王耐艳[1]2002年在《Cu-纳米TiB_2原位复合材料的制备及摩擦磨损性能》文中指出本文采用原位反应法制备了Cu-纳米TiB_2原位复合材料，在此基础上分析了原位复合材料的微结构，进行了干滑动摩擦磨损和电接触滑动磨损实验，完成的主要工作如下： 从热力学的角度出发，分析了陶瓷TiB_2颗粒在铜基体中原位生成的热力学条件，并用电解铜、工业纯钛、B_2O_3、C(还原剂)以及Cu-Ti、Cu-B等合金为原料，通过控制适当的反应温度、反应时间和快速凝固等工艺手段，制备了Cu-纳米TiB2原位复合材料。 通过光学显微镜、TEM、XRD等对Cu-TiB2原位复合材料进行了金相组织、微结构分析，原位复合材料的铸态金相组织中弥散分布着团簇状的TiB2颗粒；形变态金相组织中TiB2颗粒呈纤维状排列；TEM观察表明：在基体内存在着尺寸约为50nm、弥散分布的TiB2颗粒，且TiB2颗粒与基体之间界面清晰，但由于TiB2结构与铜晶体结构的差别较大，TiB2颗粒与基体之间无固定的位向关系；纳米TiB对铜基体有良好的增强作用。 利用销-盘式摩擦磨损试验机研究了Cu-纳米TiB2原位复合材料/Cu-C(石墨)复合材料的干滑动磨损和电接触磨损行为。纳米TiB2颗粒增强了Cu基体的抗磨损性能。随着载荷的增加，Cu-纳米TiB2原位复合材料的磨损率和摩擦系数增加；由于在较高载荷下发生表面开裂，高含量的TiB2相增强原位复合材料发生了由轻度磨损向严重磨损形式的转化。在中等载荷下由于表面保护性氧化膜的形成和基体中纳米TiB2相的存在使复合材料具有良好的抗软化能力，Cu-纳米TiB2原位复合材料的磨损率和摩擦系数随着滑动速度的增加而下降。在较高滑动速度下，塑性流变和氧化磨损为其主要磨损机制。 在一定载荷和滑动速度下，随电流的增加，Cu-纳米TiB2原位复合材料的磨损率增加，Cu-纳米TiB2原位复合材料的电接触滑动磨损机制主要为磨粒磨损和电侵蚀磨损。
王耐艳, 涂江平, 杨友志, 齐卫笑, 卢焕明[2]2002年在《Cu-纳米TiB_2原位复合材料的摩擦磨损性能》文中指出采用销-盘式摩擦磨损试验机考察了Cu-纳米TiB2原位复合材料在滑动干摩擦条件下的磨损行为.结果表明:载荷和滑动速度对纳米TiB2颗粒原位增强Cu基复合材料的摩擦磨损性能有重要影响;随着载荷的增加,Cu-纳米TiB2原位复合材料的磨损率和摩擦系数增大;由于在较高载荷下发生表面开裂,TiB2增强相含量较高的原位复合材料的磨损由轻度磨损向严重磨损转化;在中等载荷下,表面保护性氧化膜和基体中纳米TiB2相使复合材料具有良好的抗软化能力,Cu-纳米TiB2原位复合材料的磨损率和摩擦系数随着滑动速度的增加而降低;在较高滑动速度下,复合材料的主要磨损机制为塑性流变和氧化磨损.
