SiC颗粒增强AZ81镁合金基复合材料的制备及组织与力学性能
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SiC颗粒增强铝基复合材料制备工艺及性能研究中期
报告
中期报告主要介绍了SiC颗粒增强铝基复合材料的制备工艺和性能研究的进展情况。
具体内容如下:
1. 研究背景和意义
本文研究的是SiC颗粒增强铝基复合材料,这种材料因其轻质、高强度、高刚性、耐腐蚀等特点被广泛应用于航空、汽车、船舶等领域。
通过研究该材料的制备工艺和性能,可以提高材料的性能,为材料的应用提供支持。
2. 研究方法
本文首先使用球磨机对铝粉和SiC颗粒进行混合,然后采用压力机将混合物压制成坯料,最后通过热压烧结技术制备铝基复合材料。
对制备过程中的参数进行了系统的优化,研究了不同加热温度、保温时间、加压力度等对材料性能的影响。
3. 成果与分析
经过优化,最终制备出了质量稳定的SiC颗粒增强铝基复合材料,并对其力学性能和热性能进行了测试。
结果表明,SiC颗粒增强铝基复合材料的力学性能和热性能均显著优于纯铝材料,其中强度和硬度分别提高了40%和60%以上。
4. 存在的问题和展望
目前研究中存在一些问题,例如坯料压制不够均匀、材料中存在气孔等。
未来将着重优化制备工艺,提高材料的性能,并探索材料在不同应力条件下的性能表现。
总之,本文研究了SiC颗粒增强铝基复合材料的制备工艺和性能,为该材料的应用提供了基础性支持。
颗粒增强镁基复合材料颗粒增强金属基复合材料由于制备工艺简单、成本较低微观组织均匀、材料性能各向同性且可以采用传统的金属加工工艺进行二次加工等优点,已经成为金属基复合材料领域最重要的研究方向。
颗粒增强金属基复合材料的主要基体有铝、镁钛、铜和铁等,其中铝基复合材料发展最快;而镁的密度更低,有更高的比强度、比刚度,而且具有良好的阻尼性能和电磁屏蔽等性能,镁基复合材料正成为继铝基之后的又一具有竞争力的轻金属基复合材料。
镁基复合材料因其密度小,且比镁合金具有更高的比强度、比刚度、耐磨性和耐高温性能,受到航空航天、汽车、机械及电子等高技术领域的重视。
颗粒增强镁基复合材料与连续纤维增强、非连续(短纤维、晶须等)纤维增强镁基复合材料相比,具有力学性能呈各向同性、制备工艺简单、增强体价格低廉、易成型、易机械加工等特点,是目前最有可能实现低成本、规模化商业生产的镁基复合材料。
一、制备方法1、粉末冶金法粉末冶金法是把微细纯净的镁合金粉末和增颗粒均匀混合后在模具中冷压,然后在真空中将合体加热至合金两相区进行热压,最后加工成型得复合材料的方法。
粉末冶金的特点:可控制增颗粒的体积分数,增强体在基体中分布均匀;制备温度较低,一般不会发生过量的界面反应。
该法工艺设备较复杂,成本较高,不易制备形状复杂的零件。
2、熔体浸渗法熔体浸渗法包括压力浸渗、无压浸渗和负压浸渗。
压力浸渗是先将增强颗粒做成预制件,加入液态镁合金后加压使熔融的镁合金浸渗到预制件中,制成复合材料采用高压浸渗,可克服增强颗粒与基体的不润湿情况,气孔、疏松等铸造缺陷也可以得到很好的弥补。
无压浸渗是指熔的镁合金在惰性气体的保护下,不施加任何压力对增强颗粒预制件进行浸渗。
该工艺设备简单、成本低,但预制件的制备费用较高,因此不利于大规模生产。
增强颗粒与基体的润湿性是无压浸渗技术的关键。
负压浸渗是通过预制件造成真空的负压环境使熔融的镁合金渗入到预制件中。
由负压浸渗制备的SiC/Mg颗粒在基体中分布均匀。
高体积分数SiC颗粒增强Al基复合材料的制备和性能研究的开题报告一、选题背景铝基复合材料作为一种高强度、高刚度、高耐热、高导热、高导电、低密度和良好的耐腐蚀性能的材料,广泛应用在航空、航天、汽车、军工等领域。
