李洪武[1]2004年在《亚微米颗粒增强铝基复合材料的制备、组织与性能研究》文中进行了进一步梳理本文率先将高能球磨和半固态挤压技术相结合,形成亚微米颗粒增强铝基复合材料制备新技术。通过自行设计的半固态挤压装置,采用高能球磨—半固态挤压制备了亚微米SiCp/2014Al和SiCp/6066Al复合材料,利用金相显微镜、扫描电镜、万能电子拉伸机、热分析仪、维氏硬度计等手段系统研究了亚微米SiCp/Al复合材料的显微组织、力学和热物理性能。并通过对材料的组织性能分析,研究了不同有机溶剂对亚微米颗粒在基体中的分散效果,半固态挤压工艺参数对材料组织性能的影响,以及亚微米颗粒增强铝基复合材料的强化机制、断裂机制、时效硬化行为等。得出的主要结论如下: 1.亚微米陶瓷颗粒有良好的增强效果。一定体积分数内,亚微米颗粒增强铝基复合材料的力学性能随增强体含量的增加而增加,但增强体含量过多时,复合材料中的增强体聚集区和增强体/增强体界面反而会恶化材料的力学性能。 2.随着亚微米增强体含量的增加,复合材料的主要微观断裂机制沿“基体撕裂→增强体/基体界面开裂→增强体/增强体开裂”转变。 3.复合材料的最佳半固态挤压温度为复合材料中液相体积分数为40%时基体所对应的温度;提高挤压比,有利于复合材料性能的提高。 4.在丙酮、正丁醇、乙醇叁种有机溶剂中,丙酮在混料时对0.13μm的SiC分散效果最好,采用其作为混料介质制各的复合材料性能最好。 5.弥散分布的亚微米颗粒并未影响基体合金的时效动力学,复合材料的峰时效时间与基体合金相同,但颗粒含量过高时,复合材料中的大尺寸颗粒团聚体起到了微米级增强颗粒加速基体合金时效析出的作用。 6.采用高能球磨—半固态挤压技术制备的亚微米SiCp/Al复合材料具有较好的颗粒分散性,材料具有良好的力学和热物理性能。
褚剑阁[2]2017年在《内生纳/微米混杂TiC增强铝/铝铜基复合材料组织与性能》文中提出颗粒增强铝基复合材料具有低成本、高比模量、高比强度及耐磨损性好等优点,在航天、航空、汽车等领域广泛应用;原位内生法制备的复合材料具有增强相与基体界面干净,颗粒尺寸细小且分布弥散等优势而被广泛关注。近年来,国内外出现一些纳米陶瓷颗粒增强金属基复合材料的研究工作,纳米颗粒可以保持塑性不降低的同时提高基体的强度。但是纳米陶瓷颗粒的比表面积大,往往会导致纳米颗粒团聚,极大限制了纳米颗粒的应用领域和强化效果。研究发现,在金属基体中同时引入微米和纳米尺度陶瓷颗粒,利用不同尺度颗粒间协同作用,可能制备出分散良好、具有超强韧的颗粒增强铝基复合材料。因此,原位内生纳/微米混杂陶瓷颗粒作增强相来增强铝基复合材料的研究具有重要的理论研究和实际应用价值。本文采用燃烧合成+热压、燃烧合成+热压并结合热挤压一体化方法来制备Ti Cx增强铝基和铝铜基复合材料,分析不同碳源配比、合金元素及Ti Cx含量对颗粒增强铝基/铝铜基复合材料的组织、力学性能和磨损性能的影响规律,揭示复合材料强度及耐磨性提高的原理及作用机制。本论文主要研究结果为:1.揭示出不同碳源配比(炭黑和CNTs)对TiC_x/Al复合材料微观组织、TiC_x陶瓷颗粒尺寸及压缩性能影响规律及作用机制:1)发现随着Al-Ti-C体系中CNTs比例增加,内生Ti Cx颗粒逐渐细化。纯炭黑作碳源制备Ti Cx/Al复合材料的Ti Cx陶瓷颗粒尺寸为3.44mm和265.31nm;50 wt.%CNTs作碳源制备Ti Cx/Al复合材料的Ti Cx陶瓷颗粒尺寸为1.94μm和240.86nm;纯CNTs作碳源制备Ti Cx/Al复合材料的陶瓷颗粒尺寸为175.25nm;2)揭示随着Al-Ti-C体系中CNTs比例增加,复合材料压缩强度逐渐增大,断裂应变先增后减。纯CNTs作碳源制备的Ti Cx/Al复合材料σ0.2和σUCS最高,分别为417.5MPa和538.3MPa;50 wt.%CNTs作碳源制备的Ti Cx/Al复合材料压缩综合性能最好,σ0.2、σUCS和εf分别为332.3MPa、505.6MPa和28.1%;3)揭示纳/微米Ti Cx颗粒增强铝基复合材料强化机制:纳米Ti Cx陶瓷颗粒对α-Al晶界有钉扎作用,在应力作用下,晶内Ti Cx陶瓷颗粒对位错运动有阻碍,晶界处Ti Cx陶瓷颗粒对晶界滑移有阻碍,因此强度提高;微米Ti Cx陶瓷颗粒与α-Al弹性模量和热膨胀系数的差异性导致颗粒附近铝基体产生大量位错等缺陷,应力作用下,位错交汇、缠结,基体发生加工硬化,强化了复合材料。2.揭示出不同合金元素(Zn、Cu、Mg和Si)对TiC_x/Al复合材料微观组织、TiC_x陶瓷颗粒尺寸形貌、压缩性能影响规律及作用机制:1)随着合金Zn、Cu、Mg和Si元素的加入,反应体系液相温度降低,反应在较低温度下进行,Ti Cx颗粒尺寸减小。Ti Cx陶瓷颗粒平均尺寸由1.94mm和240.86nm混杂尺度分别减少至94nm、200nm、96nm和98nm;2)合金元素细化Ti Cx颗粒,提高复合材料的强度,强化效果:Mg>Cu>Si>Zn;揭示随着合金元素的加入,引起Ti Cx颗粒细化和基体的固溶强化,强化材料性能。当加入5 wt.