颗粒增强铝基复合材料的阻尼行为
粉末冶金法AlN颗粒增强镁铝基复合材料的阻尼性能
粉末冶金法AlN颗粒增强镁铝基复合材料的阻尼性能王勇;周吉学;夏金环;陈燕飞;马百常【摘要】镁合金具有低密度与高的阻尼性能,是一种理想的减震与噪音控制材料.文中选择AlN颗粒为增强体,研究了不同含量的AlN颗粒对Mg-Al基体合金微观组织的影响,并深入讨论了不同含量的AlN颗粒对复合材料的阻尼性能的影响规律.采用粉末冶金法制备AlNp/Mg-A l基复合材料,通过动态机械分析仪研究了基体合金与复合材料的阻尼性能随温度、频率与增强相含量的变化规律.实验结果表明:当颗粒添加相质量分数为3％时,复合材料的阻尼性能最好.室温下,复合材料的阻尼性能均优于基体合金,但是随着增强相含量与频率的增加,复合材料的阻尼性能逐渐降低.基体合金与复合材料的内耗-温度曲线在100～150℃的温度范围内呈现与位错有关的内耗峰,复合材料在200～250℃的温度范围内呈现与界面滑移有关的内耗峰.【期刊名称】《西安工业大学学报》【年(卷),期】2018(038)006【总页数】6页(P620-625)【关键词】粉末冶金法;镁-铝基复合材料;阻尼性能;内耗【作者】王勇;周吉学;夏金环;陈燕飞;马百常【作者单位】山东省科学院新材料研究所/山东省轻质高强金属材料重点实验室,济南 250014;山东省科学院新材料研究所/山东省汽车轻量化镁合金工程研究中心,济南 250014;山东省科学院新材料研究所/山东省轻质高强金属材料重点实验室,济南 250014;山东省科学院新材料研究所/山东省汽车轻量化镁合金工程研究中心,济南 250014;山东省科学院新材料研究所/山东省汽车轻量化镁合金工程研究中心,济南 250014;山东省科学院新材料研究所/山东省汽车轻量化镁合金工程研究中心,济南 250014;山东省科学院新材料研究所/山东省汽车轻量化镁合金工程研究中心,济南 250014【正文语种】中文【中图分类】TG332阻尼又称内耗,特指材料性能指标中取决于时间且与弹性紧密相关的物理性能,一般用tanφ或Q-1来表征[1-2].镁合金具有密度小和阻尼性能好等优点,但其力学性能差,使其应用范围受到限制,为了发挥镁的低密度和高阻尼性能优势,选用高阻尼的镁合金作为基体,添加合适的增强相,通过合合的结构设计,可使内耗值Q-1达到0.01以上,从而制备出低密度,高强度与高阻尼的减震材料[3-5].新型陶瓷颗粒氮化铝(AlN)与镁均为密排六方结构型,且两者之间晶胞结构常数相近[6],具有良好的抗热冲击性,热稳定性及抗氧化能力,在消除微孔与第二相的影响下,其实际弹性模量接近与理论值,并且其热膨胀系数比商业化的SiC还要低.目前,关于AlN颗粒增强复合材料的研究主要集中在其对力学性能与物理性能的影响,文献[7]研究表明,在适宜的烧结压力下,AlN颗粒能够改善AlNp/Cu复合材料的导电性与热膨胀系数.文献[8]研究表明,AlN颗粒的加入能够通过动态回复再结晶细化AlNp/Al复合材料的晶粒尺寸,且AlN颗粒与Al基体之间没有发生任何化学反应.文献[9]研究表明,当AlN颗粒尺寸更细且分布均匀时,可以消除AlN/Al-6061复合材料裂纹源的萌生,复合材料的拉伸强度与硬度相较传统的混合工艺增加了100%.文献[10]研究表明,经过850°C的重熔,AlN颗粒的尺寸明显降低,且AlN/ZL114A复合材料的强度与硬度都高于重熔之前.文献[11]研究表明,纳米尺寸的AlN颗粒的加入明显降低了纯镁基体的热膨胀系数.而针对AlN颗粒增强复合材料的阻尼性能研究报道相对较少.本文选择Mg-Al合金为基体,AlN陶瓷颗粒为增强相,借助粉末冶金方法制备出不同质量分数的AlN增强Mg-Al基复合材料,深入研究了AlN颗粒对复合材料的阻尼性能的影响规律,为镁基复合材料组织与性能的改善提供指导与借鉴意义.1 试验条件与方法1.1 试验原料镁粉(>99%)平均粒度75 μm,以片状为主；铝粉(>99%)平均粒度10 μm,圆颗粒状；氮化铝(AlN)(>99%)平均粒度1～3 μm,以多边形颗粒状为主,有少量团聚现象.1.2 试样制备将镁粉与铝粉按照一定质量分数比(91:9)称量,同时加入1%～2%的硬脂酸作为过程控制剂,然后在氩气保护下加入不同含量的AlN颗粒球磨(450 r·min-1,8 h),最后在氩气保护下真空烧结(620 ℃,1 h)分别制备出为3%,6%和12%(质量分数)的镁基复合材料,另外制备了合金试样作为对比.对烧结试样表面处理后线切割加工成尺寸为50 mm×5 mm×1 mm的阻尼试样.1.3 试验方法通过扫描电镜(Scanning Electron Microscopy,SEM)和X衍射分析仪(X-Ray Differaction)观察试样的微观组织.通过DMAQ800型动态机械分析仪测试阻尼性能,测试参数分为2组：① 频率1Hz,温度25～450 ℃,升温速率5 ℃·min-1,应变振幅4×10-5；② 频率为0.5 Hz、1 Hz、5 Hz和10 Hz,温度为25 ℃,应变振幅为4×10-5.2 试验结果与讨论2.1 微观组织与物相组成表1为不同AlN颗粒含量的复合材料烧结后的密度,致密度与晶粒尺寸.由表1可知,当AlN含量(质量分数w/%)从0增加到6%时,复合材料的密度逐渐增加.随着AlN 含量继续增加到12%,复合材料的密度逐渐降低.同时,复合材料的致密度也表现出相同的变化趋势.当AlN含量为6%时,复合材料的晶粒细化效果最为明显.文献[12]研究结果表明,AlN颗粒添加相对镁合金具有一定的晶粒细化作用,当AlN含量过高时,细化效果有所降低.图1为不同AlN含量的复合材料烧结后的SEM形貌图,从图1可以看出,当AlN含量较低时,增强颗粒均匀分布在Mg基体中,如图1(a)与1(b)所示；当AlN含量达到12%时,增强颗粒的团聚现象较为明显,在晶界及局部区域聚集了大量增强体颗粒,如图1(c)所示.表1 不同AlN含量的复合材料的致密度与晶粒尺寸Tab.1 Density and grain size of the AlNp/Mg-Al composites with different fraction of AlNAlN含量/%密度/g·cm-3致密度/%晶粒尺寸/μm01.6994.456.2±531.7695.653.4±661.8296.848.6±3121.8091.346.4±4图1 不同质量分数的复合材料SEM形貌Fig.1 The micrographs of composites with different mass fraction图2为烧结后AlNp/Mg-Al复合材料的XRD衍射图谱.图2 复合材料的X衍射图谱Fig.2 XRD pattern of composite从图2可知,反应后的产物为Mg,AlN,Mg17Al12与MgO.原料Al的衍射峰消失,而金属间化合物β-Mg17Al12衍射峰出现,说明在烧结过程中Mg粉与Al粉通过扩散发生化学反应生成了金属间化合物,这与文献[13]的实验结果相似.另外也有MgO的衍射峰出现,说明在烧结过程中有部分Mg发生了氧化.这可能是因为外加AlN颗粒表面含有微量氧元素,也可能是硬脂酸与金属粉末之间发生反应所致[13].2.2阻尼性能2.2.1 温度振幅对阻尼性能的影响图3为频率与应变相同时,合金和复合材料的温度-内耗曲线.由图3可知,合金与复合材料内耗值随温度的升高逐渐增大.同时复合材料的内耗值始终大于合金的内耗值,这是因为颗粒AlN的加入一方面使得基体中的位错密度变大,另一方面使得复合材料中的界面数量增多,随温度的升高,增强相与基体之间的界面结合力逐渐降低而发生相对微滑移[14-19],消耗部分能量,从而使得复合材料的内耗值高于合金.复合材料的阻尼机制主要由低温位错阻尼与高温界面阻尼机制阐释[9-10].高温下,AlN的加入主要起到分割基体或细化晶粒的作用,见表1,复合材料产生更多的晶界与相界,为阻尼的提升奠定了基础,也成为内耗值增加的主要来源.当温度从室温升高到一定值时,添加相与基体合金之间原本结合强度适中的界面就会降低,界面发生相对滑移[14,18],而且在温度较高的情况下,由于陶瓷添加相的热稳定性比较高,而合金的熔点较低,因此相对于添加相而言,基体合金会变软,这样在相同的外加载荷下,添加相与基体合金之间的界面更容易发生相对滑移而损耗更多能量.在温度为125～150 ℃范围内,不同添加相含量的复合材料均出现与位错有关的攀移割阶内耗峰(峰Ⅰ)[16].在温度为275～325 ℃范围内,只有质量分数为6%与12%的复合材料出现与界面滑移有关的内耗峰(峰Ⅱ),这与文献[14-15,17]的研究结果相似,也充分验证复合材料高温界面滑移机制的正确性.内耗峰Ⅰ的出现与颗粒增强相的加入有关,内耗峰Ⅱ只有在质量分数为6%与12%的复合材料中出现,说明颗粒增强相的含量会影响内耗峰Ⅱ的出现.这与文献[19-20]的实验结果相似.图3 合金与不同质量分数的复合材料的内耗值(Q-1)与温度(T)的关系Fig.3 The relationship of interface friction (Q-1) and temperature (T) of alloy and composites with different mass fraction2.2.2 频率振幅对阻尼性能的影响图4为基体合金与复合材料的频率-内耗曲线.由于频率与温度对阻尼性能的影响是共同作用的,因此,本文探究了升温过程中不同添加相含量的复合材料在不同频率下的内耗值变化规律.图4 合金与不同质量分数的复合材料在不同频率下的内耗值(Q-1)与温度(T)的关系Fig.4 The relationship of interface friction (Q-1) and temperature (T) of alloy and composites with different mass fraction at different frequency 由图4可知,合金随温度的增加和频率的降低,内耗值增加,主要是因为复合材料内耗值的变化取决于组织缺陷对外加驱动频率的不同反应特征,这个可类比为弹簧振子模型[20-21].只有当外加交变载荷产生的驱动频率和弹簧振子固有频率相同或者接近时,共振最明显.然而复合材料组织中位错或界面的固有频率远低于驱动频率,因此在有限测量范围内,外加交变载荷的驱动频率越低,位错或界面来回摆动的路程越大,消耗的能量越多.在复合材料中,12 AlNp/Mg-Al(w/%)复合材料在325 ℃左右出现内耗峰.随着频率的升高与添加量的增加,Mg-Al合金与AlNp/Mg-Al复合材料内耗值均降低.3 结论1) 当AlN含量(w)为6%时,对基体合金的晶粒细化效果最明显,AlN颗粒增强相均匀分布于基体中.随着AlN含量的继续增加,复合材料的致密度与晶粒尺寸又逐渐降低.2) 当AlN含量(w)为3%时,复合材料的阻尼性能最好,AlN颗粒增强相均匀分布于基体中.3) 室温下,复合材料的内耗值均高于合金的内耗值,且随着频率与增强相含量的增加,复合材料的内耗值逐渐减小.在125～250 ℃区间内,复合材料出现与位错有关的内耗峰；在275～325 ℃区间内,复合材料出现与界面滑移有关内耗峰.4) 室温下,Mg-Al合金与AlNp/Mg-Al复合材料主要以位错型机理为主；温度较高时,AlNp/Mg-Al基复合材料则以界面型机理为主.参考文献：【相关文献】[1] 胡耀波,邓娟,王敬丰,等.高阻尼镁基复合材料研究现状[J].材料工程,2010(1)：89.HU Yaobo,DENG Juan,WANG Jingfeng,et al.Research Status of Magnesium Matrix Composites with High Damping Capacity[J].Material Engineering,2010(1)：89.(in Chinese) [2] ZHANG X Q,WANG H W,LIAO L H,et al.In-situ Synthesis Method and Damping Characterization of Magnesium Matrix Composites[J].Composites Science and Technology,2007,67(3/4)：720．[3] ZHANG X N.Effect of Reinforcement on Damping Capacity of PureMagnesium[J].Journal of Materials Science Letters,2003,22(7)：503.[4] 张小农,张荻,吴人洁,等.纯镁基复合材料的阻尼性能[J].功能材料,1998,28(5)：540．ZHANG Xiaonong,ZHANG Di,WU Renjie,et al.Damping Capacity of Pure Magnesium Matrix Composite[J].Journal of Functional Materials,1998,28(5)：540．(in Chinese)[5] 张小农,张荻,吴人洁,等.增强物的加入对纯镁阻尼性能的影响[J].复合材料学报,1998,15(2)：23．ZHANG Xiaonong,ZHANG Di,WU Renjie,et al.Effect of the Addition of Reinforcements on Damping Capacity of Pure Magnesium[J].Acta Materiae 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【精品文章】碳化硅粉体真正的高大上应用——碳化硅颗粒增强铝基复合材料
