原位纳米颗粒TiB2 A2O3增强7075铝基复合材料的结构设计+赵明+3110706049+复合材料1102.docx
- 文档编号:7074027
- 上传时间:2023-01-17
- 格式:DOCX
- 页数:15
- 大小:637.54KB
原位纳米颗粒TiB2 A2O3增强7075铝基复合材料的结构设计+赵明+3110706049+复合材料1102.docx
《原位纳米颗粒TiB2 A2O3增强7075铝基复合材料的结构设计+赵明+3110706049+复合材料1102.docx》由会员分享,可在线阅读,更多相关《原位纳米颗粒TiB2 A2O3增强7075铝基复合材料的结构设计+赵明+3110706049+复合材料1102.docx(15页珍藏版)》请在冰豆网上搜索。
原位纳米颗粒TiB2A2O3增强7075铝基复合材料的结构设计+赵明+3110706049+复合材料1102
原位纳米颗粒TiB2/Al2O3增强7075铝基复合材料的结构设计
学院名称:
材料科学与工程学院
专业班级:
复合材料1102
学生姓名:
赵明
学号:
3110706049
指导教师:
张松利
2014年7月
内容摘要
本次原位纳米颗粒TiB2/Al2O3增强7075铝基复合材料的结构设计主要包括四个任务,即原位颗粒TiB2增强7075铝基复合材料的制备的方法和原理,原位纳米颗粒增强铝基复合材料的性能以及原位铝基纳米复合材料制备及应用中存在的关键技术问题。
目录
一.原位颗粒TiB2增强7075铝基复合材料的制备的方法和原理4
1.1新型制备技术4
1.2存在的问题、研究重点和发展趋势4
1.3研究重点、方法、问题、意义5
二.原位颗粒增强铝基纳米复合材料的性能5
2.1力学性能5
2.2磨损性能6
2.3热学性能9
2.4蠕变性能12
三.原位铝基复合材料制备及应用中存在的关键技术问题13
参考文献13
一.原位颗粒TiB2增强铝基复合材料的制备的方法和原理:
金属基复合材料的最初发展是在60年代,但由于制备技术等各种因素的限制,当时并未引起注意。
直到70年代后期,由于高新技术对材料的各种性能要求日益提高,这使得金属基复合材料以它优良的性能倍受重视。
特别是近年来,由于材料成本的降低,制备工艺的逐步完善。
与传统材料相比,颗粒增强铝基复合材料具有重量轻、高比弹性模量、高比强度、耐疲劳、耐磨损、低的热膨胀系数、优良的尺寸稳定性、低的缺口敏感性等显著特点。
因此,自80年代以来,内生复合材料的研究发展较快,尤其是内生TiB2颗粒增强铝基复合材料,由于性能优良,它成为金属基复合材料研究中的一个热点,也是内生复合材料研究领域中的一个重要组成部分[1]。
然而,颗粒增强铝基复合材料己进入研究开发阶段,并逐步走向实用化,为此,将对近年来国内外在内生TiB2颗粒增强铝基复合材料的制备的方法和原理进行了概述[2]。
1.1.新型制备技术
新的制备工艺主要指原位合成工艺,原位合成是在一定条件下,由加入到基体金属熔液中的粉末或其他材料与基体发生化学反应,在金属基体内原位合成一种或几种高硬度、高弹性模量的陶瓷增强相,从而达到强化金属基体的目的。
原位合成的第二相颗粒尺寸细小、界面清洁、与基体相容性好,且弥散分布。
此外,原位合成工艺降低了原材料成本,可以实现材料的特殊显微结构设计并获得特殊性能,使得这种制备工艺成为金属基复合材料研究的热点。
这种工艺主要包括机械化合金法(MA)、自蔓延高温合成法(SHS)、放热弥散法(XDTM)、接触反应法(CR)、反应喷射沉积法(RSD)、气液反应合成法(VLS)、直接熔体氧化法(DIMOX)、自然浸渗法(SIT)、混合盐反应法等多种方法[3]。
