郑小红[1]2007年在《熔铸法原位自生Al_2O_3-TiC_p/Al基复合材料的热力学及动力学分析》文中指出借助差示扫描量热仪(DSC)、扫描电子显微镜(SEM)、能谱分析仪(EDAX)、X射线衍射仪(XRD)等测试技术,对Al-TiO_2-C体系的热力学、动力学进行了详尽的分析,建立了熔铸法(MC)制备原位自生Al_2O_3-TiCp/Al基复合材料的动力学模型,并制定了MC合成原位自生Al_2O_3-TiCp/Al基复合材料的合理工艺,同时以稀土CeO_2作为添加剂,研究稀土CeO_2对复合材料中增强相颗粒的形貌、生成量、复合材料的微观组织结构等的影响。由热力学分析可知,通过控制反应温度等工艺参数完全可以获得原位自生Al_2O_3-TiCp/Al基复合材料,避免副产物Al_3Ti和Al_4C-3的产生。利用Al-TiO_2-C体系熔铸法制备原位自生Al_2O_3-TiCP/Al基复合材料,反应的动力学机制可以分为:熔化、扩散、反应和冷却。该体系的主体反应主要可以包括Al与TiO_2之间发生的伴随着强烈放热的置换反应生成Al_2O_3粒子,以及石墨粒子与其周围的富钛层反应生成TiC粒子这样两部分反应。基于理论计算和实验研究,建立了Al-TiO_2-C体系MC合成工艺制备原位自生Al_2O_3-TiCP/Al基复合材料的动力学模型。动力学分析可知,石墨颗粒和TiO_2颗粒愈细,混粉质量愈好,增强体的体积分数愈高,反应速率愈大,反应完成所需时间愈短。实验结果表明:Al-TiO_2-C体系通过熔铸法在1100℃时辅以充分的搅拌可以成功获得颗粒亚微米级分布均匀的原位自生Al_2O_3-TiCp/Al基复合材料。添加稀土CeO_2可以使该体系在940℃下获得颗粒更加细小的、均匀弥散分布的原位自生Al_2O_3-TiCp/Al基复合材料。
赵玉谦[2]2005年在《TiC颗粒局部增强铸造钢基复合材料的制备》文中研究指明首次将铸造过程与Fe-Ti-C-Al 体系SHS 反应有机结合,成功制备出TiCp局部增强铸造钢基复合材料,很好地解决了SHS 反应的引燃、致密化及增强体原位形成和零件成形一体化制造等关键科学问题。对Fe-Ti-C-Al 体系溶液进行了热力学计算结果表明:Al 加入量增加可以降低TiCp 的生成自由焓,有利于TiCp 的生成。在本实验条件下,TiCp 可在1600℃钢液中生成。为研究Fe-Ti-C-Al 体系SHS 反应合成制备TiC 颗粒局部增强铸造钢基复合材料提供了理论依据。采用Fe-Ti-C-Al 体系,将粉料充分混合压制成约理论密度60%的预制块,经预处理后放置在铸型内,利用高温钢液的热能引发SHS 反应,使液态金属成型和在钢液内内生TiC 增强颗粒同时完成。成功地制备了大体积分数的TiC颗粒局部增强铸造锰钢基和铸造45Mn2 钢基复合材料。很好地解决了在颗粒增强铸造钢基复合材料制备过程中,存在的外加陶瓷颗粒润湿性差、颗粒表面易污染、颗粒参与下的熔体流动性差、充型困难和大体积分数颗粒无法实现等严重影响颗粒增强铸造钢基复合材料制备中的难题。探讨了Fe-Ti-C-Al 体系在钢液内SHS 反应生成TiC 的机制,并给出粉末粒度、配比、预制块的紧实率及添加剂等影响TiC 生长的动力学因素对TiCp生成尺寸的影响规律。优化出适合于TiC 颗粒局部增强铸造钢基复合材料制备的工艺参数。为进一步提高TiC 颗粒局部增强铸造45Mn2 钢基复合材料的性能,进行了强韧化热处理,以改善TiCp 形态,提高TiCp 增强区和基体的宏观硬度。并对TiC 颗粒局部增强铸造锰钢基、铸造45Mn2 钢基复合材料的硬度、耐磨性进行了研究。为上述两种TiCp 局部增强铸造钢基复合材料的应用,提供了可供参考的理论与技术依据。
