)的强化,溶解层的显微硬度高于母材,峰值硬度达611.2 HV。     

高性能SiC增强Al基复合材料的显微组织和热性能

采用模压成型和无压浸渗工艺制备了高体积分数SiC增强Al基复合材料(AlSiC),对其物相和显微结构进行研究。结果表明:用上述方法制备的AlSiC复合材料组织致密,两种粒径的SiC颗粒均匀分布于Al基质中,界面结合强度高;SiC增强颗粒与Al基质界面反应控制良好,未出现Al4C3等脆性相。分析指出:Al合金中Si元素的存在有利于防止脆性相Al4C3的形成,Mg元素的加入提高了Al基体和SiC增强体之间的润湿性。所获得复合材料的平均热膨胀系数为9.31×10 6K 1,热导率为238 W/(m.K),密度为2.97 g/cm3,表现出了良好的性能,完全满足高性能电子封装材料的要求。     

采用EB-PVD技术在TiAl基体上沉积NiAlHf涂层的研究(英文)

采用电子束物理气相沉积(EB-PVD)技术在Ti Al基体上制备Ni Al Hf涂层,结合氧化增重曲线的测试结果,研究了Ni Al Hf涂层对基体在900,950和1000o C空气中氧化行为的影响。采用X-射线衍射(XRD)研究表面的物相结构,XRD结果表明,沉积后表面形成β-Ni Al相,说明Hf固溶于其中。结果表明,在950o C氧化后涂层表面形成致密的氧化铝保护膜。扫描电子显微镜(SEM)和能谱(EDS)被用来测试其表面的形貌和元素分布。结果表明,在氧化过程中,基体和涂层之间的元素发生互扩散。随着氧化时间的增加,涂层厚度减小,扩散区发生显著变化。采用显微硬度表征涂层的韧性,涂层的显微硬度(HV)为7050 MPa左右。Ni Al Hf涂层能提高基体高温抗氧化性能。     

扩散连接条件下Al2O3纤维与Ni25.8Al9.6Ta8.3Cr基体的界面结构及稳定性（英文）

在1200-1400°C下采用热压扩散的方法制备BN包覆Al2O3纤维增强NiAl基复合材料,利用扫描电子显微镜(SEM)和透射电子显微镜(TEM)研究其界面的显微结构和化学热稳定性。结果表明,在BN层与Ni25.8Al9.6Ta8.3的界面处发生了元素的扩散并伴随有复杂的化学反应发生。在NiAl和BN界面形成了连续的AlN层,Cr原子扩散到BN层中与B发生反应生成Cr5B3,还有小量的富Ta相在近NiAl侧界面处生成。     

Si/莫来石/Er_2SiO_5环境障涂层的高温氧化行为

采用化学气相沉积与等离子喷涂相结合的方法在SiC/SiC复合材料基体上制备了Si/莫来石/Er2Si O5环境障涂层。采用扫描电镜(SEM)、能谱分析仪(EDS)与X射线衍射仪(XRD)分析其结构变化,通过氧化试验研究涂层在1350℃与1500℃下的高温氧化行为。结果表明:Si/莫来石/Er2Si O5环境障涂层可在1350℃长时间使用,在1500℃短时间使用。涂层在不同高温下的氧化失效机理不同。1350℃时,涂层氧化失效主要是由于涂层材料与基体材料热膨胀不匹配使涂层中产生了垂直于表面的裂纹,裂纹成为元素扩散通道,加速环境中O元素扩散至粘结层与基体并将其氧化,降低了涂层与基体之间的粘结强度,从而导致涂层脱落。1500℃时,涂层氧化失效主要是元素快速扩散、反应生成大量的气泡状玻璃态物质所致。     

NiAlHf Coating on TiAl Substrate Prepared by EB-PVD

采用电子束物理气相沉积(EB-PVD)技术在Ti Al基体上制备Ni Al Hf涂层,结合氧化增重曲线的测试结果,研究了Ni Al Hf涂层对基体在900,950和1000o C空气中氧化行为的影响。采用X-射线衍射(XRD)研究表面的物相结构,XRD结果表明,沉积后表面形成β-Ni Al相,说明Hf固溶于其中。结果表明,在950o C氧化后涂层表面形成致密的氧化铝保护膜。扫描电子显微镜(SEM)和能谱(EDS)被用来测试其表面的形貌和元素分布。结果表明,在氧化过程中,基体和涂层之间的元素发生互扩散。随着氧化时间的增加,涂层厚度减小,扩散区发生显著变化。采用显微硬度表征涂层的韧性,涂层的显微硬度(HV)为7050 MPa左右。Ni Al Hf涂层能提高基体高温抗氧化性能。