1.2.存在的问题、研究重点和发展趋势
制备过程主要存在的问题
(1)颗粒分布问题
巨大的表面所产生的表面能使具有纳米尺寸的TiB2颗粒之间存在极强的团聚作用而使颗粒尺寸变大。
如何能将这些纳米单元颗粒分散在铝基体中构成复合材料,使之不团聚而保持纳米尺寸的单个颗粒,充分发挥其颗粒增强铝基复合材料的综合性能是必须解决的首要问题[4]。
(2)增强体与金属的润湿性问题
复合材料性能的优劣性依赖于增强体与基体的结合及增强体的分布状况,而决定结合及分布状况的主要因素之一便是润湿性问题。
由于大多数金属基体与增强体润湿差甚至不润湿,给复合材料的制备带来困难[5]。
(3)增强体与基体的界面问题
由于金属基体熔点较高,需要在较高温度下制备复合材料,基体与增强体之间不可避免的发生程度不同的界面反应,及元素偏聚等。
界面反应的程度决定了界面的结构性能[6]。
(4)制备成本问题
颗粒增强铝基复合材料具有良好的耐磨性、高比强度和高比模量。
但当前应用的程度和创造的价值,与几十年对其研究所耗费的巨大投资和人力是极不相称的,根本的原因在于其应用的局限性和未形成商品化生产工艺。
重视发展其铸造成型的低成本产品,并依据不同应用领域的需要而生产出一系列不同性能的产品,为大规模工业化生产铺平道路,是复合材料研究与应用急需解决的问题[7]。
1.3.研究重点
为了加速原位内生颗粒增强金属基复合材料在现代工业中的广泛应用,目前应注重几个方面的研究工作[8]。
(1)加强复合材料制备工艺研究,从而稳定材料性能,降低材料成本。
(2)深入研究材料的微观组织和结构,特别是基体与增强体之间的界面结构和性质,从而进一步了解材料微观结构与力学性能的关系。
(3)近年来,对以TiB2颗粒为增强相的铝基体合材料的研究逐渐增多,但大部分是单一增强相,可进行两相或多相颗粒增强铝基复合材料性能的研究。
方法
颗粒增强金属基复合材料具有高的比强度、比刚度、耐磨、耐疲劳、低密度、良好的热稳定性和导热性等优异的物理性能和力学性能,可广泛用于航天航空、汽车、电子、光学等领域。
原位反应生成的增强相颗粒尺寸越小,增强效果越好。
但是颗粒越细,其表面积越大,则表面能越大,在制备过程中极易发生离子团聚,形成二次粒子,使粒径增大,从而大大影响纳米颗粒发挥优势,失去纳米颗粒所具备的功能。
因此,如何改善纳米颗粒在液相介质中的分散和稳定性成为十分重要的研究课题。
本课题采用物理场下,利用熔体反应制备原位颗粒增强7075铝基复合材料,并研究复合材料的微观组织、性能及两者之间的关系[8]。
问题
1.团聚、颗粒分布问题
2.增强体与铝基复合材料的润湿性问题
3.基体于增强体的界面接触问题[9]
意义
1.制备出性能优良的原位颗粒内生铝基复合材料
2.不产生或小布部分团聚、颗粒分布均匀
3.界面接触良好、润湿性得到改善
4.良好性能的TiB2颗粒增强铝基复合材料能更好的应用于航天、汽车、电子等方面
5.制造的成本问题得到改善等[10]
二.原位纳米颗粒增强铝基复合材料的性能
2.1力学性能
利用原位反应合成技术制备金属基复合材料,在等同条件下。
其力学性能一般高于外加增强相制备的复合材料。
这是因为增强相是在基体内反应生成.具有尺寸小、与基体合金界面结合良好、界面洁净无污染、高的耐磨性和抗高温蠕变性等性能。
原位反应合成的铝基复合材料,具有细晶粒组织结构,生成的增强相细小,可达到lμm粒度以下,且增强体与基体之间界面结合良好,具有优良的力学性能。
