基体铝合金成分对无压浸渗B4C/Al复合材料微观组织和力学性能的影响

分别选用2024、5056、6061和7075铝合金,采用颗粒级配相同的碳化硼预制体(20%2μm和80%38μm)为增强体,采用无压浸渗法制备4种高体份B4C/Al复合材料(分别对应标记为2M、5M、6M和7M),研究基体合金成分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,4种复合材料均含有A1、B4C、Al3BC、AlB2和富Fe-Mn相,除此之外,2M、5M和7M复合材料还含有Al B10。4种复合材料小颗粒碳化硼聚集区均发生了剧烈的界面反应,生成Al3BC和Al B2。Al B10主要分布于2M、5M和7M复合材料的大颗粒碳化硼周围,并与大颗粒碳化硼连成一体。4种复合材料的洛氏硬度从大到小顺序为2M(45. 7)、7M(43. 1)、5M(41. 8)和6M(40. 02)。2M、5M和7M复合材料内部发现有孔洞存在,导致复合材料弯曲强度和应力均较低。这种效应在7M复合材料中最为明显,其弯曲强度仅为296 MPa。6M复合材料弯曲强度和应变最高,分别为425 MPa和0. 183%,这主要是因为在6M复合材料中,不含Al B10相且残余铝合金相对含量较高。     

高质量分数Al_2O_3/Al复合材料的硬度和耐磨性能

现有的Al_2O_3颗粒增强铝基复合材料中的Al_2O_3质量分数低于10%,对于加入10%以上Al_2O_3的增强铝基复合材料的研究报道较少。以粉末冶金法制备了Al_2O_3(~40%)增强铝基复合材料,采用现代表面分析技术和ML-10型摩擦磨损试验机研究了这一复合材料的显微硬度和耐磨性。结果表明:在Al_2O_3粒度为10μm,质量分数为40%时,复合材料的显微硬度达到55.3 HV;在Al_2O_3粒度为10μm,质量分数为30%时,相对磨损最小值,为0.728%,空隙率也达到最小;复合材料中的Al_2O_3粒度和质量分数与紧密堆积理论要求的粒度和质量分数配比一致。     

B4C／Al复合材料的制备工艺和组织研究

研究了用无压浸渗法制备的B1C/Al复合材料的制备工艺和组织。通过对碳化硼陶瓷预制体成型压力和保压时间的控制,采用X射线衍射、扫描电子显微镜及能谱仪分别对B1C／Al复合材料的相组成、微观形貌和微区成分进行分析。结果表明：成型压力为100MPa,保压时间选择1．5min,预烧温度在1700℃时,可以制得组织致密、均匀的B1C／Al复合材料。金属铝在高温下浸渗时与碳化硼陶瓷骨架反应生成Al3BC,AlB2,Al2C3等陶瓷相。Al3BC和AlB2为主要反应产物。B4C／Al复合材料中碳化硼是以连续的骨架结构存在,渗入的铝相则以连续基体的形式铺满整个组织。     

碳纳米管和氧化铝混杂增强铝基复合材料的制备及力学性能

采用化学气相沉积结合机械球磨的方法制备了碳纳米管(CNTs)和Al_2O_3颗粒混杂增强铝基复合材料,研究了球磨时间、Al_2O_3含量对复合材料组织和力学性能的影响。结果表明:本方法可以获得CNTs和Al_2O_3颗粒在铝基体内的均匀分散。随球磨时间的增加,复合材料的硬度随之增大;当球磨时间为180min时,复合材料硬度达纯铝的2.1倍。此外,随Al_2O_3颗粒含量的增加,复合材料的硬度和压缩屈服强度均不断提高。当Al_2O_3的质量分数为4%时,CNTsAl_2O_3/Al复合材料的硬度达112.1HV,为纯铝的2.8倍;压缩屈服强度达416MPa,为纯铝的4.6倍,说明CNTs和Al_2O_3的混杂加入发挥了良好的协同增强效果。     

