李伟[1]2003年在《Mullite短纤维/Al合金复合材料界面微结构及时效行为的研究》文中提出本文在详细综述国内外非连续增强铝基复合材料界面反应与界面结构和时效行为研究进展的基础上，用挤压铸造方法制备莫来石短纤维增强铝合金复合材料，通过硬度测试(HB)、差示扫描量热仪(DSC)和透射电子显微镜(TEM)等手段，全面、深入、多因素和系统地研究了莫来石短纤维增强铝合金(Al-Cu、Al-Cu-Si、Al-Cu-Mg和Al-Mg-Si)复合材料及其基体合金的界面微观结构和时效硬化(析出)行为，取得了下列具有创新性的研究成果。 用TEM(含高分辨透射电镜HRTEM和分析透射电镜ATEM)，研究了Mullite短纤维／Al合金复合材料中纤维、界面和基体析出相的微观结构。发现并经HRTEM实测证实，莫来石纤维由大小不等、位向不同的众多3Al_2O_3·2SiO_2单晶体组成，结晶致密但分布不均，晶体结构为正交(orthorhombic)晶系。纤维表面存在一断续分布的SiO_2膜层。淬火态Mullite短纤维／Al合金复合材料界面附近基体一侧中存在高密度位错。因基体合金种类的不同，莫来石短纤维与基体合金之间发生界面反应生成的界面产物分别为：CuAl_2O_4或／和β-CuAlO_2(Al-Cu基合金)、MgAl_2O_4(Al-Cu-Mg和Al-Mg-Si基合金)。在Mullite短纤维／Al-Cu-Si复合材料的纤维／铝界面处，只发现非平衡共晶相CuAl_2(θ)，没有发现任何其它的界面反应产物。 Mullite短纤维／Al合金复合材料的时效硬度始终高于相应基体合金的时效硬度，表明纤维对铝基合金具有明显的增强(增硬)作用。复合李伟Mullite短纤维从】合金复合材料界面微结构及时效行为的研究材料及其基体合金时效时，都经历了硬度上升、达到峰值、逐渐软化等几个阶段，且随着时效温度的升高，达到峰值时效的时间缩短而峰值硬度降低。莫来石短纤维的引入，没有改变铝合金时效硬化的一般规律。 莫来石短纤维的引入，没有改变铝合金时效析出中间过渡相的属性，复合材料及其基体合金中e‘、S’和p‘相与母相a一A1之间的位向关系完全相同: [1 10]。，//[1 10〕;l，(001)。，//(001)、、 〔010〕s，//[120」，l，(100)、，//(210)人l [100〕，，//[100〕，，或(011]。，//〔100〕，，。但纤维的引入，能明显滞缓和抑制A1一Cu合金GP区的形成，加速e“相和0’相的时效析出，对0相的析出则无太大的影响。在含Cu量适中(Cu二4.0 wt%)而含Mg量不高(Mg燕1 .85wt%)时，莫来石短纤维的引入明显滞缓和抑制了Al一Cu--Mg合金中GPB区的形成，加速S’相的时效析出，对S相的析出则无大的影响。对A卜Mg一Si合金而言，莫来石短纤维对过饱和固溶体中富Mg、Si原子集团(duster)的形成没有明显的影响，对GP区的形成也没有明显的影响。在无明显游离Si相存在的情况下，纤维对p’相的析出具有一定程度的“加速”作用。 合金元素51对Mu 1 1 1 te短纤维/Al一Cu一51复合材料和Mullite短纤维/Al一Mg一Si复合材料及其基体合金的时效行为具有独特的影响:随着含51量的增加(>1.65 wt%)，Mullite/Al一Cu一51复合材料及其基体合金的时效硬化过程明显加快，达到峰值时效所需的时间逐渐缩短，峰值硬度也随含Si量的增加而升高。