等离子烧结AlCoCrFeNiTi 0.5 /Al复合材料的组织和性能
发布时间：2020-12-05 05:15
采用放电等离子烧结制备了AlCoCrFeNiTi（0.5）高熵合金颗粒含量（体积分数）分别为10%、20%、30%的AlCoCrFeNiTi0.5/Al复合材料。研究了AlCoCrFeNiTi0.5颗粒含量对铝基复合材料力学性能以及微观组织的影响。结果表明,增强体含量低于20%可以同时提高复合材料的室温强度和塑性。当增强体含量为20%时,相比于未增强的试样,抗拉强度和伸长率分别提高90.1%和52%,抗压强度提高76.2%,并仍保持塑性压缩特征。复合材料强度和塑性的提高是由于增强体和基体之间形成了稳定的界面。当增强体含量为30%时,复合材料塑性显著下降,这是由于过多的界面相导致基体损伤。
【文章来源】：特种铸造及有色合金. 2016年03期 第274-277页 北大核心
【文章页数】：4 页
【部分图文】：
图１ＳＰＳ工艺路线示意图采用阿基米德原理测试复合材料的实际密度；采用
米德原理测试复合材料的实际密度；采用Ｉｎｓｔｒｏｎ５８４８ｍｉｃｒｏｔｅｓｔｅｒ试验机测试试样的抗拉强度，非标准的拉伸试样标距尺寸为１．５ｍｍ×２ｍｍ×８ｍｍ，拉伸应变速率为０．０３６ｍｍ／ｍｉｎ；采用ＡＧ－ＩＣ１００ＫＮ材料试验机测试试样的抗压强度，非标准的压缩试样为?４ｍｍ×６ｍｍ的小圆柱、压缩速率为０．０３６ｍｍ／ｍｉｎ；采用环境扫描电镜观察分析试样的微观形貌；采用Ｘ射线衍射仪分析试样的物相组成。２试验结果与分析２．１复合材料的微观组织图２是不同增强体含量的ＡｌＣｏＣｒＦｅＮｉＴｉ０．５／Ａｌ复合材料的微观组织。图２中不同的尺寸和形状Ａｌ－ＣｏＣｒＦｅＮｉＴｉ０．５增强体颗粒均匀地分布在基体当中。在增强体和基体界面处存在灰色区域，这说明增强体和基体发生了一定程度的界面反应，生成了界面相。图２ａ、图２ｂ中界面相含量有限，基体仍然是一个连续的整体。图２ｃ中由于增强体含量增加，增强体颗粒与基体之间界面面积增大，产生了过量的界面相，导致基体过量消耗，被分割成小块而难以连接成整体。图３为纯铝及不同增强体含量复合材料的物相组成。由图３可见，复合材料的主要组成相是Ａｌ和ＡｌＣｏＣｒＦｅＮｉＴｉ０．５高熵合金［１２］。在复合材料中，随增强体含量的增多，高熵合金的衍射峰逐渐增强，铝的衍射峰显著降低。增强体为１０％和２０％时，界面反应有限，没有形成明显的新衍射峰，而增强体为３０％时，检测出（ａ）１０％（ｂ）２０％（ｃ）３０％图２不同增强体含量的ＡｌＣｏＣｒＦｅＮｉＴｉ０．５／Ａｌ复合材料的
强体承受载荷，并在基体的裂纹相对的两面之间形成桥联结构。另外，增强体ＡｌＣｏＣｒＦｅＮｉＴｉ０．５高熵合金具有较高的塑性，因此可以通过自身的变形产生使基体闭合的作用力，从而抵消外加载荷，提高材料的塑性。此外增强体颗粒也具有裂纹偏转的作用。而当增强体加入量过高时，机体消耗严重，生成的界面相ＦｅＣｒ金属间化合物具有较高的强度和脆性，同时孔洞过多，因此抗压强度很高而塑性下降严重，拉伸时孔洞的存在造成应力集中，使材料过早断裂。（ａ）压缩力学性能（ｂ）拉伸力学性能图４ＡｌＣｏＣｒＦｅＮｉＴｉ０．５／Ａｌ复合材料的力学性能２．