李小平[3]2006年在《Al_（63）Cu_（25）Fe_（12）准晶与镁、铝及其合金复合过程的研究》文中研究表明本论文在国家自然科学基金项目“铝铜铁准晶颗粒增强镁基复合材料”(项目编号:50071030)的资助下,开展了对Al_(63)Cu_(25)Fe_(12)准晶材料的制备和应用的探索性研究。采用铸造和雾化的方法制备Al_(63)Cu_(25)Fe_(12)粉末,探索热处理条件对粉末相变化的影响,制备出单一准晶相组成的Al_(63)Cu_(25)Fe_(12)准晶粉末;研究Al_(63)Cu_(25)Fe_(12)准晶颗粒与熔融镁合金和铝合金的界面反应机制以及反应生成物、准晶颗粒尺寸大小和体积份数对Al_(63)Cu_(25)Fe_(12)准晶与镁、铝及其合金的复合过程和材料的组织和性能的影响。为Al_(63)Cu_(25)Fe_(12)准晶颗粒镁基/铝基复合材料的理论研究和实际应用打下基础。采用铸造后球磨和惰性气体雾化两种方法制备了Al_(63)Cu_(25)Fe_(12)准晶材料,通过热处理成功地制备了几乎单一准晶相组成的Al_(63)Cu_(25)Fe_(12)准晶粉末。研究了块状Al_(63)Cu_(25)Fe_(12)准晶材料与熔融镁合金/铝合金的界面反应机制。采用不同的复合材料制备方法探索制备准晶颗粒镁基和铝基及其合金的复合材料的有效途径、过程中的组织和相的变化等。分析了各种制备方法下准晶对复合材料组织和性能的影响。本文的主要内容如下:试验表明,真空环境下在中频中冶炼和浇铸的Al_(63)Cu_(25)Fe_(12)准晶材料凝固得到的铸态组织为多相结构,主要由Icosahedral +λ-Al_(13)Fe_4+β-AlFe(Cu) +τ-AlCu(Fe)组成,而且将会按照λ相、β相、准晶I相和τ相的次序顺次析出。冷却速度对铸态组织相的组织和形态有着重要的影响,直接影响到凝固组织中准晶相以及先析出λ相的形态和最终在材料中的含量。雾化法制得的粉末中相的组成远比铸态组织要简单,准晶含量比铸态粉末高,粉末中除了准晶I相外,还存在β或τ相以及少量的λ、ω-Al7Cu2Fe。而且不同的粒度的Al_(63)Cu_(25)Fe_(12)雾化粉末中相的相对含量也不同。随着粉末粒度的细化,雾化粉末中准晶的相对含量增加。热处理后,β(τ)迅速降低,准晶I相增加。热处理温度是影响Al_(63)Cu_(25)Fe_(12)雾化粉末中准晶含量的主要因素,-200目的粉末在850℃下保温12小时可以得到几乎单一的准晶相组成。在采用搅拌铸造的方法将Al_(63)Cu_(25)Fe_(12)准晶和AZ80、AZ91复合时, Al_(63)Cu_(25)Fe_(12)准晶颗粒将与熔融的基体金属Mg之间发生严重的反应,准晶相逐渐失稳,释放出游离态的Cu,随后扩散至基体中,同时,基体元素Mg向颗粒中扩散,占据Cu所留下的位置。在随后的冷却凝固过程中,扩散至基体中的Cu部分固融于基体中,部分与基体金属中的Al发生脱熔沉淀反应:αAl + Cu→θ- Al_2Cu,呈网状组织分布于复合材料中。如果在液态条件下保持时间较长,在压力的作用下,熔融的基体金属Mg更容易进入到Al_(63)Cu_(25)Fe_(12)准晶