无纤维存在时，内生的游离Si相是合金中的“第二相”，Si/Al界面的大量存在，如同纤维/Al界面一样，明显抑制GP区的形成，加速e“相和e‘相的析出。引入纤维后，复合材料中GP区的形成被完全抑制，而e’相的超前析出由于有Si相的存在使得两类材料的差异有所减小，表明:Si含量超过一定数值后，纤维加速基体，/合金时效析出的作用被Si相所掩盖，合金元素Si对Al一Cu一Si合金时效行为的影响，比外加莫来石短纤维的作用更大。这一点在Mul 1 1 te/Al~Mg一Si复合材料中也有相同的结果，即在Al一MgZSi伪二元体系基体上，当游离si相较多时，纤维加速p‘相析出的现象将被Si相的存在有所掩盖。但无论在基体合金中还是在复合材料中，游离si相的存在加速了e相的形核和长大，这是与莫来石短纤维作用所不同的地方。四川大学博士学位论文 对固溶淬火获得的过饱和固溶体立刻实施形变处理，能十分明显地 抑制Al一4.SCu合金和Mul 1 ite/Al一4.SCu复合材料中GP区的形成，加速 e‘相甚至o相的沉淀析出。无纤维存在时，形变试样的时效硬度远远 高于无形变试样的硬度，但不同形变度之间则无较大的差异;形变试样 的峰值硬度高于无形变试样的峰值硬度，但随形变度的增加，峰值硬度 随之降低。引入纤维后，形变试样与无形变试样相比，时效硬度不但增 加不明显，且随着形变度的增加，峰值硬度降低并低于无形变试样的峰 值硬度。与外加纤维、第二相51晶体等相比较，残余形变对Al一Cu合金 时效析出(硬化)行为的影响最为显着。 基体合金中溶质原子浓度变化对Mul 1 ite短纤维/Al合金复合材料的 时效行为有程度不同的影响:(1)在最大固溶度范围内，提高Al~Cu合 金中的Cu含量，可使合金的时效硬度有所提高，达到峰值时效的时间有 所缩短，对GP区、0“相和o‘相的析出，均具有一定程度的加速作用。 引入莫来石短纤维后，Cu原子数?
张先菊[2]2004年在《Mullite/AI合金复合材料界面微结构及微成分研究》文中研究表明本文在详细综述国内外非连续增强铝基复合材料界面研究进展的基础上，用挤压铸造方法制备莫来石(Mullite)短纤维增强铝基复合材料，采用扫描电子显微镜(SEM)、透射电子显微镜(TEM，含高分辨透射电子显微镜HRTEM和分析透射电子显微镜ATEM，二者都附有EDS功能)、X射线衍射仪(XRD)等现代材料分析测试方法，研究了Mullite纤维的微观结构和Mullite／Al-Cu、Mulllite／Al-Cu-Mg以及Mullite／Al-Cu-Si复合材料的界面微观结构及微区成分。研究结果表明： 1．Mullite／Al合金复合材料中的莫来石纤维由大小不等、位向不同的众多3Al_2O_3·2SiO_2单晶体组合而成，组织致密但分布不均，个别单晶结晶粗大，形状呈球形或哑铃形，纤维表面存在一断续分布的SiO_2膜层。纤维晶体结构属正交(orthorhombic)晶系：a_0=0.7490nm，b_0=0.9269nm，c_0=0.5814nm。这一结果得到高分辨透射电镜(HRTEM)实测结果的支持。 2．Mullite／Al-Cu复合材料的凝固过程为非平衡结晶，θ(Al_2Cu)相容易在纤维表面及α相晶间偏析。淬火态Mullite／Al-Cu复合材料界面附近基体一侧中存在高密度位错。时效态Mullite／Al-Cu复合材料界面处存在一“无析出物带”(precipitate-free-zone，PFZ带)。