高珊[1]2004年在《纤维增强镁铝基复合材料制备和性能研究》文中进行了进一步梳理本文着重研究了液态浸渗法制备纤维增强镁、铝基复合材料的浸渗工艺。由于纤维与镁、铝合金基体的润湿性差，为了改善纤维与镁、铝合金基体润湿性，我们通过实验，采用洗涤法和热分解法给纤维去胶，然后用溶胶—凝胶法在碳纤维表面覆盖Al_2O_3等薄膜。实验的结果表明：在氮气保护下，碳纤维的高温表面处理效果较好。溶胶—凝胶法涂覆Al_2O_3，使得纤维与镁、铝基体的润湿性有了很大的改善，为纤维增强镁、铝基复合材料的制备开辟了一个新的途径。 本文以镁铝基复合材料的冲击韧性、硬度及抗拉强度为评价指标，对碳纤维增强镁铝基复合材料的主要成分和制备工艺参数进行了正交试验。 本文还在将纤维当作“毛细管束”并假定浸过它的液态金属流为层流的基础上，采用达西定律，对液态金属浸渗动力学进行了理论分析，并推导出了自浸渗(无压浸渗)时液态前沿的最 太原理工大学硕士研究生学位论文小压力计一算公式。结果表明:对非润湿体系，只有克服临界浸渗压力，刁‘能实现纤维的浸渗。临界浸渗压力与金属液体的表面张力、纤维体积分数以及气体的反压力有关。 本文最后研究了纤维增强镁、铝基复合材料试样在3.5%NaCI水溶液、O.O5mol几稀盐酸溶液以及l%NaZCO3水溶液中的腐蚀行为。实验结果表明:镁、铝基复合材料试样在3.5%NaCI水溶液、0.05mof几稀盐酸溶液中的腐蚀性较差，在1%NaZc03水溶液中耐腐蚀性能好，热处理对它们耐腐蚀性的影响是不同的。
周探伟[2]2013年在《碳化硅颗粒增强镁铝基复合材料的制备及性能研究》文中认为镁铝基复合材料因其较高的比强度、比刚度以及优良的铸造性能，在新兴技术领域中比传统金属材料应用潜力更大，但由于镁铝合金具有熔点比较低、化学活性高、易燃、易氧化等特点，原有的许多金属基复合材料的制备工艺都无法直接应用于镁铝基复合材料的制备。本论文采用熔剂保护法，以镁铝合金为基体，以粒径为1~6μm的碳化硅颗粒为增强相，制备了碳化硅颗粒增强的镁铝基复合材料。通过扫描电镜和光学显微镜观察表明，实验得到了均匀弥散分布的碳化硅颗粒增强的镁铝基复合材料，其最优制备条件为：复合温度760℃，保温温度420℃，保温时间6h，碳化硅颗粒的加入量为2wt.%，预处理方式为900℃下氧化8h。通过XRD衍射分析复合材料的物相组成结果表明复合材料在制备过程中，发生了轻微的界面反应，生成了硬质相Mg_2Si和易水解的脆性相Al_4C_3；脆性相Al_4C_3是复合材料潜在的异质形核点。复合材料的断裂模式为韧-脆断裂模式，随着SiC颗粒质量分数的增加，复合材料的硬度和密度逐渐增加；拉伸强度和屈服强度先增大后减小；伸长率逐渐减小；导电性能减弱；耐磨性增强。最佳制备条件下，复合材料的摩擦系数平稳性最好，抗电化学腐蚀性能最优，晶粒尺寸达到最小值，拉伸强度和屈服强度均达到最大值。
马玉钦[3]2015年在《真空吸渗挤压2D-C_f/Al复合材料及异型件制备研究》文中研究说明真空吸渗挤压是一种金属基复合材料近终成型新技术,其实质是在真空条件下,使基体合金在高温液相状态下均匀地浸渗到纤维预制体中,并且在高温高压下凝固成形和强制补缩,最终获得浸渗充分、组织性能理想的复合材料。碳纤维增强铝基(C_f/Al)复合材料具有轻质、高比强度、高比模量、低热膨胀系数等特点,是轻量化、高性能结构材料开发的热点之一,但碳纤维和铝合金的润湿性差、高温时极易氧化变质且容易发生不良的界面反应,连续的2D碳纤维预制体体积分数高、纤维间隙小且不均匀、临界浸渗压力大,要实现充分均匀浸渗十分困难,导致其制备工艺复杂,成本相对较高,这给理想组织性能2D-C_f/Al复合材料的制备带来了巨大挑战。在制备2D-C_f/Al复合材料应用件时,不仅要克服上述一系列复合材料制备难题,还要保证其具有良好的形状尺寸和成形质量,使得复合材料制件的稳定制备也成为一项有重要挑战意义的课题,只有解决上述问题,才能最终实现该类复合材料的推广应用。真空吸渗挤压能够克服上述工艺难题,适宜该类复合材料及制件的有效制备。针对真空吸渗挤压2D-C_f/Al复合材料工艺参数较多、交互作用明显、缺陷难以控制、制件难以有效制备等问题,本文开展了深入的工艺研究与探索,以期实现液态合金充分均匀浸渗、复合材料缺陷有效控制、以及制件的稳定制备。