碳化硅粉体真正的高大上应用——碳化硅颗粒增强
铝基复合材料
与传统材料相比，颗粒增强金属基复合材料不仅兼有金属的高韧性、高塑性优点和增强颗粒的高硬度、高模量优点，而且材料各向同性，可采用传统的金属加工工艺进行加工。
碳化硅颗粒增强铝基复合材料的密度仅为钢的1/3，但其强度比纯铝和中碳钢都高，且还具有较高的耐磨性，可以在300℃～350℃的高温下稳定工作。
碳化硅颗粒增强铝基复合材料由碳化硅粉体和颗粒状的铝复合而成，增强颗粒在基体中的分布状态直接影响到铝基复合材料的综合性能。
能否使增强颗粒均匀分散在熔液中是能否成功制备铝基复合材料的关键,也是制备颗粒增强铝基复合材料的难点所在。
碳化硅颗粒分布的均匀与否与颗粒的大小、颗粒的密度、添加颗粒的体积分数、熔体的粘度、搅拌的方式和搅拌的速度等因素有关。
一、碳化硅增强铝基复合材料制备
1.压力铸造法。
压力铸造法制备碳化硅颗粒铝基复合材料的过程，主要包括碳化硅颗粒预制块的制备和液态铝合金在一定压力下渗入预制块中两部分。
碳化硅颗粒在复合材料中分布的均匀性由预制块中颗粒分布的均匀程度决定,并取决于预制块的制备工艺。
复合材料的孔隙率和SiCp/Al界面结合状态则与压铸工艺参数密切相关。
2.喷射共沉淀法。
喷射共沉积法具有碳化硅颗粒分布均匀、没有严重的界面反应、基体组。
颗粒增强铝基复合材料研究与应用发展
3、结构性能
通过观察复合材料的显微组织，分析碳化硅颗粒的分布情况和界面结合情况。 实验结果显示，随着碳化硅颗粒含量的增加，颗粒分布逐渐均匀，界面结合强度 也逐渐提高。Fra bibliotek结果分析
实验结果表明，碳化硅颗粒增强铝基复合材料的物理性能、化学性能和结构 性能均得到显著改善。随着碳化硅颗粒含量的增加，复合材料的密度、硬度和界 面结合强度逐渐提高，而热导率呈现先增加后减小的趋势。这些现象和结果与碳 化硅颗粒含量、分布情况以及界面结合情况密切相关。
材料选择
碳化硅颗粒增强铝基复合材料的制备方法主要包括搅拌铸造法、挤压铸造法、 粉末冶金法和喷射沉积法等。本次演示选取搅拌铸造法进行研究，具体实验过程 如下：
1、按照一定比例将铝材和碳化硅颗粒混合均匀； 2、将混合物放入坩埚中，加热至熔化；
3、搅拌熔融的混合物，确保碳化硅颗粒均匀分布； 4、浇注至预定的模具中，冷却凝固后得到碳化硅颗粒增强铝基复合材料。
然而，尽管颗粒增强铝基复合材料具有诸多优点，但在其研究与应用方面仍 存在一些问题和不足之处。首先，制备工艺复杂且成本较高，限制了其广泛应用。 其次，材料的各向异性较为明显，影响了其性能的进一步提升。此外，关于颗粒 增强铝基复合材料在复杂服役条件下的长期性能和可靠性方面仍需进一步研究和 验证。
未来，随着科学技术的不断进步和研究的深入，颗粒增强铝基复合材料将会 在更多领域得到应用和发展。为进一步提高其性能和降低成本，可以研究新的制 备工艺和优化现有工艺参数，探索新型增强颗粒和基体合金。针对其各向异性和 长期性能问题，可以开展深入的理论和实验研究，建立完善的性能评价体系，为 实际应用提供更加可靠的依据。
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3、结构设计难度大：由于碳化硅颗粒增强铝基复合材料的力学性能与传统 的金属材料存在较大差异，因此在进行结构设计时需要考虑更多的影响因素，增 加了设计的难度。
铝基复合材料简述
铝基复合材料1. 铝基复合材料的基本性能1.1 强度，模量与塑性铝基复合材料比强度和比刚度高．高温性能好。
更耐疲劳和更耐磨，阻尼性能好，热膨胀系数低。
同其他复合材料一样，它能组合特定的力学和物理性能，以满足产品的需要。
因此，铝基复合材料已成为金属基复合材料中最常用的、最重要的材料之一。
增强体的加入在提高铝基复合材料强度和模量的同时。
降低了塑性。
另外增强相的加入又赋予材料一些特殊性能，这样不同金属与合金基体及不同增强体的优化组合。
就使金属基复合材料具有各种特殊性能和优异的综合性能。
尤其是弥散增强的铝基复合材料，不仅具有各向同性特征，而且具有可加工和价格低廉的优点，更加引起人们的注意。
1.2 耐磨性高的耐磨性是铝基复合材料(SiC、A1203)增强的特点之一颗粒体积分数对复合材料摩擦系数的影响显著，而颗粒尺寸对复合材料摩擦系数影响不大。
与基体合金相比，铝基复合材料表现出良好的抗磨损性能，并随着加入颗粒尺寸的减小和数量的增多而变强。
在滑动磨损实验中，颗粒及纤维增强的铝基复合材料的耐磨性有两个数量级的提高，但随着磨粒尺寸的增大，载荷中冲击成分的提高使其耐磨性迅速下降。
材料的耐磨性的好坏取决于强化机制、增强相之间的相互制约及与基体在变形过程中的协调作用。
当然，也与增强相类型及基体合金的性能有关。
增强相的聚结显著降低材料的耐磨性。
1.3 疲劳与断裂韧性铝基复合材料的疲劳强度和疲劳寿命一般比基体金属高，这与刚度及强度的提高有关，而断裂韧性却下降。
影响铝基复合材料疲劳性能和断裂的主要因素有：增强物与基体的界面结合状态、基体与增强物本身的特性和增强物在基体中的分布等。
界面结合状态良好，可以有效地传递载荷，并阻止裂纹扩展，提高材料的断裂韧性。
目前对复合材料疲劳断裂过程的研究分为疲劳裂纹的萌生和扩展两个方面。
现有的研究工作在实验的基础上得出疲劳裂纹萌生于SiC 附近。
SiC与铝合金界面或SiC 晶须端部附近的基体中，也观察到基体中大块夹杂物破碎导致裂纹萌生。
碳化硅铝复合材料的制备
论文题目：碳化硅铝复合材料的制备专业：材料科学与工程学生：段红伟签名:指导老师：王涛签名：摘要碳化硅颗粒增强铝基复合材料( SiCp / Al 复合材料) 具有高比强度和比刚度、耐磨、耐疲劳、低热膨胀系数、低密度、高微屈服强度、良好的尺寸稳定性和导热性、优异的力学性能和物理性能。
本文采用粉末冶金法制备SiCp复合材料。
使用X射线衍射仪(XRD)、扫描电镜(SEM)，抗折强度试验，洛氏硬度实验以及密度，吸水率，气孔率实验等方法研究碳化硅铝复合材料的微观结构、性能特点和机理。
得到实验结果为SiCp复合材料组织均匀，致密，无杂质，气孔少等优良特点。
随着SiC复合材料质量分数的增加，SiCp的密度、抗折强度、硬度均相应增大，而气孔率、吸水率随之减小。
SiC质量分数一定的情况下，随着烧结温度的升高试样的性能也越来越好。
关键字：粉末冶金法碳化硅铝复合材料制备性能研究类型：实验型Subject: Preparation of Silicon Carbide Reinforced Aluminum CompositeSpeciality: Materials Science and EngineeringName:Duan hongwei Signature: Instructor: Wang Tao Signature:AbstractSilicon carbide particles reinforced aluminum matrix composites (SiCp / Al matrix composite) with high specific strength and stiffness, wear and fatigue resistance, low thermal expansion coefficient, low density and high micro-yield strength, good dimensional stability and thermal conductivity , excellent mechanical properties and physical properties.In this paper, Using method of powder metallurgy to preparation SiCp composite materials. Using X-ray diffraction (XRD),Scanning electron microscopy (SEM), bending strength and Rockwell hardness test and the density, water absorption, porosity of experimental methods research aluminum silicon carbide composite material microstructure, properties and mechanism. The experimental results obtained for the SiCp homogeneous, compact, no impurities, porosity and less good features. With the increase of SiC quality score, SiCp density, flexural strength and hardness, and all relevant porosity, bibulous rate is then decreased.SiC quality score certain situations, the sintering temperature elevatory sample properties and strengthened.Key words :Method of powder metallurgy; SiCp / Al matrixcomposite;Preparation; Performance;Thesis type：Experimental目录目录 (1)1文献综述 (1)1.1复合材料概述 (1)1.1.1 复合材料的定义 (1)1.1.2复合材料的分类 (1)1.1.3复合材料的性能 (2)1.1.4复合材料的成型方法 (3)1.1.5复合材料的应用 (3)1.1.6复合材料的发展和应用 (3)1.2金属基复合材料 (5)1.2.1 金属基复合材料的定义 (5)1.2.2 金属基复合材料分类 (5)1.3碳化硅铝复合材料 (7)1.3.1碳化硅铝复合材料引言 (7)1.3.2国外开发及应用研究现状 (7)1.3.3碳化硅铝复合材料的制备方法 (8)1.3.4国内开发与应用中存在的问题 (10)1.3.5碳化硅铝复合材料今后发展趋势 (11)1.4本文研究内容 (11)1.5工艺流程 (12)2 实验方法及内容 (13)2.1实验方法 (13)2.1.1实验方法介绍 (13)2.1.2原料计算称量及配置 (13)2.1.3冷压成型 (13)2.1.4低温排胶 (14)2.1.5高温烧结 (14)2.2实验原料 (14)2.3 实验设备 (15)2.4实验过程 (15)2.4.1试验配方 (15)2.4.2原料混合 (16)2.4.3冷压成型 (16)2.4.4高温烧结 (17)2.5试样测试 (18)3实验结果与分析 (19)3.1试样的微观形貌分析 (19)3.2试样XRD成分分析 (20)3.3 试样的抗折强度 (21)3.3.1温度对抗折强度的影响 (21)3.3.2 SiC 含量对抗折强度的影响 (21)3.4试样密度、吸水率、气孔率的测试 (22)3.4.1测试方法 (22)3.4.2温度对试样密度、吸水率、气孔率的影响 (23)3.4.3 SiC含量对试样密度、吸水率、气孔率的影响 (24)3.5试样洛氏硬度的测试 (27)3.5.1 烧结温度对洛氏硬度的影响 (27)3.5.2 SiC含量对试样洛氏硬度的影响 (28)3.6粘结剂、Mg粉以及真空热压烧结的作用 (28)3.6.1粘结剂的作用 (28)3.6.2 Mg粉的作用 (29)3.6.3热压烧结的作用 (29)4结论 (30)致谢 (31)参考文献 (32)1文献综述1.1复合材料概述1.1.1 复合材料的定义复合材料(Composite materials)，是由两种或两种以上不同性质的材料，通过物理或化学的方法，在宏观上组成具有新性能的材料。