Mullite／Al-Cu复合材料在挤压铸造时容易发生纤维与基体合金间的界面反应，生成CuAl_2O_4或／和β—CuAlO_2，依附于纤维表面以一定角度向基体内生长。界面反应生成的CuAl_2O_4尖晶石尺寸粗大，平均直径约为500nm，容易开裂。 3．铸态Mullite／Al-Cu-Mg复合材料的凝固组织中，纤维表面及α相晶间存在非平衡结晶的S(Al_2CuMg)相和θ(CuAl_2)相。淬火态复合四川人学硕}学位论文材料界面附近基体一侧中存在高密度位错。Mullite/Al一Cu一Mg复合材料在一挤压铸造时容易发生纤维与基体合金间的界面反应，生成MgA12O4。 4.铸态Mullite/A卜Cu一Si复合材料凝固组织中，纤维表面及Q相晶间容易发生游离51晶体和。(CuA12)相的偏聚。淬火态Mullite/AI一Cu一51复合材料“纤维/基体”界面和“Si晶体/基体”界面附近基体一侧中，都存在高密度位错。原位(in一situ)析出的Si晶体与A!基体之间有较好的界面结合，淬火后容易在Si晶体内产生孪晶。在含si量较高的Mullite从l一C。一Si复合材料中，纤维与基体合金的界面反应受到Si元素的抑制，界而处没有出现明显的界面反应产物，只发现部分非平衡结晶0(AIZCu)市目。关键词:Mullite短纤维:铝合金;界面微结构;界面微成分;位错; 界面反应妞
许虹宇[3]2007年在《Al_2O_3·SiO_（2sf）/Al复合材料基体成份优化及耐磨性能研究》文中研究指明本文采用挤压铸造的方法制备了Al_2O_3·SiO_(2sf)/Al复合材料,选用纯Al、Al-Cu、Al-Cu-Mg合金做为基体,并通过调整合金成份得到性能良好、成本低廉的复合材料,为寻求一种可供民用的短纤维增强铝基复合材料提供理论依据。采用SEM、TEM、DEX和XRD对Al_2O_3·SiO_(2sf)/Al合金复合材料中的微观组织及界面结构进行分析,研究表明Al_2O_3·SiO_(2sf)/Al复合材料制备过程中金属铝液与原始纤维表面涂覆的SiO2非晶层发生反应,形成固溶在基体中硅相或在基体中以单质Si的形式析出。Cu元素加入后在纤维界面产生偏聚,有效的抑制和阻止这个界面反应的进行。当Cu含量增加到5%后,界面反应基本不再发生,基体中的溶质原子也由Si相转变为Cu相,并在局部区域析出少量CuAl2相。利用X射线标定萃取后的Al_2O_3·SiO_(2sf)/Al-Cu和Al_2O_3·SiO_(2sf)/(2024Al+Mg)复合材料的物相,发现复合材料中含有CuAl2O4尖晶石和MgAl2O4尖晶石结构,并利用反应物吉布斯自由能的变化量推断其反应历程和可能性,确定出CuAl2O4不是界面反应的产物,而是由CuAl2氧化生成;MgAl2O4是在挤压铸造时产生的纤维和基体之间的界面反应物。深入研究Al_2O_3·SiO_(2sf)/Al-Cu和Al_2O_3·SiO_(2sf)/(2024Al+Mg)复合材料及其基体合金的时效硬化析出行为。研究结果表明,随着Cu含量增加,峰时效时间提前,硬度提高,190oC时效时作用最明显。随着Mg含量的增加,峰时效时间延后,峰时效温度范围变宽,185oC时效时作用最明显。硬度测试结果和组织观察表明:Al_2O_3·SiO_(2sf)/(2024Al+1%Mg)的析出相细小、呈针状,对基体的强化效果最好,塑性也最好;Al_2O_3·SiO_(2sf)/(2024Al+2%Mg)析出相呈块状,尺寸略有长大,强度比前者略有下降;Al_2O_3·SiO_(2sf)/(2024Al+3%Mg)时析出相粗化严重,导致强度进一步降低。