%Mg元素时取最大σ0.2和σUCS,为612.3MPa和782.9MPa。3.揭示出不同陶瓷含量、不同碳源对TiC_x/2014Al复合材料的微观组织、TiC_x陶瓷颗粒尺寸、压缩性能及润滑条件下的摩擦磨损行为的影响规律及作用机制:1)揭示随着Al-Ti-C体系中CNTs比例增加或内生陶瓷颗粒体积分数减小,内生Ti Cx颗粒逐渐细化。50 wt.%CNTs作碳源制备的30 vol.%Ti Cx/2014Al复合材料,Ti Cx颗粒尺寸相对较小、分散性最佳,压缩综合性能最好,σ0.2、σUCS和εf分别为411.2MPa、711.8MPa和17.2%。揭示50 wt.%CNTs作碳源制备Ti Cx/2014Al复合材料的强化机制为纳米颗粒阻碍位错运动和晶界滑移及微米颗粒热错配强化;2)揭示Ti Cx/2014Al复合材料在外加载荷和滑动速度增加时,体积磨损率增加,表面犁沟加深、变宽。揭示复合材料磨擦磨损机制主要为黏着磨损和磨粒磨损,部分轻微氧化磨损;Ti Cx颗粒不仅承受挤压作用和犁削作用,还在摩擦过程中产生滚动作用,使得颗粒与基体的界面处产生犁削。4.揭示出不同陶瓷含量、不同碳源对热挤压态TiC_x/2014Al复合材料的微观组织、TiC_x在基体的分散、复合材料拉伸(室温、高温)及磨损性能的影响规律及作用机制:1)50 wt.%CNTs作碳源制备的30 vol.%Ti Cx/2014Al复合材料热挤压处理后,颗粒分散最为均匀,常温下,其σ0.2和σUTS取最高值,分别为466.1MPa和656.2MPa,相比2014Al提高67.8%和34.0%。493K,50 wt.%CNTs作碳源Al-Ti-C体系制备的20 vol.%Ti Cx/2014Al复合材料σ0.2和σUTS相对较高,分别为197.8MPa和318.0MPa,比2014Al基体提高64.4%和74.7%;2)揭示了纳米颗粒增强铝基复合材料强化机制:均匀分散的纳米陶瓷颗粒对晶界的滑移和位错的运动有阻碍,因此,材料的室温和高温拉伸强度有提高;3)揭示Ti Cx/2014Al复合材料在载荷、砂纸粒度增加和内生Ti Cx陶瓷颗粒体积分数减小时,体积磨损率增加,表面犁沟加深、变宽,复合材料相比2014Al合金有更好的耐磨粒磨损性能。50 wt.%CNTs作碳源制备的30 vol.%Ti Cx/2014Al复合材料耐磨性比2014Al基体提高了180%;4)揭示复合材料耐磨粒磨损机制:Ti Cx颗粒硬度大,阻碍磨粒刺入材料,使磨粒产生钝化作用;分散的纳米颗粒能有效传递载荷、减小内应力,阻碍复合材料与砂纸相互黏着,提高耐磨性。
贺春林[3]2002年在《碳化硅颗粒增强铝基复合材料的微结构和力学与腐蚀行为研究》文中研究指明碳化硅颗粒增强铝基复合材料(SiC/Al MMCs)由于具有价格低、易于加工和各向同性等特点,具有广阔的应用前景。本文采用纯Al为基体,选取纳米(25nm)、亚微米(150nm)和微米(3.5μm)SiC颗粒为增强体,就颗粒尺寸和含量对MMCs的力学性能、组织结构的影响问题进行了研究。结果表明:粉末冶金法制备的SiCp/纯Al MMCs的拉伸强度、屈服强度、弹性模量和硬度都比纯铝显着提高,延伸率和断面收缩率明显下降。随SiC体积分数的增加,MMCs的强度逐渐增加,而塑性则明显下降。纳米和亚微米颗粒在含量很小时即对纯铝有明显的增强作用,但随着其含量的增加,细小的颗粒间发生团聚,使其增强作用有所下降。在颗粒含量一定时,小颗粒因团聚而使复合材料塑性不如大颗粒增强的复合材料。 发现了MMCs的极限强度σb与布氏硬度Ha的比值(σb/H_B)与颗粒含量和尺寸有关。对细小颗粒(亚微米和纳米)增强MMCs,σb与H_B比值与颗粒含量无关,较好地符合σb/H_B≈1/3关系式;对微米颗粒增强MMCs,仅在颗粒含量较高时(15%),满足σb/H_B≈1/3关系,而在颗粒含量较少时(≤10%),上述关系给出的结果误差达9%,即二者不符合线性关系。还发现,在颗粒含量较高时,不取决于颗粒尺寸,较好地符合σb/H_B≈1/3关系式。 在拉伸断裂过程中,裂纹有避开颗粒生长的倾向。但随颗粒体积分数增加,纳米和亚微米SiC颗粒团聚处的断裂倾向增大;而对微米颗粒,则颗粒本身的断裂几率增加。 MMCs具有高的强度的原因是基体的微观结构发生了变化,如位错密度增加,亚晶尺寸减少。分析了不同强化机制对MMCs的强化效果。指出仅用细小颗粒增强,不会获得好的综合性能。而采用大小颗粒混合增强,可获得综合性能良好的复合材料。 第二相硬质点加入金属中后,会影响材料的变形织构。但对微米以下颗粒,有关硬质相的含量对MMCs变形织构影响的定量研究目前还未见报道。本文就颗粒尺寸宽范围(25nm-3.5μm)内,颗粒含量对SiCp/Al MMCs织构的影响问题进行了定量研究。结果表明,挤压A1的晶粒以〈111〉方向平行于挤压方向,主要织构