原位合成Al2O3
第37卷第2期纺织高校基础科学学报V o l .37,N o .22024年4月B A S IC S C I E N C E S J O U R N A L O F T E X T I L E U N I V E R S I T I E SA pr .,2024 引文格式:王军,王俊,王应,等.原位合成A l 2O 3/T i B 2颗粒混杂增强铝基复合材料的性能研究[J ].纺织高校基础科学学报,2024,37(2):40-49.WA N G J u n ,WA N G J u n ,WA N G Y i n g ,e t a l .P r o p e r t y s t u d y o f A l 2O 3/T i B 2pa r t i c l e h yb r i d r e i n f o rc ed a l u m i -n u m m a t r i x c o m p o s i te b y i n -s i t u s yn t h e s i s [J ].B a s i c S c i e n c e s J o u r n a l o f T e x t i l e U n i v e r s i t i e s ,2024,37(2):40-49.收稿日期:2024-01-19 修回日期:2024-03-20基金项目:陕西省自然科学基金重点研发计划(2023-Y B G Y -171)第一作者:王军(1983 ),男,博士,副教授,研究方向为电接触材料及电弧理论㊁镁铝合金㊁功能纤维等㊂E -m a i l :w a n g j u n @x pu .e d u .c n 原位合成A l 2O 3/T i B 2颗粒混杂增强铝基复合材料的性能研究王 军,王 俊,王 应,张文逸,龙 洲,张慧敏,李智国(西安工程大学材料工程学院,陕西西安710048)摘 要 针对传统铝合金无法满足工业和民用中对高强高导铝合金需求的问题,开发一种提升铝合金表面硬度且保证其导电导热性能的新型铝基复合材料㊂通过机械合金化法制备了A l -T i O 2-B 混合粉末,采用放热弥散结合接触反应技术成功原位合成A l 2O 3/T i B 2颗粒混杂增强铝基复合材料,探究了原始粉末A l -T i O 2-B 体系反应生成A l 2O 3/T i B 2颗粒混杂增强铝基复合材料的反应机理及反应温度对原位反应的影响,分析了铝基复合材料的微观组织形貌以及表面显微硬度和导电导热性能㊂X R D 分析结果表明,反应温度达到1100ħ保温200m i n 后,原始粉末A l -T i O 2-B 体系中的T i O 2和B 粉末完全反应,并且在反应过程中B 粉抑制了中间产物A l 3T i 和A l B 2的生成,最终原位生成为A l 2O 3和T i B 2颗粒混杂增强的铝基复合材料㊂显微组织观察表明,在铝基体中原位生成了T i B 2颗粒(直径小于1μm )和A l 2O 3颗粒(粒径约为2μm ),且铝基复合材料表面组织均匀致密㊂原位合成A l 2O 3/T i B 2混杂颗粒增强铝基复合材料的电导率为46.1%I A C S ,热导率约为198.5W ㊃m -1㊃K -1,显微硬度较传统A 356铝合金的68H V 提升至76H V ,新型原位合成铝基复合材料在保证导电导热性能的前提下提升了铝基复合材料的显微硬度㊂关键词 原位合成;铝基复合材料;A l 2O 3/T i B 2;混杂颗粒增强开放科学(资源服务)标识码(O S I D)中图分类号:T B 331 文献标志码:AD O I :10.13338/j.i s s n .1006-8341.2024.02.005P r o p e r t y s t u d y o f A l 2O 3/T i B 2pa r t i c l e h yb r i d r e i n f o rc ed a l u m i n u m m a t r i x c o m p o s i te b y i n -s i t u s yn t h e s i s WA N G J u n ,WA N G J u n ,WA N G Y i n g ,Z HA N G W e n y i ,L O N G Z h o u ,Z HA N G H u i m i n ,L I Z h i gu o (S c h o o l o f M a t e r i a l s S c i e n c e a n d E n g i n e e r i n g ,X i a n P o l y t e c h n i c U n i v e r s i t y,X i a n 710048,C h i n a )A b s t r a c t T h i s s t u d y a i m s t o d e v e l o p a n o v e l a l u m i n u m m a t r i x c o m p o s i t e m a t e r i a l t h a t e n h a n c e s s u r f a c e h a r d n e s s w h i l e m a i n t a i n i n g i t s e l e c t r i c a l a n d t h e r m a l c o n d u c t i v i t y p r o p e r t i e s t o m e e t t h e d e m a n d s o f i n d u s t r i a l a n d c i v i l i a n a p p l i c a t i o n s,g i v e n t h e i n a d e q u a c i e s o f t r a d i t i o n a l a l u m i n u m a l l o y s.T h r o u g h m e c h a n i c a l a l l o y i n g,A l-T i O2-B h y b r i d p o w d e r s w e r e p r e p a r e d,a n d a n i n-s i t u s y n t h e s i s o f A l2O3/ T i B2p a r t i c u l a t e h y b r i d-r e i n f o r c e d a l u m i n u m m a t r i x c o m p o s i t e m a t e r i a l w a s a c h i e v e d u s i n g e x o t h e r m i c d i s p e r s i o n b o n d i n g c o n t a c t r e a c t i o n t e c h n i q u e.T h e r e s e a r c h i n v e s t i g a t e s t h e r e a c t i o n m e c h a n i s m o f t h e A l-T i O2-B s y s t e m t o g e n e r a t e A l2O3/T i B2p a r t i c u l a t e h y b r i d-r e i n f o r c e d a l u m i n u m m a t r i x c o m p o s i t e m a t e r i a l a n d t h e i n f l u e n c e o f r e a c t i o n t e m p e r a t u r e o n i n-s i t u r e a c t i o n.M i c r o s t r u c t u r a l m o r p h o l o g y,s u r f a c e m i c r o h a r d n e s s,a n d e l e c t r i c a l a n d t h e r m a l c o n d u c t i v i t y p r o p e r t i e s o f t h e a l u-m i n u m m a t r i x c o m p o s i t e m a t e r i a l w e r e s t u d i e d.X R D a n a l y s i s r e v e a l e d t h a t a t a r e a c t i o n t e m p e r-a t u r e o f1100ʎC a n d a h o l d i n g t i m e o f200m i n u t e s,c o m p l e t e r e a c t i o n o f T i O2a n d B p o w d e r s i n t h e A l-T i O2-B s y s t e m o c c u r r e d,w i t h B p o w d e r i n h i b i t i n g t h e f o r m a t i o n o f i n t e r m e d i a t e p r o d u c t s A l3T i a n d A l B2d u r i n g t h e r e a c t i o n p r o c e s s,r e s u l t i n g i n t h e i n-s i t u g e n e r a t i o n o f A l2O3a n d T i B2 p a r t i c u l a t e h y b r i d-r e i n f o r c e d a l u m i n u m m a t r i x c o m p o s i t e m a t e r i a l.M i c r o s t r u c t u r a l o b s e r v a t i o n d e m o n s t r a t e d t h e i n-s i t u g e n e r a t i o n o f T i B2p a r t i c l e s(d i a m e t e r l e s s t h a n1μm)a n d A l2O3p a r t i-c l e s(a p p r o x i m a t e l y2μm i n d i a m e t e r)w i t h i n t h e a l u m i n u m m a t r i x,w i t h a u n i f o r m l y d e n s e s u r-f a c e s t r u c t u r e o f t h e a l u m i n u m m a t r i x c o m p o s i t e m a t e r i a l.T h e e l e c t r i c a l c o n d u c t i v i t y o f t h e i n-s i-t u s y n t h e s i z e d A l2O3/T i B2h y b r i d p a r t i c l e-r e i n f o r c e d a l u m i n u m m a t r i x c o m p o s i t e m a t e r i a l w a s46. 