表3-1为郑梦等人[21]在高能超声场下Al-(Na2B4O7+K2ZrF6)体系原位合成复合材料测试的力学性能。
可看出,施加高能超声后,复合材料的抗拉强度σb及伸长率δ都得到了很大的提高,分别达到了116MPa和28.31%,较未施加高能超声作用的复合材料分别提高了52.63%和24.38%。
表3-2所示为近几年国内外应用原位法制备的铝基复合材料的部分实例,可看出原位颗粒增强铝基复合材料在强度大幅度提高的同时,仍保持一定的塑性,其综合力学性能良好;与传统方法制备的铝基复合材料相比,其性能更加优越,因此原位法被认为是最有前途实现产业化的工艺技术之一。
2.2磨损性能
基体材料、增强相、基体与增强相的相容性是影响颗粒增强铝基复合材料性能的重要因素。
在选择基体材料时我们首先要把硬度、强度、韧性等参数考虑在其中。
常见的增强颗粒有:
碳化物、氧化物、氮化物和其他增强物质等等。
其中最为常用的为B4C、SiC、A1203等。
许多研究者想通过添加两种或两种以上颗粒来对材料进行混杂增强,取得的效果都很不错。
而影响增强效果的因素包括增强颗粒的弹性模量、抗拉强度、硬度、密度、熔点、热膨胀系数、热稳定性、尺寸形状等。
最后,增强颗粒和基体之间的相容性以及彼此的热膨胀系数是否匹配等是影响增强颗粒和基体结合是否紧密的重要参数而这些因素都能影响复合材料的摩擦磨损性能。
摩擦系数是反映材料磨损性能好坏的一个重要指标[22]。
材料的性质和状态决定摩擦系数的高低,即使相同的材料,如果是在不同的条件下,它们的摩擦系数都不会相同。
影响摩擦系数的因素有许多:
1)材料的物理、化学性质与及材料的种类;2)材料表面粗糙度,包括增强颗粒的大小、分布与及和基体的界面结合情况;3)外界的影响因素有温度和外加载荷,它们二者一般是通过改变材料表面的状态来影响摩擦系数。
判定材料磨损性能好坏的主要标准就是磨损率,其中研究人员的主观观察数据也会对其产生一定的影响。
在于摩擦条件下,磨损率指的是单位体积试样磨损量。
磨损率的影响因素有很多,材料自身因素和外界因素对试样的磨损率都有一定的影响。
在一定条件和范围内,不管是那种增强颗粒,材料的磨损率随着载荷的增加而增大[23]。
多数学者一致认为,温度是影响摩擦磨损的重要因素。
在实际应用中,汽车发动机活塞和缸套、刹车碟片等零件的正常工作温度都很高,而高温下材料的摩擦磨损性能与常温下有很大差异[24]。
通过“点-面滑动干摩擦”方式进行摩擦学试验。
图3-1是不同温度下制备复合材料的摩擦性能,其中μ表示摩擦系数,ω表示磨损量。
结果表明,800℃时制备的复合材料摩擦系数和磨损量较825℃制备的复合材料的大。
材料点摩擦的摩擦系数与材料的硬度有关,随着硬度的增加,材料在正向载荷的作用下,变形量变小,所以摩擦阻力较小,摩擦系数较小;材料的磨损量则和材料的硬度和显微组织结构有关,一般情况下,硬度高的材料较耐磨,材料的显微组织中缺陷少,耐磨性也会提高。
图3-1
图3-2是采用不同增强体的复合材料的摩擦性能,结果显示,SiC颗粒增强复合材料的摩擦系数大于CuO增强的复合材料,但是耐磨性却优于CuO增强的复合材料,主要是由于二者的性质差异造成的。
图3-2
图3-3是不同颗粒含量的复合材料的摩擦性能,结果表明,随着颗粒含量的增加,复合材料的摩擦系数降低,磨损量降低,耐磨性增加。
图3-3
2.3热学性能
加工图(ProcessingMap)能够反映在各种变形温度和应变速率下,材料高温变形时内部微观组织的变化,并且可对材料的可加工性进行评估[25]。
