基于Al-SiO_2和Al-SiO_2-C制备的铝基复合材料微观组织与力学性能

发布时间：2017-08-19 19:03

  本文关键词：基于Al-SiO_2和Al-SiO_2-C制备的铝基复合材料微观组织与力学性能

  更多相关文章： 铝基复合材料 微观组织 力学性能 原位自生 干滑动摩擦 抑制Al4C3生成

【摘要】：本文以Al粉,Si O2粉和C粉为原料,制备Al2O3,Si C和Si为增强相的铝基复合材料。同时研究了Al-Si O2和Al-Si O2-C两种体系,采用球磨和反应热压法制备铝基复合材料。用低能球磨原料粉,然后在真空热压炉中烧结以合成新的增强相。对于Al-Si O2体系,分别用低能球磨和反应热压法合成了增强相体积分数为10,20和30%的复合材料。研究了增强相体积分数对微观组织和力学性能的影响。当体积分数为10vol.%和20vol.%时,微观组织观察表明原位反应生成的Al2O3和Si均匀分布在铝基体上,并且增强相尺寸细小,小于2μm。而当增强相的体积分数为30vol.%时,可以观察到Al2O3尺寸达到2μm和块状初晶硅((~130μm)。利用DTA研究Al-SiO2和Al-Si O2-C两种体系的反应机制。加热到900oC保温1小时,足以使Al和Al O2发生完全反应,生成Al2O3和Si。然而,将C加入到AlSi O2体系中,反应产物除了Al2O3和Si,还有Al4C3和Si C生成。原位反应生成的Al2O3,Si C,Al4C3和Si均匀分布于铝基体上,尺寸小于2μm。Al-Si O2-C体系的最佳烧结参数确定为:1050°C保温1小时。当Si O2/C/Al摩尔比为(6/3/9),伴随着Al4C3的消失,在Al-Si O2-C体系中产生更多的Al2O3和Si。在Al-Si O2-C中Al4C3的消失归因于在Al4C3周围存在过量的Si,导致Si和Al4C3之间的扩散距离降低。因此,从铝热反应中释放出的单质Si与Al4C3发生反应生成Si C。测试和分析了烧结态和挤压态复合材料的布氏硬度和室温拉伸强度等力学性能。同时将未增强铝基体与复合材料进行了对比。随体积分数的增加,烧结态(Al2O3-Si)/Al复合材料的屈服强度和拉伸强度均有大幅增加,伴随着延伸率的降低。当体积分数由10%增加到20%时,屈服强度和抗拉强度分别从59MPa,121MPa增加到94MPa,171MPa,而延伸率从12.4%降低至6.7%。当体积分数为30%,拉伸强度(107MPa)和延伸率(0.14%)反而降低,仅屈服强度(98MPa)略有增加。这主要是由于多方面因素的影响:(i)块体Si中嵌入了大量Al2O3,(ii)由于体积分数高,烧结不致密,带来了大量孔洞,导致力学性能降低。当Si O2/Al/C摩尔比为(6/3/9),屈服强度和拉伸强度比那些摩尔比为(3/0/9)和(3/3/9)复合材料的高。这个提高主要是由于原位生成的高体积分数的增强相均匀分布于基体,并且这些细小的增强相和铝基体界面干净。讨论了(Al2O3-Si)/Al复合材料的拉伸断裂机制。随着体积分数的增加,(Al2O3-Si)/Al复合材料由塑性断裂转变为脆性断裂。(Al2O3-Si)/Al复合材料的拉伸断裂机制可以用孔洞形核和长大,然后是萌生于脆性Si相和Al基体界面上的裂纹的扩展。因此,复合材料的破坏主要归因于脆性相Si的含量和形貌。一旦加入了不同摩尔比的C,断裂模式从塑性转变为脆性随着Si O2/C/Al摩尔比从(3/0/9),(3/3/9)到(6/3/9)。这个转变主要是由于大量Al2O3,Si和Si C的存在。研究了热挤压对(Al2O3-Si)/Al复合材料微观组织和拉伸性能的影响.热挤压在提高(Al2O3-Si)/Al复合材料力学性能方面起着重要作用,不同体积分数10,20和30vol.%复合材料热挤压后屈服强度,拉伸强度和延伸率与烧结态复合材料相比都有大幅提高。10%,20%和30%挤压态复合材料的屈服强度、拉伸强度和延伸率分别为(133MPa,201MPa,18.3%),(173MPa,258MPa,14.8%)和(191MPa,213MPa,1.35%)。尽管增强相含量30%复合材料挤压态拉伸性能比烧结态有所提高,但是仍旧低于20vol.%挤压态复合材料。这主要是由于本次热挤压所采用的挤压比并没有很大程度改善复合材料中块状初晶Si的存在。这意味着采用高的挤压比可以细化初晶Si块,从而提高塑性。研究了基于Al-Si O2和Al-Si O2-C体系生成的铝基复合材料的干滑动摩擦磨损行为。包括了载荷、滑动速度、滑动距离和增强相体积分数以及(Si O2/C/Al)摩尔比对摩擦性能,磨损面和摩擦系数的影响。并且,采用AFM研究不同尺寸的Si与表面粗糙度的关系。随着体积分数从10%增加到20%,(Al2O3-Si)/Al复合材料的耐磨性能大幅增加。然而,当体积分数增加到30%,Al2O3镶嵌到大块Si中,导致复合材料孔洞增加,耐磨性能降低。低体积分数时复合材料的磨损机制是粘着磨损和微切割,犁沟的混合磨损机制。随着磨损严重,出现了深的弹坑,大的犁沟和裂纹。在体积分数30%复合材料的磨损面上出现了大量的Fe,表明通过断裂和微切割出现了粘着磨损,磨粒磨损及划定界限的磨损。当载荷增加,原位复合材料的磨损量增加。并且,当滑动速度增加,磨损量逐步下降,出现Al2O3氧化物导致摩擦系数下降。并且,摩擦系数随滑动速度和载荷的增加而降低。因此,体积分数增加,摩擦系数基本上在同一范围。当(Si O2/Al/C)摩尔比从(3/0/9),(3/3/9)到(6/3/9),只有少量的增强相对进一步提高复合材料的摩擦性能有效。实际上,当摩尔比从(3/0/9)变化到(6/3/9),与体积分数从10%增加到30%相比,只形成够了细小的Si析出相。也就是说,当(Si O2/C/Al)摩尔比是(6/3/9),原位生成更多Al2O3,Si C和Si颗粒。Al4C3被彻底从Al-Si O2-C系中消除。因此,耐磨性能得到大幅提高。结果,Al-Si O2和Al-Si O2-C体系通过反应烧结制备原位反应生成Si和其它增强相。对于Si量的控制要特别小心,以获得良好的耐磨性能和力学性能。
【关键词】：铝基复合材料 微观组织 力学性能 原位自生 干滑动摩擦 抑制Al4C3生成
【学位授予单位】：哈尔滨工业大学
【学位级别】：博士
【学位授予年份】：2015
【分类号】：TB333
【目录】：