主要研究内容如下:(1)提出了真空吸渗挤压2D-C_f/Al复合材料成形系统总体方案。通过对真空吸渗挤压复合材料工艺过程及方案的深入对比分析研究,设计开发了C_f/Al复合材料挤压成形模具、模具预热装置、以及新型石墨和金属复合的双层结构的铝合金熔炼坩埚等实验关键组成部分,并对铝合金浇注系统等工艺中重要零部件进行了改进完善,构建出可提供高真空度、高浸渗压力以及操作方便的一体化工艺试验系统。(2)从静力学角度,研究了纤维体积分数变化(10%~50%之间)对预制体临界浸渗压力的影响和变化规律;从动力学角度,研究了浸渗压力为0.1~0.9MPa时,浸渗时间与浸渗高度所对应的变化规律,并结合2D碳纤维预制体的纤维排布形式和分布特点,理论推导计算了液态铝合金能够开始浸渗预制体的临界浸渗压力为3.24MPa,利用所开发的压力浸渗装置和真空吸渗挤压试验系统研究了工艺参数对2D-C_f/Al复合材料制备的影响规律,发现当浸渗压力为6~7MPa时,合金开始浸渗,略高于前面的理论计算值3.24MPa,实验所得合金浸渗规律与理论研究相一致,为后续研究奠定基础。(3)研究了工艺参数对真空吸渗挤压2D-C_f/Al复合材料的影响,并较为深入研究了合金浸渗不充分均匀、纤维团聚折断、复合材料铸造孔洞、内部裂纹以及不合理拉伸断口等复合材料制备和测试缺陷,发现工艺参数控制不当是导致上述缺陷的关键因素。通过对工艺深入分析研究,确定真空吸渗挤压2D-C_f/Al复合材料四个最主要影响因素,又采用正交试验设计的方法,研究得到其对复材性能的影响顺序为挤压力>预热温度>挤压温度>熔炼温度,并获得了制备复合材料工艺参数匹配规律,当合金熔炼浇注温度780℃,模具和预制体预热温度615℃,挤压温度620℃,挤压力70MPa,真空度0.09MPa时,制备的复合材料组织性能较为理想,这也为减少和控制缺陷提供了有利支撑。采用上述工艺参数制备得到2D-C_f/Al复合材料拉伸强度达到263MPa,比基体提高了120%。(4)探索了不同纤维铺层对制备2D-C_f/Al复合材料影响,揭示了纤维铺层角度变化对复合材料组织性能的影响规律及作用机制。采用纤维铺层缝合的方法,制备了铺层转角分别为30o,45o,60o和90o的2D碳纤维预制体,利用真空吸渗挤压工艺制备了上述四种2D-C_f/Al复合材料,浸渗效果均较为理想,力学性能与基体相比均得到大幅度提升,断口形貌合理。但当转角为45o时,复合材料可以比基体强度提高112.5%,而当转角为90o时,提高比例仅为63.9%。理论分析计算了四种碳纤维预制体在受拉方向上的纤维承载量,当铺层转角为θ时,第n层铺层纤维布的纤维承载能力可以用公式Fn=|F×cos[(n-1)×θ]|,(0o≤θ≤90o)来描述计算。对比分析发现,不同预制体理论计算的纤维受拉时纤维总承载量与实际试验测得的拉伸强度变化趋势相一致,可见铺层转角对2D-C_f/Al复合材料的性能有显着影响,这为多向C_f/Al复合材料的深入研究和推广应用打下基础。(5)开展了真空吸渗挤压2D-C_f/Al复合材料异型件制备技术研究,获得了2D-C_f/Al复合材料制件的有效制备经验。通过对异型件形状尺寸分析和不同制备方案的对比研究,设计加工了石墨腔-整体成型式的2D-C_f/Al复合材料异型件成型模具。结合碳纤维布的特点及纤维分布对复合材料组织性能的影响规律的研究结论,对比分析了多种预制件的制备方法,确定了合理的预制体制备方案并制备出异型件预制体。利用真空吸渗挤压工艺参数匹配规律研究结果,采用该工艺制备出了轮廓清晰,尺寸吻合度好,没有明显宏观缺陷的2D-C_f/Al复合材料异型件。(6)开展了2D-C_f/Al复合材料异型件组织性能的分析测试研究。组织观察发现成形出的2D-C_f/Al复合材料异型件浸渗充分均匀,没有明显缺陷。测试发现其密度比基体降低17.4%,致密度达到98.6%,热膨胀系数(α)明显低于基体。100℃时,制件横向和纵向α分别为基体的52.2%和22.5%,而300℃时分别仅为基体的28.7%和51.4%。制件弯曲强度和拉伸强度分别比基体提高了138.1%和115.8%,断口形貌较为合理。从而说明采用真空吸渗挤压工艺,可以制备出有一定结构形状的2D-C_f/Al复合材料制件,这为2D-C_f/Al复合材料及其制件的可靠稳定制备以及工业化应用提供了借鉴。
