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。     

热挤压对双尺度SiCp/AZ91镁基复合材料显微组织与拉伸性能的影响

目的 细化SiCp/AZ91镁基复合材料基体晶粒,提高其拉伸强度.方法 基于半固态搅拌铸造的方法制备出双尺度SiCp/AZ91镁基复合材料(标记为M-9+S-1).在不同温度下对M-9+S-1进行慢速挤压,研究挤压温度对其显微组织和力学性能的影响规律.结果 SiCp一方面能够促进DRX形核,使M-9+S-1复合材料基体晶粒得以显著细化;另一方面,能够促进大量细小Mg17Al12相的动态析出,显著提升热挤压后的性能.结论 M-9+S-1经250℃热挤压后,基于动态析出和动态再结晶的双重作用,拉伸性能得以显著提升,其中,屈服强度和抗拉强度可分别提升至～342 MPa和～380 MPa.     

纳米Al_2O_3增强金属基复合材料的研究进展

纳米Al_2O_3颗粒具有优异的力学性能,加入金属中可以大幅提高材料的拉伸强度、屈服强度、硬度等常温力学性能及高温性能。在目前的实验室及工业生产中,制备纳米Al_2O_3应用最广泛的是液相法,包括沉淀法、溶胶-凝胶法、水解法、微乳液法等。纳米Al_2O_3增强金属基复合材料可以通过外加法或原位法制备。外加法是在制备复合材料之前单独合成纳米Al_2O_3颗粒,结合粉末冶金、熔铸等方法引入金属基体,但往往容易出现纳米增强体团聚及增强体与基体界面结合不好。适当的加工工艺,如机械合金化、摩擦搅拌工艺,能在一定程度上弥补这些缺点。原位法是使金属Al发生氧化反应,或基体中其他元素的氧化物与金属Al发生铝热反应生成Al_2O_3,再通过热压、挤出等致密化手段来制备纳米Al_2O_3增强金属基复合材料。原位法制备的复合材料往往增强相与基体界面结合更好,且纳米Al_2O_3在基体中分布更均匀、分散。纳米Al_2O_3在金属基复合材料中增强机制主要有两方面,一是Orowan机制,弥散在金属晶粒内部的纳米Al_2O_3颗粒起到阻碍位错通过的作用;二是部分纳米Al_2O_3分布在金属晶界附近,阻止晶界移动,从而阻止晶粒长大。最后展望了纳米Al_2O_3增强金属基复合材料的发展前景,指出显微组织结构的构型设计是进一步提高这类材料综合力学性能的有效途径。     

SiCp/AZ91复合材料大口径管材的热挤压成形研究

目的 解决镁基复合材料大口径管材成形加工困难的问题。方法 通过搅拌铸造技术制备的SiC颗粒增强AZ91镁基复合材料百公斤级铸锭坯料,开展了大口径镁基复合材料管材的热挤压成形工艺优化,分析复合材料变形过程中组织与力学性能演变规律,并揭示了其微观机制。结果 复合材料管材最佳热挤压工艺参数为：挤压温度为400 ℃,挤压速度为1 mm/s,在最佳的工艺下成功成形出外径260 mm和130 mm的SiC颗粒增强AZ91镁基复合材料挤压管材,复合材料挤压管材的弹性模量、屈服强度、抗拉强度、伸长率分别可以达到72 GPa,302 MPa,356 MPa,1.2%。结论 对温度、挤压比、挤压速度等工艺参数的优化,以及利用SiC颗粒对再结晶行为的促进作用,是制备出大尺寸复合材料管材的关键。     