段亚萍[4]2014年在《Al-Cu-Fe准晶颗粒的制备及其对ZL101合金的强化》文中进行了进一步梳理铝硅合金具有耐磨、抗疲劳以及良好的铸造性能，以高强度、轻质量等优点常广泛应用于航空航天、汽车等行业，但同时其初生Al相结构粗大，共晶Si组织严重割裂基体熔液，这些特征影响着合金的力学性能以及切削加工性，因此传统的Al-Si合金已经很难满足市场发展的需要。准晶作为一种新兴材料，具有硬度高、耐热、表面能低等良好的综合性能，使其成为Al-Si基体的一种理想的强化相。本文正是基于准晶材料增强Al-Si复合材料的设想，设计了一种新型的铝基复合材料。一方面扩大了准晶的应用范畴，另一个方面改善了Al-Si合金的综合性能。本文采用普通铸造的方法制备出Al63Cu25Fe12中间合金，采用光学显微镜（OM）、扫描电镜（SEM），X射线衍射仪（XRD）以及能谱分析仪（EDS）分别研究冷却速度以及热处理对合金微观组织以及相变化的影响，之后将经过热处理的Al63Cu25Fe12准晶球磨，选取100~200目的准晶粉末采用半固态加入法以及分阶段搅拌法将其加入ZL101合金中。研究准晶颗粒对ZL101基体组织和性能的影响，以及研究挤压压力、浇注温度的不同对复合材料的影响。选取挤压压力、浇注温度最优组合的铸锭进行热处理，研究热处理工艺对复合材料微观组织和性能的影响。试验表明，采用常规铸造法制备的Al63Cu25Fe12中间合金在铸态下得到的组织是多样的结构，主要由单斜相λ、准晶I相、简立方结构β相以及其他类似相组成。冷却速度对铸态下Al63Cu25Fe12准晶合金的组织以及准晶相的含量有重要的影响，当冷却速度较慢时准晶相的含量较多，且准晶合金在热处理之后合金有向单一准晶相变化的趋势。将Al63Cu25Fe12准晶颗粒采用搅拌铸造的方法加入ZL101合金中，结果表明，加入准晶颗粒之后，初生α-Al由板条状变为蔷薇状，细长针状的共晶Si被打断呈现较短的组织且分布均匀。复合材料的抗拉强度、伸长率、硬度分别为189MPa、3.7%、62.2HB相对于基体合金提高16.7%、15.6%、21.48%。当挤压压力为100MPa，浇注温度为720℃时合金的力学性能最优。通过对铝基复合材料的微观断口分析可知其主要为准解理断裂。研究热处理态的复合材料表明，热处理对初生α-Al的微观组织影响较小，对共晶Si的组织影响较大，外观形貌由针状变为球状或者椭球状。热处理之后复合材料的力学性能有很大的提高，其抗拉强度由铸态的230MPa提高到308MPa，提升了34.6%；硬度74.5HB提高到110.4HB，提升了48.2%，伸长率由8.4%提高到10.5%。
