搅拌铸造SiC_p/2024铝基复合材料的显微组织与力学性能

利用搅拌铸造?热挤压工艺制备SiCp/2024铝基复合材料板材,研究该复合材料铸态、热挤压态和热处理态的显微组织及力学性能。结果表明:SiC颗粒较均匀地分布于铸锭中,大部分SiC颗粒沿晶界分布,少数颗粒分布于晶内,晶界粗大的第二相呈非连续状分布;复合材料经热挤压变形后,显微孔洞等铸造缺陷明显消除,破碎的晶界第二相及SiC颗粒沿热挤压方向呈流线分布,复合材料的强度和塑性显著提高;对热挤压板材进行(495℃,1h)固溶处理+(177℃,8h)时效处理后,其抗拉强度达430MPa,此时的主要析出强化相为S′(Al2CuMg);热挤压变形有利于改善SiC颗粒与基体合金的界面结合,热处理SiCp/2024铝基复合材料的主要断裂方式为基体合金的延性断裂、SiC颗粒断裂和SiC/Al的界面脱粘。     

B_4C/Al-Si复合材料的制备

采用真空无压烧结法,制备了多孔碳化硼(B4C)骨架,致密度为46.8%.然后采用真空无压浸渗法,以A356铝合金为渗体,与B4C骨架进行复合.制备了B4C/Al-Si复合材料,致密度达99%以上,抗压强度为453 MPa,弯曲强度为294 MPa.微观结构分析结果表明,制备的复合材料组织致密,形成的Al、Si、Al3BC相分布均匀,界面复合良好.Al主要分布在B4C颗粒间,Si相主要分布在B4C和Al的界面处,使B4C和Al紧密结合,且试样的表面和心部均有分布均匀的Al存在.制备的B4C/Al-Si复合材料中B4C形成连续的骨架结构,而孔隙处的金属相则起到增韧、增强的作用.     

SiC增强汽车缸套用Mg_2Si/Al复合材料的组织与性能研究

研究了不同Si C颗粒添加量的Mg_2Si/Al复合材料的显微组织和耐磨性能,并分析了Si C的增强作用机理。结果表明,未添加Si C的Mg_2Si/Al复合材料中主要物相为Al、Mg_2Si、Si和Al_2Cu相;添加Si C颗粒后,主要物相除了Al、Mg_2Si、Si和Al_2Cu相外,还含有Si C和Mg Al_2O_4相;随着Si C颗粒的添加,Mg_2Si/Al复合材料中初生Mg_2Si相的形态更加规则,平均尺寸有所减小;添加10%Si C的Mg_2Si/Al复合材料的耐磨性能优于未添加Si C的Mg_2Si/Al复合材料和HT200铸铁。     

SiC含量对铝基复合材料显微结构和性能的影响

研究了不同质量分数Si C颗粒增强铝基复合材料的显微结构和力学性能,采用热压烧结和热挤压工艺成功制备出Si C颗粒增强铝基复合材料,通过相对致密度、XRD、FESEM和拉伸力学性能测试等手段,探究了不同质量分数的Si C颗粒和热挤压工艺对铝基复合材料显微结构、抗拉强度以及断裂方式的影响。     

成形温度对SiCP/Al复合材料性能的影响

采用粉末冶金的方法制备12%SiC_p/6066Al(体积分数)复合材料,研究了热压与热挤压成形温度对复合材料性能的影响。结果表明,热挤压有利于SiC颗粒在基体中的再分布且是粉末冶金法制备SiC颗粒增强铝基复合材料的必要工艺,而热压则有利于提高增强颗粒与基体的界面结合强度;在高于基体固相点温度热压烧结而低于固相点温度热挤压时,金属基体强度高且界面结合牢固,复合材料的性能最佳。本工艺中12%SiCp/6066Al的最佳热压温度为560℃,热挤压温度为430℃。     

搅拌铸造SiC_p/A356复合材料的显微组织及力学性能

采用搅拌铸造技术制备质量分数为15%的SiCp增强A356铝基复合材料,并对所制备的复合材料进行后续热挤压变形。通过金相观察(OM),扫描电镜(SEM)及力学性能测试等手段,对该复合材料显微组织与力学性能进行了研究。结果表明,所制备的复合材料铸态组织中,SiCp较均匀地分布于基体中,SiCp与Al界面处存在Si原子的富集;热挤压变形后,显微气孔等铸造缺陷明显减少,材料致密度显著提高,SiCp沿热挤压方向呈流线分布特征,颗粒均匀分散性明显提高;采用535℃×5h固溶+180℃×5h时效处理后,热挤压棒材的力学性能为:σs=370MPa,σb=225MPa,δ=5.3%,时效后析出强化相大小约为200nm,且弥散分布于基体中;断口分析表明,SiCp/A356铝基复合材料的断裂主要是由基体的塑性断裂及SiCp的断裂导致的。     