SiC颗粒是一种具有优良机械性能和高热稳定性的陶瓷材料,可作为铝基复合材料的增强相。
现有文献研究表明,SiC颗粒增强Al基复合材料具有较好的力学性能和耐热性能,在复合材料制备中具有广阔的应用前景。
二、研究目的本课题旨在通过制备高体积分数SiC颗粒增强Al基复合材料,探索其力学性能、耐热性能以及微观结构等方面的特性,以期提高铝基复合材料的综合性能,为实际应用提供理论支撑和技术指导。
三、研究内容1. SiC颗粒表面处理工艺的研究:通过对SiC颗粒表面处理,改善其与铝基矩阵材料之间的界面粘合力,提高复合材料的综合性能;2. 复合材料制备工艺的研究:选择适当的制备方法和工艺参数,制备出高密度、高质量的SiC颗粒增强Al基复合材料;3. 复合材料力学性能的测试研究:测定复合材料的拉伸、压缩、弯曲等力学性能,并对力学性能与颗粒体积分数、SiC颗粒尺寸、表面处理方式等因素的关系进行分析;4. 复合材料耐热性能的测试研究:采用热重分析等测试方法,研究复合材料的热稳定性能和耐氧化性能,并分析其与SiC颗粒分布、颗粒体积分数等因素的关系;5. 复合材料微观结构的分析研究:采用扫描电镜等显微镜技术,对复合材料的微观结构及界面结合情况进行分析研究。
四、研究意义本课题的研究结果将有助于:1. 提高铝基复合材料的综合性能,促进其在航空、航天、汽车、军工等领域的应用;2. 探索SiC颗粒增强铝基复合材料的微观结构和界面结合情况,为其进一步发展和应用提供理论基础和技术支持;3. 研究复合材料力学性能和耐热性能与SiC颗粒体积分数、颗粒尺寸、表面处理方式等因素的关系,为复合材料制备提供参考依据。
颗粒增强镁基复合材料专利技术综述【摘要】颗粒增强镁基复合材料的专利技术综述对于材料科学和工程领域具有重要意义。
本文首先介绍了颗粒增强镁基复合材料的研究背景和意义,指出其在航空航天、汽车制造等领域的应用价值。
接着详细介绍了颗粒增强镁基复合材料的制备方法和性能评价,分析了其在不同应用领域中的潜在用途和发展现状。
然后通过案例分析展示了颗粒增强镁基复合材料专利技术的实际应用。
探讨了颗粒增强镁基复合材料专利技术的未来发展方向、重要性和应用前景,为相关研究提供了参考和启示,为材料科学领域的进步做出了贡献。
【关键词】颗粒增强镁基复合材料、专利技术、制备方法、性能评价、应用领域、发展现状、案例分析、未来发展方向、重要性、应用前景1. 引言1.1 颗粒增强镁基复合材料专利技术综述概述颗粒增强镁基复合材料是指在镁基合金中添加其他强化颗粒,通过颗粒与基体之间的相互作用,提高镁合金的性能和应用范围。
这种复合材料不仅具有良好的机械性能和耐热性能,还能有效提高材料的强度和硬度,满足高端领域对材料性能的要求。
本文将对颗粒增强镁基复合材料专利技术进行综述,包括制备方法、性能评价、应用领域、发展现状和专利技术案例分析。
通过深入研究和分析,为未来的研究和应用提供重要参考,推动颗粒增强镁基复合材料专利技术的发展和应用。
1.2 颗粒增强镁基复合材料的研究背景颗粒增强镁基复合材料是一种具有优异性能的新型材料,其研究背景可以追溯到早期对镁合金材料的研究。
镁合金由于其密度小、比强度高、导热性好等优点,一直被广泛应用于航空航天、汽车制造、电子设备等领域。
镁合金也存在着脆性高、抗拉强度低、热稳定性差等缺点,限制了其进一步应用。
为了克服镁合金的缺点,研究者开始将颗粒增强技术引入镁基复合材料中。
通过在镁基材料中添加颗粒增强剂,可以有效改善材料的强度、硬度、耐磨性等性能,从而拓宽镁基材料的应用范围。
随着材料科学与工程领域的不断发展,颗粒增强镁基复合材料逐渐成为研究热点,吸引了众多科研人员和企业的关注与投入。