邓春锋[4]2007年在《碳纳米管增强铝基复合材料的制备及组织性能研究》文中指出本文以多壁碳纳米管为增强体,利用粉末冶金方法制备了体积分数为0~4.2%的碳纳米管增强2024铝基复合材料。对制备过程中所涉及的碳纳米管的纯化、碳纳米管与合金粉末的均匀混合、碳纳米管在铝基体中的热稳定性、复合材料的致密化进行了系统地研究与分析,运用扫描电镜、透射电镜、X射线衍射、X射线光电子能谱和高分辩电镜以及万能电子拉伸机、热分析仪、维氏硬度等分析测试手段,评价了复合材料的制备工艺,观察分析复合材料的显微组织结构,测试了复合材料的室温力学性能,并对微观组织结构影响材料宏观力学性能的机制进行了初步探讨。对碳纳米管不同时间下硝酸回流的研究表明,随着回流时间的增加,碳纳米管的长径比减少;碳纳米管中sp2与sp3杂化态碳的原子比下降,表面缺陷减少,且表面引入的含氧官能团的含量增加。硝酸回流后的碳纳米管的分散效果要比未回流的好,且回流时间越长,分散效果越好。当碳纳米管的含量小于2.1vol.%时,通过超声加机械搅拌能将碳纳米管均匀的分散在合金粉末的表面,而当碳纳米管的含量达到4.2vol.%时,碳纳米管在合金粉末表面形成团聚。结合合金粉末和碳纳米管的表面结构,分析了碳纳米管的纯化与分散以及碳纳米管与合金粉末均匀混合的机理。对碳纳米管在合金粉末中热稳定性进行研究,结果表明当温度超过合金粉末的熔点时,碳纳米管在铝中是不稳定的,部分碳纳米管容易与铝发生反应生成具有针状的纳米Al4C3相;碳纳米管与铝反应的活化能为194.01 kJ/mol,比石墨与铝的高;反应生成的Al4C3相与铝基体之间界面为直接结合,界面结合紧密,且Al4C3相和铝基体发现有(200) Al //(00012)Al C的位向关系。利用高HRTEM和XPS分析,讨论碳纳米管与铝反应的机理。挤压后的复合材料中铝晶粒的尺寸显着小于基体材料中铝晶粒的,碳纳米管能够有效地抑制铝晶粒的粗化,细化铝晶粒尺寸。此外,碳纳米管在复合材料中是稳定的,主要分布在复合材料中铝晶粒的内部和晶界处,部分碳纳米管周围存在位错缠结现象。碳纳米管和铝基体之间的界面为直接原子结合,界面光滑、平直,不存在中间相,两者为完全共格界面。碳纳米管与铝基体之间发现有的位向关系。碳纳米管的含量显着影响复合材料的力学性能,随着碳纳米管含量的增加,复合材料的硬度、抗拉强度、弹性模量和屈服强度先升高然后下降,当碳纳米管的含量为2.1vol.%时,复合材料的硬度、抗拉强度、弹性模量和屈服强度达到最大值,分别为136.2kg/mm2、521.7MPa、92.2GPa和497.7MPa。与相同条件下制备的2024Al基体材料相比,分别提高了33.0%、34.6%、20.8%和39.7%。当碳纳米管含量较少时,复合材料的断裂主要是碳纳米管的拔出或拔断,且拔出长度很短,同时伴有碳纳米管的桥联发生,随着碳纳米管含量的增加,拔出或拔断的数量也增加。而当碳纳米含量较多时,复合材料的断裂主要以碳纳米管的脱粘和拔出为主,拔出长度很长。结合复合材料的微观组织结构和力学性能,讨论碳纳米管增强铝基复合材料的强化基理。(200) Al //(101?1)CNTs
王俐聪[5]2015年在《淡化后浓海水制备硼酸镁(Mg_2B_2O_5)一维纳米材料及应用研究》文中进行了进一步梳理硼酸镁一维纳米材料包括纳米棒、纳米线、纳米带等。其特殊的微观结构使其具有轻质、高韧、高强及高模量等特点,在军事、交通及航空航天等领域应用前景广泛。目前多种方法制备了硼酸镁一维纳米材料,但存在步骤繁琐、合成温度以及原料成高等问题。本论文以淡化后浓海水(主要成分为MgSO_4、MgCl_2、NaCl和KCl)为原料,采用均相沉淀和叁元助熔剂工艺制备了硼酸镁纳米棒,在低成本和简化制备工艺方面取得突破,主要内容及结果如下:以模拟日晒蒸发得到的27.4 Bh(波美度,海水浓度的表示方法)的浓海水和硼酸为原料,氢氧化钠为沉淀剂,均相沉淀法制备了混合料浆,此过程发生化学反应生成了Mg_2(OH)_3Cl、Na_2SO_4和Na_2B_4O_5(OH)_4·8 H_2O。