1%I A C S,a n d t h e t h e r m a l c o n d u c t i v i t y w a s a p p r o x i m a t e l y198.5W㊃m-1㊃K-1,w i t h t h e m i-c r o h a r d n e s s i n c r e a s i n g f r o m68HV(f o r t r a d i t i o n a l A356a l u m i n u m a l l o y)t o76H V.T h i s n o v e l i n-s i t u s y n t h e s i z e d a l u m i n u m m a t r i x c o m p o s i t e m a t e r i a l e n h a n c e s m i c r o h a r d n e s s w h i l e e n s u r i n g e l e c t r i c a l a n d t h e r m a l c o n d u c t i v i t y p r o p e r t i e s.K e y w o r d s i n s i t u s y n t h e s i s;a l u m i n u m m a t r i x c o m p o s i t e;A l2O3/T i B2;h y b r i d p a r t i c l e r e i n f o r c e-m e n t0引言铝合金是重要的轻金属材料之一,因其良好的导电㊁导热性㊁耐腐蚀性,优异的力学性能和物理性能被广泛应用于航天㊁航空㊁汽车㊁交通运输等领域[1-3]㊂空天㊁汽车及兵器工业常用的高强铝合金材料主要为2系铝合金,其具有高的抗拉强度㊁韧性和疲劳强度,良好的耐热㊁加工及焊接性能[4];汽车活塞主要使用过共晶A l-S i合金,其密度低㊁线膨胀系数小[5]㊂民用铝合金主要为5系铝合金和6系铝合金,因其具有优良的强度㊁可加工性和耐腐蚀性等特点,被广泛应用于造船业㊁建筑业㊁交通运输㊁电子设备等领域[6-7]㊂传统铝合金的增强方式包括固溶强化[8-9]㊁细晶强化[10]和第二相强化[11]㊂固溶强化的强化方式是晶格畸变引起位错应变场与溶质原子之间的相互作用,从而提升铝合金的力学性能,但同时也降低了铝合金的导电㊁导热性能[12]㊂R E N等通过提高不同固溶镁原子溶质浓度影响位错发射从而提高了铝合金材料的断裂韧性[13]㊂细晶强化的方式是晶粒越细小,晶界总面积越大,对位错滑移产生阻碍作用,从而提升铝合金的强度㊂C H E N G等研究了C r元素含量的逐渐增加对新型低硅铝合金组织和力学性能的影响,结果表明C r元素的固溶效果和细晶强化效果有效改善了铝合金的抗拉强度㊁屈服强度和伸长率[14]㊂第二相强化的机制是第二相微粒的晶体结构与基体相不同,当位错切过微粒,在滑移面上造成原子排列错配,增加滑移阻力,提升铝合金强度㊂S E R R M A N U等制备纳米A l2O3颗粒弥散强化A356铝合金复合材料,A l2O3纳米颗粒抑制位错运动提升了材料的屈服强度[15]㊂传统铝基复合材料[16-17]是以铝或铝合金为基体,纤维㊁晶须和颗粒材料等作为增强相合成,不同的制备方法对其性能也存在着影响[18]㊂传统铝基复合材料制备方法主要有粉末冶金法㊁搅拌铸造法㊁挤压铸造法㊁溶体浸渗法和喷射成型法㊂粉末冶金法[19]存在工艺复杂㊁成本高等问题,且制备过程中材料内部容易产生气孔;搅拌铸造法[20]增强相的含量不易控制且易发生团聚,使得铝基复合材料的孔隙率高㊁致密度低;挤压铸造法[21]应用范围14第2期王军,等:原位合成A l2O3/T i B2颗粒混杂增强铝基复合材料的性能研究小㊁生产效率低;喷射成型法[22]在喷射沉积成形颗粒时对增强颗粒利用率低,制备成本高;熔体浸渗法[23]受到压力影响,对生产设备要求较高,工艺参数复杂不易控制,生产成本较高㊂外加法纳米颗粒增强铝基复合材料,颗粒尺寸较大,润湿性差,与基体结合强度低㊁易团聚偏析㊂D A S 等为了改善外加法颗粒尺寸过大等问题,采用搅拌铸造法在A A 6061铝合金中添加纳米S i C /B 4C 颗粒增强相有效改善了A A 6061铝合金的力学性能[24]㊂为解决传统制备方法存在的不足,研究者们提出采用原位合成增强相增强金属基复合材料,从而提高金属基复合材料的综合性能㊂原位合成[25]是在控制一定的反应条件的前提下,通过元素与元素或元素与化合物之间的化学反应,在金属基体内部原位生成一种或多种高性能陶瓷或金属间化合物作为增强相,强化金属基体材料㊂原位合成铝基复合材料是通过在铝基体中加入生成颗粒的反应物,通过控制温度㊁压力等参数,原位生成增强相颗粒避免界面润湿性问题,同时提升材料强度,且增强颗粒可作为形核基底,能够起到促进形核和细化晶粒的作用[26]㊂20世纪80年代中后期,美国L a x i d e 大学和D r e x e l 先后报道原位A l 2O 3/A l 和T i C /A l 复合材料和相应的制备工艺,原位制备技术开始引起金属基复合材料研究者们的高度关注[27]㊂不同金属基复合材料选择原位增强时会选用与基体界面稳定性好且对基体增强效果优良的增强相㊂F A T H Y 以硝酸铜(C u (N O 3)2)和氯氧化锆(Z r O C l 2)为原料,原位反应合成了C u -Z r O 2纳米复合材料,均匀分布的纳米Z r O 2增强相提升了铜基复合材料的显微硬度[28]㊂V A S A N T H A K U M A R 等以T i 粉末与质量分数为2%的石墨烯纳米片(G n P )和石墨烯氮化碳(g -C 3N 4)球磨,采用火花等离子烧结(S P S )制备T i C x 颗粒增强钛基复合材料,未反应的G n P 和g -C 3N 4协同增强了钛基体,综合提升了钛基复合材料的力学性能[29]㊂W A N 等采用原位氧化法制备了新型氧化物(M g O )镁基复合材料,通过增加位错密度㊁引入界面阻尼,使得镁基复合材料具有超高阻尼性能[30]㊂一般原位合成铝基复合材料增强颗粒有陶瓷颗粒和金属氧化物[31-32],研究发现采用不同的制备工艺所生成不同的原位增强颗粒,对铝基体有不同的增强效果[33]㊂M O K H N A C H E 等以A l -S i O 2-C 反应体系采用反应热压法在烧结炉中制备了A l -S i C -A l 2O 3纳米复合材料,增强体与A l 基体界面干净㊁无界面相,中间产物A l 4C 3的生成得到完全抑制,原位合成纳米S i C 颗粒增强铝基复合材料显著提高了屈服强度㊁抗拉强度和硬度[34]㊂Z HU 等以A l 和Z r O 2粉末为原料,采用S i C 辅助微波燃烧原位合成纳米A l 2O 3和A l 3Z r 颗粒增强铝基复合材料,铝基体的晶粒得到细化且生成的A l 3Z r 相与基体结合良好,与传统制备方法相比有效提升了铝基复合材料的性能[35]㊂C H E N 等采用混合盐反应法,以K B F 4和K 2T i F 6粉末在熔融铝合金中原位合成了纳米T i B 2和T i A l 3颗粒增强铝基复合材料,研究表明微观T i A l 3和T i B 2粒子团簇可以促进形核和晶粒长大,对位错迁移有阻碍作用,强化了铝基复合材料的性能[36]㊂原位合成增强金属基复合材料的制备技术主要包括:放热弥散[37]㊁混合盐反应[38]㊁机械合金化㊁自蔓延高温合成㊁接触反应以及气液合成技术[39]㊂本文采用放热弥散结合接触反应技术原位合成A l 2O 3/T i B 2颗粒混杂增强铝基复合材料㊂研究了原位合成A l 2O 3/T i B 2混杂颗粒的反应机理及影响因素㊁A l 2O 3/T i B 2混杂颗粒增强铝基复合材料(A l -A l 2O 3/T i B 2c o m po s i t e s )的微观组织特点及基本物理性能㊂1 实验1.1 材料A l (纯度99.5%,粒度74~149μm ,上海国药集团化学试剂有限公司);T i O 2(纯度99.9%,粒度50~100n m ,河北南宫市鑫盾合金焊材喷涂有限公司);B (纯度99.9%,粒度500n m ,河北南宫市鑫盾合金焊材喷涂有限公司)㊂按照实验设计将T i O 2粉和B 粉以3.65ʒ1的质量比混合,在行星式球磨机高能球磨8h ,然后用酒精洗出粉末并在50ħ干燥10h ,再将A l 粉和高能球磨后的混合粉末在行星式球磨机中混粉2h ,最后用酒精洗出粉末并在50ħ下干燥,球磨参数见表1㊂表1 球磨参数T a b .1 B a l l m i l l pa r a m e t e r 球磨方案球料比球磨转速/(r ㊃m i n -1)球磨时间/h球磨介质(质量分数1%)高能球磨15ʒ19008无水乙醇低能混粉15ʒ14002无水乙醇将粉末装入冷压模具在8k N 的压力下冷压成型㊂冷压成型的样品置于直径20mm 的坩埚中在氩气保护的管式炉内加热至1100ħ,保温200m i n㊂最后,将管式炉中的样品放入石墨模具中,在24 纺 织 高 校 基 础 科 学 学 报 第37卷放电等离子热压烧结炉(S P S )中热压烧结㊂S P S 烧结参数为580ħ,压力0.8t 保温5m i n㊂采用上述方法制备出原位合成混杂颗粒增强体积分数为8%的铝基复合材料A l 2O 3/T i B 2,然后将样品打磨抛光后测试其基本物理性能㊂1.2 仪器行星式球磨机(M S K -S F M -3-Ⅱ,合肥科晶材料技术有限公司);密度仪(直读式固体密度计,WH -300G ,上海束句仪器科技有限公司);闪光导热仪(N E T Z S C H ,L F A ,477);涡流数字电导率测量仪(D 60K 数字金属电导率测量仪,厦门鑫博特有限公司);J S M -7000F (日本J E O L 有限公司);X R D -7000S 衍射仪(日本岛津有限公司)㊂1.3 密度和显微硬度测试采用维氏显微硬度测试仪测量块体样品的表面硬度,在200g 的载荷下持续加载5s ,测试20次取平均值㊂将块体试样放入密度仪,使用阿基米德方法对块体试样进行密度测量,测试20次取平均值㊂1.4 热导率和电导率测试使用闪光导热仪测试了块体样品的热扩散系数㊂使用D 60K 涡流数字电导率测量仪在抛光表面测量了块体样品的电导率,测试20次取平均值㊂1.5 微观组织的表征采用J S M -7000F 场发射扫描电镜和背散射电子探测器,研究A l ㊁T i O 2㊁B 初始粉末形貌㊁混合粉末的形貌及块体样品的显微组织结构㊂用X R D -7000S 衍射仪和C u -K a 辐射(k =1.54060A )测定经研磨后的混合粉末和铝基复合材料的相结构,设定衍射角的范围为20ʎ~90ʎ㊂2 结果与讨论2.1 原位合成A l 2O 3/T i B 2颗粒反应机理按照实验设计将B 粉(500n m )㊁T i O 2粉(50~100n m )及A l 粉(74~149μm )高能球磨混合后,冷压制成预制块,将预制块体在管式炉内通氩气保护下加热至1100ħ,保温200m i n,发生反应如下: A l +T i O 2ңA l 2O 3+A l 3Ti (1) A l +T i O 2ңA l 2O 3+[T i ](2) A l +[T i ]ңA l 3Ti (3) [T i ]+B ңT i B 2(4)总反应方程式为A l +T i O 2+B ңA l 2O 3+T i B 2(5)2/3A l +1/2T i O 2+B =1/3A l 2O 3+1/2T i B 2ΔH=-750k J /m o