Отдел продаж

Телефоны: (3532) 25-27-22, 93-60-02, 93-50-02

E-mail: [email protected]

г.Оренбург, ул.Беляевская, д.50/1, стр.1

 

Разное

Композиционные материалы с алюминиевой матрицей: Композиционные материалы с алюминиевой матрицей

Содержание

Композиционные материалы с алюминиевой матрицей

Обычные алюминиевые сплавы используют при температурах до 200° С. Композиционные материалы с алюминиевой матрицей, армированной углеродными и борными волокнами, можно применять для работы при температурах до 450° С. Традиционные никелевые жаропрочные сплавы используют при температурах до 1050° С. В этом случае коэффициент относительной жаропрочности Грай/Гил будет равен Композиционные материалы волок-  [c.27]

Легкие композиционные материалы с алюминиевой матрицей, армированной борными волокнами, получают главным образом методом диффузионного соединения [82].  [c.32]

По описанной выше технологии могут быть получены и композиционные материалы с алюминиевой матрицей, армированные волокнами карбида кремния, бериллиевой, стальной и вольфрамовой проволокой.  [c.183]

Сведения о процессах первичного производства композиционных материалов с алюминиевой матрицей приведены в табл, 123,  [c. 349]

Процессы не нашли широкого применения для получения композиционных материалов с алюминиевой матрицей, армированной волокнами  [c.351]

Механические свойства одноосно-армированных композиционных материалов с алюминиевой матрицей [33]  [c.353]

Композиционные материалы с алюминиевой матрицей  [c.254]

Композиционные материалы с алюминиевой матрицей, армированные стальной проволокой и другими материалами  [c.305]

Авторы нашли, что армированные волокном борсик композиционные материалы с матрицей из сплава Ti — 6% А1—4% V менее чувствительны к присутствию надрезов, чем аналогичные материалы с матрицей из алюминиевого сплава. С другой стороны, ударная вязкость материалов с титановой мат рицей равна ударной вязкости композиционных материалов с алюминиевой матрицей в том случае, когда трещина распространяется поперек волокон, но ниже таковой для материалов с алюминиевой матрицей, если трещина распространяется между волокнами. Однако уро-  [c.320]

Упрочнение деформируемых алюминиевых сплавов, а также изменение физических, коррозионных, технологических свойств достигается с помощью различных методов нагартовкой, термической обработкой (закалкой, старением), закалкой из жидкого состояния, термомеханической обработкой, упрочнением нерастворимыми фазами, упрочнением нерастворимыми добавками типа САП (спеченного алюминиевого порошка) и созданием композиционных материалов с алюминиевой матрицей.  [c.11]

Образцы композиционных материалов с матрицей из алюминия, легированного 12% кремния (№ 5, 10) и 35% магния (№ 6), упрочненной композиционной лентой из борного волокна, покрытого нитридом бора и пропитанного алюминием, имели малую прочность и низкий коэффициент эффективности матрицы. При этом коэффициент р образцов с алюминиевой матрицей, легированной 35% магния, имеющей более низкую температуру плавления, был несколько выше по сравнению с силуминовой матрицей. В образцах в состоянии после литья он достигал 0,75. Судя по уровню прочности этих образцов (№ б), матрица, заключенная между слоями ленты, имеющая после литья грубые дефекты, практически не несет нагрузки, и вклад в прочность композиции вносит только композиционная лента. Если учесть, что максимальная температура, действию которой подвергались волокна в процессе изготовления композиционного материала, не превышала 450°С и они были защищены от действия расплава матрицей из алюминия, входящей в состав композиционной ленты, то фактически все повреждения, которые можно было наблюдать на волокнах, являлись результатом процесса пропитки волокон расплавом при получении ленты. Это соображение подтверждается опытом по гомогенизации образцов с матрицей из алюминия с 35% магния после пропитки (партия № 7). Образцы, подвергавшиеся гомогенизации при температуре 400° С в течение 70 ч, показали прочность 70 кгс/мм , что на 15,5 кгс/мм выше прочности образцов в состоянии после литья. Повышение прочности является следствием улучшения свойств матрицы, повышения ее способности передавать напряжения от разрушенных волокон к более прочным волокнам. Гомогенизация повышает коэффициент эффективности матрицы при содержании 37 об. % волокна от 0,75 до 0,93, причем эти цифры характеризуют величину полного разрушения волокна, обусловленного всем технологическим циклом, включающим процесс нанесения покрытия из нитрида бора, получение ленты методом протяжки через расплав алюминия и процесс окончательной пропитки.  [c.111]