吴波[3]2008年在《TiB_2颗粒增强高强高导铜基复合材料研制》文中提出硼化物颗粒增强铜基复合材料由于具有高强度、高导电性以及良好的高温性能广泛地应用于电极材料、电接触材料及集成电路引线框架材料等。本文采用粉末冶金法和真空非自耗电弧熔炼法两种工艺制备TiB_2/Cu复合材料,探讨了不同工艺下原位反应时的工艺参数及其对材料结构和性能的影响,获得以下一些有意义的结果。(1)考察了以无水乙醇为过程控制剂的湿法球磨过程中Cu-Ti-B_4C混合粉料的合金化情况,探讨了不同配料比在烧结时对原位反应产物的影响,分析了不同生成相的形成原因。结果表明:Cu-Ti-B_4C混合粉料经高能球磨后得到Cu、TiH_(1.924)和TiCu_3混合相,随TiB_2理论生成量增加粉料粒径减小。烧结后得到含B量不同的硼化物:TiB_(100),TiB_2或TiB_(25)。(2).本文试验条件下采用粉末冶金法制备TiB_2/Cu复合材料的最佳工艺参数为:以TiB_2理论生成量为5%(wt%)配料,在800MPa压力下对球磨后的合金粉末进行模压,在1273K经4.5h保温烧结,经原位反应可获得TiB_(100)弥散增强的Cu基复合材料,试样的电导率为:20.2%IACS,硬度为161Hv。(3).采用真空非自耗电弧熔炼法时尝试了两种不同方式:原料直接熔炼法和两段式熔炼法。原料直接熔炼法是将Cu粉、B_4C粉和工业纯钛混料后在电弧炉中直接熔炼,获得了单一TiB_2相弥散增强的Cu基复合材料。以TiB_2理论生成量为2%(wt%)配料,经电弧熔炼法得到的试样电导率为43.9%IACS,硬度为134Hv。(4).两段式熔炼法是先制备Cu-Ti预合金块,将此预合金块放置在Cu-B_4C混合粉末上进行熔炼,可得到TiB相增强Cu基复合材料,但由于反应界面层的存在,导致材料硬度分布不均,试样电导率较低。(5).探讨了微波烧结工艺制备TiB_2/Cu复合材料的可行性。结果表明:同传统烧结方式相比,微波烧结可大大降低保温时间。所得材料硬度高于常规烧结,但材料性能同传统烧结工艺一样,随烧结温度的提高和保温时间的延长并不利于材料性能的提升。
丁俭[4]2007年在《原位化学法制备纳米ZrO_2/Cu复合材料的研究》文中研究指明颗粒增强铜基复合材料具有高的比强度、比模量、良好的导电性能和高温性能等,在电阻焊电极、引线框架和电接触材料等需要高强度、高导电的工业领域中具有广泛的应用前景。但是传统的粉末冶金、铸造等工艺很难克服纳米颗粒浸润性不良和分散性不均的问题。本文采用原位化学方法制备了纳米ZrO_2-Cu复合粉末,并用粉末冶金制备了ZrO_2/Cu复合材料。通过原位化学工艺制备了纳米ZrO_2含量为0~8wt%的ZrO_2-Cu复合粉末,研究了反应物浓度、煅烧温度、还原温度、时间等化学工艺参数对复合粉末、复合材料性能与微观结构的影响,分析了3mol%Y2O3的加入对形成的ZrO_2晶体结构以及复合材料微观结构和性能的影响。结果表明:稳定剂Y2O3的加入有助于细化铜基体晶粒,提高复合材料的硬度、电导率等综合物理性能;当ZrOCl2浓度0.1mol/L、氨水浓度0.5mol/L,煅烧温度500℃,还原温度650℃,还原时间45min时,制备的纳米ZrO_2颗粒的尺寸小,在基体铜粉中呈弥散分布,且复合粉的粒径均匀、团聚小,纳米ZrO_2/Cu复合材料的综合性能最佳。采用粉末冶金工艺对原位化学法制备的ZrO_2-Cu复合粉末进行冷压-烧结后制备了ZrO_2/Cu复合材料。研究了初压压力、烧结温度、时间和复压压力对复合材料微观结构、性能的影响,获得了优化的粉末冶金工艺参数。同时,研究了纳米ZrO_2含量对复合材料性能的影响。结果表明:纳米ZrO_2颗粒的加入能够提高复合材料的抗拉强度、硬度,但是会使电导率有所下降。