袁铮[4]2016年在《微/纳米Al_2O_3颗粒增强铝基复合材料的制备与表征》文中提出颗粒增强铝基复合材料有着广泛的应用前景,由于其良好的比强度、耐磨性、较低的热膨胀系数和优异的力学性能,被应用于包括汽车、航空等诸多领域。本文采用两种方法制备铝基复合材料,分别是机械搅拌法制备纳米颗粒增强的Al_2O_3/7075铝基复合材料和挤压法制备纳米和微米颗粒同时增强的Al_2O_3/Al铝基复合材料,采用金相显微镜观察材料微观组织,布氏硬度仪检测硬度,X射线衍射仪(XRD)进行物相分析,利用电子万能拉伸试验机和冷场发射扫描电子显微镜(FESEM)对复合材料进行力学性能和表面形貌及拉伸断口形貌的分析。研究结果表明:(ⅰ)用机械搅拌法制备粒度为30nm的Al_2O_3颗粒增强的Al_2O_3/7075铝基复合材料时,复合材料组织、硬度、拉伸性能均随着颗粒含量的增加(0-1.5wt%)而改善,当Al_2O_3含量达到1.5wt%时,相比较铸造7075铝合金,复合材料晶粒尺寸达到最小,拉伸性能和硬度达到最大。(ⅱ)用挤压法制备同时用30nm和5μm的Al_2O_3颗粒增强的Al_2O_3/Al铝基复合材料时,增强颗粒组合为4wt%/30nmAl_2O_3+10wt%/5μmAl_2O_3时,复合材料的拉伸力学性能达到最大(174MPa),同时SEM形貌观察结果表明,混合颗粒增强时,视野内出现了明显的团聚现象。拉伸断口分析表明,断口未随颗粒含量的变化而出现明显的不同。综上所述,Al_2O_3颗粒在细化组织、提升材料力学性能方面起到非常重要的作用;不同粒度的Al_2O_3增强效果较单一粒度的Al_2O_3增强结果明显。
王浩[5]2016年在《原位亚微米颗粒增强Al-Mg-Si-O系复合材料及其超塑性研究》文中研究指明本文采用熔体直接反应法结合高速剪切分散工艺,以亚微米Si02颗粒与Al-Mg-Si合金熔体反应制备了原位亚微米颗粒增强Al-Mg-Si-O系复合材料,系统分析了复合材料的反应过程及反应产物,研究了Si02颗粒添加量、T6热处理及多向锻造(MF)变形对复合材料显微组织及拉伸性能的影响,并通过单向高温拉伸试验研究了复合材料的超塑性。亚微米SiO2颗粒与Al-2.53Mg-1.47Si熔体合金原位反应生成亚微米MgAl2O4增强颗粒,基体则由α-Al、Mg2Si及Si相组成。SiO2颗粒的添加对基体中α-Al具有细化作用。SiO2添加量较少时(≤1 vol.%), α-A1枝晶细化效果明显,晶界处仅存在少量MgAl2O4团聚。但随着SiO2添加量的进一步增加,晶界处MgAl2O4团聚逐渐增多,α-Al枝晶并未进一步明显细化。添加1 vol.%SiO2所制备复合材料中α-Al枝晶尺寸较小,MgAl2O4团聚较少,显微组织最优。T6热处理可有效改善复合材料中Mg2Si相的形貌。经过T6热处理后,晶界处网状分布的Mg2Si变为细小球状、椭球状,最大尺寸约为8μm。多向锻造则可促使Mg2Si颗粒均匀分布于基体中,同时使晶界处亚微米MgAl2O4团聚得到一定程度改善。随着SiOz颗粒添加量的提高,复合材料的抗拉强度增大,伸长率减小。相较于Al-2.53Mg-1.47Si合金,SiO2添加量为0.5、1、2、3 v01.%时复合材料抗拉强度依次提高了9.2%、18.4%、23.7%和26.1%,伸长率则依次降低了6.5%、12.4%、32.8%和59.5%。经T6热处理及多向锻造后,添加1 vol.%SiO2所制备的复合材料伸长率可达19.83%,较铸态时提高313.9%,断裂方式也由铸态时的脆韧混合断裂转化为完全韧性断裂。以不同变形条件对T6+MF态1 vol.%SiO2复合材料进行高温拉伸试验表明:随着温度升高、应变速率降低,变形最大真应力值减小,伸长率增大。在560℃,10-4 s-1条件下复合材料的伸长率可达126%。特征参数m值随温度提高而增大,试验温度范围内m值均小于0.3,但进一步升高温度,m值可能继续增大。特征参数Q值远大于A1的自扩散激活能,可推断这是高温拉伸过程中动态再结晶所引发的晶界滑动变形机制在起作用。复合材料高温拉伸断口主要由韧窝构成,呈延性断裂特征。韧窝尺寸及形貌随温度降低与应变速率增大而逐渐变小变浅。断裂过程中发生了空洞的形核、长大与连接。空洞多形成于晶界不规则处,随着高温变形的进行,空洞尺寸不断增大,空洞长大机制也由扩散控制逐渐转变为应变控制为主。
戴世娟[6]2007年在《亚微米颗粒增强铝基复合材料的制备技术研究》文中研究说明亚微米相增强铝基复合材料由于其具有优异的性能,而且在价格上可与传统金属材料竞争,所以易于在光学、电子封装、宇航和兵器领域推广和应用,已成为近年来金属基复合材料研究的热点,其中制备技术一直是亚微米相增强铝基复合材料大规模生产和使用的先导和关键。本课题对Al-Si-Cu合金体系采用等温处理法、对Al-Ni-Y合金体系采用快速凝固法,分别直接制备了亚微米颗粒增强Al基复合材料。课题研究了工艺条件和合金成分对合金显微组织的影响,并对不同复合材料试样进行了硬度测量试验。对Al-Si-Cu合金体系的复合材料还进行了拉伸试验,并采用扫描电子显微镜对试样的断口进行了分析。结果表明:对于Al-Si-Cu合金体系,在合金中加入微量锶,可以降低硅相的生长速度,影响硅的形核能力,有效地细化硅相。在固液两相区的温度下进行等温处理可以使Al-Si-Cu合金中的硅相形态由针棒状组织转变为粒状组织:在一定的冷却速率下,适当延长等温处理时间、提高等温处理温度有利于硅相的圆整化、细化、均匀化。由于在等温处理温度为580℃、590℃,等温处理时间为5min的条件下合金析出了尺寸微小的强化相,在固溶强化和细晶强化的强化机制作用下,等温处理时间为5min的试样硬度和抗拉强度都较大;由于硅相形态、分布情况的改善,等温处理时间为10分钟的试样的延伸率较大。对于Al-Ni-Y合金体系,采用Zr元素替代Ni元素,随着Zr元素含量的增加,合金组织形态由长棒状转变为短棒状,当Zr的含量增加到5%的时候,棒状组织全部消失,取而代之的是颗粒状组织。同时,随着Zr元素含量的增加,由于固溶强化和细晶强化的作用,合金的硬度也逐渐提高。