• 摘要3-5
• ABSTRACT5-14
• CHAPTER 1 INTRODUCTION14-41
• 1.1 BACKGROUND AND SIGNIFICANCE OF SUBJECT14-15
• 1.2 METAL MATRIX COMPOSITES OVERVIEW15-23
• 1.2.1 Classification of MMCs15-17
• 1.2.2 Particle reinforced AMCs17-18
• 1.2.3 Applications of particle reinforced AMCs18-20
• 1.2.4 Advantages and limitations of particle reinforced AMCs20
• 1.2.5 Notion of Hybrid in particle reinforced AMCs20-23
• 1.3 UNWANTED CHEMICAL REACTIONS IN AMCS23-25
• 1.4 MAIN FABRICATION METHODS FOR MMC25-32
• 1.4.1 In situ techniques26-32
• 1.5 MECHANICAL PROPERTIES OF AMCS REINFORCED WITH Al_2O_3, SiC AND Si32-33
• 1.6 PURE ALUMINUM AND Al-Si ALLOYS33-34
• 1.7 THEORY OF WEAR34-37
• 1.7.1 Abrasive wear35
• 1.7.2 Adhesive wear35-36
• 1.7.3 Erosive wear36
• 1.7.4 Surface fatigue wear36-37
• 1.7.5 Corrosive wear37
• 1.8 PARAMETERS INFLUENCES THE FRICTION AND WEAR MECHANISMS37-38
• 1.9 WEAR BEHAVIOR OF AMCS38-39
• 1.10 LAYOUT OF THESIS39-41
• CHAPTER 2 MATERIAL SYSTEM AND EXPERIMENTAL DETAILS41-47
• 2.1 RAW MATERIALS41-42
• 2.2 PROCESSING METHODS42-44
• 2.2.1 Ball milling42-43
• 2.2.2 Reactive hot pressing43
• 2.2.3 Hot extrusion process43-44
• 2.3 MICROSTRUCTURAL CHARACTERIZATION44-45
• 2.3.1 Differential thermal analysis44
• 2.3.2 Microstructural analysis44
• 2.3.3 X-ray diffraction44
• 2.3.4 Atomic Force Microscopy44-45
• 2.4 MECHANICAL TESTING45-47
• 2.4.1 Brinell hardness45
• 2.4.2 Room temperature tensile tests45-46
• 2.4.3 Dry sliding wear tests46
• 2.4.4 Relative density measurement46-47
• CHAPTER 3 REACTION MECHANISM, PROCESS OPTIMIZATION AND AL_4C_3 PREVENTION47-68
• 3.1 INTRODUCTION47
• 3.2 OPTIMIZATION OF BALL MILLING PARAMETERS47-49
• 3.3 THERMODYNAMIC CONSIDERATIONS AND DIFFERENTIAL THERMAL ANALYSIS (DTA)49-54
• 3.3.1 Thermodynamic analysis of the Al-Si O2 system49-50
• 3.3.2 Thermodynamic analysis of the Al-Si O2-C system50-52
• 3.3.3 Reaction Energy activation52-54
• 3.4 OPTIMIZATION OF SINTERING PARAMETERS54-63
• 3.4.1 XRD and microstructures in Al-Si O2 system55-58
• 3.4.2 XRD and Microstructures in SiO_2-Al-C system58-63
• 3.5 EFFECT OF THE SYNTHESIS TEMPERATURE IN PREVENTING AL4C363-66
• 3.6 SUMMARY66-68
• CHAPTER 4 FABRICATION OF (Al_2O_3-Si)/Al AND (Al_2O_3-SiC-Si)/Al MMCS68-82
• 4.1 INTRODUCTION68
• 4.2 FABRICATION TECHNOLOGY68-72
• 4.2.1 XRD and micro structural observations69-70