复合材料的抗软化性能随着纳米ZrO_2含量的增加而显着提高。采用透射电子显微镜和扫描电子显微镜分析了纳米ZrO_2/Cu复合材料的微观组织和界面特征;利用ANSYS软件建立了不同ZrO_2晶型下应力分布的模型,并研究了晶型对复合材料力学性能的影响;探讨了细晶强化和弥散强化这两种主要的强化机制在纳米ZrO_2/Cu复合材料中的强化作用。结果表明:纳米ZrO_2/Cu复合材料组织致密、晶粒细小,ZrO_2颗粒均匀地分布在基体中。随着纳米ZrO_2颗粒含量的增加,复合材料缺陷增加。ZrO_2颗粒在Cu基体中呈现单斜、四方两种晶体结构。单斜晶型ZrO_2颗粒与铜基体之间是界面清晰、无界面反应产物的直接结合型界面;四方结构ZrO_2与铜基体之间的界面类型为直接结合型和溶解扩散型界面。单斜结构ZrO_2尖端界面处的应力远远大于四方结构界面处产生的应力,因此,在单斜结构ZrO_2尖端处更容易产生内裂纹。纳米ZrO_2/Cu复合材料的主要强化机制是细晶强化和弥散强化,其中细晶强化对复合材料强度增量占总强度增量的67.43%;弥散强化对复合材料的强度增量占总强度增量的11.73%。采用销-盘式摩擦方法对纳米ZrO_2/Cu复合材料的摩擦磨损性能进行了研究,分析了不同载荷、转速、转数和介质对复合材料摩擦磨损性能的影响。结果表明:随着纳米ZrO_2颗粒含量的增加,复合材料耐磨损性能逐渐增强。随着载荷、转速和摩擦转数的增加,复合材料的磨损量逐渐增加,而摩擦系数则以不同形式增加,这主要是由于磨损过程中主要磨损机制不同造成的。纳米ZrO_2/Cu复合材料主要磨损机理的转变过程是:氧化磨损→氧化磨损+粘着磨损→粘着磨损+氧化磨损+剥层磨损→粘着磨损+剥层磨损。当主要磨损机制为氧化磨损或粘着磨损时,纳米颗粒增强相有利于提高复合材料的耐磨性;而当剥层磨损或颗粒破裂导致的叁体磨粒磨损为主要机制时,纳米颗粒团聚、孔洞、疏松等缺陷则会降低复合材料的耐磨性。
谭傲霜[5]2017年在《SiC/TiB_2颗粒混杂增强铝基复合材料力学及摩擦磨损性能研究》文中认为相对于单一增强相增强铝基复合材料,混杂增强铝基复合具有更优的力学性能和摩擦磨损性能,在制动摩擦材料应用方面具有更广阔的前景。本论文采用Al-7Si合金作为基体,选用微米SiC颗粒和纳米TiB_2颗粒作为混杂增强相,通过粉末冶金法及热挤压工艺,制备出不同纳米TiB_2颗粒含量的SiC/TiB_2混杂增强铝基复合材料。采用SEM和TEM分析了复合材料的显微组织及界面结合状况,通过拉伸实验测试了复合材料的力学性能,采用销盘式摩擦试验机测试了复合材料的摩擦磨损性能,分析了其磨损机理,得到以下结论:1.经过超声分散和球磨后,纳米TiB_2颗粒和微米SiC颗粒在基体合金中大致分布均匀,对于单一 SiC增强铝基复合材料,冷压坯经预烧结后致密度约为90.07%,热挤压可使复合材料的致密度进一步提高,达到95.24%,并且能进一步提高增强颗粒的分散性,同时使基体晶粒尺寸细化,基体与增强颗粒未发生反应,界面结合状况良好。2.室温拉伸实验结果表明,相比单一微米SiC颗粒增强铝基复合材料,SiC/TiB_2混杂增强铝基复合材料的抗拉强度和屈服强度均有所增加,当SiC/TiB_2混杂增强铝基复合材料中TiB_2颗粒含量增加到5%时,极限抗拉强度达到222.96MPa,增加了 64%,屈服强度达到了 122MPa,增加了 23%,结合拉伸断口形貌分析可知,SiC/TiB_2混杂增强铝基复合材料的强化主要由微米SiC颗粒起主要承载作用的强化和由于纳米TiB_2颗粒加入而引起的细晶强化、位错强化和Orowan强化等间接强化。3.干滑动摩擦磨损实验表明,外加载荷对复合材料磨损率的影响十分显着,随着载荷的增加,SiC/TiB_2混杂增强铝基复合材料的磨损率呈增加趋势;在低载荷时(20N),SiC/TiB_2颗粒混杂增强铝基复合材料的磨损率低于单一 SiC颗粒增强铝基复合材料,但当载荷升高至60N时,混杂增强复合材料和单一 SiC颗粒增强铝基复合材料的磨损率均急剧增加;当载荷固定时,随着干滑动速度的增加,SiC/TiB_2增强铝基复合材料的磨损率整体上有轻微的上升;结合对磨损表面形貌分析可知,复合材料磨损机制分为以下叁种:第一阶段为轻微磨损阶段,以磨粒磨损为主,第二阶段为机械混合层的形成阶段,以粘着磨损和氧化磨损为主,第叁阶段为机械混合层形成后剥落的阶段,以剥层磨损为主。