李祯元[5]2011年在《Al_（63）Cu_（25）Fe_（12）准晶增强Al-Si合金的组织与性能研究》文中提出采用常规铸造方法和快速凝固的方法制备了Al_(63)Cu_(25)Fe_(12)合金。对Al_(63)Cu_(25)Fe_(12)合金铸锭和快凝态的Al_(63)Cu_(25)Fe_(12)合金薄带分别进行SEM-EDS、X-射线衍射和DSC分析,通过热处理成功的制备了基本由单一相组成的Al_(63)Cu_(25)Fe_(12)准晶合金。将热处理后的Al_(63)Cu_(25)Fe_(12)准晶破碎成一定尺寸的颗粒,以不同的添加量加入到Al-7%Si和Al-12.6%Si合金中进行强化处理。通过不同的保温时间研究准晶在基体合金中相的变化并分析了准晶合金对基体合金的组织与性能的影响。试验表明,通过SEM-EDS、X-射线衍射分析在电弧炉中熔炼并凝固的Al_(63)Cu_(25)Fe_(12)合金铸锭组织主要由4种相组成,分别为λ相、β相、准晶I相以及τ相,并在凝固的过程中依次析出。通过DSC确定了τ相、准晶I相、β相以及λ相的相转变温度分别为692℃、880℃、996℃和1117℃。通过铜辊旋淬系统制备了快凝态的Al_(63)Cu_(25)Fe_(12)合金薄带,发现快凝态的合金薄带中主要由大量的准晶I相和少量的τ相组成。凝固速度对Al_(63)Cu_(25)Fe_(12)准晶合金中相的组成有重要的影响。在氩气的保护条件下,经过750℃,3小时热处理并淬火后, Al_(63)Cu_(25)Fe_(12)合金铸锭基本由单一的准晶相组成。将Al_(63)Cu_(25)Fe_(12)准晶颗粒以机械搅拌铸造的方法加入到Al-7%Si合金中。随着准晶颗粒添加量的增多,基体合金晶界周围的准晶颗粒明显增多,并沿晶界均匀分布,无明显的团聚现象,颗粒的尺寸有了明显的减小。随着保温时间的延长,基体中弥散分布的准晶颗粒发生热裂,并有低温τ相的生成。随着保温时间的进一步延长,准晶颗粒完全溶解,准晶相中的各元素与基体合金形成了许多新相,并散落分布在基体合金中。力学性能测试结果表明,随着Al_(63)Cu_(25)Fe_(12)准晶颗粒的增多,准晶增强Al-7%Si合金的硬度和抗拉强度逐渐增加,而伸长率开始基本保持不变,当准晶的添加量大于6%时,伸长率出现逐渐下降的趋势,因此,当添加量为6%时,准晶增强合金的力学性能最佳。以相同的方法将Al_(63)Cu_(25)Fe_(12)准晶颗粒添加到Al-12.6%Si合金中。与Al-12.6%Si合金相比,共晶Si得到了明显的细化,准晶颗粒以长条状和块状存在。当准晶的添加量较少时,准晶颗粒和细化的共晶Si弥散分布在基体合金中。随着准晶含量的增加,准晶颗粒出现团聚现象。随着保温时间的延长,准晶颗粒逐渐溶解,准晶相中的各元素扩散到基体合金中并与之形成了许多新相。力学性能结果表明,准晶增强Al-12.6%Si合金的硬度随着准晶添加量的增加而增加。而伸长率在准晶添加量较少时保持不变,当准晶添加量大于3%时,伸长率出现下降的趋势。准晶增强Al-12.6%Si合金的抗拉强度随准晶添加量的增加先增大后减小。当准晶添加量为6%时,抗拉强度达到最大值。并对准晶添加量为3%的增强Al-12.6%Si合金和未增强的Al-12.6%Si进行500±5℃固溶并淬火处理,在185±5℃人工时效24小时,准晶增强Al-12.6%Si合金和未增强的Al-12.6%Si合金的硬度都是随时效时间的增加先增大后缓慢减小,都出现一个较为明显的时效峰。准晶增强Al-12.6%Si合金比未增强的Al-12.6%Si合金有较高的硬度,而且出现时效峰的时间有一段时间的前移。