胡愿[7]2018年在《高能球磨Ti_(55)Cu_(17.5)Ni_(17.5)Al_(10)/7075铝基复合材料的制备及其热处理研究》文中研究说明颗粒增强铝基复合材料具有高比刚度、高比强度、良好的耐磨性、尺寸稳定等优点,在航空、航天、军工和汽车等领域有广泛的应用。目前传统铝基复合材料的研究主要集中于陶瓷颗粒增强体的制备,而陶瓷增强体严重降低了材料的塑性和可加工性。其次传统陶瓷增强体容易与金属基体之间易发生有害界面反应,陶瓷颗粒的引入使得铝基复合材料回收难度增加,严重限制了铝基复合材料的商业化应用。非晶态合金具有高强度、高硬度、耐腐蚀和耐磨等优良性能,与金属基体具有良好的润湿性和热膨胀系数差较小,且研究发现纳米晶增强非晶态合金同样具有高强度、高硬度等优点,甚至塑性比完全非晶态合金有进一步改善。故近年来,利用非晶态合金或纳米晶增强非晶态合金作为铝基复合材料的增强体逐渐引起关注。本文研究了高能球磨对Ti_(55)Cu_(17.5)Ni_(17.5)Al_(10)钛基非晶颗粒增强7075铝基复合粉末的形貌、微观组织和硬度的影响,然后对不同球磨时间复合材料粉末进行热挤压制备出Ti_(55)Cu_(17.5)Ni_(17.5)Al_(10)/7075铝基复合材料,探讨了高能球磨对复合材料微观组织和力学性能的影响,分析了不同热处理工艺下的复合材料微观组织和力学性能。主要结果如下:(1)高能球磨制备的复合粉末中,纳米钛基非晶颗粒弥散均匀分布于Al7075基体中。高能球磨使粗大的复合粉末表面发生剧塑性变形,形成了塑性变形层,塑性变形层内的微米非晶颗粒因巨大剪切变形被不断破碎成亚微米或纳米颗粒。复合粉末在高能球磨过程中依次经历了颗粒长大阶段-硬化断裂阶段-平衡阶段。短时高能球磨的单个粉末颗粒表面变形层的硬度高于芯部未变形或微变形的硬度,且随球磨时间增加,复合粉末硬度不断增加。复合粉末硬度的增加归因于弥散强化和加工硬化的共同作用。(2)热挤压制备的复合材料的微观组织主要有:平均尺寸约98 nm的纳米颗粒增强体,平均尺寸约40 nm的MgZn_2析出相,残留微米增强体以及铝基体。其中微米增强体是含有大量纳米晶颗粒的非晶基复合材料,而纳米增强体有的保留非晶结构,有的则为纳米晶结构。增强颗粒和基体之间的界面处产生50~80 nm宽度的界面层,界面层中存在由界面反应生成的纳米晶相。钛基颗粒增强铝基复合材料的屈服强度明显高于Al7075,且随球磨时间的增加而不断增大,复合材料的屈服强度从Al7075的297 MPa上升到球磨10小时的530 MPa再上升至球磨50小时的1014 MPa。复合材料的断裂机制是:裂纹容易在大尺寸增强体处首先萌生,逐渐扩展并且与其它微米增强体萌生的裂纹产生连接,最后导致整个材料断裂失效。复合材料的强化机制主要以位错强化、细晶强化和Orowan强化机制为主。且随球磨时间的增加,各强化机制的增强效果也不断提高,各增强效果的增幅大小排序为:?σ_(dis)>?σ_(g)>?σ_(orowan)。(3)热挤压态复合材料优化后的T6热处理工艺为:470 ~oC/30 min固溶,室温水淬,100 ~oC/20 h,人工时效。在该热处理工艺下,复合材料的压缩强度、压缩屈服强度和断裂应变分别为942 MPa、635 MPa和27.2%。增强体内部的非晶晶化现象随着固溶温度、固溶时间、时效温度和时效时间的增加而更加显着,但是晶化之后的超细晶及纳米晶相具有与非晶相类似的高强度和高硬度,因而具有与非晶相类似的强化效果。增强体与基体界面处在时效处理之后发生了明显的反应层,主要生成化合物为Al_(18)Ti_2Mg_3相。Ti_(55)Cu_(17.5)Ni_(17.5)Al_(10)颗粒的加入促进了基体中第二相的析出。