研究表明,纯Al基体中添加Cu元素和Mg元素有利于复合材料热膨胀系数的降低,而且随着Cu或Mg含量增加,热膨胀系数呈现逐渐降低的趋势;在2024基体合金的基础上添加Mg元素,得到的复合材料热膨胀曲线更加平缓。加热温度在100~300oC之间时,Al_2O_3·SiO_(2sf)/Al,Al_2O_3·SiO_(2sf)/Al-Cu,Al_2O_3·SiO_(2sf)/(2024Al+Mg)叁个系列复合材料的热膨胀系数都随着温度的提高缓慢增大,并呈线性变化规律,温度高于300oC之后,Al_2O_3·SiO_(2sf)/ (2024Al+Mg)复合材料的热膨胀系数随着温度的提高表现为急剧增大,而Al_2O_3·SiO_(2sf)/ (2024Al+3%Mg)复合材料的热膨胀系数相对平稳增大。摩擦磨损实验表明,在磨损过程中Al_2O_3·SiO_2纤维增强相牢固地镶嵌在基体里并形成支架,从而在磨损过程中不易脱落;当材料表层中较软的基体被磨掉后,裸露出来的增强体纤维和对磨件接触摩擦,磨损接触面积减少,纤维既承担了部分载荷又减少了局部应力,从而保护基体而提高了复合材料耐磨性。Al_2O_3·SiO_(2sf)/Al合金复合材料的磨损机制主要为粘着磨损,Al_2O_3·SiO_(2sf)/Al-Cu合金复合材料的磨损机制为粘着磨损为主并伴有磨粒磨损;Al_2O_3·SiO_(2sf)/(2024Al+Mg)合金复合材料为轻微粘着磨损与磨粒磨损机制为主。复合材料的表面损失表现为破碎磨屑、剥层撕裂和流变滑移叁种形式。实验结果表明,滑动距离相同时,低转速下, Al_2O_3·SiO_(2sf)/Al合金复合材料的摩擦系数随着载荷的加大呈下降的趋势;在相对较高的转速下Al_2O_3·SiO_(2sf)/Al复合材料的摩擦系数随着载荷的加大却呈上升的趋势。多元合金元素的加入使得复合材料材料无论在高载荷还是在高转速条件下都能得到较小的摩擦系数,并能很好地保持摩擦系数的稳定性,体现了设计后复合材料的优良的耐磨性能。
张先菊, 廖乃馒, 李伟, 范洪远, 沈保罗[4]2004年在《铸造莫来石短纤维/Al-4.5Cu复合材料界面微结构的研究》文中研究表明用挤压铸造方法制备Mullite/Al 4.5Cu复合材料。用透射电镜 (TEM )观察了淬火态及时效态复合材料的微观结构。结果表明 :莫来石 (Mullite)短纤维组织致密但分布不均 ;淬火态复合材料界面附近基体一侧存在高密度位错 ;Mullite/Al 4.5Cu复合材料有界面反应发生 ,生成CuAl2 O4;时效态复合材料界面处还存在明显的无析出物带
刘路军[5]2007年在《稀土La在Al_2O_3（sf）／Al-5Cu中的分布及强化机制研究》文中研究说明学 位 论 文论文题名: 稀土 La 在 Al2O3(sf)／Al-5Cu 中的分布及强化机制研究研 究 方 向: 金