Алюминий — борное волокно. Как уже было указано выше, основными технологическими параметрами, влияющими на свойства композиционных материалов, полученных методом диффузионной сварки под давлением, являются температура, давление и время выдержки. Одной из первых и наиболее подробных работ, посвященных исследованию влияния различного сочетания этих факторов и выбора оптимальных сочетаний, является работа 130]. Были опробованы режимы прессования 1) при низкой температуре, высоком давлении и длительной выдержке 2) при умеренной температуре, низком давлении и умеренной выдержке 3) при высокой температуре, высоком давлении и кратковременной выдержке. Исследования проводили на композиционных материалах с матрицами из трех алюминиевых сплавов — 6061 (0,4—0,8% Si 0,7% Fe 0,15—0,4% Си 0,25% Zn, 0,15% Мп 0,8—1,2% Mg 0,15%Ti 0,15—0,35% r), 2024 (0,5% Si 0,5% Fe 3,8—4,9% u 0,25% Zn 0,3—0,9% Mn 1,2—1,8% Mg 0,1% r) и 1145 [S5 99,45% Al 0,55% (Si + Fe) 0,05% u 0,05% Mn]. Свойства полученных по этим режимам образцов приведены в табл. 25.  [c.133]

Композиционные материалы с матрицей из титанового сплава 4911 (Ti—6%А1—4% V) и алюминиевого сплава 6061 и упроч-нителем из волокна борсик получали методом диффузионной сварки 140  [c.140]

В табл. 39—41 представлены значения предела прочности, модуля упругости и удлинения композиционных материалов с различными алюминиевыми сплавами в качестве матрицы, термообработанными (т. о.) или без термообработки (без. т. о.), упрочненными волокнами различного диаметра.  [c.204]

Коррозионная стойкость на воздухе и в электролитах большинства материалов с матрицами из алюминия и магния в общем ниже, чем у гомогенных сплавов. Особенно она понижается, когда воздействию коррозионной среды подвергаются торцы материала. При этом происходит усиленное растворение матрицы вследствие ускоряющего воздействия волокон и других упрочняющих фаз, являющихся катодами. Для защиты от коррозии следует применять те же методы которые используются для обычных алюминиевых и магниевых сплавов с исключением контакта с коррозионной средой торцов материала. Коррозионностойкими материалами могут считаться композиционные материалы с матрицами на основе титана, свинца, меди. Особые преимущества могут быть достигнуты по характеристикам усталости п по торможению развития коррозионных трещин.  [c.79]

Покрытия из карбида титана применяются и при изготовлении композиционного материала углеалюминия [234, 235]. Так как для хорошего смачивания расплавом алюминия углеродных волокон требуются температуры, приводящие к образованию карбида алюминия и разупрочнению углеродных волокон, барьерные покрытия из карбида титана на углеалюминии во многих случаях являются необходимым компонентом композиционных материалов. Покрытия из Ti не только способствуют улучшению совместимости графитовых волокон с алюминиевой матрицей, но и повышают термическую стабильность материала (рис. 91) [235].  [c.179]

Волокнистые композиционные материалы (ВКМ) с алюминиевой матрицей отличаются высокими упруго-прочностными свойствами. Для армирования алюминиевой матрицы используют борные, углеродные,  [c.196]