l(6)首先在高能球磨㊁混粉过程中,T i O 2和B 混合粉末在球-粉末-球的反复碰撞下发生破碎,粒径变小,且尺寸细小的混合粉末和A l 粉在混粉过程中冷镶在延展性好的A l 粉表面,球磨混粉流程见图1㊂图1 粉末球磨工艺流程示意图F i g .1 S c h e m a t i c d i a g r a m o f p o w d e r b a l l m i l l i n g pr o c e s s f l o w 铝具有强还原性,在高温条件下会发生氧化还原反应,且氧化铝的生成焓(-1645k J /m o l)极低㊂随着反应温度升高,A l 粉首先和T i O 2粉末发生放热反应[40],生成A l 2O 3和游离Ti ㊂当温度保持在1100ħ,铝粉呈液态且反应速度极快[41],氧化还原反应在短时间内放出热量加速A l -T i O 2-B 体系的反应㊂同时,由于B 粉颗粒高能球磨后和T i O 2机械结合在一起,容易和A l -T i O 2反应被置换出来的游离T i 结合生成T i B 2,因此B 原子优先与游离T i 原子结合生成T i B 2,且B 抑制反应副产物A l 3Ti 的出现[42]㊂热力学计算发现,中间反应相A l 3T i 和A l B 2在727ħ时的热稳定性远低于T i B 2[43-44],在反应过程中,中间相生成得到抑制,在体系中最终反应生成弥散分布的T i B 2颗粒㊂因此,实验设计的A l -T i O 2-B 体系能够完全反应生成T i B 2混杂A l 2O 3颗粒增强的铝基复合材料㊂34第2期 王军,等:原位合成A l 2O 3/T i B 2颗粒混杂增强铝基复合材料的性能研究2.2 A l -T i O 2-B 原位反应粉末形貌和成分表征初始A l -T i O 2-B 粉末反应体系的原始形貌粉末如图1(a )㊁(b )㊁(d )所示,B 粉颗粒尺寸约为500n m ,呈不规则堆积状;T i O 2粉末颗粒尺寸约为50~100n m ,呈球形堆积状;A l 粉颗粒尺寸约为100μm ,呈不规则均匀分布状㊂图1(c )为B ㊁T i O 2粉末高能球磨后发生断裂后T i O 2-B 混合粉末形貌,将高能球磨后的T i O 2-B 混合粉末和A l 粉低能混粉,B 和T i O 2混合粉末冷焊在尺寸大的A l 粉表面,粉末形貌呈不规则状,平均尺寸为100μm ,尺寸相比初始粉末略微增大且大小较均匀,见图1(e )㊁(f)㊂高能球磨和低能混粉后混合粉末的X R D 如图2所示㊂其中,曲线a ㊁b 分别为复合粉末和A l 2O 3/T i B 2铝基复合材料的X R D 图谱㊂由曲线a 可以看出,只有A l ㊁T i O 2㊁B 相的衍射峰,没有其他相的衍射峰㊂表明高能球磨和低能混粉过程中A l -T i O 2-B 体系中没有发生反应,也无新的相生成,高能球磨过程球与粉末发生碰撞,在过程控制剂乙醇的作用下热应力减小,虽然球撞击粉末引入了机械能影响晶面间距从而改变衍射峰的强度,但粉末之间并没有发生反应㊂图2 复合粉末和A l 2O 3/T i B 2铝基复合材料的XR D 图谱F i g .2 X R D p a t t e r n o f c o m p o s i t e p o w d e r a n d A l 2O 3/T i B 2a l u m i n u m m a t r i x c o m po s i t e 2.3 A l 2O 3/T i B 2增强铝基复合材料微观组织表征A l 2O 3/T iB 2增强铝基复合材料的背散射电子图像如图3㊁图4(a )所示,A l 2O 3/T i B 2增强铝基复合材料的微观组织形貌及元素面扫谱图如图4(b)所示,图5为A l ㊁O ㊁T i ㊁B 元素的元素映射图㊂从图3可以看出,原位反应合成的2种增强相弥散分布在铝基体表面,没有观察到明显的孔隙和裂纹;图中局部放大图显示了A l 2O 3颗粒增强相的微观尺寸和形貌㊂图4为T i B 2颗粒增强相的微观尺寸和形貌,表明铝基体表面生成2种不同粒径尺寸的颗粒,一种是平均粒径小于1μm 的灰白色颗粒,呈椭圆形结构;另一种是平均粒径为2μm 的暗黑色颗粒,呈不规则结构,且原位合成的增强颗粒由基体内部形核生长,颗粒细化,增强相与基体间界面润湿性好㊁界面干净㊂图3 A l 2O 3/T i B 2铝基复合材料的背散射电子图像F i g .3 B a c k s c a t t e r e d e l e c t r o n i m a g e s o f A l 2O 3/T i B 2a l u m i n u m m a t r i x c o m po s i t e 结合元素面扫谱图4(b )㊁X R D 数据图2曲线b和元素的元素映射图5可以看出,在衍射角2θ为44ʎ㊁52ʎ和57ʎ处出现A l 2O 3的衍射峰,在衍射角2θ为34ʎ㊁45ʎ和62ʎ处出现T i B 2的衍射峰;从面扫谱图分析可得,灰白色颗粒和暗黑色颗粒分别为T i B 2和A l 2O 3,其中平均粒径小于1μm 的椭圆形结构为T i B 2粒子,平均尺寸为2μm 的不规则结构为A l 2O 3粒子㊂而A l 2O 3颗粒粒径尺寸大于T i B 2颗粒的原因与A l 粉的初始尺寸偏大有关㊂据报道,直径在50~200n m 范围内的金属氧化物颗粒的均匀分布可以获得最佳的微观结构,并提升样品的物理性能[45]㊂图4 A l 2O 3/T i B 2铝基复合材料的背散射电子图像F i g .4 E B S D i m a g e s a n d E D S i m a g e s o f A l 2O 3/T i B 2al u m i n u m m a t r i x c o m p o s i t e s 图5 A l 2O 3/T i B 2铝基复合材料中A l ㊁O ㊁T i ㊁B 元素的元素映射图F i g .5 E l e m e n t a l m a p p i n g of A l ,O ,T i ,a n d B e l e m e n t s i n A l 2O 3/T i B 2al u m i n u m m a t r i x c o m p o s i t e s 44 纺 织 高 校 基 础 科 学 学 报 第37卷2.4 A l 2O 3/T i B 2增强铝基复合材料硬度和电导率图6为A 356铝合金及A l 2O 3/T i B 2铝基复合材料的致密度㊁硬度和电导率测试结果㊂图6 不同材料的致密度㊁硬度导电率F i g .6 S c h e m a t i c d i a g r a m o f d e n s i f i c a t i o n ,c o n d u c t i v i t y,a n d h a r d n e s s d a t a o f d i f f e r e n t m a t e r i a l s从图6可以看出,A l 2O 3/T i B 2颗粒混杂增强铝基复合材料的显微硬度为76H V ㊂这是因为原位生成的弥散强化微米T i B 2颗粒钉扎在铝基体晶界处增大了铝基复合材料的硬度,同时A l 2O 3和T i B 2颗粒属于硬度高的陶瓷相也能协同提升复合材料的硬度㊂目前应用较为广泛的3系铝锰合金,其硬度在45~70H V 之间,说明原位合成法制备的A l 2O 3/T i B 2颗粒混杂增强铝合金硬度已经满足工业民用需求㊂MA N O C H E H R I A N 等研究了纳米T i 3A l C 2MA X 相搅拌摩擦处理对A 356铝合金表面硬度的影响,结果表明经过搅拌摩擦处理后铝合金材料表面硬度由68H V 提升到87H V ,材料硬度的显著提升也得益于纳米T i 3A l C 2颗粒对铝基体的增强效果[46]㊂本研究采用A l -T i O 2-B 反应体系原位合成了A l 2O 3/T i B 22种晶粒细小㊁弥散分布但尺寸不同的增强相,改善了外加法增强相在基体材料中的界面润湿性问题,基体与增强相界面间干净㊁结合强度高㊂说明在保证导电性能良好的情况下,原位合成的A l 2O 3/T i B 2混杂颗粒增强相提升了铝基复合材料的硬度[47]㊂从图6还可以看出,A l 2O 3/T i B 2颗粒混杂增强铝基复合材料的电导率为46.1%I A C S ,相比工业A 356铝合金的电导率略有提升㊂其原因是原位生成的A l 2O 3/T i B 2颗粒分布在铝基体的晶界处并且和铝基体的界面结合良好,原位生成的元素原子没有进入铝的晶胞内部引起电子散射从而造成电导率下降,Z HU K O V 研究发现,在纯铝中添加A l 2O 3㊁T i B 2和T i C 纳米颗粒,经等径角挤压法处理以及分散硬化有助于外加的纳米第二相颗粒在铝基体中的分布,减弱第二相纳米颗粒对电子自由移动的干扰,在未大幅度降低电导率的情况下提高材料的力学性能[48]㊂实验结果表明原位生成A l 2O 3/T i B 2颗粒混杂增强铝基复合材料的硬度和电导率满足工业民用对于高强高导铝合金的需求㊂2.5 A l 2O 3/T i B 2增强铝基复合材料的热导率材料的热导率[49]λ与其密度ρ㊁比热容C p 和热扩散系数α的关系为λ=C p ㊃α㊃ρ(7)采用阿基米德排水法测定的A l 2O 3/T i B 2增强铝基复合材料密度约为2.82g ㊃c m -3,测试得到复合材料热扩散系数约为83.80m 2㊃s -1㊂A l 2O 3/T i B 2铝基复合材料在不同温度下的比热容依据复合法则[50-51]计算得出,将测试温度下材料的密度视作室温下的测量密度㊂根据式(7)计算A l 2O 3/T i B 2铝基复合材料的热导率和热扩散系数,见表2和图7㊂表2 A l 2O 3/T i B 2铝基复合材料样品的热扩散系数㊁热导率T a b .2 T h e r m a l d i f f u s i o n c o e f f i c i e n t ,t h e r m a l c o n d u c t i v i t y o f A l 2O 3/T i B 2al u m i n u m m a t r i x c o m p o s i t e s a m p l e s 样品ρ/(g ㊃c m -3)α/(m 2㊃s -1)C p /(J ㊃g -1㊃K -1)λ/(W ㊃m -1㊃K -1)纯铝2.7091.620.88217.7A 356铝合金[46]2.7053.500.90130.0A l -A l 2O 3/T i B 2复合材料2.8283.800.84198.5图7 不同材料的热扩散系数㊁热导率F i g.7 T h e r m a l d i f f u s i o n c o e f f i c i e n t a n d t h e r m a l c o n d u c t i v i t y da t a o f d i f f e r e n t m a t e r i a l s 从图7和表3可以看出,复合材料的热导率约为198.5W ㊃m -1㊃K -1,虽然较纯铝的热导率217.7W ㊃m -1㊃K -1略低,但已非常接近纯铝的热导率,且比普通A 356铝合金的热导率130W ㊃m -1㊃K -1显著提升㊂相比较A 356铝合金,铝基复合材料原位生成的A l 2O 3/T i B 2颗粒增强相分布在铝基体的晶界处并且和铝基体的界面结合良好,原位生成的增强相没有进入铝的晶胞内部阻碍自由电子移动,而A 356铝合金中的锰㊁铁和硅原子固溶进入铝的晶胞造成电子散射,热导率明显下降㊂54第2期 王军,等:原位合成A l 2O 3/T i B 2颗粒混杂增强铝基复合材料的性能研究2.6 A l 2O 3/T i B 2混杂增强铝基复合材料导电和导热机理铝基复合材料的导热与导电机理类似,图8(a)为传统固溶体合金内部自由电子移动示意图㊂传统固溶体合金导电和导热性能较差,即使是在导电性好的金属溶剂中溶入导电性很高的溶质金属也是如此,原因是溶质原子进入溶剂的晶格中,溶剂晶格发生扭曲畸变导致晶格势场的周期性被破坏,增大了电子散射效应使得电阻率变大,且晶格取代元素的质量和大小与基质元素相差越大,取代后的结合力越大,固溶体的电阻增加越大,对导电和导热性能的影响越大㊂图8(b )为外加增强相颗粒增强铝基复合材料的内部自由电子移动示意图,因外加的增强相颗粒和铝基体界面结合强度低引起一些孔隙㊁夹渣等缺陷,减弱了自由电子的移动导致导电和导热性能下降㊂研究者们就此提出了硼化处理㊁优化加工工艺等提高铝合金导电性能的方法[52]㊂硼化处理的基本原理是:B 元素与铝熔体中的过渡族金属T i ㊁V 发生反应,生成高密度的T i B 2㊁V B 2,促进晶粒细化从而降低杂质元素的含量以此提高复合材料的导电和导热性能㊂如图8(c )为原位合成A l 2O 3/T i B 2混杂颗粒增强铝基复合材料的内部自由电子移动示意图,A l 2O 3和T i B 2微米颗粒增强相由铝基体中原位反应生成,硬质相微米级A l 2O 3颗粒由基体内生长,改善了基体材料的硬度㊂(a )传统A 356铝合金(b)外部添加颗粒强化铝基复合材料(c)原位合成颗粒强化铝基复合材料图8 自由电子移动示意图F i g .8 S c h e m a t i c d i a gr a m o f f r e e e l e c t r o n m o v e m e n t 微米级T i B 2颗粒弥散分布钉扎在基体中,抑制了位错运动所引起的位错滑移,2种增强相颗粒协同增强铝基复合材料的硬度,且A l 2O 3和T i B 2增强颗粒与基体界面润湿性良好,均匀分散在连续的基体相中,界面洁净和结合强度高的优点决定着原位合成铝基复合材料的导电㊁导热性能受基体连续相影响,且自由电子在界面的移动没有受到缺陷影响,从而保证了原位合成铝基复合材料的良好导电㊁导热性能㊂3 结 论1)通过调整球磨混粉工艺参数,利用放热弥散结合接触反应技术,在管式炉中控制反应温度及时间,成功原位反应生成直径小于1μm 的T i B 2颗粒和粒径大约为2μm 的A l 2O 3颗粒弥散强化铝基复合材料㊂2)原位合成A l 2O 3/T i B 2混杂颗粒增强铝基复合材料的硬度提升至76H V ,热导率提升至198.5W ㊃m -1㊃K -1,电导率提升至46.1%I A C S ㊂3)与传统的外加单一增强颗粒相比,在铝基体内原位形核生长的A l 2O 3/T i B 2混杂增强颗粒具有更好的增强效果,使铝基复合材料具有优异的综合性能,对原位合成增强铝基复合材料有一定的研究价值㊂参考文献(R e f e r e n c e s)[1] Z HU H G ,G U O G H ,C U I T ,e t a l .I n s i t u a l u m i n u mm a t r i x c o m p o s i t e s f a b r i c a t e d f r o m A l -N i 2O 3sy s t e m t h r -o u g h m i c r o w a v e s y n t h e s i s [J ].M a t e r i a l s C h e m i s t r y an d P h ys i c s ,2015,153:333-337.[2] 雷婷,邵慧奇,季小强,等.碳纤维树脂基复合材料的层合板工艺对其表面粗糙度的影响[J ].东华大学学报(自然科学版),2023,49(4):35-43.L E I T ,S HA O H Q ,J I X Q ,e t a l .E f f e c t o f l a m i n a t e64 纺 织 高 校 基 础 科 学 学 报 第37卷p r o c e s s o n s u r f a c e r o u g h n e s s o f c a r b o n f i b r e r e s i n m a-t r i x c 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颗粒增强铝基复合材料的研究现状
颗粒增强铝基复合材料的研究现状杨佳;曹风江;谭建波【摘要】复合材料是一种重要的工程材料,具有优异的力学性能.颗粒增强铝基复合材料是众所周知的复合材料之一,具有优异的性能,如高强度、硬度、刚度、耐磨性和耐疲劳性,因此成为了20世纪最具有发展前途的材料之一.本文综述了颗粒增强铝基复合材料的研究现状,从基体、增强颗粒的选择,复合材料的制备方法、影响复合材料制备的因素及解决方法等方面进行了详细阐述,并且针对目前面对的问题,提出了以后的发展方向.【期刊名称】《铸造设备与工艺》【年(卷),期】2017(000)005【总页数】5页(P69-72,78)【关键词】铝基复合材料;基体;增强颗粒;制备方法;润湿性【作者】杨佳;曹风江;谭建波【作者单位】河北科技大学材料科学与工程学院,河北石家庄050018;沧州职业技术学院,河北沧州061000;河北科技大学材料科学与工程学院,河北石家庄050018【正文语种】中文【中图分类】TB333复合材料是将两种或两种以上不同性质的材料通过物理或化学的方法在宏观或微观上复合而成的具有优良性能的新材料，新材料具有组成材料的互补性能[l]。
根据复合材料的基体不同，复合材料可以分为：陶瓷基复合材料、金属基复合材料和树脂基复合材料[l]。
根据复合材料的增强相不同可分为：颗粒增强复合材料和纤维增强复合材料[l]。
其中颗粒增强铝基复合材料是2l世纪最具有发展前途的先进材料之一。
该种复合材料具有高比强度、高比刚度、高比模量、低密度以及良好的高温性能，并且颗粒增强铝基复合材料耐磨、耐疲劳、热膨胀系数低、导热性能良好[2～4]。
与纤维增强铝基复合材料相比，颗粒增强铝基复合材料价格低，并且各向同性、克服了纤维损伤、微观组织不均匀和纤维与纤维接触反应带大等问题[5]。
目前常用的颗粒增强铝基复合材料的基体有纯铝和铝合金[l]，常用的增强颗粒有 SiC、Al2O3、TiC、Si3N4、B4C、石墨等[6，7]。
铝基复合材料阻尼性能的研究
ZA-27 铝基复合材料的阻尼及蠕变性能的研究摘要颗粒颗粒增强铝基复合材料与尺寸为1,2,3，4％的钢筋通过混合的方法制成混凝土。
样本以经过机械加工后大小为70x10x2 毫米的试样样的铸锭。
利用机械动态热分析仪测试了在300—500 。
C金属基的阻尼性能、弹性模量和增强基颗粒的机械性能。
金属材料的阻尼性能随着温度的升高，位错密度减小，位错阻尼对材料的整体阻尼贡献下降。
在较低温度下的基体相同颗粒相之间更容易发生界面之间的滑移，造成摩擦内耗提高阻尼性能，所以高温情况下复合材料的阻尼机制主要是由界面阻尼机制所提供。
关键词：结构材料，复合材料，铸造，阻尼性能1．引言金属基复合材料为设计人员提供了许多便利的条件。
因为金属基复合材料具有高的比强度、比刚度、耐高温、耐磨损、耐疲劳、热膨胀系数小、化学稳定性和尺寸稳定性好等优点。
目前，材料设计人员对陶瓷颗粒增强金属基复合材料产生浓厚的兴趣。
与传统的低强度合金相比，金属基复合材料在实际应用中表现出提高弹性模量，强度，刚度低的热膨胀系数与摩擦学性能等优点。
铝基复合材料在几十年前铜原件供应短缺的时期已经达到成熟阶段。
在欧洲和北美洲铝锌合金已经被应用到轴承长达数十年之久，而许多其他零配件依旧是青铜制造。
从高性能、高铝锌铸造，是目前常用的三种基本合金之一，并作为先进复合材料将逐步取代部分传统的金属材料而广泛用于低速高负荷的轴承、轴承套的应用。
陶瓷增强铝基复合材料具有较大的比强度模量、耐磨强度、抗腐蚀性、降低摩擦系数。
材料的阻尼性能常被定义为材料在振动中由于内部原因引起机械振动能消的现象，这种损耗来源于材料内部的结构特点和结构缺陷，材料的阻尼性可灵敏地反映材料内部的特点。
由于金属基复合材料技术的出现，它与非金属的结合金属和合金的阻尼行为得以修正。
陶瓷增强金属/ 中金属基体的延展性和韧性与陶瓷颗粒高强度，高模量相结合，往往保留同一级别的阻尼性能[13,14]。
金属材料的动态模数或硬度能承受的动载荷对于原子间潜在性能、蠕变性能和热膨胀性能的研究至关重要。
粉煤灰颗粒增强铝基复合材料的研究与进展
材料 导报 ： 综述篇
２１ ００年 ２月（ ） ２ 第 ２期 上 第 ４卷
粉 煤 灰 颗 粒 增 强 铝 基 复 合 材 料 的研 究 与 进 展
罗洪峰 ， 符 新， 李 粤 ， 宇兰 廖
（ 海南大学机 电工程学院 ， 口 ５ ０ ２ ） 海 ７ ２８
摘 要 粉 煤灰 颗 粒 增 强 铝 基 复合 材 料 因低 廉 的 价 格 与 优 异 的性 能 日益 受到 人 们 关 注 。介 绍 了粉 煤 灰 颗 粒 增
前景 ］是 目前应 用 较广 、 发 前景 较 大 的一 种 金 属基 复 合 ， 开 材料 。ＳＣ与 Ａｌ 颗 粒是铝 基复合材料 中最 常用 的增强 相 ｉ 。 ０。
污染。
近年来 ， 煤灰颗 粒增强 铝基 复合材 料 的研究 取 得 了一 粉
定的进展， 作为一种新型的铝基复合材料， 粉煤灰颗粒增强 铝基 复合材料 在保 持 一 定性 能 或 提高 特定 性 能 的基 础 上 不
强铝基复合材料 常用的制备方法（ 搅拌铸造法、 压力浸渗法以及粉 末冶金 法） 指 出了各种制备 工艺的优 缺点 ； ； 阐述 了 粉煤灰颗粒增强铝基复合材料优 良的性 能， 特别是其 力学性 能、 耐磨性能 、 阻尼性 能与 电磁屏 蔽性能 ； 望 了粉煤灰 展
颗 粒 增 强 铝 基 复合 材 料 的 发展 趋 势 。
Ａｂｔａ ｔ ｓｒｃ Ｆ ｙａ ｈｐ ｒｉｌ ｅｎｏ ｃ ｄａｕ ｎ ｍ ｔｉ ｏ ｏ ｉ ｓ ｒｃｉｅｍｏ ｅａ ｄ ｍｏ ｅａ ｔｎ ｉｎ ｂ ｃ ｕ ｅｏ ｌ ｓ ａ ｔ ｅｒｉｆ ｒｅ ｌｍｉｕ ｍａｒｘｃ ｍｐ ｓｔ ｅ ｅｖ ｒ ｎ ｒ ｔｅ ｔ ｅ ａ ｓ ｆ ｃ ｅ ｏ
ＬＵＯ ｏ ｇ ｅ ｇ，Ｆ Ｋｉ Ｈ ｎ ｆｎ Ｕ ｎ，Ｌ ｅ Ｉ ＩＹｕ ，Ｌ ＡＯ ｌｎ Ｙｕ ａ
原位TiB2颗粒增强ZL205铝基复合材料组织控制
原位 TiB2颗粒增强 ZL205 铝基复合材料组织控制摘要：通过混合盐反应内生的方法在ZL205铝合金基体中引入TiB2颗粒增强相，研究了TiB2颗粒增强ZL205复合材料铸态和热处理态的显微组织。
研究表明：TiB2颗粒增强ZL205复合材料基本相组成为α-Al相、CuAl2相及TiB2颗粒。
TiB2颗粒内生，改善了二者间的润湿性，促进分散，同时将颗粒增强体尺寸控制在1μm以下。
复合材料坯体挤压，利用晶粒之间的滑动促进颗粒分散，挤压后再进行热处理，促进了颗粒的进一步分散，TiB2颗粒团聚得到改善。
关键词：铝基复合材料；原位生成；微观组织引言金属基复合材料由于膨胀系数低、比刚比强度高等特点，在车辆载具、飞行器和3C电子等行业具有广阔应用前景，其中，颗粒增强铝基复合材料由于具有较低的原材料价格、良好的微观结构、稳定的各向同性性能、简单的制备加工过程等优点，是铝基复材的重要研究热点之一[1-2]。
TiB2颗粒作为增强体在铝基复合材料中备受关注，其具有熔点高、弹性模量高、强度硬度高，以及良好的导热、导电、腐蚀抗性等特点，目前被认为是理想的增强体，再者，TiB2颗粒原位生成具有粒径小、呈等轴状、表面洁净、界面稳定、润湿性好等特性，可提升铝基体的力学性能，已得到广泛的研究报道[3-4]。
Kumar S等人[5]发现，原位合成TiB2/Al7Si复合材料的弹性模量相比母材合金有明显提高。
Han等人[6]通过原位反应法制备TiB2/Al-Si合金复合材料，显著改善了增强相在基体中分布情况。
Wang等人[8]通过改良熔盐法，制备出TiB2/Al复合材料并研究了Ti、B元素收得率。
王浩伟等人[3]通过研究复合材料性能与增强颗粒尺寸、分布均匀性、体积分数等因素的关系，获得复材屈服强度与增强颗粒体积分数关联模型。
目前原位TiB2增强铝基复合材料的研究工作主要聚焦在材料的制备方法及室温力学性能上，基体材料则多为Al-Si系铝合金，较少报道ZL205为代表的Al-Cu系高性能铝合金材料的显微组织和高温力学性能的研究。
SiC颗粒增强Al基复合材料及其性能研究