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。     

Sip/Al基复合材料中Si相的组织演变及性能

采用粉末冶金法制备Sip/Al基复合材料,利用光学显微镜及万能拉伸试验机对Sip/Al复合材料中Si相形貌演变规律和力学性能进行了研究,用奥斯特瓦尔德熟化机制解释了Si颗粒长大机理。研究表明:随着烧结温度的提高,Sip/Al复合材料中Si元素先脱溶析出形成细小的Si颗粒后聚集长大。Sip/Al基复合材料热挤压后,基体中分布着弥散的Si颗粒,固溶处理后,Si颗粒形态发生钝化变得圆整,而固溶处理4 h后,Si颗粒聚集长大并出现搭接现象。Sip/Al基复合材料抗拉强度随着固溶时间的延长先增加后降低,在固溶处理2 h时达到最大值228.1 MPa。     

常规铸造工艺条件下SiC颗粒增强Al-Si系铸造合金的界面反应

采用透射电镜，研究了SiC颗粒增强Al-Si系铸造铝合金复合材料在常规铸造工艺条件下的界面反应。试验结果表明：当基体合金含硅量为5％以上时，能抑制生成Al4C3的有害界面化学反应，SiC界面基本上是单一的SiC／Al及SiC／Si界面，且部分界面上有MgAl2O4颗粒相形成。此外，对不同文献所述的抑制有害相Al4C3产生所需的临界Si含量的差异进行了分析。     

时效处理对Al2O3/CuCrZr复合材料干摩擦磨损性能的影响

通过粉末冶金结合热挤压工艺制备出Al2O3颗粒增强Cu-Cr-Zr基复合材料,研究了时效处理工艺对该复合材料干摩擦磨损行为的影响.结果表明,经过480℃×1h时效处理后,在复合材料的基体中形成细小弥散的共格沉淀相,使其硬度提高并得到良好的导电性能.加入Al2O3颗粒显著提高了复合材料的耐磨性和摩擦的平稳性.磨损机理分析表明,恰当的时效处理工艺使复合材料基体的力学性能提高,摩擦过程中亚表层变形程度显著降低,避免了严重粘着转移的发生,改善了复合材料的耐磨性能.     

航空电子用Mg_2Si/Al复合材料的热处理

通过重力铸造和等温热处理结合热挤压制备了航空电子用Mg_2Si/Al复合材料,研究了不同等温时间和等温温度下的复合材料的显微组织和力学性能变化,并探讨了其作用机理。结果表明,等温热处理后组织中的Mg_2Si相由多边形小块状向球状或者椭球状转变,且增强相Mg_2Si相随着等温时间延长,球化程度有逐渐增加的趋势;等温不同温度和不同时间的半固态挤压Mg_2Si/Al复合材料的抗拉强度和断口伸长率都高于重力铸造Mg_2Si/Al复合材料;航空电子用Mg2Si/Al复合材料的断裂主要来自基体断裂、初生Mg_2Si相开裂和初生Mg2Si相与基体界面开裂。     

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。     

(WC+B4C)p/6063Al复合材料的力学性能研究

以粉末冶金法制备了具有屏蔽效能的铝基复合材料,分别以10∶1、15∶1和25∶1挤压比热挤压,并将挤压后的材料进行固溶强化和时效处理.通过对挤压态和T4态(WC+ B4C)p/6063Al复合材料拉伸性能的比较以及SEM、TEM分析,研究了该复合材料的力学性能.结果表明:以15:1挤压比进行热挤压,在520～530℃下固溶强化和时效处理时,该复合材料的力学性能最佳,抗拉强度大于300MPa且伸长率达10％以上;热处理后基体中Mg2Si析出相尺寸和形貌上的变化以及增强颗粒的弥散强化是该复合材料力学性能提升的原因.     

SiCp颗粒含量对SiCp/Mg-5Al-2Ca复合材料组织与性能的影响（英文）

通过搅拌铸造法制备了3种不同体积分数(2%,5%,10%)的SiCp/Mg-5Al-2Ca复合材料,并在673 K下进行了热挤压。铸态复合材料中,少量SiCp颗粒的加入就能破坏Al2Ca相沿基体合金晶界分布并有效细化Al_2Ca相析出尺寸。随着Si Cp体积分数的增高,Al_2Ca相尺寸有所减小,但不明显。经过热挤压后,Al2Ca相破碎并沿挤压方向排布,基体合金晶粒得到细化。晶粒尺寸以及Al2Ca相尺寸随着Si Cp体积分数的增高呈微小减小。与单组元基体合金相比较,挤压态Si Cp/Mg-5Al-2Ca复合材料的屈服强度和加工硬化率随着Si Cp体积分数的增高而逐渐增高,而延伸率则逐渐下降;抗拉强度最大值则出现在Si Cp体积分数为5%时。复合材料中Si Cp颗粒以及Al2Ca相的脱粘以及开裂是导致复合材料断裂的主要原因。     