SiC颗粒增强镁基复合材料的现状及研究进展学号:205100804 班级:金材101 姓名:秦淑梅摘要:SiC颗粒增强镁基复合材料以其高强度、高刚度、良好的尺寸稳定性、优良的铸造性能、各向同性等优点成为最为适用的工程材料之一,本文总结了SiC 颗粒增强体的制备方法及界面行为对镁基复合材料性能的影响,进一步研究了SiC颗粒增强镁基复合材料的机理,并陈述了现状及研究进展。
关键词:SiC颗粒镁基复合材料性能进展1.1 镁基复合材料的发展现状1.1.1 镁合金及镁基复合材料镁合金具有密度小、比强度和比刚度高,阻尼减振性能优良等优点,成为现代汽车、电子、通信等行业的首选材料[1]。
然而镁合金较低的弹性模量,有限的高温强度和耐磨性、耐蚀性较差,从而大大限制了其工业化应用。
为了改善镁合金强度低、力学性能差的缺点,科技人员向镁合金中加入高强、高弹性模量的碳纤维、碳化硅纤维等制成连续纤维增强镁基复合材料。
由于开始之初连续纤维的成本较高、制备工艺复杂,为了满足进一步推广应用的要求,必须研究低成本的镁基复合材料,因此人们又开始研究非连续增强镁基复合材料特别是颗粒增强镁基复合材料(如SiC颗粒增强相)。
与铝基复合材料相比,镁基复合材料具有更高的比强度、比刚度,同时还具有较好的耐磨性、耐高温及减震性能。
因此,镁基复合材料几个行业具有相当大的潜在应用。
1.1.2 目前镁合金的研究方向目前镁合金的研究热点大部分主要集中在以下五个方面:1)耐高温性能的改善;2)抗腐蚀性能的提高;3)塑性变形能力的改善;4)韧性及阻燃性的改善;5)镁基复合材料如何降低成本、扩大生产规模。
2.1 镁基复合材料中的增强相镁合金材料常用增强体镁合金材料选择增强体要求物理、化学相容性好、润湿性良好、载荷承受能力强等。
常用的增强体主要有C纤维、Ti纤维、B纤维,Al203短纤维,SiC晶须,B4c颗粒、SiC颗粒和Al203颗粒等[2]。
3.1 SiC镁基复合材料的制备方法3.1.1 粉末冶金法把均匀混合的陶瓷颗粒或者增强纤维与微细纯净的镁合金粉末进行机械混合,然后加热至合金两相区进行烧结,使增强物与镁基体聚集成一体形成镁基复合材料的方法。
SiC颗粒增强铝基复合材料的制备及性能SiC颗粒增强铝基复合材料具有良好的性能,其制备过程是通过将SiC颗粒加入铝基合金中,并在高温下进行加热、烧结和冷却等过程得到的。
在制备过程中,需要考虑材料选择、成分配比、加热温度和时间等因素。
首先,选择合适的铝基合金是制备SiC颗粒增强铝基复合材料的重要一步。
通常选择含有硅、铜、镁等元素的铝合金作为基体材料,因为这些元素可以提高铝合金的强度和硬度,使其更适合作为复合材料的基体。
其次,粒径和配比也是影响制备SiC颗粒增强铝基复合材料的因素之一。
通常,SiC颗粒的粒径应控制在10-50μm之间,同时需要适当调整其添加量,以达到复合材料的最佳性能。
在制备过程中,需要对复合材料进行高温加热,以实现SiC颗粒与铝基合金的结合。
通常可以通过烧结或热压等方法进行加热处理。
在加热过程中,需要控制加热温度和时间,以避免过度烧结或热压,导致复合材料的性能下降。
最后,制备好的SiC颗粒增强铝基复合材料具有优异的机械性能和耐磨性能。
其强度和硬度比普通铝合金要高,而且耐磨性能也较好,可用于制作各种机械零件和工具等。
总之,制备SiC颗粒增强铝基复合材料是一项复杂而有挑战性的工作。
只有深入了解其成分和加工工艺,才能制备出优质的复合材料。
SiC颗粒增强铝基复合材料的关键性能指标主要包括强度、硬度、耐磨性能等。
下面将针对目前文献报道的数据进行分析,并探讨其可能的影响因素。
首先是复合材料的强度。
根据文献报道,SiC颗粒增强铝基复合材料的强度通常高于单纯的铝合金,其中最高的强度值可以达到1100MPa。
