δ－Al_2O_3纤维／Al－12Si复合材料室温拉伸强度分析

对δ－Ａｌ２Ｏ３纤维／Ａｌ－１２Ｓｉ复合材料室温拉伸强度的分析表明，在实验条件下该复合材料存在δ－Ａｌ２Ｏ３纤维的最小体积分数Ｖｍｉｎ和临界体积分数Ｖｃｒｉｔ，并求出其基体强度σ＇ｍ和室温强度σｃ－δ－Ａｌ２Ｏ３纤维体积分数Ｖｆ直线方程及纤维的临界长度ｌｃ和复合材料的剪切应力τｉ．确定复合材料的ＲＯＭ预测曲线，应首先判断σ＇ｍ是否等于未增强合金的强度σｕｍ才能得出正确的结论     

ANALYSIS ON ROOM TEMPERATURE TENSILE STRENGTH OF δ-Al_2O_3, FIBER / Al-12Si COMPOSITE

对δ－Ａｌ２Ｏ３纤维／Ａｌ－１２Ｓｉ复合材料室温拉伸强度的分析表明，在实验条件下该复合材料存在δ－Ａｌ２Ｏ３纤维的最小体积分数Ｖｍｉｎ和临界体积分数Ｖｃｒｉｔ，并求出其基体强度δｍ和室温强度σｃ－δ－Ａｌ２Ｏ３纤维体积分数Ｖｆ直线方程及纤维的临界长度ｌｃ和复合材料的剪切应力τＰ确定复合材料的ＲＯＭ预测曲线，应首先判断σｍ是否等于未增强合金的强度σｕｍ才能得出正确的结论。     

SiCp／LD2复合材料的微区力学性能

用ＵＭＨＴ３ 型超显微硬度仪测试ＳｉＣｐ／ＬＤ２ 复合材料界面附近基体中的硬度值, 结果表明,由于热膨胀系数差异, 复合材料中的热残余应力超过基体的屈服极限, 导致界面附近基体内存在热残余应变, 并使基体应变硬化, 因而超显微硬度值的变化可以反映热残余应变的分布状况。界面附近基体的超显微硬度随颗粒尺寸、距界面的距离和颗粒的尖锐程度而变化, 与有关复合材料中热残余应变分布的计算结果吻合。     

颗粒形状及基体热处理对SiCp/LD2断裂韧性的影响

对普通ＳｉＣ颗粒和钝化处理过的ＳｉＣ颗粒增强ＬＤ２铝复合材料的研究表明,颗粒经钝化处理后,几乎去除了很尖锐的部分,使颗粒呈近等轴状,但颗粒的形状对两种热处理态的复合材料的断裂性ＫＱ均无影响,而热挤出态的复合材料ＫＱ低于Ｔ６态。     

颗粒形状及基体热处理对SiCp/LD2 断裂韧性的影响

对普通SiC颗粒和钝化处理过的SiC颗粒增强LD2铝复合材料的研究表明,颗粒经钝化处理后,几乎去除了很尖锐的部分,使颗粒呈近等轴状,但颗粒的形状对两种热处理态的复合材料(热挤出态和T6态)的断裂韧性K     

一种测量复合材料中短纤维平均长度的新方法

提出了一种利用扫描电镜测量复合材料中短纤维平均长度的新方法，采用这种方法对制备短纤维增强金属基复合材料的预制件中的纤维进行了测量，结果表明其纤维长度呈正态分布。     

δ—Al2O3／Al—12Si—Cu复合材料断裂过程原位观察

采用挤压铸造成功制得界面结合良好的“Ｓａｌｌｆｉ”＾ＴＭδ－Ａｌ２Ｏ３短纤维增强Ａｌ－１２Ｓｉ－Ｃｕ复合材料。用扫描电镜对材料的室温拉伸断口和原位动态拉伸过程的观察及分析结果表明：纤维断裂和界面脱粘共同导致材料失效。主裂纹在材料中萌生后,在裂纹尖端区形成明锐的应力集中,造成裂纹前沿与拉伸方向呈小角度（０°〈θ〈４５°）排列的纤维正断,而呈大角度（４５°〈θ〈９０°）排列的纤维则基本沿界面脱开形成微     

Al_2O_（3f）／Al－5．5Zn复合材料界面的TEM研究

利用ＴＥＭ研究Ａｌ_２Ｏ_３短纤维增强Ａｌ－５．５Ｚｎ基复合材料的纤维／基体界面结构及形态，结果表明，该材料中存在三种形态的界面：纯净界面、含扩散过渡层界面、含少量第二相界面，过渡层厚度为２５～２５０ｎｍ，第二相为初生Ｓｉ。界面形态复杂的原因在于预制件中纤维取向及分布不均导致凝固过程中熔液各部分按不同条件凝固。     

颗粒形状对SiCp／LD2复合材料塑性的影响

采用经钝化处理的ＳｉＣ颗粒作为增强体制备的ＳｉＣｐ／ＬＤ２复合材料,与普通ＳｉＣｐ／ＬＤ２相比,材料明显提高了塑性,有限元与拉伸断口的扫描电镜分析表明,材料经Ｔ６处理后,断裂机制以颗粒断裂为主,塑性得以提高的原因主要是颗粒尖角钝化后,降低了尖角处热残余应变集中,并降低了颗粒尖角部在外加应低时断裂的可能性;而材料未经Ｔ６处理时,断裂机制以基体失效为主,塑性提高主要源于尖角处热残余应变集中的降低,因则     

SiCp／LD2复合材料低塑性的因素研究

与基体合金相比，体积分数１５％的ＳｉＣｐ／ＬＤ２复合材料的塑性很低，拉伸断口的分析表明，这主要由基体流变的改变，颗粒的断裂，原位残余应变，颗粒形状的不规则，富铁杂质相和颗粒在局部区域的聚集等原因造成。