干燥料浆,机械球磨混匀熔质和叁元助熔剂(Na_2SO_4、NaCl和KCl)得到粉体。粉体进行热量分析表明:在NaCl-KCl-Na_2SO_4叁元助熔剂系统中硼酸镁在540°C开始生成,助熔剂在738°C开始熔解,失重率为37.28%。并对叁元助熔剂煅烧过程制备硼酸镁一维纳米材料的热力学进行计算,确定了化学反应。应用最佳球磨条件下的粉体制备了硼酸镁一维纳米材料。研究了煅烧温度、升温速率以及煅烧时间对硼酸镁一维纳米材料的生长方向、空间结构、组成与形貌演化过程的影响。在NaCl-KCl-Na_2SO_4叁元助熔剂系统中,煅烧温度、升温速率以及煅烧时间均对制备的材料微观形貌产生影响,但对其空间结构未产生影响;升温速率较快对制备材料的组成产生影响;煅烧温度和时间对制备材料的生长方向产生影响。当煅烧温度780°C,升温速率为5°C min-1,煅烧时间为2 h所得纳米棒直径在100 nm-150 nm之间,长度大于5μm,形貌最佳。并对此样品采用XPS、SEM、HRTEM、FT-IR以及BET等手段进行了表征,进一步解释了制备产品的组成、空间结构以及生长方向等。对模拟日晒至不同波美度的淡化后浓海水为原料制备硼酸镁一维纳米材料的工艺进行了研究。对淡化后浓海水叁元助熔剂制备硼酸镁一维纳米材料的生长机理进行了初步探讨,结论为串并联生长机理。与淡化后浓海水叁元助熔剂工艺制备硼酸镁一维纳米材料相比,一元助熔剂制备硼酸镁一维纳米材料的煅烧温度、硼酸镁在助熔剂中的生成以及助熔剂的熔解温度分别升高了40°C、84°C和64°C。在天然浓海水叁元助熔剂制备硼酸镁一维纳米材料方面,增加了海水净化工艺。因此淡化后浓海水叁元助熔剂制备硼酸镁一维纳米材料占据显着优势。对最佳条件下制备的硼酸镁纳米棒应用KH550改性后增强尼龙-6复合材料的力学性能进行了研究,结果表明:复合材料的拉伸强度、弯曲强度和冲击强度随着改性硼酸镁纳米棒在复合材料中含量的增加而增大。
刘孝根[6]2008年在《硼酸镁（硼酸铝）晶须增强镁基复合材料摩擦磨损性能研究》文中认为镁合金由于高的比强度、比模量、良好的阻尼减震性等优点可望成为汽车、航空航天领域有应用前景的材料。但是现有的材料存在硬度低、耐磨性差的缺点,不能应用于对耐磨性要求较高的场合。在保持其原有优点的情况下,添加增强相是提高其硬度和耐磨性的有效方法。并且这种方法已成为当今材料研究最活跃的领域之一,代表着下一代新型材料的发展方向。本文采用真空气压渗流法制备出了组织均匀,力学性能大幅提高的硼酸镁(硼酸铝)晶须增强镁基复合材料。在MS-T3000型摩擦磨损试验机上评价了其在润滑与干摩擦两种工况下,不同载荷、不同滑动速度时的滑动摩擦磨损性能,并借助现代材料表征手段对磨损机理进行了分析。对于液体石蜡润滑条件下Mg_2B_2O_5w/AZ91D复合材料而言,研究结果如下:复合材料的磨损都经历了摩擦系数波动较大的跑和磨损阶段和摩擦系数相对稳定的稳定磨损阶段。与基体合金相比,复合材料的摩擦系数在低载荷时波动较小,其值也远低于基体合金。当滑动速度一定时,复合材料的磨损存在一个临界载荷。临界载荷将复合材料的磨损划分为轻微磨损与剧烈磨损两种阶段。当载荷低于临界载荷时,与基体合金相比,复合材料的耐磨性大大提高。而当载荷超过临界载荷时,复合材料的耐磨性变差。滑动速度1 m/s、2 m/s、3m/s、5m/s对应的临界转变载荷分别为25 N、18 N、10 N和5 N。可见,随着滑动速度的增大,复合材料临界载荷有向低载荷转变的趋势。进一步的研究表明:复合材料由轻微磨损阶段向剧烈磨损阶段转变的启动与滑动速度和载荷两者乘积有关。并发现临界PV值为36 kgm~2s~(-3),当试验的PV值低于36 kgm~2s~(-3),复合材料的磨损处于轻微磨损阶段。而当试验载荷高于36 kgm~2s~(-3)时,复合材料的磨损就进入了严重磨损阶段。通过SEM、XRD等手段对复合材料的磨面与磨屑进行了分析,发现复合材料在轻微与剧烈磨损阶段的主导磨损机制分别为犁削和剥层。此外还对Mg_2B_2O_5w/AZ91D复合材料在干摩擦与Al_(18)B_4O_(33)w/AZ91D复合材料在润滑条件下的滑动摩擦磨损性能进行了试验研究,对磨损机理进行了分析。