МЕХАНИЧЕСКИЕ ХАРАКТЕРИСТИКИ КОМПОЗИЦИОННЫХ МАТЕРИАЛОВ С МАТРИЦАМИ ИЗ РАЗЛИЧНЫХ АЛЮМИНИЕВЫХ СПЛАВОВ. АРМИРОВАННЫХ УГЛЕРОДНЫМИ ВОЛОКНАМИ ТОРНЕЛ-75  [c.383]

Стеклопластики и вообще все композиционные материалы с неметаллической (полимерной) матрицей имеют низкое сопротивление межслойному сдвигу и разрыву по связующему. Значительными преимуществами обладает в этом смысле конструкционный материал на основе металлической (например, алюминиевой) матрицы, армированной металлическими (стальными) или бериллиевыми, кремниевыми, графитовыми и стеклянными волокнами.[c.25]

Легкие композиционные материалы с алюминиевой матрицей, армированной углеродными высокопрочными и высокомодульными волокнами, хотя и обладают пределом прочности немногим выше предела прочности лучших промышленных алюминиевых сплавов, однако имеют значительно более высокий модуль упругости (14 ООО—16 ООО кгс/мм вместо 7000 кгс/мм ) при меньшей плотности (2300 вместо 2750 кг/м ). Удельная прочность углеалюминиевой композиции 35 км, а у обычных алюминиевых сплавов менее 20 км.  [c.237]

Сведеиня о процессах первичного производства композиционны материалов с алюминиевой матрицей, армированной волокнами [8]  [c.350]

Композиционные материалы на основе волокон из карбида кремния и металлической матрицы. Исследования в этой области в основном посвящены композиционным материалам с алюминиевой матрицей. Это связано с тем, что волокна из карбида кремния имеют близкую к алюминию плотность (2,55 г/см ), а также с тем, что температура плавления алюминия сравнительно низка. Сочетание этих компонентов позволяет пол) ать композиционные материалы с весьма стабильными в широком температурном интервале свойствами. На рис. 8.9 показана зависимость от температуры прочности при растяжении однонаправленного материала на основе алюминия и волокон из карбида кремния, пол) енного методом пропитки волокон в расплаве. Из рисунка видно, что  [c.277]

Промышленностью освоен выпуск композита КАС-1. В качестве упрочнителя применяют проволоку 1Х15Н4АМЗ диаметром 0,15 мм. Матрицей в этих композициях служит сплав АВ или САП-1. Механические свойства листов композиционных материалов с алюминиевой матрицей, армированных стальной проволокой, приведены в табл. 10.8.  [c.275]

Композиционные материалы с алюминиевой матрицей армируют волокнами стекла, бериллием, высокопрочной стальной проволокой, карбидом кремния и нитевидными кристаллами различного типа. Композиции с алюминиевыми сплавами, армированными волокнами окиси кремния, изучены Кретли и Бейкером [8]. Композиции изготовляли путем операции высокоскоростного покрытия волокон алюминием из расплава с последующим горячим прессованием покрытых проволок. Композиции содержали приблизительно 50 об. % волокна, при этом достигалась прочность 0,85 ГН/м (91 кгс/мм ). Установлено, что прочность композиционного материала сильно зависит от параметров горячего прессования и, конечно, никакого повышения модуля упругости по сравнению с матрицей не было получено. Но ввиду общего превосходства системы алюминий — бор, а также из-за серьезной проблемы совместимости между волокном и матрицей с этой системой проводились небольшие по объему работы.  [c.45]

Виллифорд и Снейдр [37] указали на трехосное напряженное состояние, существующее мен ду волокнами, как на основной фактор, ответственный за преждевременное разрушение композиционного материала с 60 об. % волокон карбида кремния. Этот эффект, вероятно, усиливается, если пластичность матрицт.т низка, например, в результате растворения кислорода иди углерода (одно из преимуществ прессования при низкой температуре состоит в том, что число элементов внедрения в титане уменьшается). В случае существенного значения данного эффекта это означает, что оптимальное содерн ание волокон составляет менее 60 об. %. С другой стороны, считалось, что такое же ограничение объемного содержания волокон существует и для композиционных материалов с алюминиевой матрицей. Однако с усовершенствованием точности производства оно было смещено к более высоким относительным количествам.  [c.322]