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。     

TA2/3A21/AZ31B复合板界面表征及力学性能研究

通过爆炸焊接法制备TA2/3A21/AZ31B三层复合板,利用光学显微镜(OM)、扫描电镜(SEM)、能谱仪(EDS)和万能试验机对复合材料的界面、金相组织和力学性能进行测试与分析。实验结果表明:通过一次爆炸焊接制备的TA2/3A21/AZ31B复合材料,其抗拉强度约为303 MPa,屈服强度约为233 MPa,断后伸长率约为9.7%;在钛/铝界面与铝/镁界面均形成爆炸焊接特有的波状结构,界面处分别形成了厚度约5 μm的Ti-Al扩散层和30 μm的Al-Mg扩散层,其剪切强度分别为132.6 MPa和116.3 MPa。与TA2/AZ31B复合材料相比较,该复合材料的力学性能有较大提升。      

搅拌铸造法制备短碳纤维/AZ91复合材料的组织与性能

采用搅拌铸造法制备了不同体积分数（10vol%、15vol%、20vol%）的短碳纤维增强镁基（CF_s/AZ91）复合材料,并选取了三个挤压比和两个挤压温度对其进行热挤压变形,采用光学显微镜（OM）、SEM和TEM对CF_s/AZ91复合材料的显微组织进行了观察,并测试其室温力学性能及阻尼性能。研究结果表明,热挤压能够有效降低CF_s/AZ91复合材料气孔率;在热挤压过程中,纤维沿挤压方向定向排列,同时基体发生动态再结晶。随着挤压温度及挤压比的增大,晶粒呈现等轴状,组织更加均匀。CF_s/AZ91复合材料经过挤压后,其力学性能得到提高,屈服强度和抗拉强度随挤压比和CF_s体积分数的增大而增大,然而CF_s纤维在热挤压后发生明显断裂,限制了挤压态复合材料强度的进一步提升。低温低挤压比条件下,CF_s/AZ91复合材料具有较好的阻尼性能,随着挤压比及挤压温度的升高,CF_s/AZ91复合材料室温及高温阻尼性能均有所降低。      

挤压包覆轧制对SiCP增强镁合金(AZ91)复合板显微组织和力学性能的影响

通过热挤压复合的方式将AZ91合金引入至SiC_P增强镁合金（AZ91）（SiC_P/AZ91）复合材料中,制备出厚度为2 mm的AZ91-（SiC_P/AZ91）复合板,研究了热轧对其显微组织和力学性能的影响规律。研究结果表明:AZ91的引入显著提高了SiC_P/AZ91的轧制成形能力。与AZ91层相比,SiC_P/AZ91层内晶粒尺寸小,硬度高。随轧制压下量的增加,AZ91-（SiC_P/AZ91）复合板晶粒尺寸变大,析出相数量减少且尺寸增大,导致硬度呈现下降的趋势。与挤压态AZ91-（SiC_P/AZ91）复合板相比,当压下量为50%时,轧制态AZ91-（SiC_P/AZ91）复合板屈服强度由272 MPa提高至341 MPa,抗拉强度由353 MPa提高至404 MPa。在拉伸过程中,因SiC_P与基体界面脱黏导致裂纹优先在SiC_P/AZ91层内萌生和扩展,AZ91层对微裂纹扩展具有一定的阻碍作用。      

时效温度对SCFs/AZ31B复合材料组织和性能的影响

目的 探究提高固相合成SCFs/AZ31B镁基复合材料力学性能的最佳时效温度.方法 采用固相合成工艺制备SCFs/AZ31B镁基复合材料并在415℃固溶处理20 h,然后分别在155,175,195,215℃下进行20 h时效处理.采用金相显微镜(OM)与扫描电镜(SEM)观察微观组织,并测试拉伸性能、硬度等力学性能,研究时效温度对显微组织及力学性能的影响.结果 时效过程中,碳纤维稳定存在于基体中.随着时效温度的升高,晶粒尺寸先增加后减小,175℃时效晶粒尺寸最小为14.84μm,时效析出的第二相为Al2Mg.当时效时间为20 h、时效温度为175℃时,材料的屈服强度、抗拉强度、伸长率和维氏硬度最高,分别为188 MPa,259 MPa,6.9％,70.2HV.在该实验条件下,最佳时效温度为175℃.结论 随着时效温度的升高,第二相从非连续析出转为连续析出.时效处理可以改善材料的力学性能.     