TiO_2对挤压铸造Al_2O_(3p)/钢基复合材料组织与力学性能的影响

在预制坯中加入TiO_2粉末,利用挤压铸造法制备Al_2O_3颗粒增强1065钢基复合材料,研究TiO_2对复合材料组织与力学性能的影响。结果表明:TiO_2使基体与Al_2O_3的结合界面形成了TiO_2、Al_2TiO_5界面层;添加TiO_2的复合材料硬度和三点弯曲强度分别为39.0HRC,743.94MPa,比未添加TiO_2的复合材料分别提高了10.0%,26.4%;断口扫描表明,添加TiO_2的复合材料界面结合良好无裂纹,Al_2O_3颗粒表现为穿晶断裂。说明加入的TiO_2改善了Al_2O_(3p)/钢基复合材料界面结合强度,提高了复合材料力学性能。     

AlSi合金中间层对铝/镁扩散连接界面组织性能的影响

以Al-10Si合金粉末和纯Al粉混合(质量比为1∶1)粉末为中间层,在450℃下保温1 h,对工业纯铝和工业纯镁进行了扩散连接。采用扫描电子显微镜(SEM)、电子探针(EPMA)分析了界面区域的微观组织和元素分布。结果表明,在450℃下保温1 h,混合粉末与铝、镁两侧基体间发生元素扩散,形成梯度结构的反应层,反应层从铝侧向镁侧依次为Al_3Mg_2层(Ⅰ)、Al_(12)Mg_(17)层(Ⅱ)、富硅相层(Ⅲ)和Al_(12)Mg_(17)+δ-Mg(Ⅳ)共晶层。反应层总厚度约为520μm,且富硅相层的厚度大于其它3层。硬度测试结果显示,Al和Mg两侧基体的平均硬度(HV)分别为242和478 MPa,靠近Al侧的Al_3Mg_2化合物层硬度最高,硬度值为2520 MPa; Al_(12)Mg_(17)+δ-Mg共晶区域的平均硬度为2100 MPa,而富硅相层区域的平均硬度为1980 MPa。拉伸剪切试验结果显示,增加AlSi合金中间层后,Al/Mg异种金属扩散连接界面结合强度达到23 MPa;拉伸剪切断口XRD分析表明,断裂位置位于硬度值最高的Al_3Mg_2化合物层,拉伸断口呈现典型的脆性断裂特征。     

SiC_P表面镀Ti改性对SiC_P/Al2014复合材料组织及力学性能的影响

采用盐浴镀的方法对SiC_P进行表面镀Ti处理,并通过搅拌铸造的方法制备了表面镀Ti改性SiC_P/Al2014复合材料。研究了镀Ti SiC_P的尺寸和体积分数对SiC_P/Al2014复合材料微观组织和力学性能的影响规律。结果表明:表面镀Ti处理能有效改善SiC_P在Al基体中的分散均匀性;但随着SiC_P体积分数提高,相同尺寸的镀Ti SiC_P在Al基体分散均匀性逐渐变差,当SiC_P体积分数相同时,其在Al基体中的分散均匀性随着SiC_P尺寸的增加逐渐变好。SiC_P尺寸相同时,SiC_P/Al2014复合材料的常温拉伸强度随颗粒体积分数的增加先增大后减小,SiC_P尺寸为5μm和10μm的SiC_P/Al2014复合材料抗拉强度在颗粒的体积分数为4%时达到最高,分别为524MPa和536MPa;SiC_P/Al2014复合材料的高温(493K)抗拉强度随着SiCp体积分数增加而增大,SiC_P尺寸为5μm和10μm的SiC_P/Al2014复合材料抗拉强度在颗粒体积分数为6%时达到最高,分别为308 MPa和320 MPa。     