李其锐[6]2008年在《硅化钼增强铜基复合材料的制备及摩擦磨损性能研究》文中进行了进一步梳理电子、机械、航空航天等工业的发展迫切需要开发具有良好导电性、导热性、耐磨性,且力学性能优良、价格适中的功能材料以提高部件的连续运转性能,减少频繁更换部件所带来的直接和间接损失。当前所用的铜合金由于承载质点少耐磨性较差,在高温条件下会逐渐丧失弥散强化效果,同时合金化所带来的电热传导性能恶化的问题始终没有得到很好的解决。而颗粒增强铜基复合材料保持了铜优良的导电导热性能,增强物的加入还赋予材料高的力学摩擦磨损性能,所以对颗粒增强铜基复合材料进行深入研究可望开发出新一代高传导高耐磨的功能材料。本文采用高频原位反应法和熔渗法制备了硅化钼增强铜基复合材料,在此基础上分析了复合材料的微结构,进行了干滑动摩擦磨损试验,完成的主要工作如下:从热力学的角度出发,分析了硅化钼颗粒在铜基体中原位生成的热力学条件,并用电解铜、工业纯Si、Mo粉为原料,通过高频加热的方法制备硅化钼增强铜基复合材料。以铜粉,工业纯二硅化钼粉为原料,采用熔渗法通过控制熔渗温度,熔渗时间制备硅化钼增强铜基复合材料。通过光学显微镜、EDS、XRD和SEM等对复合材料进行了金相组织、显微结构分析;原位复合材料的金相组织中弥散分布着Mo_3Si颗粒,由于有氧气的存在,在实验条件下参与反应生成SiO_2;熔渗法制备的材料中由于压坯中残余氧气存在,二硅化钼发生分解生成Mo_5Si_3颗粒弥散分布于基体当中,同时伴有少量的SiO_2,形状不规则,大小不等,界面清晰;较低的熔渗温度和较低的MoSi_2的含量有利于铜基复合材料增强相的细化。在较高的熔渗温度下,增强相颗粒出现颗粒聚集现象,温度越高,增强相分解趋势越大。增强颗粒的加入能够很好改善基体的力学性能,Mo_5Si_3颗粒对基体有良好的增强作用,提高复合材料的硬度。熔渗温度高的材料致密度比温度低的高,说明温度高可以增加材料的致密度。利用销—盘式摩擦磨损试验机研究了熔渗法制备硅化钼增强铜基复合材料的干滑动摩擦磨损性能。结果表明,由于Mo_5Si_3增强颗粒的加入很大程度上提高了复合材料的硬度和耐磨性能,并且随着含量的增加,摩擦系数和磨损量降低。随着载荷的增加,复合材料的摩擦系数升高,铜基复合材料的磨损机制主要是粘着磨损,在温度高的情况下,Mo_5Si_3增强颗粒的加入能有效防止基体软化,降低粘着趋向,表现出良好的耐磨性能。
胡翠欣[7]2013年在《放电等离子法制备SiC/Cu复合材料及其性能研究》文中研究指明颗粒增强铜基复合材料不仅具有铜优异的导电、导热性能,而且具有增强体的特性,具有较高的强度和耐磨性能。SiC颗粒硬度高、耐磨损、耐高温,作为铜基复合材料的增强体,其优异的性能和广阔的应用得到越来越多的人关注和研究。本文以Cu, SiC粉末为原料,用行星式球磨机和放电等离子法(SPS)烧结制备了SiC/Cu复合材料。测定了混合粉末的物相,计算出晶粒尺寸和微观应变。还观察了粉末的形貌,并进行粒度分析。研究了烧结工艺参数和SiC含量对SiC/Cu复合材料的物理性能、力学性能和抗氧化性能的影响。研究结果如下：随着球磨时间的增加,粉末的粒度逐渐变小,SiC/Cu复合粉末晶粒尺寸不断细化,微观应变逐渐增大,衍射峰变宽。球磨8h后,SiC开始分解成单质的Si和C。