加工图是由基于动态材料模型建立的能量耗散率图和失稳图叠加而成,它通过微观组织演变描述材料对变形工艺参数的动态响应。
应变速率敏感指数、能量耗散率和非稳定参数可由材料热模拟压缩实验获得的应力.应变数据计算得到。
在一定的温度和应变下,热加工工件所受的应力σ应与应变速率ξ存在如下动态关系:
σ=kξm
式中,K表示应变速率为1时的流变应力;m是应变速率敏感因子,可表达为:
m=δ(1nσ)/δ(inζ)
功率耗散图(见图7)代表材料显微组织改变时
功率的耗散,其变化率可用反映材料功率耗散特征的无量纲参数(EfficiencyofPowerDissipation)来表示,其定义式如下:
η=2m/(m+1)
失稳图(见图8)是根据不可拟热力学极值原理,用无量纲参数表示大塑性流变时的连续失稳判据
将功率耗散图与失稳图重叠就可获得加工图(见图9)。
应用热加工图来分析合金的加工性能不仅可以优化加工工艺而且可以避免流变不稳定区域。
图9是TiB2/7055AI原位合成铝基复合材料的加工图。
图中灰色区为功率耗散峰区,红色区为流变失稳区[26]。
由图9可以看出,图中失稳区较多,说明该TiB2/7055AI铝基复合材料热加工性较差。
功率耗散图由功率耗散系数的等值线组成,代表材料中由显微组织耗散引起的熵增量相对变化速率。
功率耗散图由于实际代表热加工变形过程中的显微组织变化率。
因此又被称作“显微组织轨迹”。
加工图中局部区域存在功率耗散效率最大值,它代表特殊的显微组织机制或流变失稳机制。
功率耗散图中高功率耗散区对应于动态再结晶区,具有最佳加工性能区,然而由于楔形裂纹破坏机制通常也对应着高功率耗散系数,因此分析加工图需要用显微组织进一步来验证。
研究表明,随着变形温度升高,材料的相界和晶界更加容易发生滑移,界面处可能发生严重的应力集中,从而引起界面开裂。
如果应变速率较快,基体变形速率比界面滑移速率更快时,滑移影响可以忽略,界面不会发生开裂。
如果应变速率很慢,界面滑移产生的应力集中有足够的时间来通过扩散等途径释放,也不会引起开裂。
因此在中等变速率时界面开裂最可能发生。
图10是不同峰区所对应的微观组织[27]。
由图10可以看出,峰区内的微观组织具有以下特点,峰区l中增强颗粒分布均匀,颗粒有相互挤压变形倾向(图10a)。
峰区2可以观察到界面有开裂现象(图10b),由于该峰区接近失稳区,在这些区域,界面开裂区域具有较高的能量耗散因子,功率耗散效率急剧减小,这可能是变形应力集中造成的,从而出现加工失稳,加工中应尽量避免这些区域。
峰区3可以看到颗粒形貌有圆角化倾向,颗粒相互挤压破碎倾向较大(图10c)。
制定加工制度应优先选择动态再结晶区,因为动态再结晶区内功率耗散效率较高,加工性能好,并且组织易于控制。
发生动态再结晶的峰区1对应的应变速率为10~3.16S-1,与轧制、挤压和锤锻的应变速率相对应,可以在这个区域内选择挤压、轧制的热变形参数。
峰区2由于靠近失稳区,易发生失稳,热加工中不宜选用。
峰区3应变速率较低,该区域也具有较好的热加工性。
2.4蠕变性能
采用幂律蠕变方程[28]
可计算出复合材料的显态蠕变应力指数和蠕变激活能.式中ε,为稳态蠕变速率,A为材料常数,σ为外加应力,n为显态蠕变应力指数,Qa为显态蠕变激活能(kJ/mol),R为气体常数,T为绝对温度(K).由表1可见,两种原位复合材料的显态应力指数n和显态蠕变激活能Qa都远大于纯Al的数据(n=3—5,Q=142kJ/mol),且随着温度的增加复合材料的蠕变应力指数亦增加.类似的结果在SiC晶须[29].