陈晓[7]2005年在《原位自生颗粒增强镁基复合材料的研究》文中进行了进一步梳理镁合金具有密度小,比强度和比刚度高,良好的阻尼减震性能,机械加工方便,特别是易于回收利用,具有环保特性;而且在自然界中镁的资源十分丰富。镁的这些优点使其被公认为是面向21世纪的高新技术产业中最有希望大量采用的金属材料之一。但是现有镁合金存在着弹性模量低,强度低,耐磨性能差,耐热性能差等不足,这极大地制约了镁合金的发展应用。向镁合金中加入高强度、高弹性模量、高熔点的纤维、晶须或颗粒等制成镁基复合材料,是提高镁合金性能的有效途径之一。本文针对镁合金的高温强度与蠕变性能较差的缺点,以工业上广泛应用的低成本的ZM5镁合金为基体,通过原位复合技术获得自生的TiC、MgO或Mg_2Si颗粒增强的镁基复合材料,提高材料的高温强度和抗蠕变性能,促进其在200℃左右的高温领域下应用。 在真空感应炉中氩气保护下,通过在镁合金熔体中分别加入Ti-C-Al粉末预制块、SiO_2或Si等获得自生的TiC、MgO或Mg_2Si颗粒增强镁基复合材料。通过光学显微镜、SEM、TEM、XRD、EDAX、电子拉伸机和高温蠕变仪等分析测试手段,对自生颗粒增强的镁基复合材料的制备工艺、组织结构及力学性能等进行系统的研究。主要研究结果如下: 1、对放热反应法、直接反应法和铸造法叁种原位复合工艺制备TiC、MgO和Mg_2Si粒子增强镁基复合材料的制备机理及工艺、显微组织和力学性能的系统研究和比较发现,用铸造法制备的自生Mg_2Si增强镁基复合材料,不仅工艺简单,而且有良好的力学性能,尤其是高温性能,因而有很好的工业应用前景。 采用放热反应法在Mg液中加入Ti-C-Al、Ti-C或Ti-C-Mg粉末预制块均能得到TiC粒子,但反应获得的TiC粒子烧结严重,无法获得分布均匀的镁基复合材料;采用两步法,即先制备出TiC_p/Al预制块,然后将其加入镁熔体中,通过优化工艺成功地制备出TiC粒子分布均匀的TiC_p/ZM5复合材料,并提出了TiC_p/Al预制块在镁液中的熔化机理。TiC_p/Al预制块在Mg液中的熔化机理是基体Al熔化扩散进入到Mg液中,而聚集的TiC粒子需通过剪切破坏和Mg液流动才能进入到Mg液中。TiC粒子与ZM5基体之间的界面洁净,没有明
汪乾[8]2015年在《Zn-Al合金对碳纤维浸渗性研究及复合层板制备》文中研究指明在过去叁十年，人们一直在寻找一种集质轻，强度高，抗冲击，耐疲劳和耐腐蚀一体的材料，玻璃纤维/环氧树脂增强铝合金层板在一定程度上满足上述要求。然而这种复合材料存在着层间结合强度低，易发生层间剥离，同时环氧树脂耐高温性能差，易老化等缺点。因此选用金属连接剂来代替环氧树脂可以有效克服上面缺点。本文选用Zn-Al合金作为中间连接剂来代替传统的环氧树脂，利用热压法制备出了碳纤维增强5052铝基复合材料。首先研究了Zn-Al合金在半固态下对碳纤维布的浸渗性。研究了合金成分和热压温度这两个变量对半固态Zn-Al合金的浸渗性能的影响及渗透原理。然后选用浸渗性较好的Zn-Al合金作为连接剂，在最佳温度下热压制备碳纤维增强5052铝基复合材料，然后辅以超声波震动及保温处理得到最终的复合材料。采用电子万能试验机对复合材料进行了室温拉伸力学性能测试（纵向拉伸）；利用扫描电子显微镜（SEM）对复合材料层界面的微观结构进行了观察分析；同时结合能谱仪（EDS）进行了成分分析。实验结果表明：（1）Zn-8Al合金和Zn-27Al在固液比相同的半固态下表现出了对碳纤维不同的浸渗性能。Zn-8Al合金能很好浸渗到碳纤维内部而Zn-27Al不能浸渗碳纤维。（2）提高半固态下的热压温度，虽然液体含量增加，但是对碳纤维浸渗性并不表现出线性的相关性。（3）热压过程中半固态浆料的渗透性可以用半固态中的固相析出速率值（SFIR）进行评估，SFIR值跟相图中的固相线和液相线斜率成反比，同Cs-Cl值成反比。在热压渗透过程中，具有较低的SFIR半固态浆料表现出对碳纤维布较高的渗透性。（4）使用Zn-8Al合金作为中间连接剂，通过热压法制备碳纤维复合材料。