田伟思[8]2018年在《不同尺度TiC_p增强Al-Cu基复合材料的室温、高温力学行为》文中提出颗粒增强铝基复合材料因具有高比强度、高比模量、低密度、优异的耐磨性和较低的制造成本等优点,在汽车、航空航天等领域有着广阔的应用前景。颗粒的尺寸对铝基复合材料的性能有显着的影响。微米颗粒可以提高基体的强度和耐磨性,但通常会降低基体的塑性。纳米颗粒具有优于微米颗粒的强化效果,并且可以同时提高基体的强度和塑性,但是颗粒含量较高时易发生团聚,从而限制了纳米颗粒增强铝基复合材料强塑性的提高。如果将微米颗粒和纳米颗粒同时加入到基体中,有望同时发挥不同尺寸颗粒的优势,进一步提高复合材料的力学性能。根据颗粒增强体来源不同,颗粒可以分为外加颗粒和内生颗粒。与外加颗粒相比,内生颗粒具有表面无污染,与基体界面结合强度高,在基体中分散相对均匀等特点。然而,目前关于不同尺度(微米、纳米、微米+纳米)内生颗粒增强铸造铝基复合材料的力学性能及强化机制的研究较少。特别是关于微米+纳米双尺寸内生颗粒对铸造铝合金高温拉伸性能和蠕变行为的影响规律和作用机制研究更少。因此,研究不同尺度(微米、纳米、微米+纳米)内生颗粒对铸造铝合金的室温、高温力学行为的影响规律和作用机制,将为进一步提高颗粒增强铸造铝基复合材料的室温、高温力学性能和拓展其应用范围提供理论与技术支撑。本文以Al-Ti-C/CNTs体系自蔓延高温合成反应制备的内生微米TiC_p-Al和内生纳米TiC_p-Al两种铝基复合材料作为中间合金,成功地铸造出单一尺寸(微米或纳米)以及双尺寸(微米+纳米)TiC_p/Al-Cu复合材料。研究了不同尺度(微米、纳米、微米+纳米)内生TiC_p对铸造Al-Cu合金的室温、高温拉伸性能和蠕变行为的影响规律及作用机制。揭示出不同尺度(微米、纳米、微米+纳米)TiC_p/Al-Cu复合材料室温、高温强化机制和抗高温蠕变性能提高的机制。具体结论如下:1)揭示出微米、纳米单一尺寸和微米+纳米双尺寸TiC_p的加入使Al-Cu合金中的α-Al晶粒和θ′析出相的尺寸均得到明显细化。TiC_p可以作为α-Al结晶过程中的有效异质形核核心,细化α-Al晶粒。在T6热处理的固溶过程中,α-Al晶粒尺寸越小,在晶界处的Al_2Cu相分解后的Cu原子向α-Al晶内的扩散距离越短,Cu原子在晶内分布越均匀。在时效时可以析出尺寸更小、数量更多、分布更均匀的θ′析出相。不同尺度TiC_p对α-Al晶粒和θ′析出相细化效果由高到低的顺序为:微米+纳米双尺寸TiC_p→单一纳米TiC_p→单一微米TiC_p。2)揭示出微米+纳米双尺寸和纳米、微米单一尺寸TiC_p的加入使Al-Cu合金的室温、高温(453 K和493 K)强塑性显着提高。不同尺度TiC_p对Al-Cu合金室温、高温强塑性的提升效果由高到低顺序为:微米+纳米双尺寸TiC_p→单一纳米TiC_p→单一微米TiC_p。M-1.0+N-0.3 TiC_p/Al-Cu复合材料具有较高的强度和最高的断裂应变。在室温下,其屈服强度、抗拉强度和断裂应变分别为363 MPa、541 MPa和17.5%,分别比Al-Cu基体合金(307 MPa、472 MPa、7.5%)提高56 MPa、69 MPa和10.0%。在493 K温度下,其屈服强度、抗拉强度、断裂应变分别为261 MPa、314 MPa、17.0%,分别比N-0.3 TiC_p/Al-Cu和M-1.0 TiC_p/Al-Cu复合材料提高27 MPa、31 MPa、5.1%和34MPa、35 MPa、6.4%;比Al-Cu基体合金(210 MPa、241 MPa、6.2%)提高51 MPa、73 MPa、10.8%。3)揭示出微米TiC_p/Al-Cu复合材料在室温下的主要强化机制是细晶强化、析出强化和微米TiC_p的载荷传递强化;纳米TiC_p/Al-Cu复合材料的主要强化机制是细晶强化、析出强化和纳米TiC_p的Orowan强化。微米+纳米双尺寸TiC_p/Al-Cu复合材料的强化机制是细晶强化、析出强化、纳米TiC_p的Orowan强化和微米TiC_p的载荷传递强化。4)揭示出在高温拉伸后,复合材料和Al-Cu基体合金中的θ′析出相平均直径由小到大的顺序为:M-1.0+N-0.3 TiC_p/Al-Cu→N-0.3 TiC_p/Al-Cu→M-1.0 TiC_p/Al-Cu→Al-Cu基体合金。微米、纳米、微米+纳米双尺寸TiC_p/Al-Cu复合材料在高温下的主要强化机制分别为:微米TiC_p/Al-Cu复合材料为θ′析出相强化和微米TiC_p的载荷传递强化及钉扎晶界强化;纳米TiC_p/Al-Cu复合材料为纳米TiC_p强化和θ′析出相强化;微米+纳米双尺寸TiC_p/Al-Cu复合材料为纳米TiC_p强化、θ′析出相强化、微米TiC_p的载荷传递强化和钉扎晶界强化。5)揭示出在453 K和493 K温度下应变速率由1×10~(-4) s~(-1)升高到1×10~(-2) s~(-1),Al-Cu基体合金和TiC_p/Al-Cu复合材料的屈服强度、抗拉强度和断裂应变逐渐升高。在相同温度和应变速率下,复合材料的强度和塑性均显着高于Al-Cu基体合金。Al-Cu基体合金和复合材料在高温拉伸时的应变速率越低,高温停留时间越长,θ′析出相粗化越显著。但在相同温度和应变速率下,复合材料中的θ′析出相尺寸小于Al-Cu基体合金。6)揭示出在453-493 K温度和120-200 MPa外加应力作用下,Al-Cu基体合金和复合材料的蠕变门槛应力由大到小的顺序为:M-1.0+N-0.3 TiC_p/Al-Cu→N-0.3 TiC_p/Al-Cu→M-1.0 TiC_p/Al-Cu→Al-Cu基体合金。M-1.0+N-0.3 TiC_p/Al-Cu复合材料具有最低的稳态蠕变速率,分别是Al-Cu基体合金的1/38至1/10,M-1.0 TiC_p/Al-Cu复合材料的1/6至1/4和N-0.3 TiC_p/Al-Cu复合材料的1/4至1/3。