实验得出的最佳球磨时间为6h。SiC/Cu复合材料的致密度随烧结温度和烧结压力的增加而增加；显微硬度和抗压强度随烧结温度的增加呈现先增后降的趋势；而随着烧结压力和SiC含量的增加,SiC/Cu复合材料的显微硬度变大。随着烧结时间的延长,复合材料的硬度先增后减,致密度和抗压强度逐渐增加。对于SiC含量为7%的复合材料,烧结温度为600℃,烧结压力为50MPa,保温时间为10min,材料的综合性能最好SiC/Cu复合材料随SiC含量增加,摩擦系数逐渐增大,磨损量则逐渐降低,SiC含量为10%时的磨损量最小。复合材料的磨损机制是黏着磨损和磨料磨损交替进行,摩擦系数随时间的变化上下波动。复合材料的热膨胀系数随SiC含量的增加而减小,而高温下的抗氧化性能则随之增强。经过对SiC/Cu复合材料性能的研究,发现该材料具有广阔的发展空间,本文研究的成果可为日后的实际应用提供理论依据。
雷若姗[8]2011年在《高强度Cu-Nb纳米弥散强化铜合金的制备及其相关基础问题的研究》文中研究说明本文结合国家“863"计划资助项目——“纳米弥散强化高导电、高抗应力松弛弹性铜合金”(编号2006AA03Z517),采用机械合金化粉末真空热压烧结成形法制备了Cu-Nb纳米弥散强化铜合金,并对其中机械合金化过程、合金组织结构演变规律、合金的力学性能、电学性能以及其所涉及的相关基础问题进行了研究,主要研究结果如下：1.通过对比不同球磨条件对所制备Cu100-x-Nbx(x=5,10,15,20, wt%)粉末组织结构的影响规律,优化确定了实验室条件下机械合金化法制备Cu-Nb合金的最佳工艺条件,其为：氩气保护下球磨,球磨罐与磨球材质：淬火不锈钢,球料比：15：1,球磨转速：300rpm,球磨时间：40～100h。在上述机械合金化条件下,随着球磨时间的增加,Cu100-x-Nbx粉末合金化程度逐渐升高,Cu相平均晶粒尺寸不断减小,内应变则升高；球磨100h后,Nb在铜中的最大固溶度可扩展至11wt%Nb, Cu相平均晶粒尺寸可达7-13nm。由于固溶强化、细晶强化、孪晶界强化以及应变强化的共同作用,Cu100-x-Nbx纳米晶固溶体硬度HV可达367～490 Kgf/mm2,几乎超过了目前所有铜合金的硬度。2.在机械合金化过程中,Cu-Nb合金晶粒纳米化过程为：在球磨初期,晶体形变以位错滑移为主,形成大量位错胞块及位错胞组织,随着球磨时间的延长,位错密度不断增加,位错胞块显着细化并逐渐转变为纳米亚晶和纳米晶；在球磨中期,当晶粒尺寸小于50nnm后,部分区域开始出现纳米形变孪晶,孪晶将进一步分割细化纳米亚晶和纳米晶；在球磨后期,晶粒尺寸继续减小,滑移与孪生受到抑制,不全楔形向错的产生与互相作用协调着晶粒的进一步变形,使晶粒在纳米尺寸内发生旋转和分裂,最终形成超细纳米晶。在机械合金化过程中,合金晶粒细化与固溶度扩展是相互促进的,即Nb固溶于Cu基体后对位错和晶界的钉扎作用能有效促进晶粒细化；而晶粒细化导致的晶界面积增加可为Nb的固溶提供更多的短程扩散通道,并能提高体系的机械储能,这些均有利于固溶度扩展。3.热力学计算表明,Cu-Nb固溶体的形成自由能ΔGmix为正值,对合金化起抑制作用。但Cu-Nb粉末经球磨后形成的纳米晶中含有大量非平衡晶界和高密度位错,因此体系的界面能和应变能等机械储能显着增加,并最终超过了一定浓度Nb固溶所需的自由能,实现了Nb在Cu中固溶度的大幅度扩展。计算结果表明,通过高能球磨,Nb在Cu中的最大固溶量可扩展为11.6wt%Nb,与实验结果一致。机械致固溶度扩展的微观机制为：在机械合金化初期和中期,Cu与Nb之间的强固溶以界面扩散和位错泵扩散机制为主；在机械合金化后期,晶格旋转与位错穿过界面、晶界滑移以及Nb的同素异构转变都会促进Nb在Cu中固溶度的扩展。4.