这是由于SiC颗粒的加入增加了复合材料的晶间模量,从而提高了材料的强度。
此外,当SiC颗粒的大小适中时,其与铝基合金的界面结合更紧密,对于强度的提升也有一定的贡献。
其次是复合材料的硬度。
SiC颗粒的硬度高于铝合金,加入后可以明显提高复合材料的硬度。
根据文献报道,复合材料的硬度通常在100~200Hv之间,其中SiC颗粒的含量和均匀性是影响硬度的主要因素。
沈阳工业大学硕士学位论文SiC颗粒增强AZ81镁合金基复合材料的制备及组织与力学性能姓名:王小宁申请学位级别:硕士专业:材料学指导教师:杨林20070305SiC颗粒增强AZSI镁合金基复合材料的制备及组织与力学性能3实验结果及分析3.1基体合金与复合材料的显微组织观察及分析纯AZSl的微观组织如图3.1所示。
图3.1a、b分别为铸态及固溶态的AZ81合金在光学显微镜下的微观组织。
由图3.1a可见AZ81合金的组织是由树枝状基体相和基体相问存在的中间相组成。
根据M94d合金相图,此类合金中主要存在a-Mg和p-MglTAll2两种相,ct-Mg相是基体相,p'MgtTAll2相是强化相。
图3.1纯AZSl台金的微观组织a)铸态;b)固溶态Fig3.1Microstrl94ureofAZSlmagnesiumalloya)as-cast;b)as-solution当合金中Al元素的含量为8%时,在非平衡的凝固条件下,可出现共晶组织,即oLj-Mg和15-Mgl7AIl2共晶组织,但由于这种共晶组织中p-MglTAll2相较少,出现离异共晶,它往往分布在洳Mg相的晶界处。
图中依稀可见的大块晶粒是先共晶的ct-Mg固溶体,在先共晶ct-Mg固溶体晶界处具有黑色轮廓线的白色相是非平衡凝固产生的离异共晶体中的13-MgI?AIl2相,即共晶组织中的ct-Mg依附在原有的先共晶or.-Mg相上,p-Mgl7A112相则以不规则的块状分布在晶界处。
在离异共晶相p-MglTAln周围的黑色组织是在共晶反应后的冷却过程中,由甜Mg固溶体中析出的二次[3-MglTAil2相。
图3.1b为AZ81镁合金在经过固溶处理后所得到的显微组织,从图中可以看出第二相B-Mgi7A112充分地溶入a-Mg基体中。
大部分区域都表现出0c-Mg单相区,离异共晶现象消失,可以清晰地观察到晶界。
沈阳工业大学硕士学位论文图3.2、3.3、3.4为不同颗粒尺寸SiCdAZSl复合材料在铸态和固溶处理态的显微组织。
图3.2a为颗粒直径为2ttmSiCdAZ81复合材料在铸态下的显微组织,从图中可以看出2tunSiC颗粒大部分分布在晶界上,且能够看到局部地方的铸造缺陷。
图3.2b为颗粒直径为2tanSiCv/AZ81复合材料经固溶处理后的显微组织,从图中可以看出第二相p-Mgl7All2充分溶入a.Mg基体中,SiC颗粒大致的分布在ct-Mg基体的晶界处,而且出现团絮状,并能够观察到清晰的晶界。
图3.3为颗粒直径5ttm的SiCdAZ81复合材料在铸态及固溶处理态下的微观组织,图3.3a为其在铸态下的显微组织,从图中可以看到有离异共晶和枝晶状争Mgl7AIl2分布在a-Mg相的晶界上,在晶界处的黑色区域为第二相[,-Mgl7AIl2,组织中的黑色圆点为SiC颗粒,均匀分布,其余的为a-Mg基体。