３复合材料的断口分析图５为增强体颗粒含量分别为２０％、３０％的Ａｌ－ＣｏＣｒＦｅＮｉＴｉ０．５／Ａｌ复合材料的拉伸断口形貌。图５ａ中，复合材料的断口存在大量塑性断裂特征的韧窝，这些韧窝存在于高熵合金增强体的周围；而高熵合金增强体呈现脆性断裂的特征，界面处不存在拔出的细长型增强体颗粒，说明增强体与基体金属界面结合强度高，证明了塑性提高主要原因是桥联作用。增强体为３０％时，塑性韧窝急剧减少，增强体和界面相的脆性断裂特征明显，见图５ｂ。同时断口分布大量的孔洞缺陷，导致塑性急剧降低。（ａ）２０％增强体（ｂ）３０％增强体图５ＡｌＣｏＣｒＦｅＮｉＴｉ０．５／Ａｌ复合材料的拉伸断口形貌３结论（１）与纯Ａｌ基体相比，当ＡｌＣｏＣｒＦｅＮｉＴｉ０．５增强体颗粒体积分数为２０％时，ＡｌＣｏＣｒＦｅＮｉＴｉ０．５／Ａｌ复合材料的抗拉强度、伸长率和抗拉强度分别提高９０．１％、５２％、７６．２％，
【参考文献】：
期刊论文
[1]颗粒增强铝基复合材料研究与应用发展[J]. 樊建中,石力开. 宇航材料工艺. 2012(01)
[2]纳米Al2O3/2024铝基复合材料的显微组织及力学性能[J]. 张政,彭荣华,张海久,苏海,闫豪,高文理. 特种铸造及有色合金. 2011(11)
[3]高熵合金新材料的研究进展[J]. 梁秀兵,魏敏,程江波,张伟,徐滨士. 材料工程. 2009(12)
[4]颗粒增强铝基复合材料的研究与应用[J]. 李明伟. 热加工工艺. 2009(08)
[5]SiC颗粒增强铝基复合材料的显微组织与力学性能[J]. 肖代红,陈康华,黄伯云. 特种铸造及有色合金. 2007(07)
[6]晶须增韧复合材料机理的研究[J]. 刘玲,殷宁,亢茂青,王心葵. 材料科学与工程. 2000(02)
硕士论文
[1]AlCoCrFeNiTi_X高熵合金的微观组织与力学性能研究[D]. 王银凤.太原理工大学 2013
本文编号：2898944
【文章来源】：特种铸造及有色合金. 2016年03期 第274-277页 北大核心
【文章页数】：4 页
【部分图文】：
图１ＳＰＳ工艺路线示意图采用阿基米德原理测试复合材料的实际密度；采用
米德原理测试复合材料的实际密度；采用Ｉｎｓｔｒｏｎ５８４８ｍｉｃｒｏｔｅｓｔｅｒ试验机测试试样的抗拉强度，非标准的拉伸试样标距尺寸为１．５ｍｍ×２ｍｍ×８ｍｍ，拉伸应变速率为０．０３６ｍｍ／ｍｉｎ；采用ＡＧ－ＩＣ１００ＫＮ材料试验机测试试样的抗压强度，非标准的压缩试样为?４ｍｍ×６ｍｍ的小圆柱、压缩速率为０．０３６ｍｍ／ｍｉｎ；采用环境扫描电镜观察分析试样的微观形貌；采用Ｘ射线衍射仪分析试样的物相组成。２试验结果与分析２．１复合材料的微观组织图２是不同增强体含量的ＡｌＣｏＣｒＦｅＮｉＴｉ０．５／Ａｌ复合材料的微观组织。图２中不同的尺寸和形状Ａｌ－ＣｏＣｒＦｅＮｉＴｉ０．５增强体颗粒均匀地分布在基体当中。在增强体和基体界面处存在灰色区域，这说明增强体和基体发生了一定程度的界面反应，生成了界面相。图２ａ、图２ｂ中界面相含量有限，基体仍然是一个连续的整体。图２ｃ中由于增强体含量增加，增强体颗粒与基体之间界面面积增大，产生了过量的界面相，导致基体过量消耗，被分割成小块而难以连接成整体。