随着退火温度的升高,机械合金化Cu90Nb10纳米晶粉末硬度HV总体呈下降趋势,但经900℃退火后,合金硬度HV仍高达375Kgf/mm2,表明该合金粉末具有优异的抗高温软化性能。在热处理过程中,Cu-Nb纳米晶粉末会发生结构驰豫、Nb相析出以及Cu晶粒长大；但即使经900℃1h退火后,Cu基体平均晶粒尺寸仍仅为39nm,弥散分布的Nb粒子尺寸仍小于10nm,表明该合金具有高度的热稳定性。高耐热稳定性和纳米Nb粒子的弥散析出使Cu-Nb合金形成了完全不同于纳米晶Cu(单纳米结构)的双纳米结构,即在高纯纳米晶Cu基体中高浓度弥散分布着尺寸小于10nm的纳米强化Nb粒子。Cu-Nb粉末高的热稳定性来源于固溶态Nb原子对位错及晶界运动强烈的拖曳作用、纳米弥散Nb粒子对位错及晶界的钉扎作用,以及非平衡态纳米晶的晶界弛豫等。5.优化确定了实验室条件下高强高导Cu-Nb合金的最佳成形工艺,其为：球磨粉末氢气还原退火+固体还原剂(硼粉)二次还原+真空热压烧结成形。其中粉末氢气退火条件为560℃1h,真空热压烧结条件为在30MPa热压压力下和在850℃烧结温度下热压烧结2h。在上述工艺条件下,成功制备了相对密度大于98%,残余自由氧含量仅12ppm的Cu90Nb10双纳米结构合金锭坯,其主要性能可达：硬度HV=364 Kgf/mm2,相对电导率=52%IACS,表现出了优异的高强度和高导电的综合性能。6.细晶强化和弥散强化是Cu-Nb双纳米结构合金的两种主要强化机制,其中细晶强化的贡献大于弥散强化的。该合金高的强度是与其双纳米相微观结构密切相关的,即纳米晶Cu产生细晶强化,纳米Nb粒子产生弥散强化。Cu-Nb合金电导率的理论计算值与实测值相差较小,影响该合金电导率的主要因素是纳米晶Cu的晶界和纳米弥散Nb粒子对电子的散射。7.研究了低浓度Cu99.5Nb0.5纳米弥散强化铜合金的组织与性能,其制备工艺为：不锈钢罐与球(工艺1)或玛瑙罐与球(工艺2)球磨40h制备Cu99.5Nb0.5粉末→真空热压烧结(800℃,21MPa,2h)→80%冷轧变形。工艺1及工艺2制备的Cu99.5Nb0.5合金锭坯硬度HV分别为97 Kgf/mm2和90 Kgf/mm2,经冷轧变形后硬度HV分别可达160 Kgf/mm2和151 Kgf/mm2;随着退火温度的升高,合金硬度总体呈缓慢下降趋势；经900℃退火后,硬度HV仍分别达92Kgf/mm2及89 Kgf/mm2;此外,该合金电导率分别可达89%IACS和97%IACS,表现出高导电、高强度和抗高温软化性能。TEM观察表明,Cu99.5Nb0.5合金经500℃退火后,部分区域位错密度略有降低,出现亚晶组织；经900℃退火后,部分区域出现细小的再结晶晶粒,但由于纳米Nb粒子可有效阻碍晶界和位错运动,大部分区域仍以亚晶组织为主,合金耐高温性能较好。该合金已供772厂试制微波管栅网。8.结合HRTEM观察与键能模型计算,对嵌在Cu基体中的纳米Nb颗粒发生的bcc到fcc的同素异构转变进行了研究。结果表明,嵌在Cu基体中的Nb纳米颗粒的同素异构转变取决于颗粒尺寸及颗粒与基体之间的共格程度,理论预测的相变临界条件与实验结果一致。9.TEM观察表明,Cu-Nb粉末在机械合金化过程中有叁种形变孪生机制,即晶界不均匀孪生、堆垛层错动态堆垛均匀孪生和晶界分裂迁移孪生。对比了纳米晶晶界处发射全位错、不全位错、孪晶长大以及孪晶收缩这四种剪切应力的大小,证明了当Cu晶粒尺寸下降到50nm后,通过非平衡晶界连续发射不全位错可引起形变孪晶形核,孪晶一旦形核后将以长大为主。