原位铝基复合材料的制备及微观组织

提出制备原位合金化和原位反应颗粒共同强化金属基复合材料的概念,并据此制备了原位10％Cu(质量分数,下同）和5．35％α-Al2O3颗粒增强纯铝复合材料（A）以及原位10％Cu,4%Si和15.06%α-Al2O3颗粒共同增强纯铝复合材料（B）。对原位反应过程进行了热力学分析。SEM观察和EDS分析显示,A和B中的原位反应分别生成了合金元素Cu、Cu Si以及Al2O3;原位Al2O3颗粒直径小于0.5μm,在材料中均匀分布。TEM观测显示Al2O3颗粒边角圆滑,与基体结合良好。探讨了原位反应的机理以及在铸造凝固过程中原位颗粒的行为。     

无压浸渗法制备B4C/Al复合材料研究

采用无压浸渗法,分别以纯铝、超硬铝LC4和铸造铝合金9Si-3Mg-1Zn为渗体和碳化硼陶瓷预制体进行复合,制备出有高陶瓷体分比的B-Al-C陶瓷-金属复合材料,弯曲强度350～600MPa,韧性5～9MPa*m-1/2,采用扫描电镜,X射线衍射仪和金相显微镜和透射电镜对材料的微观结构进行分析,分析结果表明材料界面复合良好,在碳化硼和铝的界面有薄的Al3BC反应层生成使碳化硼与铝紧密结合, 在复合材料中碳化硼形成连续的骨架结构,金属相起到增韧、增强的作用.     

原位自生TiCp/6061复合材料的组织、硬度及耐磨性能

采用接触反应法制备了原位自生Ti Cp/6061复合材料,利用XRD和SEM对复合材料进行物相分析及微观形貌观察,用6061铝合金基体材料作为对比,研究了增强粒子含量对复合材料硬度和摩擦磨损行为的影响。结果表明,采用接触反应法,以Ti粉、C粉和Al粉作为生成Ti C增强相的原材料,可直接在6061铝合金基体中原位生成Ti C颗粒,Ti C颗粒呈规则多边形,尺寸为0. 5～1μm。随着增强粒子含量的增加,原位自生Ti Cp/6061复合材料的硬度明显提高,T6热处理后5%(质量分数)的Ti Cp/6061复合材料的硬度为120. 5HBS,比基体6061铝合金提高了28. 1%。这是Ti C颗粒对6061基体材料的位错强化和细晶强化综合作用的结果。此外,随着增强粒子含量的提高,原位自生Ti Cp/6061复合材料的耐磨性也增强; T6热处理后,在100 N恒压作用下与GCR15材料对磨300 s,基体6061铝合金失重是5%(质量分数) Ti Cp/6061复合材料的2倍。其原因在于Ti C颗粒含量的提高减小了对磨材料与复合材料的有效接触面积,从而增强了原位自生Ti Cp/6061复合材料的耐磨性能。     

碳化硼/有机硅复合材料的制备及相关性能研究

以有机硅树脂为基体,用硅烷偶联剂KH550表面改性的碳化硼作填料,在铂催化作用下,制备了碳化硼/有机硅复合材料。分别采用DLS、SEM、FT-IR、热膨胀系数仪、TG、硬度计、电子万能试验机等对改性前后碳化硼的粒径、形貌、分子结构变化及碳化硼/有机硅复合材料相关性能进行表征。结果表明,改性后的碳化硼颗粒表面接枝上KH550,改变了粉体的表面性质,增强了无机碳化硼与有机硅树脂界面相容性,降低了二者界面张力。制备的复合材料拉伸强度、邵氏硬度随无机填料质量分数的增加而增大,复合材料的拉伸强度达8.62 MPa,耐温达300℃。     