石墨烯增强镁合金塑性加工的组织和力学性能

为获得优异力学性能的复合材料,选用石墨烯作为增强体.本文采用粉末冶金方法,经高能球磨法、冷压、烧结、热压和热挤压制备了AZ31镁合金及石墨烯(GNPs)增强AZ31镁基复合材料棒状试样,通过光学显微镜(OM)、扫描电子显微镜(SEM)、X射线衍射(XRD)和室温拉伸、压缩表征了该材料的组织和力学性能.结果表明:制备的复合材料及基体中生成了Mg_(17)Al_(12)和MgO,加入GNPs后复合材料的屈服强度与维氏硬度都优于基体材料;加入GNPs质量分数为0.5%和1.0%的GNPs复合材料分别比基体屈服强度增加13.2%和14.2%(258和259 MPa),显微维氏硬度分别增加11.4%和14.3%(78和80 HV),主要的强化机制为载荷转移强化、奥罗万强化、热错配强化,但材料的拉伸延伸率分别降低到3.9%和4.3%,比基体分别降低了38%和32%,材料的致密度分别为99.6%、98.5%、97.8%,随着GNPs的增加,致密度降低;GNPs的加入未改变材料的断裂方式,材料的断裂方式均主要为脆性断裂;GNPs的添加使复合材料的基面{0002}织构弱化,从而降低材料的屈服不对称性.     

石墨烯纳米片/AZ91镁基复合材料的显微组织与力学性能

采用铸造工艺制备了石墨烯纳米片(GNPs)增强的AZ91镁基复合材料,测试了复合材料的力学性能,并利用光学显微镜、X射线衍射仪、透射电子显微镜、扫描电子显微镜和能谱仪对复合材料的微观组织、界面结合和断口形貌进行了表征和分析,讨论了复合材料的强化机理。结果表明:石墨烯纳米片可有效细化镁基体的晶粒组织,在添加少量石墨烯纳米片时(0.1%),复合材料的屈服强度、延伸率和显微硬度分别为(164±5)MPa、(7.7±0.1)%和(74.2±2)HV,比基体分别提高了37.8%、13.2%和24.7%。GNPs与镁基体形成了强界面结合,这更有利于发挥应力转移强化、细晶强化等作用,提高镁合金强度、塑性等力学性能。     

压铸(Al63Cu25Fe12)p/AZ91复合材料的组织、性能和热处理特征

在CO2/SF6气氛保护下,采用压铸的方法将-200目的Al63Cu25Fe12准晶粉末注入到熔融的AZ91镁合金中,于720℃和一定的压力下保压30min,制备了新型的(Al63Cu25Fe12)p/AZ91镁基复合材料.结果表明,在复合过程中,准晶相分解出的自由Cu向基体扩散并与基体中的Al发生反应,生成的金属间化合物分布在准晶颗粒周围,同时Mg向颗粒中浸渗填充到颗粒的孔隙中;复合材料具有不同于基体镁合金的固溶时效特征,需要更长的时间才能达到时效峰值;复合材料经过热挤压和热处理后的力学性能显著提高,抗拉强度从AZ91铸态材料的189.54MPa提高到359.38MPa,但塑性有所降低.     

循环扩挤变形AZ80镁合金的组织、织构与力学性能

采用循环扩挤(Cyclic expansion-extrusion,CEE)变形工艺对AZ80镁合金的块状材料进行热挤压加工,观察试样的微观组织与织构,并测试了力学性能。结果表明:AZ80镁合金经过CEE变形后,晶粒的尺寸明显细化,第4道次CEE变形之后,晶粒尺寸从150~230 μm细化至2 μm,整体分布均匀且呈等轴晶;2道次变形后,随着挤压道次的增加,晶粒的细化程度减慢;同时经过CEE变形的AZ80镁合金织构包括了(0001)基面平行于挤压方向与(1120)棱柱面垂直于挤压方向的两种不同纤维织构,随着挤压道次的增加,织构总体强度出现先减后增再减的变化;力学性能相对于均匀化态有着明显的变化,第1道次CEE变形之后,抗拉强度与屈服强度分别达到各自的最大值,为290 MPa和180 MPa,第2道次CEE变形之后,强度出现不随晶粒细化而增强的现象(反Hall-Petch理论),这是因为织构的软化作用强于晶粒的细化作用,而伸长率随着挤压道次的增加而提高。     