魏广玲[6]2010年在《铝合金表面激光熔覆Cu基复合涂层研究》文中研究表明铝合金表面激光熔覆铜基合金涂层强化是铝合金表面强化的重要研究方向之一。该方法利用过冷条件下Cu-Co、Cu-Fe等体系发生液相分离来引入含Co、Fe、Si等元素的第二相(硬质相颗粒)进行强化。利用激光熔覆技术在6061铝合金表面制备具有液相分离特点的铜基合金复合涂层,获得了硬质颗粒弥散分布耐磨涂层。在此基础上,通过添加适当比例SiC陶瓷颗粒相,进一步提高了熔覆层的硬度和耐磨损性能。利用SEM、EDS、XRD、EPMA等多种现代材料分析手段分析了熔覆涂层的微观组织、化学成分及微区元素分布,并且考察了熔覆层合金成分、工艺参数变化等对涂层微观组织、显微硬度和磨损性能的影响。同时,为了扩展非传统Ni基熔覆材料体系,利用横流C02激光器在不锈钢表面成功制备了Ni-38%Sn过共晶涂层。激光熔覆铜基复合涂层试验结果表明：激光熔覆铜基合金粉末得到了界面结合良好的熔覆层,熔覆层表面光滑,界面平直无裂纹缺陷。熔覆层主要由(Cu,Ni)固溶体、Cu9Al4、AlFe0.23Ni0.77以及CoFe增强相等组成。在优化的激光工艺参数下,随着铁钴元素含量的增加,熔覆层硬质颗粒比例增大,大量铁钴硬质颗粒增强体弥散分布在熔覆层Cu-Ni固溶体合金基体组织中,大大增加了基体的显微硬度和抗磨损性能。激光熔覆后的熔覆层表面平均硬度最大为580HV,约为6061铝合金显微硬度的4.5倍；熔覆层耐磨损能力得到显着提高,磨损主要以切削方式进行,伴有轻微磨粒磨损。SiC颗粒增强铜基合金涂层结果表明：SiC颗粒在熔覆过程中并未发生分解,SiC颗粒与熔覆层基体结合牢固,并且均匀地分布在熔覆层中,起到了弥散强化质点的作用,构成了对熔覆层基体具有保护作用的骨架。通过对添加2%SiC和5%SiC颗粒的熔覆层的组织性能比较,得出添加5%SiC熔覆层组织更加致密细小,熔覆层显微硬度值比基体显着提高,约为基体的5.5倍,耐磨性能也得到显着改善。利用横流CO2激光器在奥氏体不锈钢表面激光熔覆非传统熔覆材料体系Ni-38%Sn复合涂层。结果表明,涂层与基体实现了良好的冶金结合,涂层主要存在α-Ni固溶体、Ni3Sn、γ-[Fe,Ni]及少量Ni3Sn2。激光熔覆区呈现典型的树枝晶组织和层片状共晶组织,Ni3Sn作为初生相形成枝晶组织,Ni3Sn和α-Ni的层片状共晶组织依附于初生相Ni3Sn枝晶呈网格状分布。熔覆层显微硬度为不锈钢基体的2.25倍。涂层主要磨损机制为粘着磨损,并伴有轻微疲劳磨损特征。
参考文献：
[1]. 熔铸法原位自生Al_2O_3-TiC_p/Al基复合材料的热力学及动力学分析[D]. 郑小红. 佳木斯大学. 2007
[2]. TiC颗粒局部增强铸造钢基复合材料的制备[D]. 赵玉谦. 吉林大学. 2005
[3]. Al_（63）Cu_（25）Fe_（12）准晶与镁、铝及其合金复合过程的研究[D]. 李小平. 上海交通大学. 2006
[4]. Al-Cu-Fe准晶颗粒的制备及其对ZL101合金的强化[D]. 段亚萍. 中北大学. 2014
[5]. Al_（63）Cu_（25）Fe_（12）准晶增强Al-Si合金的组织与性能研究[D]. 李祯元. 济南大学. 2011
[6]. 铝合金表面激光熔覆Cu基复合涂层研究[D]. 魏广玲. 大连理工大学. 2010