因此,与单一尺寸TiC_p/Al-Cu复合材料相比,微米+纳米双尺寸TiC_p/Al-Cu复合材料具有更好的抗蠕变性能。7)揭示出Al-Cu基体合金和不同尺度TiC_p/Al-Cu复合材料的蠕变机制均为位错攀移机制。纳米Ti C_p/Al-Cu复合材料的抗蠕变性能高于Al-Cu基体合金的机制为:纳米TiC_p强化和θ′析出相强化。微米+纳米双尺寸TiC_p/Al-Cu复合材料的抗蠕变性能优于微米、纳米单一尺寸TiC_p/Al-Cu复合材料的机制为:更加细小的θ′析出相的析出强化、纳米TiC_p强化和微米TiC_p的钉扎晶界强化以及载荷传递强化。本论文通过对比不同尺度(微米、纳米、微米+纳米)TiC_p/Al-Cu复合材料的室温、高温力学行为,揭示出微米+纳米双尺寸颗粒增强体与微米、纳米单一尺寸颗粒增强体相比具有更好的强化效果,可以进一步提高复合材料的室温、高温强塑性和抗蠕变性能。为开发出具有优异室温、高温力学性能的颗粒增强铸造铝基复合材料提供了实验依据、技术和理论参考。
王磊[9]2017年在《内生纳米TiC_p/Al-Cu-Mg复合材料的制备、组织与室温高温性能》文中研究表明研究指出微米颗粒能够提高铝基复合材料的强度和弹性模量,但会降低其塑性和韧性,而纳米颗粒可以增强铝基复合材料的室温强度而不降低塑性,并显着提高其高温力学性能等,因此纳米颗粒增强铝基复合材料已逐渐成为发展高性能,轻量化先进结构材料的首选。根据纳米颗粒加入方式不同,纳米颗粒增强铝基复合材料的制备方法分为内生法和外加法。外加法制备的复合材料具有颗粒表面易污染,且分散不均匀等缺点,难以达到预期增强效果。而内生法制备的纳米颗粒尺寸细小、表面无污染物、颗粒与基体界面结合好且分散相对均匀。其中,燃烧合成法因具有设备工艺简单、产物纯净、合成速度快等突出优点而备受关注。但该方法存在制备复合材料致密度低、难于合成尺寸小于100 nm的颗粒、合成纳米颗粒不易分散等一系列亟待解决的关键科学与技术难题,同时关于该方法制备的复合材料组织和力学性能的研究较少且不够深入。因此,需要进一步探索和揭示燃烧合成法制备纳米颗粒增强铝基复合材料的工艺、组织和室温高温力学性能及其强化机制。本论文针对上述存在问题,采用Al-Ti-C(碳源:碳纳米管(CNTs)、石墨(graphite)、碳黑(C-black))体系燃烧合成+真空热压+热挤压成型的一体化技术,制备纳米TiC_p/Al-Cu-Mg复合材料的最佳工艺。揭示出最佳碳源为CNTs,成功制备出致密的性能优异的纳米TiC_p/Al-Cu-Mg复合材料。研究了纳米TiC_p体积分数、颗粒分散行为、界面结合等因素对内生纳米TiC_p/Al-Cu-Mg复合材料组织、室温高温力学性能、抗高温蠕变和抗干摩擦磨损性能的影响规律和作用机制,揭示出内生纳米TiC_p/Al-Cu-Mg复合材料室温高温的强化机制、抗高温蠕变机制和抗干摩擦磨损机制。本文主要研究结果如下:1)首次采用Al-Ti-CNTs体系燃烧合成+真空热压+热挤压一体化技术,成功制备出组织致密的纳米TiC_p/Al-Cu-Mg复合材料。i)揭示出CNTs与石墨、炭黑相比,具有最小的尺寸和最大的比表面积,增加了碳源与反应物的接触面积,同时CNTs在反应过程中溶解扩散速度最快,碳原子供应充足,反应时间最短,从而制备的TiC_p颗粒尺寸最小且形貌为近球形。ii)揭示出CNTs球磨预处理2 h对促进纳米TiC_p分散、促进反应完全和减少有害中间产物相的机制为:球磨剪短处理后CNTs获得更大的比表面积和更小的尺寸,增大了CNTs与Al-Ti二元液相的接触面积,促进了CNTs的溶解,使反应析出纳米TiC_p的几率增多,提高了合成的纳米TiC_p在基体中的分散,同时促进了反应的进行,燃烧合成反应更彻底,减少了Al3Ti中间相。iii)发现采用球磨2 h后的CNTs制备的9 vol.%纳米TiC_p/Al-Cu-Mg复合材料具有最高的屈服强度、抗拉强度、断裂应变,分别为404 MPa、601 MPa和8.1%,比采用未处理CNTs制备的9 vol.%纳米TiC_p/Al-Cu-Mg复合材料分别提高了66MPa、82 MPa和0.4%;相对于基体合金的屈服强度和抗拉强度(269 MPa和441MPa)分别提高135 MPa和160 MPa,但断裂应变(19.8%)降低。iv)揭示出纳米TiCp/Al-Cu-Mg复合材料室温强化机制:相对均匀分散的纳米TiCp阻碍位错运动、纳米TiC_p与α-Al基体良好的界面结合以及Al3Ti脆性相含量的大幅降低。2)提出了内生纳米TiCp/Al-Cu-Mg复合材料制备的最佳工艺:a)CNTs球磨预处理工艺:球磨速度300 r/min、时间2 h;b)球磨预分散Al、Ti、CNTs复合粉体工艺:球磨速度50 r/min、球磨时间48 h;c)复合粉体的冷压工艺:冷压成尺寸为?45 mm×35 mm的圆柱形预制坯体,施加压力20-30 MPa;d)燃烧合成+热压工艺:加热温度到900℃,燃烧合成反应开始后,施加压力;e)热挤压成型工艺:挤压温度为500℃、挤压比16:1-19:1;f)T4热处理工艺:固溶温度510 oC、时间1 h、自然时效96 h。