样品A,B在623和673K的显态应力指数基本相同,其蠕变抗力在623K基本相当;而在673K,样品A稍大于样品B,这表明样品B中含有的条状Al3Ti并未影响复合材料蠕变速率的应力依赖性,对复合材料的蠕变抗力亦未产生很大影响.这与复合材料的室温拉伸性能和动态压缩性能是完全不同的.考虑到复合材料的蠕变是基体的蠕变,上述现象是不难理解的.在复合材料基体的蠕变过程中,主要是细小的原位陶瓷粒子阻碍位错的运动,粗大的Al3Ti对位错的运动并没有太大的作用.文献已经报道,样品A,B中原位陶瓷粒子的尺寸基本相同,而样品B中由于形成Al3Ti,原位粒子的含量稍低于样品A.所以,样品A,B表现出大致相同的蠕变应力指数应由两种复合材料中原位粒子尺寸相似、含量相近来解释;而样品B稍低的蠕变抗力主要归因于该复合材料中降低的原位粒子含量.对于复合材料所表现出的高的蠕变应力指数和蠕变激活能,一般采用有效应力来解释,即外加应力必须克服一个门槛应方能使复合材料产生蠕变.则蠕变方程式
(1)可以改写为[41]
三.原位铝基复合材料制备及应用中存在的关键技术问题
CNTs优异的物理和力学性能已使其成为金属基复合材料的理想增强相,但距该新型复合材料的实际应用仍有较大差距,例如,复合材料力学性能提高的幅度与理论计算值相比仍有较大差距,原位合成CNTs/Al复合材料的强化机理不够清楚,理论还不完善,CNTs/Al复合材料块体的制备工艺还需进一步改进和创新[42],等等主要体现在[43]:
1)如何实现CNTs原位增强铝基复合材料的低成本、规模化生产[44];
2)如何解决较高增强相含量时CNTs团聚的问题[45];
3)结合具体应用领域或产品,有针对性的对CNTs原位增强铝基复合材料性能进行改进[46];
4)采用量子力学理论或分子动力学方法进一步分析CNTs.AI异质界面结构差异的原因、揭示界面反应机理[47];
5)就CNTs/AI基复合材料中Ni催化剂对复合材料组织、性能的影响进行探讨[48]。
6)探讨原位合成CNTs/Al材料的其他性能如电学性能、热物理性能、介电性能、磨擦磨损性能等方面,并阐明内在机理[49]。
7)蠕变理论模型存在自身的缺陷,不能精确描述MMC的应力应变场,对于纤维呈随机分布的MMC,简直不可能描述其蠕变损伤的演化过程。
尽管通过蠕变试验可以比较真实地揭示MMC的一些蠕变规律,但是蠕变试验过程长,成本相对高,在长时间的试验过程中可能会有一些不可估计的因素影响试验结果,而且不能动态地说明那些因素是如何影响MMC蠕变过程的。
近年来随着计算机的发展,促进了有限元技术的应用。
有限元模拟较理论模型准确,更容易得到整个蠕变过程中的应力应变场的变化,同时又能模拟MMC在真实试验条件下所发生的蠕变形为,具有试验方法和理论解析无与伦比的优势,因此也是现行研究MMC时采用较多的一种方法[50]。
参考文献
[1]张保林.原位纳米颗粒TiB2/Al2O3增强7075铝基复合材料制备工艺研究.2009.04.28
[2]崔青然.原位合成碳纳米管/铝基复合材料及其耐磨、耐蚀性能.2007.06.17
[3]刘江,彭晓东等.原位铝基复合材料的研究现状.重庆大学学报.2003.10.第26卷第10期
[4]张保林.原位合成Al基复合材料制备工艺研究.2009.04.28
[5]钟蓉,从洪涛,成会明等.单壁纳米碳管增强纳米铝基复合材料的制备,材料研究学报.2002,16(4):
344-348
[6]AnJW,YouDH,LimDS.Tribologicalpropertiesofhot—pressedalumina--CNTcomposites.Wear,2003,255
(1):
677-681
[7]KuzumakiT,MiyazawaK,IchinoseH,eta1.Processingofcarbonnanotubereinforcedaluminumcomposite,J.Mater.Res.1998,13(9):
2445-2449
[8]XuCL,WeiBQ,MaRZ,eta1.Fabricationofaluminum.carbonnanotubecompositesandtheirelectricalproperties,Carbon,1999,37(5):
855-858
[9]ZhouSM,ZhangXB,DingZ只eta1.FabricationandtribologicalpropertiesofcarbonnanotubesreinforcedAIcompositespreparedbypressurelessinfiltrationtechnique,Compos.PartA,2007,38
(2):
301-306
[10]GeorgeR,KashyapKT’RahulR,eta1.Strengthingincarbonnanotube/aluminium(CNTs/A1)composites,Scri.Mater.2005,53(10):
1159一1163
[11]RuoffRS,LorentsDC,Meehanicalandthermalpropertiesofcarbonnanotubereinforcedaluminumcomposite,J.Mater.Res.1998,13(9):
2445-2449
[12]陈洪美,于化顺,张静,等.原位反应法制备A1203一TiC/Al复合材料[J].特种铸造及有色合金,2006,26(10):
674.676.