周阵阵[6]2010年在《基于细观力学方法的脆性基体短纤维复合材料性能预报》文中提出现代科技高速发展的今天,无论从宏观还是微观的角度看,可以说界面问题已变得无处不在,它已是科研和工程人员必须逾越的技术难关之一。一方面在宏观范围内,各类结构及材料的结合部,如薄膜涂层材料的涂层界面、金属/陶瓷结合界面。异种金属结合界面、功能器件与承载构件的结合界面。复合材料层合板的层间等,对材料或结构整体的力学行为乃至其功能性能有着十分重要甚至是支配性的影响；另一方面在细观范围内,纤维与基体材料等的界面、颗粒增强体与基体的界面等力学行为,对先进材料的性能设计与开发及其结构寿命的精确评价等,具有举足轻重的意义。界面结合状态是影响材料使用的重要方面,是整个体系的薄弱处。因此,提高材料的力学性能,往往从改善界面结合状态着手,采用提高填料相与基体相之间的相容性和结合力。全面而确切的表征界面是了解界面性质并进而控制和改善复合材料的最重要基础之一。本文首先以Mullitef/M124F金属基复合材料和钢纤维混凝土复合材料为例,重点阐述了两种复合材料的热膨胀性能,在详细综述国内外复合材料的概况应用以及复合材料界面研究进展的基础的上,归纳总结了国内外各种复合材料热膨胀模型的研究以及进展。其次,本论文是基于复合材料细观力学以及复合材料的复合理论的方法,提出了本论文的热膨胀理论模型。通过对大量的文献收集整理,利用复合材料细观力学分析归纳总结的方法,对复合材料界面层的性能表征和几何尺度表征,得出界面厚度与复合材料短纤维直径之比的平均值。再次,本论文首先用挤压铸造方法制备莫来石短纤维铝基复合材料,采用扫描电子显微镜等现代材料分析测试的方法,对莫来石的微观结构进行了一定的阐明,并利用热膨胀仪对试样进行了热膨胀性能测试,给论文打下了坚实的实验验证基础。本论文还用了对钢纤维混凝土复合材料的热膨胀模型进行了预测,查阅资料,得出需要的数据,进行整理计算得出理论结果。最后,在前期大量的工作与研究的基础上,使用预测公式,最后的结论得出,Mullitef/M124F与钢纤维混凝土复合材料的热膨胀的预测值与实验值吻合得比较好,验证了本文提出的复合材料热膨胀模型的正确性,从而在一定程度上,简化了计算复合材料热膨胀的复杂性。为了增加本文的理论的广泛性,还对双相钢的强度模型进行了预测,并加以验证。
李小宏[7]2012年在《3Al_2O_3·2SiO_2/A1-3.5Cu复合材料界面研究》文中提出用挤压铸造方法制备硅酸铝短纤维增强A1-3.5Cu复合材料;用XRD、SEM和分析透射电镜(ATEM)对该复合材料的微观组织、增强纤维的微观结构、复合材料界面及界面反应产物的结构特征、化学组成进行研究。结果表明,增强纤维为莫来石结构,晶型为正交晶系;该复合材料界面存在断续分布的CuAl2O4尖晶石结构的界面反应产物,界面附近存在高密度位错结构。
参考文献：
[1]. Mullite短纤维/Al合金复合材料界面微结构及时效行为的研究[D]. 李伟. 四川大学. 2003
[2]. Mullite/AI合金复合材料界面微结构及微成分研究[D]. 张先菊. 四川大学. 2004
[3]. Al_2O_3·SiO_（2sf）/Al复合材料基体成份优化及耐磨性能研究[D]. 许虹宇. 哈尔滨工业大学. 2007
[4]. 铸造莫来石短纤维/Al-4.5Cu复合材料界面微结构的研究[J]. 张先菊, 廖乃馒, 李伟, 范洪远, 沈保罗. 铸造技术. 2004
[5]. 稀土La在Al_2O_3（sf）／Al-5Cu中的分布及强化机制研究[D]. 刘路军. 江西理工大学. 2007
[6]. 基于细观力学方法的脆性基体短纤维复合材料性能预报[D]. 周阵阵. 安徽工程大学. 2010
[7]. 3Al_2O_3·2SiO_2/A1-3.5Cu复合材料界面研究[J]. 李小宏. 热加工工艺. 2012