基体中Si含量对Al-Si/SiCP复合材料界面结合的影响

采用扫描电镜对SiC颗粒增强Al-7%Si(质量分数,下同)、Al-12%Si和Al-22%Si三种铝基复合材料中基体/SiC的界面结合状况进行了研究,结果表明:尽管基体合金中的Si含量不同,但复合材料的基体/SiC界面都有Si相小颗粒析出;在w(Si)=12%的共晶Al-Si合金为基体的复合材料中,SiC颗粒周围Si相小颗粒数量最多.Si相存在于SiC颗粒与铝合金基体之间,一边与基体相连,另一边与SiC增强体相连,起到了"连接桥"的作用,改善了复合材料的界面结合质量.     

热处理工艺对Al2O3-SiO2/Al-Si复合材料微屈服行为的影响

以Al2O3-SiO2／Al-Si复合材料为研究对象，采用连续加载法，详细研究了热处理工艺对Al—Si基复合材料微屈服行为的影响规律及其原因。结果表明，复合材料经淬火处理后的微屈服强度最低，而经时效处理后的微屈服强度则好于其他热处理工艺的效果。时效处理是提高Al-Si基复合材料微屈服强度的有效途径之一。     

真空热压SiC_p/2024Al复合材料力学性能与显微结构

采用真空热压法制备了体积分数为30%的Si Cp/2024Al复合材料,研究了该复合材料的显微组织结构及力学性能。结果表明,复合材料组织致密,颗粒与基体界面结合状况较好,Si C颗粒在铝基体中基本上分布均匀。经490℃、2 h固溶处理和170℃、8 h人工时效后,Si Cp/2024Al复合材料的抗拉强度、屈服强度和伸长率分别为409 MPa、325 MPa和4.9%,基体中存在大量的纳米析出相为S'(Al2Cu Mg)。随Si C颗粒加入,复合材料力学性能提高,其断裂方式为基体开裂和界面处撕裂。     

热处理对挤压铸造SiC_p/ZL101铝基复合材料组织与性能的影响

通过半固态机械搅拌法和近液相线法制备了SiC_p(μm级)质量分数为3%的ZL101铝合金半固态坯料,对坯料二次加热后挤压获得SiC_p/ZL101铝基复合材料。研究了固溶和时效处理对复合材料显微组织和性能的影响。结果表明,挤压铸造制备的SiC_p/ZL101复合材料显微组织由近球形的α-Al、长条状的共晶Si组织,以及多边形的SiC颗粒组成。经过固溶处理后,共晶Si转变为近球状;时效处理后,基体和第二相界面的析出相数量增加,复合材料的抗拉强度、屈服强度和伸长率分别达到320 MPa、244 MPa和6.91%,显微硬度(HV)为114,复合材料的断裂形式由微孔聚集型断裂转变为准解理断裂。     

Al_2O_3粒径对铝基复合材料拉伸性能和断裂机制的影响

采用原位法和半固态搅拌铸造法制备了体积分数为1%,尺寸分别为1μm、500 nm和100 nm的Al_2O_3颗粒和4wt%Mg_2Si颗粒增强铝基复合材料,利用金相显微镜、扫描电镜、X射线衍射仪和能谱仪对材料显微组织、相组成和元素组成进行分析,并对其拉伸性能进行测试。结果表明:Al_2O_3颗粒的加入使该复合材料基体组织得到细化,并且Al_2O_3颗粒尺寸越小组织越细。添加Al_2O_3颗粒使复合材料抗拉强度提高,随着Al_2O_3颗粒尺寸的减小,复合材料抗拉强度升高,而伸长率降低。Mg_2Sip/Al复合材料和(Al2O3(1μm)+Mg2Si)p/Al复合材料的断裂方式主要是韧脆混合型断裂,(Al_2O_3(500 nm)+Mg_2Si)p/Al复合材料和(Al_2O_3(100 nm)+Mg_2Si)p/Al复合材料断裂方式主要为韧性断裂。     

Si对无压自浸渗法制备SiCP/Al复合材料的影响

采用无压自浸渗法制备SiC颗粒增强Al基复合材料,研究了Si对SiC颗粒与Al液之间浸润性的影响。结果表明,在熔融铝液中添加Si可以降低金属溶液的粘度,改善其流动性,促进SiC颗粒与金属溶液之间的浸润性;Si的添加还可以抑制复合材料中AL4C3脆性相的产生,从而改善了SiC颗粒增强铝基复合材料的组织与性能。