机械合金化后注射成形制备Cu/Al2O3复合材料的显微组织与力学性能

采用机械合金化后注射成形制备10%(体积分数,下同)Cu/Al_2O_3复合材料,研究机械合金化时间、烧结温度对复合材料显微组织和性能的影响,并分析复合材料的增韧机理。结果表明:通过机械合金化10h后注射成形、脱脂、1550℃烧结工艺制备的10%Cu/Al_2O_3复合材料具有良好的抗弯强度和断裂韧度,分别为532MPa和4.97MPa·m^1/2;烧结温度低于1550℃导致原子在固态下扩散能力不足,烧结温度高于1550℃则使颗粒边界移动速率大于孔隙逸出速率,二者都造成复合材料孔隙率增加,而导致材料的强度和韧度下降;机械合金化时间延长使复合材料晶粒细化、Cu与Al_2O_3之间的结合强度提高,材料强度和硬度提高,但断裂韧度下降;Cu粉末弥散分布于Al_2O_3基体中,抑制烧结过程中Al_2O_3晶粒粗化,且使裂纹在扩展过程中遇到延性的Cu产生裂纹桥联和偏转,提高材料的韧度。     

等通道角变形对搅拌铸造SiC_P/AZ91复合材料显微组织与室温性能的影响

采用搅拌铸造法成功制备了SiC_P/Mg(AZ91)复合材料并对铸态复合材料进行了等通道角挤压变形(Equal channel angular pressing,ECAP)。结果表明,搅拌铸造态SiC_P/AZ91复合材料的基体组织致密,颗粒与基体结合良好,没有出现宏观团聚;SiC_P大部分聚集在晶界附近区域并呈"项链状"分布。ECAP变形可以有效地消除铸态SiC_P/AZ91复合材料中的SiC_P"项链状"分布,并且随着ECAP道次的增加,SiC_P分布更加均匀;在ECAP过程中,SiC_P发生了一定断裂但并不明显。SiC_P/AZ91复合材料基体晶粒随着变形道次的提高而逐渐细化。基体晶粒细化以及SiC_P分布均匀化是SiC_P/AZ91复合材料屈服强度和抗拉强度随着道次提升而逐渐增加的主要原因。     

碳纳米管和石墨烯纳米片复合增强AZ91镁基复合材料组织与力学性能

目的 解决纳米碳材料在镁基体中分散难的瓶颈问题,制备出力学性能优异的镁合金复合材料。方法 采用超声工艺将质量分数为3.0%的碳纳米管插入到质量分数为0.5%的石墨烯纳米片的片层之间,添加到AZ91镁合金基体中,借助粉末冶金技术+热挤压工艺制备了0.5%GNS+3.0%CNTs复合增强的镁基复合材料。采用光学显微镜和透射电子显微镜观察和分析了复合材料的显微组织和界面结合。测试了复合材料的力学性能,并利用扫描电子显微镜观察了复合材料的拉伸断口形貌。结果 复合材料的屈服强度、伸长率和显微硬度分别为（274±5.0）MPa,（8.4±0.2）%,HV（90.5±1.8）,与基体合金相比,分别提高了63.1%,20.0%,20.1%。结论 GNS+CNTs的加入有效细化了基体合金的晶粒组织,且与镁基体形成了较好的界面结合,促使细晶强化、应力转移强化等各种强化机制的共同作用,使复合材料力学性能显著提高。     