碳纤维在连接剂中均匀弥散分布，纤维与连接剂结合良好，连接剂中无明显空洞，缩松等缺陷。(5) Zn-Al合金层与5052基体层之间发生了元素扩散，两者之间的界面是通过冶金结合的方式形成的界面。(6)通过测量复合材料的力学性能，发现碳纤维体积分数达到24.7%时，复合板的抗拉强度和弹性模量分别达到了200MPa和167GPa，跟基体5052相比，抗拉强度和弹性模量分别提高了32.4%和50%。上述结果表明Zn-Al合金在半固态下对碳纤维的浸渗主要取决于SFIR值的大小，SFIR越小，对碳纤维的浸渗性越好。这对选择浸渗性良好的中间连接剂有着指导意义。Zn-8Al作为中间连接剂可以充分发挥连接作用，制备的复合材料跟基体相比强度与弹性模量都有了明显提高。
程思[9]2017年在《石墨烯增强镁基复合材料制备及其表面微弧氧化研究》文中研究表明镁及其合金具有较低的密度、较高的比强度和比刚度,使其作为一种轻质结构材料而具有广阔的应用前景。由于镁属于活泼金属且其晶体结构为密排六方结构,导致其且力学性能和耐蚀性较差。而石墨烯由于其优异的力学性能可作为一种良好的增强体加入到基体镁合金中,结合表面微弧氧化技术有望制备出轻质高强、耐蚀性较好的石墨烯镁基复合材料,进而提高其在航空航天、汽车制造等领域的应用。本文采用微波烧结技术制备石墨烯/AZ91D镁基复合材料。研究烧结温度、压制压力和保温时间对AZ91D镁合金组织及显微硬度的影响,进而确定石墨烯镁基复合材料的制备工艺。采用石墨烯表面化学镀铜工艺来改善石墨烯/AZ91D镁合金间的界面相溶性。探讨镀铜石墨烯添加量和不镀铜石墨烯的添加对复合材料的组织结构、力学性能、耐磨和耐蚀性的影响。分析电解液体系、微弧氧化时间和镀铜石墨烯含量对复合材料微弧氧化膜层的微观组织形貌、物相组成及耐蚀性的影响。研究结果表明,微波烧结AZ91D镁合金的相对密度和显微硬度均随着压制压力、烧结温度和保温时间增加呈先增大后减小的趋势,当坯体成型压力为350MPa,微波烧结温度为550℃,保温时间为20min时,材料的相对密度和显微硬度最好。对石墨烯表面进行化学镀铜,铜颗粒均匀分布在石墨烯表面。镀铜后石墨烯出现团聚现象,但其结构完整性没有被破坏。石墨烯添加对基体组织晶粒大小无明显影响,随着镀铜石墨烯含量增加,复合材料的相对密度减小,显微硬度增大,其抗弯强度和压缩强度呈先增大后减小的趋势,当镀铜石墨烯添加量为0.1wt%时分别达到最大。镀铜石墨烯的加入使得复合材料的耐磨性增加,耐蚀性降低,相对于不镀铜石墨烯镁基复合材料其力学性能和耐磨性提高,而耐蚀性降低。石墨烯/AZ91D镁基复合材料在叁种电解液体系中微弧氧化,硅酸盐体系膜层光滑平整,微孔分布较为均匀;磷酸盐体系膜层表面存在较多裂纹,微孔分布不均匀;铝酸盐体系膜层较为疏松,微孔尺寸最小。硅酸盐体系膜层的物相主要为SiO2和MgO,磷酸盐和铝酸盐体系膜层物相主要为MgO。叁种电解液体系复合材料微弧氧化膜层的耐蚀性较基体均有所提高,且硅酸盐体系膜层的耐蚀性大于磷酸盐体系和铝酸盐体系。在硅酸盐电解液体中,随着微弧氧化时间的增加,复合材料微弧氧化膜层表面开始出现裂纹。氧化时间为5min时,制备的膜层表面均匀平整且无裂纹,其耐蚀性最好。随着石墨烯含量增加,复合材料微弧氧化膜层微孔孔径减小,耐蚀性降低。
王守仁[10]2007年在《TiAl_3金属间化合物网络结构增强镁铝基复合材料研究》文中指出镁合金以其密度小，比强度高，减振，易于压铸成型和切削加工性能好等优点，在汽车、航空航天业中得到广泛应用。但因其高温力学性能差，长期工作温度不能超过120℃，无法用于制造高温环境下使用的零部件，严重限制了其应用范围。在金属基体中添加第二强化相，成为提高镁合金高温性能的有利措施。以密度低，比模量、比强度高，熔点高为优势的TiAl_3金属间化合物(IM)成为镁合金高温强化的首选。在TiAl_3-IM网络结构增强Mg-Al基复合材料(IPMMCs)中，增强相与基体相互相交叉，相互贯穿，相互缠结和盘绕，赋予了复合材料特殊的性能。利用IM网络结构改善镁合金力学性能是一个新的思路和尝试。