SiC颗粒增强Al基复合材料及其性能研究杨雅静;李付国;袁战伟【摘要】SiC颗粒的加入使SiC增强铝基复合材料拥有了优异的综合性能,从而成为具有广泛使用价值的先进复合材料.本文综述了SiC颗粒增强铝基复合材料的第二相特征及其对使用性能的影响规律.特别是对近年来倍受关注的SiC颗粒形状、尺寸、体积分数、颗粒分布和界面特征等对复合材料宏、微观性能的影响进行了详细论述.%The second phase characteristics of Silicon carbide particles reinforced Al matrix composites and its influence law on the performance have been overviewed in the text. The influence of silicon carbide particle factors, including particle shape, particle size, volume fraction, particles distribution and interface characteristics between particjle and matrix, on macro and micro performance of matrix composites have been expounded in detail.【期刊名称】《锻压装备与制造技术》【年(卷),期】2012(000)006【总页数】7页(P82-88)【关键词】复合材料;SiCp/Al;性能;综述【作者】杨雅静;李付国;袁战伟【作者单位】西北工业大学凝固技术国家重点实验室,陕西西安 710072;西北工业大学凝固技术国家重点实验室,陕西西安 710072;西北工业大学凝固技术国家重点实验室,陕西西安 710072【正文语种】中文【中图分类】TG146.2+11 前言SiCp/Al基复合材料由于具有高比强度、高刚度、耐疲劳、耐磨损、热膨胀系数低、优良的尺寸稳定性、较强的可设计性等优异的综合性能，已成为具有广泛使用价值的先进复合材料。
阻尼复合材料发展研究
阻尼复合材料研究进展摘要：阻尼材料是近几十年来发展起来的一种新型减振降噪材料。
由于其特殊用途，深受国内外关注，而兼具高阻尼和静态力学性能的结构阻尼复合材料则具有十分广阔的应用前景，目前国内外对结构阻尼复合材料的研究和开发十分重视。
本文简要阐述了阻尼复合材料的阻尼机理以及国内外的发展史，分别介绍了树脂基阻尼复合材料、金属基阻尼复合材料、橡胶阻尼复合材料、树脂—金属基阻尼复合材料、压电导电新型阻尼复合材料, 以及几种阻尼复合材料的研究发展状况。
关键词：树脂基、金属基、橡胶基、压电、阻尼复合材料Abstract:Damping material is a new material for reducing librations and noises developed in recent years. Many people in and out of China begin to interested in this kind of material for its special use.The structural damping composites that have not only high damping but also high strength and modulus will hold an extensive application future. At present many countries have put emphasis on the study and exploitation of structural damping composites. This paper summarizes the chief principle of damping composite materials and its development history around world. It introduces a kind of damping composite materials such as resin based damping composite material、metal based damping composite material、rubber based damping composite material、resin-metal based damping composite material and piezoelectric and conductive advanced damping composite material. The paper shows the development of several damping composite material.Keywords:Resin matrix;Metal matrix;Rubber matix ;Piezoelectic;Damping Composite material1．引言随着航空航天领域的巨大发展，科学技术的不断进步，人们对材料的要求越来越高，不仅要求材料满足力学性能要求，而且还要其具有特殊的功能，阻尼复合材料正是这种具有发展前途的功能复合材料。
颗粒增强金属基复合材料的制备技术及其应用
１１２ ． ． 熔融金属液渗流法 熔融金属液 渗流法 Ｊ 是指将熔融的金 属或合金液体加入 到颗粒预制块
上 ，通 过施 加 一 定 的压 力 渗 流 而 成 （ 置 见 图 １ 装 所示） 。可 以利用 惰 性气 体 或 机 械 设 备 施 加 压 力 ， 对 施加 压力 的大 小 有很 严 格 的 要 求 ，需 考 虑 颗 粒 预制块 与金 属 液 的润 湿性 、颗粒 的几 何 形 状 、制
（ １九江学院理 学院 ； ２九 江学院机械与材料 工程 学院 江西九 江 ３ ２ ０ ） ３ ０ ５
摘要 ：文章详细描述 了颗粒增强金属基复合材料的三类制备方法：液相 法、 固相法和 固液 两相 混合 法 ，分 析 了不 同制备 技 术 的优缺 点 ，简要 介绍 了颗 粒 增 强金 属 基 复合 材料 在
观模型 上取 得 突破 。 ｌ 颗粒 增 强 的金属 基 复合材 料 的制 备方 法
二十世纪八十年代 ，随着宇航 、航 空、航海 和尖端 武 器等 高 科 技 的发 展 ，不 仅 要 求 材 料 具 有 优良的机械性能 ，而且对材料 的高阻尼性能提 出 了更高的要求。于是 ，具有 高强度、高 刚度 、高 耐磨、高阻尼、低密度 、低 热膨胀 系数 等优 良性 能的颗 粒 增 强 的金 属 基 复合 材 料 就 应 运 而 生 【 。 ２ Ｊ
对颗 粒增 强 的金 属 基 复 合材 料 的研 究 ，开展 较早 的是 欧 、美 洲 的一 些 国家 。１８ ９６年 ，颗 粒 和短 纤
根据在制备过程 中金属基体材料温度的不同， 可 以将 颗粒 增 强 的金 属 基 复 合 材 料 的制 备 方 法 分 成三类 ：液相法、固相法和固液两相混合法。
处理，从而使颗粒与金属液有较好 的润湿性 。 １ １１液 态金 属 一颗 粒 混 合 法 在 液 态 金 属 一颗 ．． 粒 混合 法 【 中 将 颗 粒 引 入 到 金 属 液 中的 方 法 有 ： ６ ①利用高压喷枪 由惰性气体将颗粒带人金属液 中； ②通过机械搅 拌利用涡流技术 将颗粒引入 到熔融 金属液中；③运用离 心加速器将颗 粒分散到金属
颗粒增强铝基复合材料的介绍与研究
颗粒增强铝基复合材料的介绍与研究作为金属基复合材料的一种，铝基复合材料有着最广泛的发展和应用。
这是一种通过在基体中加入一些具有特殊性能的增强体材料（如具有高硬度、耐磨的陶瓷颗粒）来制备在性能上优于基体金属的复合材料的方法。
为了使材料的的力学性能和致密性达到最好，充分发挥弥散增强的效果，所以要选择适当大小、密度和数量的颗粒来作为增强体。
本文主要介绍颗粒增强铝基复合材料的优点以及如何选择基体和增强体。
标签：颗粒增强；基体；增强体铝基复合材料——目前种类最多、应用最广的MMCs。
因为其性能优异、研究深入，所以是MMCs阵营中不可或缺的重要成员。
铝的面心立方结构决定了其会有良好的塑韧性，除此之外它良好的加工性能和价格便宜等许多优点都促成了它在工程上的广泛使用。
而其质量轻、塑性好等优点在制备复合材料时同样也是不可多得的优点，所以铝基复合材料发展最快。
因为铝合金综合性能比铝更加优异，所以铝基复合材料多选用铝合金作基体。
其增强体则多种多样，既可以是连续增强长纤维，也可是短纤维或颗粒。
颗粒增强金属基复合材料就是指增强相是以颗粒的形式存。
基体的作用是把通常平均直径大于1微米的颗粒粘合在一起。
常用增强体颗粒有：TiC、TiB2等陶瓷颗粒还有石墨颗粒甚至是金属颗粒等。
颗粒增强铝基复合材料颗粒增强型金属基复合材料（简称PRMMC），是复合材料的一个重要的分支。
PRMMC的最大特点成本较低使其应用范围变广，同时材料综合性能也不错。
和纤维增强型金属基复合材料相比，PRMMC有着各向同性和加工工艺更为简单的特点。
虽然从理论说只要复合材料中增强体颗粒尺寸越小，其带来的强化效果就会越强，材料的力学性能也就越好。
这是忽略复合材料制备过程而得出的结论。
实际在铝基复合材料制备时，如果增强体颗粒太小就会使基体熔液粘度太大，颗粒团聚在一起不易分开。
这样不仅达不到均匀弥散的制备要求，而且界面反应也不好掌握，最终可能导致材料中增强相不均匀或者发生有害界面反应。
铝基复合材料的发展现状及应用
3、复合增韧
复合增韧即采用不同方法协同增韧Al2O3 陶瓷, 常见的复合方式有延性颗粒与ZrO2 相变、异相颗 粒、ZrO2 相变与晶须等。并非任意增韧方式的复 合都能使Al2O3 陶瓷材料的韧性和强度同时提升。 复合增韧可实现集高韧与高强于一身的理想Al2O3 陶瓷基复合材料。
参考文献
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1、 颗粒增强铝基复合材料的组分
颗粒增强铝基复合材料的组分包括基体和增强体。
基体的作用是: 固结增强体、传递和承受载荷、赋予 复合材料以特定的形状。基体是颗粒增强铝基复合材料的 主要承载组分。一般选用高强度的铝合金作基体。 根据软硬程度, 颗粒增强体可分为两种。一种是硬质 的陶瓷颗粒, 这种复合材料主要用于制作航空航天领域的 结构件、电子壳体、汽车发动机和其它零部件。另一种是 软质颗粒, 如石墨。主要用于制作发动机的缸套、轴瓦和 机座。
3、纤维增强铝基复合材料的制备 1）扩散连接法 2）粉末冶金法
陶瓷颗粒增强金属基复合材料的制备方法及研究进展
陶瓷颗粒增强金属基复合材料的制备方法及研究进展陶瓷颗粒增强金属基复合材料是一种具有优异性能和广泛应用前景的新型材料。
它通过在金属基体中添加陶瓷颗粒来增强材料的硬度、强度和耐磨性，同时保持金属基体的良好导电性和导热性能。
本文将介绍陶瓷颗粒增强金属基复合材料的制备方法以及在研究中取得的一些进展。
制备陶瓷颗粒增强金属基复合材料的方法主要有粉末冶金法、溶液浸渗法、电沉积法、电子束熔化沉积法等。
其中粉末冶金法是最常用的制备方法之一。
该方法将金属粉末和陶瓷颗粒混合后进行压制成型，再通过烧结或熔化处理将其获得一定形状的复合材料。
溶液浸渗法是将金属基体浸渍在含有陶瓷颗粒的溶液中，通过溶液中陶瓷颗粒的沉淀在金属基体上形成复合材料。
电沉积法是在金属基体表面通过电极或电解质中的陶瓷颗粒进行沉积。
电子束熔化沉积法是将金属粉末和陶瓷粉末进行混合后，通过电子束熔化沉积在金属基体上形成复合材料。
以上方法各有优劣，研究人员可以根据需要选择适合的方法进行制备。
陶瓷颗粒增强金属基复合材料在材料科学领域中有着广泛的应用。
钛基复合材料在航空航天、汽车制造和医疗器械等领域中有着重要的应用，陶瓷颗粒的添加可以提高材料的硬度和强度，增加材料的耐磨性和耐腐蚀性。
陶瓷颗粒增强金属基复合材料还可以用于制备高温结构材料，例如钨铁合金和钨铜合金等。
在陶瓷颗粒增强金属基复合材料的研究中，主要关注材料的成分设计、制备工艺和性能表征等方面。
研究人员通过优化金属基体和陶瓷颗粒的配比、粒度和分布等参数来调控材料的力学性能和热物理性能。
研究人员还对材料的界面结构和界面相互作用进行了深入的研究，以提高材料的界面连接强度和阻尼性能。