图3.3b为经过固溶处理(水冷)后所得到的显微组织,可以看到第二相B-MglTAll2较充分图3.22tunsicp/Az8l的微观组织a)铸态;”固溶态MicrosUucmreofSiCp(2¨m)/AZ81metalmalrLxcompositesFig3.2a)as-cast;b)as-solution图3.35tanSiCq/AZSl的微观组织a)铸态;”固溶态Fig3.3Mic“Ⅺ眦hI砖ofSiCp(5ⅢnyAZ81metalmatrixcompositesa)as-cast;b)as-solutionSiC颗粒增强AZSI镁合金基复合材料的制备及组织与力学性能地溶入oE_-Mg基体中,SiC颗粒大致一致的弥散分布在ot-Mg基体上,枝晶和离异共晶在晶界上逐渐消失,并能较清晰地观察到晶界。
图3.4为颗粒直径10pan的SiCe/AZ81复合材料在铸态及固溶处理态下的微观组织,与图3.3的组织相比较,SiCp颗粒更均匀地弥散分布在晶界及晶内处,而13-MglTAll2相的数量较少,说明该相的形成被抑制。
图3.410tunSiCp/AZ81的微观组织a)铸态;b)固溶态Fig3.4MicrosmmtureofSiC..p(10肛m)/AZ81metalmatrixcompositesa)as-cast;”as-solution3.2SiCp/AZSl镁基复合材料拉伸性能结果与分析3.2.1SiCdAZ81镁基复合材料的室温拉伸性能图3.5为常温下颗粒不同尺寸(2tun,5岬,10tun)SiCv/AZ81复合材料的抗拉强度及屈服强度,从图中可以看出在常温下随着SiC颗粒尺寸的增大,复合材料的抗拉及屈服强度都不同程度的上升。
Ⅻ1∞L:100b∞2510Sizeofslc/(pm)图3.5常温下不同颗粒尺寸Siq/AZSl复合材料的抗拉及屈服强度Fig.3.5Ultimatetensileendyieldstrengthofas-castAZSlmetalmatrixcompositesreinforcedwithdifferentsizesofSiCparbaflatesattoonltemperatureSiC颗粒增强AZ81镁合金基复合材料的制备及组织与力学性能快就达到了稳定状态,并保持在一定值上下波动,而纯AZ¥1则是随着时间的增加,磨损率也不断地增加,直到在第6h后才趋于稳定,而且磨损率比5岫SiCv/AZ81和10岬SiC,/AZ81复合材料的磨损率高。
图3.1l说明,SiC颗粒的加入提高了基体的抗磨损性能,并且大大缩短了基体进入稳定磨损状态的时问。
按进入稳态后的磨损率计算:相对于AZ81而言,5uInSiCp/AZSl复合材料的耐磨性提高了15.4%,而10tunSiC#AZ81复合材料的耐磨性则提高了18.3%。
图3.12为在相同载荷下铸态AZSl镁合金及SiCp/AZ81复合材料8h磨损后的表面扫描形貌像。
图3.12a为AZSl的表面形貌像,磨损表面存在犁沟和塑性变形,且有少量剥落坑,其磨损机制主要以犁沟和塑性变形为主,并且可以看到很深并且较清晰的犁图3.12在相同载荷下铸态AZSl镁合金及sicp,AZ81复合材料8h磨损后的表面扫描形貌像Fig.3.12¥EMmicrographsofas-castAZSImagnesiumalloyandAZSImagnesiummatrixcompositesreinforcedwithSiCparticlesatsKmeloadafter8ha)AZ81;b)5InnSiCp/AZSl;c)10岬lSiCp/AZSI沈阡J工业人学硕士学位论文沟槽。
SiC,/AZ81复合材料的磨损表面形貌如图3.12b、c所示.磨损表面存在犁沟和塑性变形,但其表面比较平滑,只有少许较浅的犁沟槽出现,这说明,SiC颗粒的加入很大程度上改善了材料的耐磨性能;与图3.12b相比较,图3,12e中没有很明显的犁沟出现,塑性变形也不明显,表面很平滑。