3)揭示出内生纳米TiC_p对Al-Cu-Mg复合材料再结晶组织的影响规律、提高高温强塑性和抗蠕变性能的机制。i)发现纳米TiC_p能够钉扎亚晶界,稳定亚结构以及阻碍再结晶晶粒长大,形成由亚结构区域、变形区域和完全再结晶的等轴晶粒区域组成的不完全再结晶组织,而基体合金为完全再结晶的等轴晶粒(18.8μm)组织。基体合金和5 vol.%、7vol.%、9 vol.%纳米TiC_p/Al-Cu-Mg复合材料再结晶区域面积百分比分别约为96%、81%、69%、44%。ii)揭示出内生纳米TiCp/Al-Cu-Mg复合材料高温强塑性同时提高,其中在573 K温度下,9 vol.%纳米TiC_p/Al-Cu-Mg复合材料的屈服强度、抗拉强度、断裂应变分别为139 MPa、157 MPa、17.2%,比基体合金分别提高29.9%、26.6%、73.7%。iii)发现在相同条件下,9 vol.%内生纳米TiC_p/Al-Cu-Mg复合材料抗高温蠕变性能是基体合金的4-15倍,其中在493 K、40 MPa下,复合材料抗高温蠕变性能是基体合金的15倍。揭示出复合材料的表观应力指数和表观激活能均高于基体合金,它们的蠕变变形均是受高温位错攀移机制所控制。iv)揭示出内生纳米TiC_p/Al-Cu-Mg复合材料高温强化机制为:(a)纳米TiC_p阻碍位错滑移或攀移;(b)纳米TiC_p钉扎晶界扩散迁移,从而强化晶界(包括大角度晶界和小角度晶界);(c)纳米TiC_p钉扎亚晶界,稳定亚结构以及阻碍再结晶形核和再结晶晶粒的长大,获得数量多且尺寸细小的θ′和S′析出相,更有效地阻碍位错运动。4)发现内生纳米TiC_p/Al-Cu-Mg复合材料比Al-Cu-Mg基体合金具有更优异的室温和高温耐磨损性能:i)揭示出在滑动速度0.63 m/s-1.26 m/s和载荷20 N-50 N范围内时,与基体合金相比,复合材料的室温耐磨性提高了40%-110%,其中在滑动速度0.94 m/s,载荷40 N下,15 vol.%纳米TiC_p/Al-Cu-Mg复合材料的耐磨损性能相对于基体合金提高了110%。发现随着滑动速度、载荷的增加,复合材料和基体合金的耐磨性均降低,但复合材料降低的程度远小于基体合金,主要原因是复合材料表面形成了纳米TiC_p与Al2O3混合耐磨层。ii)揭示出在载荷20 N、滑动速度0.63 m/s和温度为433 K-493 K范围内时,复合材料的高温耐磨性比基体合金提高了70%-530%,其中在493 K下,20 vol.%纳米TiC_p/Al-Cu-Mg复合材料的耐磨性比基体合金提高了530%。发现随着温度增加,复合材料和基体合金的耐磨性均降低,但复合材料降低的程度远小于基体合金。20 vol.%纳米TiC_p/Al-Cu-Mg复合材料在433 K-493 K温度范围内的耐磨损性能几乎不变。原因是温度提高在复合材料表面形成了更加致密的纳米TiC_p与Al2O3混合耐磨层。上述结果表明,复合材料在高温下耐磨性提高的程度显着高于其在室温提高的程度。iii)揭示纳米TiC_p/Al-Cu-Mg复合材料室温和高温耐磨损性能提高机制:(a)纳米TiC_p钉扎位错和有效阻碍位错的运动,抵抗材料的塑性变形;(b)有效的传递载荷,阻碍摩擦副之间的粘着磨损;(c)纳米TiC_p钉扎晶界,提高复合材料室温和高温强度、硬度,同时减少晶界微裂纹,降低层状剥落;(d)在复合材料表面形成了致密的纳米TiC_p与Al2O3混合耐磨层。本论文所取得的成果为开发高强韧、高抗蠕变、高耐磨的纳米颗粒增强铝基复合材料及其制备方法提供了新的技术途径和实验依据与理论参考。
陈登斌[10]2012年在《超声/磁场下合成铝基原位复合材料微结构及其性能研究》文中提出随着铝合金在航空航天、汽车、高速列车、电子等领域的广泛应用,对铝合金材的性能提出了更高的要求。材料复合化是继合金化之后的又一重要强化手段。尤其是原位内生颗粒增强铝基复合材料,由于其本身的优点已经成为复合材料领域的研究热点。如何控制原位内生增强颗粒在基体中的尺寸、形貌、分布是复合材料制备中的关键,也是目前复合材料向产业化应用的瓶颈之一。因此,通过优化原位反应体系、制备工艺来控制复合材料的组织和性能具有重要的理论意义与现实意义。论文的思路基于以下叁点:一、通过稀土钇的作用,细化基体合金的晶粒,提高其综合性能;二、通过优化反应体系及声磁场等手段对复合材料的组织实现控制,包括增强颗粒的尺寸、分布、形貌;叁、将稀土钇与声磁耦合场协同作用,达到复合材料高强高塑性的目的。研究了稀土钇对基体合金7055A1、6070A1的影响,结果表明,稀土钇可有效细化基体合金的晶粒,且稀土的最佳添加量为0.25wt.%。当稀土加入量超过0.25wt.%时,晶粒反而粗化,且稀土化合物粗化,形貌变为长针状。对Al-K2TiF6、Al-K2ZrF6-Na2B4O7、Al-K2TiF6-KBF4反应组元进行工艺优化,并分别制备了Al3Ti/6070Al、Al2O3/Al、TiB2/7055Al复合材料。