[13]朱和国,王恒志,党熊生,等.XD反应合成A13Ti,a.A1203和TiB2/Al复合材料的界面结构[J].中国有色金属学报,2006,16(4):
586.591
[14]张发云,闫洪,周天瑞,等.金属复合材料制备工艺的研究进展[J].锻压技术,2006,32(6):
100-105
[15]H.Ariketa1.DUsliderwearbehaViorofinsituAl-A14C3metalmaxcompositeproducedbymechanicalalloyingtecllllique[J].MaterialsdDesi2006,27:
799.
[16]Q.D.Qineta1.DslidingwearbehaViorofM&Slcompositesagainstautomobilectionmaterial[j].wear(2007),DOI:
10.101.We.2007.05.008(inpress).
[17]ChuHS,LiuKS.AninsitucompositeofAlproducedbyreciprocatingextrusion[J].MaterSciEng.,2000,A277:
25—32.
[18]袁运站,朱和国.内生型铝基复合材料合成工艺的发展现状[J].上海有色金属,2006,27(3):
37—42.
[19]陈东,乐永康,白亮,等.TiB2原位/7055铝基复合材料的力学性能与阻尼性能[J].功能材料,2001,15(3):
1599-1602.
[20]孙旭炜,曾苏民,陈志谦等.制备工艺对铝基复合材料增强体颗粒分布均匀性的影响53[J].材料工程,2006,27(9):
27-31.
[21]郑梦,赵玉涛等.超声化学原位合成纳米Al2O3增强铝基复合材料的微观组织与力学行为.2011.09.《热加工工艺》2011年第40卷第18期
[22]袁运站.A1一Zr02、Al—Zr02-C系铝基复合材料的制备、反应机理及性能[D]:
[工学硕士学位论文].南京:
南京理工大学,2007
[23]黄平,孟永钢,徐华.摩擦学教程[M].北京:
高等教育出版社,2008
[24]金云学,LeeJM,KangSB.热处理工艺A356/SiCq性能及干滑动摩擦磨损特性的影响[J].中国有色金属学报,2008,18(8):
1458.1465
[25]DasS,SiddharthaD,KarabiD.Abrasivewearofzirconsandandaluminareinforced-4.5wt%ClIalloymatrixcomposites-Aeomparativestudy[J].SciandTechnol,2007,67:
746-751
[26]OzdemirO,ZeytinS,BindalC.TribologiealpropertiesofNiAlproducedbypressure-assitedcombustionsynthesis[J].Wear,2008,265:
979-985
[27]ZhangSY,WangFP.Comparisonoffrictionandweal"performancesofbrakematerialdryslidingagainsttwoaluminummatrixcompositesreinforcedwithdifferentSiCparticles[J].MaterProcessingTechnol,2007,182:
122—127
[28]刘正林.摩擦学原理[M].北京:
高等教育出版社,2009
[29]HesabiZR,SimchiA,ReihaniSMS,Structuralevolut
- 配套讲稿:
如PPT文件的首页显示word图标,表示该PPT已包含配套word讲稿。双击word图标可打开word文档。
- 特殊限制:
部分文档作品中含有的国旗、国徽等图片,仅作为作品整体效果示例展示,禁止商用。设计者仅对作品中独创性部分享有著作权。
- 关 键 词:
- 原位纳米颗粒TiB2 A2O3增强7075铝基复合材料的结构设计+赵明+3110706049+复合材料1102 原位 纳米 颗粒 TiB2
链接地址:https://www.bdocx.com/doc/7074027.html