• 4.2.2 Effect of pressure70-72
• 4.3 EFFECT OF REINFORCEMENT VOLUME FRACTION ON MICROSTRUCTURE OF (Al_2O_3-SI)/AL MMCS72-75
• 4.4 EFFECT OF VARYING SiO2/C/AL MOLAR RATIO IN PREVENTING Al_4C_375-77
• 4.5 HOT EXTRUSION OF (Al_2O_3-Si)/AL MMCS77-81
• 4.5.1 Fabrication technology78-79
• 4.5.2 Microstructural analysis of as extruded (Al_2O_3-Si)/Al MMCs79-81
• 4.6 SUMMARY81-82
• CHAPTER 5 MECHANICAL CHARACTERIZATION OF IN SITU AL BASED COMPOSITES82-95
• 5.1 INTRODUCTION82
• 5.2 MECHANICAL PROPERTIES OF AS SINTERED COMPOSITES FABRICATED IN Al-SiO_2 SYSTEM82-87
• 5.2.1 Brinell hardness of as sintered composites83-84
• 5.2.2 Room tensile properties of as sintered composites84-85
• 5.2.3 Fracture surfaces of as sintered composites85-87
• 5.3 MECHANICAL PROPERTIES OF AS SINTERED COMPOSITES FABRICATED IN AL-SiO_2-C SYSTEM87-90
• 5.3.1 Brinell hardness of as sintered composites87-88
• 5.3.2 Room tensile properties of as sintered composites fabricated in Al-SiO_2-C system88-89
• 5.3.3 Fracture surfaces of as sintered composites89-90
• 5.4 MECHANICAL PROPERTIES OF AS EXTRUDED COMPOSITES FABRICATED IN AL-SiO_2 SYSTEM90-94
• 5.4.1 Brinell hardness of as extruded composites90-91
• 5.4.2 Room tensile properties of as extruded composites91-92
• 5.4.3 Fracture surfaces of as extruded composites92-94
• 5.5 SUMMARY94-95
• CHAPTER 6 WEAR CHARACTERISTICS AND FRICTION BEHAVIOR OF AL BASED COMPOSITES95-113
• 6.1 INTRODUCTION95
• 6.2 WEAR CHARACTERISTICS AND FRICTION BEHAVIOR OF (Al_2O_3-SI)/AL COMPOSITES95-107
• 6.2.1 Wear characteristics of as sintered (Al_2O_3-Si)/Al composites96-99
• 6.2.2 Wear surfaces of as sintered (Al_2O_3-Si)/Al composites99-103
• 6.2.3 Surface roughness of as sintered (Al_2O_3-Si)/Al composites103-106
• 6.2.4 Friction coefficients of as sintered (Al_2O_3-Si)/Al composites106-107
• 6.3 WEAR CHARACTERISTICS IN AL-Si_O_2-C SYSTEM107-111
• 6.4 SUMMARY111-113
• CONCLUSIONS113-115
• SCOPE FOR FUTURE WORK115-116
• INNOVATIONS116-117
• REFERENCES117-132
• PUBLICATIONS DURING PHD132-135
• ACKNOWLEDGEMENTS135-136
• CURRICULUM VITAE136

【参考文献】

中国期刊全文数据库 前1条

1 AKM Asif IQBAL;Yoshio ARAI;Wakako ARAKI;;SiC_p及Al_2O_(3w)增强铸态混杂金属基复合材料的疲劳裂纹扩展机理(英文)[J];Transactions of Nonferrous Metals Society of China;2014年S1期

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本文编号：702399