杨文凤[9]2011年在《原位自生TiB_2/ZL203铝基复合材料的干摩擦磨损行为研究》文中研究表明颗粒增强铝基复合材料以其优异的物理和力学性能，逐渐受到人们的广泛关注。特别是采用原位合成法制备的颗粒增强铝基复合材料，由于其具有耐高温、耐磨损、耐疲劳等优点，被认为是传统铸造耐磨材料的新选择，并已成为当前研究的热点。探索颗粒增强铝基复合材料的制备技术和研究其干摩擦磨损性能，对于颗粒增强金属基复合材料的设计制备具有理论意义和实用价值。本文探索了采用混合盐反应原位自生法制备原位自生TiB_2颗粒增强ZL203铝基复合材料（以下简称原位自生TiB_2/ZL203复合材料）的新方法，主要研究了原位自生TiB_2颗粒对xTiB_2/ZL203（x=2、6、8、10wt%）复合材料的铸态组织、力学性能及干摩擦磨损性能的影响，解决了外加颗粒增强铝基复合材料中由于组织不均匀、晶粒粗大、界面污染等缺点，导致复合材料的各项力学性能指标不高及耐磨性能不好等问题。晶相组织分析和力学性能测试结果表明：xTiB_2/ZL203复合材料中原位自生的TiB_2颗粒尺寸细小，弥散分布于基体中。基体的晶粒尺寸随着TiB_2颗粒含量的增加而明显减小，复合材料的组织得到细化。复合材料的硬度、抗拉强度和屈服强度随TiB_2颗粒含量的增加而显着提高，但延伸率明显下降。当TiB_2颗粒含量达到10%时，该复合材料的抗拉强度为433MPa，屈服强度为335MPa，硬度为238HV，较基体分别提高了66％、60％、118％；其延伸率为2.1%，较基体降低了75%。复合材料的断裂机制为微孔聚集型韧性断裂，强化机理为细晶强化、弥散强化、位错增殖强化和晶界强化。复合材料的室温干滑动摩擦磨损试验结果表明：随TiB_2颗粒含量的增加，复合材料的耐磨性显着提高；随外加载荷的增加、滑动速度的提高及滑动时间的延长，复合材料的磨损量呈上升趋势，且TiB_2颗粒含量越高，磨损量的增大趋势越不明显；复合材料的磨损量整体上低于基体合金。磨损表面、亚表面及磨屑的分析结果表明，基体和复合材料的磨损现象都是若干种摩擦机制综合作用的结果，随着摩擦条件的改变，材料的磨损机理也随之变化。基体ZL203合金的摩擦机制以粘着磨损为主，伴随有氧化磨损和剥层磨损；复合材料的摩擦机制以磨粒磨损为主，伴随有粘着磨损和剥层磨损。复合材料的耐磨性高于基体合金的原因在于TiB_2增强颗粒的加入，TiB_2颗粒在复合材料的摩擦过程中起着双重作用，在破裂失效前，起减轻基体粘着的作用；在脱落失效后，起加重磨粒磨损的作用。
王文娟[10]2017年在《Ti_3AlC_2/Cu纳米复合粉体及其块体材料的制备》文中进行了进一步梳理为解决陶瓷增强颗粒尺寸大、与基体界面结合弱、组织缺陷多、以及增强颗粒添加工艺方面的诸多问题,以进一步提高陶瓷颗粒增强金属基复合材料(MMCs)的综合性能和可靠性,多年来已经尝试选择了多种陶瓷材料增强颗粒和各式各样的制备工艺,包括近年来对Ti3AlC2及其原位蜕变TiCx颗粒增强Cu、Ni等MAX相陶瓷增强MMCs的大量研究。为获得更小的亚微米或纳米级的、表面活性更高的、且易于添加的陶瓷增强颗粒,以突破多年来限制MMCs性能及可靠性提高的"瓶颈",本论文采用机械合金化高能球磨方法,以Cu粉为球磨介质,研究了 Ti3AlC2/Cu纳米级复合粉体的制备工艺及其影响因素,并以其为原料制备了 Cu基和Ni基复合材料,取得了以下主要研究结果:1.将Ti3AlC2直接进行高能球磨很难将颗粒度破碎到亚微米的水平,且球磨过程或出料过程很容易发生分解,甚至自燃。添加Cu粉,可高效地使Ti3AlC2颗粒细化,且可解决高能球磨过程中Ti3AlC2的分解和其纳米颗粒的保存问题。试验表明,在微米级Ti3AlC2粉末中添加适量的Cu粉,经过一定的球磨工艺过程,Ti3AlC2和Cu的一次颗粒度均可减小到10onm以下。其主要机理在于,坚硬而边缘锐利的Ti3AlC2碎屑对Cu颗粒的切割作用,和Cu屑对于Ti3AlC2碎屑之间的阻隔作用以及对Ti3AlC2碎屑表面断键的化学饱和作用。2.