原位自生Al_(18)B_4O_(33)w/6061复合材料的组织、硬度及耐磨性能

以Al-Al_2O_3-B_2O_3为反应体系,采用接触反应法制备了原位自生Al_(18)B_4O_(33)w/6061复合材料,利用XRD和SEM对复合材料分别进行物相分析及微观形貌观察,对比6061基体材料,研究了Al_(18)B_4O_(33)晶须对复合材料硬度和耐磨性能的影响。结果表明,采用接触反应法,利用Al-Al_2O_3-B_2O_3反应体系可直接在6061基体材料中原位自生针状Al_(18)B_4O_(33)晶须,Al_(18)B_4O_(33)晶须直径为0.1～2μm,晶须伴生于Mg元素。经T6热处理后,Al_(18)B_4O_(33)w/6061复合材料的硬度为HB 132.7,较6061基体提高了27.4%,硬度的提高机制为位错强化和细晶强化。Al_(18)B_4O_(33)w/6061复合材料的比磨损率和平均摩擦系数分别为1.96×10~(-8) kg/(N·m)和0.221,较6061基体下降了12.11%和22.46%。采用原位自生工艺制备的Al_(18)B_4O_(33)w/6061复合材料,晶须与基体材料之间的润湿性和界面结合强度良好,且晶须本身强度高,在磨损时能够起到支撑作用,减小了基体的应变和磨损,有效地提高了复合材料的耐磨性。     

Al_(72)Ni_(12)Co_(16)/A365准晶颗粒增强铝基复合材料的制备及其力学性能

制备了增强相体积分数为5%~20%的系列Al72Ni12Co16P/A356准晶增强铝基复合材料。其中增强相Al72Ni12Co16通过将严格按化学成分配比的Al72Ni12Co16浇于水冷铜基板上激冷凝固而获得。TEM和XRD分析结果表明所获得的材料为单相准晶材料。准晶增强铝基复合材料经热挤压处理后,绝大部分的铸造缺陷被消除,力学性能测试显示当准晶相的加入量为20%时,铝基复合材料的抗拉强度、屈服强度、弹性模量等性能分别从基体材料的275 MPa、200 MPa和70 GPa提高至410 MPa、350 MPa和102 GPa,而延伸率却从6%降低至3%。分析了准晶增强铝基复合材料的断裂机制和增强机制,准晶颗粒增强铝基复合材料的断裂机制可能有如下3种:界面及其附近区域脱粘、基体在集中的滑移带内撕裂和颗粒断裂,而其增强机制主要是细晶强化、弥散强化和固溶强化。     

B_4C增强铝基复合材料力学性能有限元模拟

建立了颗粒增强铝基复合材料的轴对称单胞模型,并通过有限元方法模拟了B_4C颗粒增强5083铝基复合材料的力学性能和微观应力分布。结果表明,模拟结果与实验结果吻合较好,模拟椭球体颗粒增强复合材料的抗拉强度为485 MPa,而实验值为477 MPa,相对误差仅为1.7%。颗粒形状对复合材料微观应力场有很大影响:圆柱体颗粒的尖角处容易造成应力集中,而球体颗粒界面处应力分布较为均匀。在一定范围内,复合材料的弹性模量和抗拉强度随着B_4C颗粒体积分数的增加而增加。在颗粒体积分数不变的情况下,不同长径比的颗粒沿复合材料受力方向定向排列时,颗粒的长径比越大,复合材料的弹性模量、强度等力学性能也越高。     

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。      

原位合成TiC/Al(7075)复合材料的组织及力学性能

采用原位合成法制备TiC/Al(7075)复合材料,研究原位TiC颗粒的存在形式、分布状态及不同原位TiC颗粒含量对TiC/Al(7075)复合材料的微观组织及力学性能的影响。结果显示,TiC颗粒多以近球形团聚态存在于7075铝基体中,颗粒团大小约为1μm。当原位TiC颗粒质量分数小于6%时,原位TiC颗粒分布较为均匀,随着颗粒含量的增加,TiC/Al(7075)复合材料的铸态组织由蔷薇状组织逐渐转变为等轴晶组织,晶粒尺寸也随着原位TiC颗粒含量的增加而减小。当原位TiC颗粒的质量分数大于6%时,组织中出现气孔。复合材料的硬度和抗冲击韧性测试表明,TiC/Al(7075)复合材料的硬度随TiC颗粒含量的增加而增加,最高硬度达HB 108,冲击韧性在颗粒质量分数为6%时达到最佳,较基体提升31.55%。     