本文拟通过制备互连通复合材料达到以下研究目的：探讨L1_2-TiAl_3结构变化特点，探讨脆性改善机理，丰富强韧化理论；研究TiAl_3空间网络拓扑结构工艺特点，揭示IM的多孔结构成型特点；研究复合材料的真空负压浸渗行为，对制各过程中的工艺参数进行试验探讨，以确定最佳工艺条件。分析界面微观结构及拓扑形貌，界面相组成，界面区合金元素的分布，探讨互联通复合材料断裂及裂纹扩展阻力行为。本文利用真空压力浸渗法制备了IPMMCs复合材料，主要研究内容如下：首先，通过机械合金化和退火处理制备了TiAl_3-IM超细粉体，研究了TiAl_3的晶体结构，指出其固有脆性本质。通过添加Cr元素，实现四方D0_(22)结构向立方L1_2结构的转变，获得足够多的独立滑移系，使L1_2-TiAl_3变异合金脆性得到明显改善。并通过添加稀土元素，改善TiAl_3IM结构和晶粒度，从而改善L1_2-TiAl_3的室温脆性。本文利用XRD衍射仪(D8 ADVANCE)分析了球磨过程中的结构演变，利用激光粒度仪(LS13 320，BECKMAN COULTER，USA)测定了粉末样品的粒度。利用TG209—C型差热分析仪对粉末进行了DSC分析。利用日立S—2500型扫描电镜(SEM)进行了金相组织观察与分析，用其附带的能谱仪(EDS，OXFOED INCA)验证和分析了化学成分。采用透射电镜(TEM，JEOL JEM2010型)分析了退火后晶体的粒度和微观组织结构，确定TiAl_3金属间化合物的晶格特征，验证Cr-TiAl_3-IM的D0_(22)—L1_2结构转变。利用HXD-1000显微硬度仪测试不同球磨时间和退火后粉末的显微硬度。采用压痕裂纹法(DCM)测定材料的断裂韧性。其次，利用有机前驱体烧蚀技术制备了具有高气孔率(70～95％)、大比表面积、小热膨胀系数、高化学稳定性和尺寸稳定性，耐高温、耐化学腐蚀及良好的强度和过滤吸附性能的TiAl_3金属间化合物网络结构，研究了这种多孔网络结构的拓扑结构及力学性能特点。认为IPMMCs网络结构是由十四面体在空间延伸而形成的叁维结构，仍然遵循Euler定律、Aboav-Weaire定律和Levis准则，其形状各向异性率为R_(12)=1.2，R_(13)=1.0。许多因素如孔隙率、烧结温度、孔的几何特征和拓扑结构、孔筋内裂纹、孔洞的非均匀性及组成孔筋的颗粒尺寸决定NS的抗压强度和断裂韧性。利用桥接机理和裂纹钝化行为理论探讨断裂韧性的改善机理，通过消除孔筋内裂纹、减少孔筋内孔隙率及提高烧结温度来提高抗压强度和提高断裂韧性。利用阿基米德法测试网络结构相对密度，利用气泡法测试网络结构孔径。利用SEM观察与分析了金相组织和孔状形貌特征，用其附带的能谱仪(EDS，OXFOED INCA)验证和分析了化学成分。利用Instron5569型电子万能材料试验机测定了抗压强度和断裂韧性。再次，采用真空负压浸渗技术制备IPMMCs。根据热力学原理考察了增强相与基体的化学相容性，预测出可能的界面化学反应。研究IPMMCs材料界面区的微观结构及拓扑形貌，界面相组成，界面区合金元素的分布。研究了基体合金元素和工艺参数对界面区组织与组分的影响。研究界面两侧相的化学相容性及Mg元素对界面反应产物的贡献。认为，整个浸渗过程分为叁个时期，孵化期、快速浸渗期和平稳期。TiAl_3IM与Al合金的润湿性特别好，润湿角几乎等于零，与Mg合金的润湿角大大小于90°。温度是影响润湿性的主要因素，随浸渗温度的上升，润湿角逐渐减少，800℃时润湿角小于90°，900℃时润湿角约为55°(5％Al)，当温度等于1000℃时润湿角约为30°。研究了IPMMCs的力学性能指标。认为IPMMCs复合材料增强体的体积分数明显影响弯曲强度和断裂韧性。当增强相体积分数为6％，IPMMCs展现了高的弯曲强度(276MPa)。当体积分数大于6％时，随其不断增加，弯曲强度开始下降。而断裂韧性在增强相体积分数为6％时为25.5MPam~(1／2)，其后，随体积分数的增加，断裂韧性直线下降。IPMMCs表现出两种不同的断裂机制：局部韧性断裂失效机制和裂纹扩展断裂失效机制。随增强相体积分数的增加，有限的韧性引起裂纹失稳，裂纹扩展断裂失效机制起主导作用。IPMMCs复合材料强化机制是Orowan的位错移动机理。