对于Al-K2TiF6反应组元,合理的工艺为先复合再添加Mg等合金元素完成合金化,且反应时间不应超过10 min,反应温度控制在730-750℃为宜。对于Al-K2ZrF6-Na2B4O7反应组元,反应温度为850℃,其反应机理为反应-溶解-析出。对于Al-K2TiF6-KBF4反应组元,合理的工艺为先加Mg再复合,反应温度为850℃,反应时间不宜超过20 min。在超声场下制备了Al3Ti/6070AL、Al2O3/Al、TiB2/7055Al复合材料。实验结果表明,Al3Ti/6070Al、Al2O3/Al复合材料,随着超声功率、作用时间的增加颗粒数量减少,认为其机理为驻波场机理及声空化机理。对于Al3Ti/6070Al复合材料超声的最佳功率为1.6kW,最佳作用时间为3 min,A13Ti颗粒的尺寸由原来的2-5μm细化至1μm左右,形貌变为小块状、粒状;对于Al2O3/Al复合材料超声的最佳功率为0.60 kW,最佳作用时间为2 min,超声显着提高了复合材料A1203颗粒的收得率;利用水淬法研究了超声场下混合盐法制备TiB2/7055Al复合材料的过程机制,认为反应过程可分为四个阶段,超声场在第二阶段对反应过程起到了显着的促进作用,TiB2颗粒随超声功率的增加而逐渐细化,特别是当超声功率达到1.6kW时,出现大量纳米级TiB2颗粒。在低频旋转磁场下,研究了Al3Ti/6070Al、TiB2/7055A1复合材料的制备工艺。结果表明,对于Al3Ti/6070Al复合材料,随着励磁电流、频率的不同可得到颗粒均匀分布及梯度分布两种不同类型的复合材料,认为,当励磁电流200A、频率小于5Hz、作用时间为3-5 min时,得到尺寸细小、熔体内外分布相对均匀的Al3Ti/6070Al复合材料;而增大频率或电流时,作用时间必须相应减少;增大励磁电流、频率以及作用时间均能得到A13Ti颗粒呈梯度分布的复合材料。基于上述实验,推测采用磁场连续作用方式制备复合材料时,熔体中存在二次流。利用水淬法采用间歇作用方式,研究了低频旋转磁场下TiB2/7055Al复合材料的过程机制,认为磁场在反应初期对反应过程起到了有益的促进作用。制备TiB2/7055Al复合材料时,磁场频率对复合材料微观组织影响不大,当频率较小(<5Hz)时TiB2颗粒尺寸无明显的变化,只有当频率达到5 Hz时,颗粒尺寸趋向一致,颗粒形貌发生明显的“圆钝化”。在声磁耦合场下制备了Al3Ti/6070Al、TiB2/7055Al复合材料。结果表明,声场耦合场下所得的A13Ti颗粒尺寸细小,分布均匀。当超声功率为1.6 kW时,约72.4%的A13Ti增强颗粒处于0.2~0.5μm之间,处于0.8-1.2μm之间的颗粒减少至约1.6%。声场耦合场下制备Al3Ti/6070Al时,颗粒尺寸随粉末加入量的增加有一定程度的增大,颗粒形貌由粒状、小块状逐步向块状、片层状或短棒状发展。声磁耦合场下连续作用合成TiB2/7055Al时,超声功率为0.8 kW即能观察到大量纳米级TiB2颗粒,尺寸约为80-100 nm,纳米TiB2颗粒呈团聚状态。声磁耦合场下间歇作用合成TiB2/7055Al时,得到均匀分布的亚微米TiB2增强颗粒。添加稀土钇基体力学性能结果表明,7055A1合金的强度、硬度随稀土钇加入量的增加而下降,伸长率上升;6070A1合金的强度、伸长率均随钇含量的增加先增大后减小。复合材料的力学性能结果表明,超声场下A12O3/Al复合材料的抗拉强度、伸长率随超声功率、超声时间的增加先增大后减小,最佳作用参数分别为0.6 kW、2 min;耦合场下Al3Ti/6070Al、TiB2/7055Al复合材料拉伸性能均优于单一场;声磁耦合场与稀土协同作用可显着抑制复合材料伸长率随体积分数的下降。
参考文献:
[1]. 亚微米颗粒增强铝基复合材料的制备、组织与性能研究[D]. 李洪武. 中南大学. 2004
[2]. 内生纳/微米混杂TiC增强铝/铝铜基复合材料组织与性能[D]. 褚剑阁. 吉林大学. 2017
[3]. 碳化硅颗粒增强铝基复合材料的微结构和力学与腐蚀行为研究[D]. 贺春林. 东北大学. 2002
[4]. 微/纳米Al_2O_3颗粒增强铝基复合材料的制备与表征[D]. 袁铮. 太原科技大学. 2016
[5]. 原位亚微米颗粒增强Al-Mg-Si-O系复合材料及其超塑性研究[D]. 王浩. 江苏大学. 2016
[6]. 亚微米颗粒增强铝基复合材料的制备技术研究[D]. 戴世娟. 江苏大学. 2007
[7]. 高能球磨Ti_(55)Cu_(17.5)Ni_(17.5)Al_(10)/7075铝基复合材料的制备及其热处理研究[D]. 胡愿. 华南理工大学. 2018
[8]. 不同尺度TiC_p增强Al-Cu基复合材料的室温、高温力学行为[D]. 田伟思. 吉林大学. 2018
[9]. 内生纳米TiC_p/Al-Cu-Mg复合材料的制备、组织与室温高温性能[D]. 王磊. 吉林大学. 2017
[10]. 超声/磁场下合成铝基原位复合材料微结构及其性能研究[D]. 陈登斌. 江苏大学. 2012