SiC_P/AZ91复合材料的显微组织、力学性能及强化机制

通过搅拌铸造工艺制备出SiCP体积分数分别为2%、5%、10%和15%的4种5μm SiCP/镁合金(AZ91)复合材料。对5μm SiCP/AZ91进行了固溶、锻造和热挤压。通过与AZ91对比,研究了SiCP对AZ91基体热变形后显微组织和力学性能的影响规律。结果表明:SiCP/AZ91热变形后的晶粒尺寸取决于SiCP的体积分数。SiCP的体积分数由0%增加到10%时,SiCP/AZ91热变形后的平均晶粒尺寸减小;当SiCP颗粒继续增加到体积分数为15%时,平均晶粒尺寸反而增大。SiCP的加入能显著提高AZ91的屈服强度和弹性模量,并随颗粒体积分数的增加而增大。SiCP对AZ91基体的强化作用主要源于位错强化、细晶强化和载荷传递作用,其中,细晶强化对屈服强度的贡献最大。     

铸态AZ81镁合金ECAP态组织与性能研究

采用自制的90°模具,经Bc路径在温度为300℃下研究对比了铸态及不同道次的等通道挤压(ECAP)态AZ81镁合金微观组织和力学性能.结果表明ECAP随着挤压道次的增加,AZ81镁合金显微组织和力学性能发生显著变化.当挤压到4道次,平均晶粒尺寸由原来铸态的145um细化为9.6um,拉伸断口韧窝明显增多;抗拉强度从180 MPa提高到306 MPa,延伸率和硬度分别达到15.8%和142HL.分析表明,AZ81镁合金在高温挤压过程中Mg17Al12相粒子被破碎,并部分溶入基体,$-Mg基体与%-Mg17Al12相互相阻碍其晶粒长大,获得细小晶粒组织.     

热挤压Mg-3Sn-1Zn-xCu合金的显微组织与力学性能

研究了添加Cu对热挤压Mg-3Sn-1Zn合金显微组织和力学性能的影响。结果表明:添加少量Cu能显著细化热挤压Mg-3Sn-1Zn合金晶粒,同时在合金中形成具有高热稳定性的CuMgZn相,提高了合金的室温及高温强度和塑性。当Cu含量为0.5%时,热挤压Mg-3Sn-1Zn-0.5Cu合金的晶粒最细,为2.8 μm;其强度和塑性最高,室温屈服强度为241 MPa,伸长率为20.3%,150 ℃时屈服强度为128 MPa,室温拉伸力学性能优于挤压态AZ31B合金,高温强度优于铸态AE42合金。     

SiC含量对SiCw/Cu复合材料组织与力学性能的影响

为了研究SiCw/Cu复合材料的制备工艺、形成机理,进一步研究SiC含量对材料的组织结构、力学性能的影响.采用热压法和热等静压法制备了不同SiCw含量的SiCw/Cu复合材料,并对复合材料的致密度、显微组织和物相组成、维氏硬度、拉伸和压缩性能进行了研究,对拉伸断口进行分析.结果表明:SiCw有效阻碍Cu基体晶粒的长大,随着SiCw含量的增加,热压制备的SiCw/Cu复合材料的致密度、断后伸长率、拉伸屈服强度下降,而气孔率、维氏硬度与压缩屈服强度显著增加,抗拉强度先增加后降低.热压制备得到的1wt%SiCw/Cu复合材料,具有相对最优的综合力学性能:抗拉强度为156.9 MPa,拉伸屈服强度为112.5 MPa.采用热等静压法制备的3wt%SiCw/Cu复合材料,各方面性能都要优于相同组分的热压材料,抗拉强度达到175.6 Mpa,拉伸屈服强度达到123.2 MPa,维氏硬度达到101.8 HV.复合材料的强度是SiCw的增强作用与孔隙的弱化作用共同作用的结果,SiCw/Cu复合材料的断裂行为既表现出一定的韧性特征,又表现出一定的脆性特征.