对XRD图谱的精修计算和透射电镜形貌观测的结果表明:在真空条件下,经过2h的高能球磨,Ti3AlC2的晶粒尺寸可减小到18～22.6nm,而球磨10h可减小到8～12nm。与此同时,作为介质的Cu粉的晶粒尺寸分别减小到35～46nm和12～13 nm。然而,由于纳米尺度的Ti3AlC2颗粒和Cu颗粒的表面具有很高的活性,高能球磨后Ti3AlC2与Cu均匀混合的复合粉体大多以几十微米尺度的二次团聚体颗粒形式存在。但是这种二次团聚并不影响后续的块体材料制备。3.将获得的Ti3AlC2/Cu复合粉体在低于Cu的理论熔点的950℃温度下热压烧结,可得到致密的高陶瓷含量的Cu基复合材料,且复合材料的密度随着复合粉体球磨时间的延长而增大。复合材料的致密化机理主要是由于颗粒纳米化导致Cu熔点的降低而产生液相烧结,以及Cu与Ti3AlC2之间良好的润湿性和纳米级均匀混合使得Cu与Ti3AlC2扩散距离缩短。4.相同烧结工艺下,Ti3AlC2/Cu复合材料的力学性能和物理性能随复合粉体球磨时间的延长而提高。其中利用球磨6h的60Ti3AlC2/Cu复合粉体制备的复合材料的压缩强度为1267MPa,硬度为4.9 GPa,电导率为5.19%IACS。5.将Ti3AlC2/Cu纳米复合粉体与Ni粉混合,在1150 ℃温度下无压烧结制成TiCx颗粒增强Ni基复合材料。由Ti3AlC2原位蜕变的TiCx颗粒十分均匀地弥散分布在Ni合金基体之中,其平均粒径达到300nm左右。其中原料的体积比为Ti3AlC2:Cu:Ni = 20:13.3:66.7的TiCx/Ni基复合材料的压缩强度和叁点弯曲强度分别为1123±15 MPa和482±20 MPa。本论文的主要创新点:1.利用机械合金化高能球磨的方法,以Cu粉为球磨助剂,解决了亚微米/纳米级Ti3AlC2粉体的制备问题,以及高活性的亚微米/纳米级Ti3AlC2粉体在空气中易自燃而不能稳定存在问题。2.利用纳米级Ti3AlC2/Cu复合粉体,在950 ℃低温下烧结即可制得高强度、良好导电率的Ti3AlC2/Cu复合材料,有效地改善了 Ti3AlC2或其转化物TiCx颗粒增强相在金属基体中的超细化和分布均匀性问题。3.利用纳米级Ti3AlC2/Cu复合粉体制备的Ni合金基复合材料,减小了 Ti3AlC2原位蜕变生成的TiCx的粒度,显着改善了其在基体中的弥散均匀性,有效提高了材料的致密性。4.本文所研究的机械合金化-热压烧结制备致密高陶瓷含量纳米Cu基复合材料的工艺可为制备MAX增强其它金属基纳米复合材料提供有益借鉴。
参考文献：
[1]. Cu-纳米TiB_2原位复合材料的制备及摩擦磨损性能[D]. 王耐艳. 浙江大学. 2002
[2]. Cu-纳米TiB_2原位复合材料的摩擦磨损性能[J]. 王耐艳, 涂江平, 杨友志, 齐卫笑, 卢焕明. 摩擦学学报. 2002
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[5]. SiC/TiB_2颗粒混杂增强铝基复合材料力学及摩擦磨损性能研究[D]. 谭傲霜. 湖南大学. 2017
[6]. 硅化钼增强铜基复合材料的制备及摩擦磨损性能研究[D]. 李其锐. 西安理工大学. 2008
[7]. 放电等离子法制备SiC/Cu复合材料及其性能研究[D]. 胡翠欣. 华东理工大学. 2013
[8]. 高强度Cu-Nb纳米弥散强化铜合金的制备及其相关基础问题的研究[D]. 雷若姗. 中南大学. 2011
[9]. 原位自生TiB_2/ZL203铝基复合材料的干摩擦磨损行为研究[D]. 杨文凤. 南昌航空大学. 2011
[10]. Ti_3AlC_2/Cu纳米复合粉体及其块体材料的制备[D]. 王文娟. 北京交通大学. 2017
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