通过这些研究工作，陶瓷颗粒增强金属基复合材料的性能得到了显著的改善，为其在工程实践中的应用提供了有力支持。
陶瓷颗粒增强金属基复合材料具有广泛的应用前景，其制备方法和研究进展一直是材料科学领域的研究热点。
随着研究工作的不断深入，相信陶瓷颗粒增强金属基复合材料将在各个领域中展现出更大的潜力和价值。
铝基复合材料研究进展
铝基复合材料研究进展文章将从铝基复合材料强化机理等方面，介绍铝基复合材料的在目前阶段的研究进展，及铝基复合材料强化方面的研究与应用。
希望通过文章的介绍，对相关工作提供参考。
标签：铝基复合材料；强化；基体前言随着现代科技水平的迅速发展，在航空航天、军用以及其它高科技领域传统材料已经很难满足其需要。
复合材料以其综合性能优异的特点逐步开始代替传统单一材料。
然而一些纤维增强树脂基在某些特定的空间环境下使用时容易产生老化。
在此方面，铝基复合材料具有高比强度、比模量、低热膨胀系数，较高的高温力学性能以及抗疲劳、耐磨损等优良性能，特别是颗粒、短纤维、晶须等非连续增强的铝基复合材料，因其良好的可再加工性及尺寸稳定性备受关注，成为近年来研究最多的复合材料。
1 金属基复合材料强化机理由于材料的强度是一个极度结构敏感性质，金属基复合材料的变形过程极具复杂性，其所具有的强化机制在现有的模型只能在一定程度上较好地诠释金属基复合材料时的强化规律，不能完全得出具体的强化数值。
金属基复合材料的强化机理主要有以下方面：1.1 增强体承载与载荷传递金属基复合材料的主要强化机制是载荷从基体向增强体传递的一个过程，增强体是主要起的是一个承担者作用。
目前相关的模型举例很多，最简单的是混合定律，该模型未考虑增强体形状、分布等其他因素对材料的影响，因此预测强度与实际相比相差较大。
Nardone和Prewo的改进剪切套模型是根据载荷在基体与增强体界面上传递的机制建立的，从该模型计算出的所得的屈服强度值可确认比实验所得屈服强度值约高10%。
1.2 基体中的位错强化金属的热膨胀系数一般要比增强相的热膨胀系数大很多，因此在金属基复合材料的制作生产和热处理过程中，在基体材料中会形成高密度的位错，导致强化。
位错模型主要包括：Orowan模型；林位错硬化模型；弹性栓模型；冲孔模型，且Orowan机制可以较好的预测材料的强度值，对材料强度的预判有着明显的帮助。
宏观石墨颗粒增强工业纯铝金属基复合材料界面阻尼机制
宏 观 石 墨 颗 粒 增 强 工 业 纯 铝 金 属 基 复 合 材 料 界 面 阻 尼 机 制
魏健 宁 ， 钟 健 松 ， 余 里 生 ， 黄 天成 ， 胡 华 ， 谢 卫 军
（ 江学院 理学 院， 西 九江 九 江 ３２０） ３ ０ ５
摘
要： 文章运用 空气 加压渗流技术制 备 了宏 观石 墨颗 粒增 强 的工业 纯铝金 属基 复合 材料 ， 温度 为 ２ ～ 在 ５
关 键 词 ： 面 阻尼 ； 界 内耗 ； 墨 颗 粒 ； 业 纯 铝 石 工 中图分类号 ： ＴＧ１６ ２ ４ ． 文献标志码 ： Ａ 文 章 编 号 ：０ ３５ ６ （０ ０ １—４ １０ １０ —０ Ｏ ２ １ ）０１８ ４
Ｉ ｅ ｆ ｃ ａ ｐ ｎｇ ｍ ｅ ｈａ ｓ ｆｍ ａ ｒ ｓ ｏ ｃ ｇ ａ ｈｉｅ ｐａ ｔｃ ｌ ｔ ｓ ｎｔ ｒ ａ ｅ ｄ ｍ ｉ ｃ ｎｉｍ ｏ ｃ ｏ ｃ ｐｉ ｒ ｐ ｔ ｒ ｉ ｕ ａ ｅ ｒ ｉ ｆ ｒ ｅ ｏ ｍ ｅ ｃ ａ ｌ ｕ ｅ ａ ｕ ｉ ｍ ｅ ａ ａ ｒ ｘ ｃ ｍ ｐｏ ｉｅ ｅｎ ｏ ｃ ｄ ｃ ｍ ｒ ｉ ｌｙ ｐ ｒ ｌ ｍ ｎｕ ｍ ｔ ｌｍ ｔ ｉ ｏ ｓｔ ｓ
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变振幅行为，可见在测量范围内，它 们的阻尼都几乎与应变振幅无关。复 合材料的阻尼比合金有一定的提高， 且这种提高随颗粒含量的增加而更加 显著，但它们的室温阻尼性能都仍较 低，如Ｖｐ＝２６％的复台材料，其阻尼 性能Ｑ“仅为０．００３５。 图２是颗粒含量为１５％的ＳｉＣ／ ＬＹｌ２复合材料的阻尼一温度行为，图 中示出了在三个频率下的测量结果， 可见，随温度的升高，复合材料的阻 尼性能迅速增加，并且低频下增加的 效果更大。
３３３
结果，与式（４）相符合。 颗粒增强铝基复合材料的中温阻尼峰现象是首次观察到，分析它的形成原因，作者 认为它可能是由复合材料中位错在该温度下热和应力的激活而产生的。Ｔｅｕｔｏｎｎｃｏ［“３认 为位错不仅可以在较大的应力作用下发生脱钉运动，形成由应变振幅决定的阻尼峰，而 且位错也可以在热激活下发生脱钉运动，形成温度决定的阻尼峰。图５和图６的测量结 果表雕『，此铝基复合材料的中温阻尼峰发生的温度区间（１５０～２１０℃）和激活能 （１．２６ｅＶ），与Ｎ６“”在纯铝中观察到的Ｐ。峰吻合，Ｐ。峰出现在约４５Ｋ（，＝１Ｈｚ）、激活 能为１，２ｅＶ，他们的研究认为Ｐ。峰是纯铝中自由位错的滑移机制产生的。因此，有理由 认为，此颗粒增强铝基复合材料的阻尼峰是由复合材料基体中较多数量的位错在热和应 力的作用下激活，位错线产生脱钉运动形成的。由于铝合金中不存在位错的大量集ｃ扣现 象，因此铝合金中没有此阻尼峰。
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Ｑ叫一Ｑ。叫＋Ｑｒ＿１
（１）
其中：
Ｑ。１一ｃ。譬ｅｘ一（－譬）
Ｑ，１＝Ｃ。ｐｆ２／ｂ２
㈤
（３）
这里Ｃ。、Ｃ。和Ｃ，是由材料决定的物理常数；Ｐ和ｂ是材料中的位错密度和柏氏矢量；ｅ和 ，是振动时的应变振幅和频率。 从图ｌ可见，铝台金和铝基复合材料的阻尼都表现为与应变振幅无关，因此，这是 位错弛豫型的阻尼。由式（３），材料中的位错密度增加能提高这种阻尼Ｑ厂１。铝基复合材 料因基体铝合金与增强物颗粒的热膨胀系数不同，在复台材料的制备过程中会在界面附 近的基体中产生大量的位错，这已被大量的研究结果所证实”】。由于复合材料中位错密度 大大增加，这使得其位错弛豫阻尼大于铝合金．并且这种效果随颗粒含量增加而增加。 颗粒与基体的结合界面是复合材料特有的阻尼源。界面阻尼是界面在外加应力的作 用下发生相对的微滑移现象，从而消耗振动能力产生阻尼”１。通常，金属基复合材料的界 面结合是十分牢固的，室温阻尼测量时的应力不能使界面发生滑移，但随温度的升高，复 合材料的界面结合将逐渐减弱，界面滑移随温度的升高而加剧。由于界面在复合材料中 所占的比例十分巨大，界面将在高温下成为复合材料的主要阻尼源。关于弱结合界面的 界面滑移阻尼（Ｑｉ＿１），Ｌｅｄｅｒｍａｎ引入了一个计算方法”…：
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５结论
（１）无论在室温还是在高温，复合材料的阻尼性能都优于铝合金，并且随增强物含量 增加，复合材料的阻尼性能增加更大。 （２）位错阻尼和界面阻尼是提高复合材料阻尼性能的主要原因。 ３）首次观察到颗粒增强铝基复合材料的中温阻尼峰现象，认为它是由位错在热和应 力的激活下运动产生的。 参考文献
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３实验结果
图１是两个不同颗粒含量的Ａｌ：ｏ。／ＬＤ２复合材料与ＬＤ２铝合金在室温时的阻尼一应
３３０
Ｓｔｒａｉｎ
Ａｍｐｌｉｔｕｄｅ
ｃ
图１
ＡＩ：Ｏ，／ＬＤ２复合材料与ＬＤ２铝合金的阻尼一应变振幅行为比较（／＝ｌＨｚ，Ｔ＝２０＂Ｃｊ
Ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ（ｏＣ） 图２ ＳｉＣ／ＬＹｌ２复合材料的阻尼一温度行为（Ｖ，一１５ｖｏｌ“，Ｅ摹７×１０＿）
２实验方法
分别采用碳化硅（约１０ｔ－ｔｍ）和氧化铝（约２０／＊ｍ）两种陶瓷颗粒为增强物，以ＬＹｌ２ 和ＬＤ２铝合金为基体，制备ＳｉＣ／ＬＹｌ２和Ａｌ。Ｏ。／ＬＤ２两种复合材料。采用搅拌帱造的方 法，在特制的真空搅拌炉中将颗粒加入熔融的铝合金中．以一定的速度搅拌使之在铝台 金中分散均匀，然后在铸模中冷却得到一定体积的复合材料铸锭，最后将铸锭在犬蛩压 机上挤压为十１４ｍｍ×２５０ｍｍ３的圆棒状型材，从上面切取长为６０ｒａｍ×４ｍｍ×ｌｍｍ’的 阻尼性能测试试样品。利用多功能内耗仪研究铝合金及其复合材料的阻尼性能（Ｑ～‘）。多 功能内耗仪是一种垒自动的倒扭摆仪，在真空状态下以强迫振动方式测量，测量时应变 振幅（￡）为１０“～１０～，频率（，）为０．１～５Ｈｚ，温度＜７’）从２０℃到４００℃。
３３１
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ＳＩＣ／ＬＹｌ２复合材料与ＬＹｌ２铝合金的阻尼一 温度行为比较（，＝ｌＨｚ，ｅ一７×１０－５）
图３比较了不同颗粒含量的 ＳｉＣ／ＬＹｌ２复合材料与ＬＹｌ２铝合 金的阻尼一温度行为，发现颗粒含量 越多，复合材料的高温阻尼性能就 越好。该图还显示出复合材料在约 １６０。Ｃ处的中等温度范围有一个阻 尼峰现象，这个阻尼峰在高颗粒含 量的复合材料中较显著。 图４比较了不同颗粒含量的 Ａｌ。Ｏ。／ＬＤ２复合材料与ＬＤ２铝合 金的阻尼一温度行为，发现与ＳｉＣ／
Ｊｉａｏ
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Ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ（ｏＣ） 图５ ＳｉＣ／ＬＹｌ２复合材料的阻尼一温度行为（“牟３０ｖｏｌ％，￡一７×１０＿５） 。．：一
颗粒增强铝基复合材料中的中 温阻尼峰是首次观察到，为研究形 成该峰的可能机制，通过变频方法 测量了阻尼峰十分显著的高颗粒含 量（ｎ＝３０％）的ＳｉＣ／ＬＹｌ２复合材 料，图５所示。发现该峰出现的温 度具有随频率增加而向高温侧移动 的特性。由于出现阻尼峰应满足 Ａｒｒｈｅｎｉｕｓ关系，作其阻尼峰温度 与对应频率的Ａｒｒｈｅｎｉｕｓ图，如图 ６，计算得该阻尼峰的激活能为：Ｈ，
Ｑ，。；Ｃ，ｕｋＶ。 （４）
其中：常数ｃ；ａ，ｒ／２，卢是陶瓷颗粒与金属基体之间的界面摩擦系数，ｋ一４／％是界面处 径向应力集中系数，ｙ，是颗粒的体积含量。 图３和图４的测量结果表明，温度升高，颗粒增强铝基复合材料的阻尼远大于铝合 金，并且颗粒含量增加，复合材料的阻尼更大，这是界面数量随颗粒含量增加而增加的
＝：１．２６ｅＶ。
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１０００／Ｔ（Ｋ‘１） 图６ ＳｉＣ／ＬＹｌ２复合材料的阻尼峰一温度的 Ａｒｒｈｅｎｉｕｓ圈（ｙ，＝３０％）
４讨论
以上的测量结果说明颗粒增强铝基复合材料的阻尼性能，无论在室温还是在高温下 都优于铝合金，并且颗粒的加入量越多．复合材料的阻尼性能就越好。颗粒增强铝基复 合材料的阻尼强烈地依赖于环境的温度，在室温时它们都还较小，且与应变振幅无关，而 在较高温度下复合材料的阻尼可达到十分高的水平，远大于基体合金的阻尼值。研究认 为这种增加有两个主要的来源，即位错阻尼和界面阻尼。 位错是金属材料中重要的阻尼源。按照Ｇ—Ｉ。理论‘“．位错阻尼是晶体中位错线在外 加应力的作用下产生弛豫或脱钉运动产生的。位错弛豫是指位错在位错线上的钉扎点间 共振运动，从而消耗振动能量产生阻尼；位错脱钉是指位错从位错线上的弱钉扎点上挣 脱出来而仍被强钉扎点限制，这个脱钉过程可消耗较多的振动能量，产生较大的阻尼。位 错弛豫阻尼表现为与频率相关而与应变振幅无关，而位错脱钉阻尼表现为与频率无关，由 应变振幅决定。即材料阻尼Ｑ１包括由应变振幅决定的阻尼＠１和由频率决定的Ｑ，。两 部分：
１引言
将陶瓷颗粒作为增强物加入到铝合金中制备的颗粒增强铝基复合材料，可提高铝台 金的刚度和强度、增加耐磨性、降低热膨胀系数等，因此，颗粒增强铝基复合材料被认 为具有较好的应用潜力。在动态结构应用中要求构件具有减小振动和嗓音的本领，对材 料的阻尼性能有特别的要求。为扩展颗粒增强铝基复合材料的动态应用领域。研究它们 的阻尼性能是必需的。虽然已有一些研究报道了铝基复合材料的阻尼性能口“】，但由于复 合体系的不同、制备工艺的差别、测量条件的不一致，对铝基复合材料的阻尼行为仍缺 少清晰的了解，本文研究颗粒增强铝合金复合材料的阻尼行为。