界面的反应产物MgAl_2O_4粒子成为位错移动的阻碍，位错线切不过去时，会形成位错环，从而使强度提高。另外，研究了IPMMCs摩擦磨损行为，建立了互联通复合材料的摩擦磨损模型。考虑网络结构增强体特殊的拓扑结构因素和弹性模量影响，利用复合材料磨损率最小化和最大化假设，建立网络结构增强复合材料的数学磨损模型。指出该模型不同于Khruschov模型和Zum-Gahr模型，其关系不遵循线性规则。该模型与增强体复合材料的磨损试验数据相拟合，能够较好地反映网络结构增强复合材料的磨损性能，具有一定普遍性。基体合金的摩擦形貌可见明显宽而深的犁沟，犁沟之间是高的隆起。IPMMCs复合材料磨损表面的划痕和犁沟变的又浅又窄，犁沟之间的隆起量少，可见因裂纹脱落而产生的磨屑。IPMMCs复合材料存在磨粒磨损和粘着磨损循环交替的混合磨损机制。实验采用干摩擦的形式，利用自制简易摩擦试验机，对不同载荷下磨损量进行了统计和分析。最后，探讨IPMMCs的切削加工性，研究切削参数、刀具磨损、表面粗糙度和切削力的变化关系。硬而脆的IPMMCs网络结构的TiAl_3IM增强相使IPMMCs复合材料韧性明显下降，热膨胀系数减少，切削时塑性变形减小，切屑短小，切屑与前刀面摩擦距离短，排屑容易。但切削力和摩擦力大，刀具后刀面磨损严重，由于网络结构对热量传递的阻隔，使导热系数大大下降，切削热传递阻滞，切削温度升高，刀具磨损量大。采用不同刀具切削IPMMCs及其基体合金，切削温度有很大差别，从而影响刀具的使用寿命，且随着网络结构增强相比例的增加，刀具后刀面最大磨损值VB_(max)亦相应增大，25TiAl_3IM／AZ91复合材料对刀具的磨损量最大。在几种刀具材料中，45钢刀具磨损量最大，K10道具次之，PCD刀具磨损量最小。PVD刀具硬度高，抗弯强度较好，价格低廉，是切削IPMMCs复合材料最理想的刀具材料之一。复合材料的增强相与基体相相互贯穿、相互交叉，使切削过程中刀具受力不均，切削力变化幅度大，产生的冲击力大，机床震动剧烈，切削质量差。切削过程中，随着切削速度的增大、进给量的减小，表面粗糙度值也将减小，切削深度对表面粗糙度的影响不大。当切削速度v＞300m／min时，Ra反而有上升的趋势，进给量大，刀具受力大，复合材料中硬度分布不均匀现象在一定程度上加剧了振动，导致切削力波动起伏较大，对表面粗糙度产生一定影响。增强体体积分数大的复合材料其平均切削力、切削力峰值和切削力波动幅度都迅速增大，观察切削后的刀具状态，可发现这是因已发生严重的径向和后刀面磨损而引起。增强体体积分数小的复合材料其平均切削力、切削力峰值和切削力波动幅度增长较小。当增强相体积分数大时，增强相颗粒在切削变形区受刀刃挤压而拔出、破碎、脱落的几率比较大，而硬相颗粒一方面参与切削，一方面对前后刀面的刮擦耕犁，造成刀具磨粒磨损。总之，TiAl_3-IM以其低密度、高强度以及良好的耐热性能，成为近年来轻质结构材料研究中十分活跃的领域。而IPMMCs既具有叁维连续交叉网络结构，相互缠结和盘绕，互相贯穿和渗透，又具有高耐磨性、高断裂强度、高比强度和可控制的电、热性能，在航天航空、汽车、电子、机械制造等工业领域展示了广泛的应用前景。本课题的研究不仅有助于镁铝基复合材料理论的发展，而且能够拓展镁铝基复合材料理论和实际应用范围，具有重要的理论指导意义。目前，本研究课题已申报了国家专利，并在山东省自然科学基金(Y2006F03)资助下，正致力于IPMMCs的进一步研究。
参考文献：
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[7]. 原位自生颗粒增强镁基复合材料的研究[D]. 陈晓. 中南大学. 2005
[8]. Zn-Al合金对碳纤维浸渗性研究及复合层板制备[D]. 汪乾. 太原理工大学. 2015
[9]. 石墨烯增强镁基复合材料制备及其表面微弧氧化研究[D]. 程思. 南昌航空大学. 2017
[10]. TiAl_3金属间化合物网络结构增强镁铝基复合材料研究[D]. 王守仁. 山东大学. 2007
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