3.5扫描电镜的组织观察及能谱成分分析用SEM及能谱仪对固溶态(T4)5岬SiC4AT-8I复合材料的组织及定点的成分进行了观察与分析,结果见图3.13。
图3.13a为5¨mSiCv/AZ81固溶态(T4)在扫描电镜下的显微组织,观察可见,在基体组织周围,有许多白亮的小颗粒存在,并且均匀分布:随后对该白亮点的成分进行了能谱分析,结果见图3.13b,由图3.13b可以看出,该点元素的质量百分含量为:C.43.92wt%,Mg.1.83wt%,Si.54.25wt%,说明该点应为SiC,即在固溶处理状态下,M勖7AIl2基本全部分解,固溶在组织中,而SiC还存在。
为了更进一步了解SiCD在基体中的分布,对3.13a图所在范围内进行Mg、Si、C三元素分布的面扫描,如图3.14所示。
ElementWt%%At%C置43.9264.57MgK01.8301.33S诹54.2534.10图3.135umSiCp/AZ81圃溶态(T4)在扫描电镜下的能谱图EI}AXspectrumofas-solutionSiCD(5Itm)/AZ81metalmatrixcompositesFig.3.13sic颗粒增强AZSl镁台金基复合材料的制备及组织与力学性能图3.14a为Mg的分布图,背景均匀部分为Mg.黑色部分为其他元素;图3.14b为si的分布图,可见Si分布比较均匀,并能见到团聚现象,黑色部分与图3.14a中Mg的分布相吻合:图3.14c则为C元素的分布图,与Si的分布图基本相同。
从图3.14中可以看出,经过固溶处理后SiC颗粒在Mg中分布比较均匀,但由于其颗粒尺寸比较小,仍然能看到团聚现象的出现。
图3.15为10¨mSiC口佾Z81复合材料与5¨mSiCp/AZ81复合材料在固溶态下的扫描电镜背散射像,可以明显看出较大颗粒尺寸(10lJIra)的SiC在基体上分布比小尺寸(5pro)的分布均匀,这可解释为什么5岬SiCp/AT乙8I的性能比较差。
10I.trnsiq,Az81复合材料,由于其颗粒尺寸稍大,SiC颗粒团聚的倾向降低,SiC颗粒能较均匀弥散地分布在基体中,复合材料性能得到了很大的改善和提高。
图3.145岬SiCp/AZ81固溶态(T4)在扫描电镜下的面扫描能谱分析Fig.3.14EDAXs脚'umofas—solutionsicp(5vtm)/AZSlmetalmatrixcompositesa)Mg;b)Si;C)C沈阳工业大学硕士学位论文图3.15Si叫AZat固溶态(T4)的背散射像Fig.3.15Backscattctillgphotographofas-solutionAZ81magnesiummaUixcompositesreinforcedwithSiCparticlesa)5ttmSiCVAZSlT4;b)10ttmSiCv/AZ811"43.6断口分析对SiCp/AZ81复合材料在不同温度下的拉伸断口进行了宏观观察,宏观形貌观察发现其断裂均为正断,且无明显的颈缩,延伸率不大。
利用SEM对拉伸断口的微观形貌进行了观察与分析,图3.16为2呻SiCp/AZSl复合材料在铸态及固溶态条件下在不同,温度下的断口形貌像,分析发现:铸态2IlmSiq/AZ81在常温下的断面是包括脆性断裂和韧性断裂的混合型断裂,表面上出现了明显的撕裂棱;在试样表面未发现明显的增强颗粒与基体界面脱离的迹象,表明基体与颗粒结合得较好,但在个别的试样表面存在少许的孔洞缺陷(见图3.16a右下角部位A处所指);在100℃时,复合材料的断裂表面解理面逐渐减少,并出现少量的韧窝,且韧窝处可以看到sic颗粒的存在,如图3.16b:图3.16c为铸态下复合材料在150℃高温时的断口形貌,从图中可以看出,解理面几乎全部消失,断裂表面表现出明显的韧性断裂特征。