真空压力熔渗与热压烧结制备(SiCp+Al2O3f)/2024Al复合材料的组织与拉伸性能分析

分别采用真空压力熔渗法和粉末冶金热压烧结法制备了(40%SiC_p+Al_2O_(3f))/2024Al复合材料,所得材料的抗拉强度分别达到了364 MPa和310 MPa,致密度达到了98.78%和96.42%。通过对金相组织进行对比发现,热压法制备的复合材料中部分增强颗粒发生聚集。采用TEM对界面结合进行了对比,发现热压工艺制备的复合材料界面局部存在微孔洞,导致材料的致密性降低,真空压力熔渗制备的复合材料增强相和铝基体的界面结合较好,这也是熔渗法所得复合材料的性能优于热压法的主要原因。     

粉末冶金法制备SiC_p/Al_2W_3O_(12)/Al复合材料及其热膨胀性能

通过添加适量的Al_2W_3O_(12)负热膨胀粉体来优化碳化硅颗粒增强铝基(SiC_p/Al)复合材料的热膨胀系数。实验采用固相法制备负热膨胀性能的Al_2W_3O_(12)粉体,并按10%,20%,30%的体积比添加至SiC_p/Al复合粉体中,利用粉末冶金工艺制备SiC_p/Al_2W_3O_(12)/Al复合材料。实验结果表明:制备的复合材料组织分布均匀,致密度良好。室温到200℃内,在Al基体质量分数不变的前提下,Al_2W_3O_(12)的加入有效降低了复合材料的热膨胀系数。     

颗粒尺寸对B4C增强铝基中子吸收材料界面反应与力学性能的影响

采用粉末冶金真空热压法制备了B₄C质量分数为31%、平均颗粒尺寸分别为6.5 μm、9.3 μm、17.3 μm、28 μm、39.5 μm的纯Al和6061Al基体的复合材料。对复合材料进行微观结构和力学性能检测,结果表明:所有复合材料的B₄C颗粒在基体中都均匀分布,且致密度都达到99%以上;对于纯Al基复合材料,随着颗粒尺寸增加,其致密度和塑性逐渐增加,强度逐渐下降;对于6061Al基复合材料,致密度随着颗粒尺寸的增加稍有降低,其强度和塑性受颗粒尺寸和热压温度共同影响,当热压温度610℃时,界面反应严重,随B₄C颗粒尺寸增加,强度先下降后上升,塑性先上升后下降;当热压温度580℃时,界面反应轻微,复合材料强度逐渐下降,塑性逐渐上升。颗粒尺寸、界面反应和基体材料等均影响B₄C增强铝基复合材料的力学性能。      

钛铁矿原位反应合成Al_2O_3-TiC颗粒增强铁基复合材料

利用钛铁矿铝热碳热原位还原技术成功制备了Al2O3-TiC增强铁基复合材料。通过XRD,SEM和力学性能检测方法分析了钛铁矿原位合成和添加合成两种方式对Al2O3-TiC增强铁基复合材料的组织和力学性能的影响。结果表明:利用钛铁矿合成的铁基复合材料的增强相为Al2O3,MgAl2O4,TiC和Fe相,添加合成过程中会发生一些硬质相TiC被氧化的现象。钛铁矿原位合成Al2O3-TiC增强铁基复合材料的基体组织呈粗大的块条状分布;添加合成的复合材料的铁基体以块状均匀分布。制备的Al2O3-TiC增强铁基复合材料的性能比较优良。材料的最佳综合力学性能为抗弯强度937MPa,维氏硬度532。