图３为纯铝及不同增强体含量复合材料的物相组成。由图３可见，复合材料的主要组成相是Ａｌ和ＡｌＣｏＣｒＦｅＮｉＴｉ０．５高熵合金［１２］。在复合材料中，随增强体含量的增多，高熵合金的衍射峰逐渐增强，铝的衍射峰显著降低。增强体为１０％和２０％时，界面反应有限，没有形成明显的新衍射峰，而增强体为３０％时，检测出（ａ）１０％（ｂ）２０％（ｃ）３０％图２不同增强体含量的ＡｌＣｏＣｒＦｅＮｉＴｉ０．５／Ａｌ复合材料的
强体承受载荷，并在基体的裂纹相对的两面之间形成桥联结构。另外，增强体ＡｌＣｏＣｒＦｅＮｉＴｉ０．５高熵合金具有较高的塑性，因此可以通过自身的变形产生使基体闭合的作用力，从而抵消外加载荷，提高材料的塑性。此外增强体颗粒也具有裂纹偏转的作用。而当增强体加入量过高时，机体消耗严重，生成的界面相ＦｅＣｒ金属间化合物具有较高的强度和脆性，同时孔洞过多，因此抗压强度很高而塑性下降严重，拉伸时孔洞的存在造成应力集中，使材料过早断裂。（ａ）压缩力学性能（ｂ）拉伸力学性能图４ＡｌＣｏＣｒＦｅＮｉＴｉ０．５／Ａｌ复合材料的力学性能２．３复合材料的断口分析图５为增强体颗粒含量分别为２０％、３０％的Ａｌ－ＣｏＣｒＦｅＮｉＴｉ０．５／Ａｌ复合材料的拉伸断口形貌。图５ａ中，复合材料的断口存在大量塑性断裂特征的韧窝，这些韧窝存在于高熵合金增强体的周围；而高熵合金增强体呈现脆性断裂的特征，界面处不存在拔出的细长型增强体颗粒，说明增强体与基体金属界面结合强度高，证明了塑性提高主要原因是桥联作用。增强体为３０％时，塑性韧窝急剧减少，增强体和界面相的脆性断裂特征明显，见图５ｂ。同时断口分布大量的孔洞缺陷，导致塑性急剧降低。（ａ）２０％增强体（ｂ）３０％增强体图５ＡｌＣｏＣｒＦｅＮｉＴｉ０．５／Ａｌ复合材料的拉伸断口形貌３结论（１）与纯Ａｌ基体相比，当ＡｌＣｏＣｒＦｅＮｉＴｉ０．５增强体颗粒体积分数为２０％时，ＡｌＣｏＣｒＦｅＮｉＴｉ０．５／Ａｌ复合材料的抗拉强度、伸长率和抗拉强度分别提高９０．１％、５２％、７６．２％，
【参考文献】：
期刊论文
[1]颗粒增强铝基复合材料研究与应用发展[J]. 樊建中,石力开. 宇航材料工艺. 2012(01)
[2]纳米Al2O3/2024铝基复合材料的显微组织及力学性能[J]. 张政,彭荣华,张海久,苏海,闫豪,高文理. 特种铸造及有色合金. 2011(11)
[3]高熵合金新材料的研究进展[J]. 梁秀兵,魏敏,程江波,张伟,徐滨士. 材料工程. 2009(12)
[4]颗粒增强铝基复合材料的研究与应用[J]. 李明伟. 热加工工艺. 2009(08)
[5]SiC颗粒增强铝基复合材料的显微组织与力学性能[J]. 肖代红,陈康华,黄伯云. 特种铸造及有色合金. 2007(07)
[6]晶须增韧复合材料机理的研究[J]. 刘玲,殷宁,亢茂青,王心葵. 材料科学与工程. 2000(02)
硕士论文
[1]AlCoCrFeNiTi_X高熵合金的微观组织与力学性能研究[D]. 王银凤.太原理工大学 2013
本文编号：2898944
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