Многими исследователями было показано, что композиционные материалы с алюминиевой матрицей, упрочненной бором и стальной проволокой, имели лучшие свойства. В каждом случае стальная проволока располагалась под углом 90° по отношению к борному волокну. Кристиан [20, 21] и Крейдер и др. [50] показали, что прочность композиционного материала в поперечном направлении значительно увеличивается при добавке небольших количеств проволоки. Кроме того, было показано, что введение стальных волокон в наружные слои композиционного материала упрощает обращение с материалом и улучшает его способность к формообразованию. Такая наружная оболочка из стального волокна с алюминием повышает также прочность соединений между панелями из композиционных материалов, полученных точечной сваркой. На рис. 38 показан предел прочности при растяжении композиционного материала волокно борсик диаметром 100 мкм — коррозионно-стойкая сталь — алюминий в зависимости от температуры испытания. Добавка 6 об. % волокна из коррозионно-стойкой стали, уложенного под углом 90° к направлению укладки волокна борсик, увеличила более чем в 2 раза поперечную прочность композиционного материала во всем интервале исследованных температур. Укеличилась до 1,1% деформация до разрушения при поперечном растяжении, составляющая всего около  [c.490]

Волокна бора и карбида кремния применяют в качестве армирующих компонентов композиционных материалов с алюминиевой, магниевой и титановой матрицами. В случае нагрева выше 500° С волокон бора с алюминиевой матрицей (при изготовлении композиции) имеет место химическое взаимодействие с образованием фазы AlBj. Активное взаимодействие приводит к снижению свойств волокна и к падению прочности композиционного материала в целом. Это вызывает необходимость нанесения на борные волокна тонкого слоя покрытия (3—5 мкм). Такими покрытиями, защищающими волокна от взаимодействия с матрицей, являются карбиды кремния и бора, нитриды титана, бора и кремния и др.  [c.36]

Типичные микроструктуры композиционных материалов с металлической матрицей, полученные с использованием указанных выше армирующих упрочнителей, описаны ниже. На рис. 15 приведена микроструктура боралюминиевого композиционного материала, содержащего 45—50 об. % борного волокна диаметром 100 мкм, достаточно равномерно расположенного в алюминиевой матрице. Наблюдаемые трещины в некоторых волокнах появились, по-видимому, в процессе изготовления шлифа. В центре волокна четко виден сердечник, состоящий из борида вольфрама. На рис. 16 приведена микроструктура углеалюминиевого композиционного материала, в которой видно равномерное распределение углеродных волокон типа ВМН (с прочностью 200 кгс/мм и людулем упругости 24 ООО кгс/мм ). При увеличении 650 отсутствуют видимые следы взаимодействия. Материал получен пропиткой каркаса углеродных волокон матричным алюминиевым расплавом под давлением 50 кгс/см . На рис. 16, б при увеличении 1350 в том же материале видны следы взаимодействия в виде игольчатых  [c.46]

Сложность введения ориентированных нитевидных кристаллов в металлическую матрицу с целью максимально возможной реализации их высоких механических свойств не позволяет пока рассматривать композиционные материалы, упрочненные нитевидными кристаллами, как материалы, широко изученные и готовые к практическому применению. Однако работы по исследованию возможности создания материалов с алюминиевой матрицей показывают, что введение нитевидных кристаллов позволяет существенно повысить прочность, особенно при высоких температурах. Композиционный материал, содержаш ий 20 об. % нитевидных кристаллов AI2O3 (имеющих среднюю прочность 560 кгс/мм ), имеет при 500° С предел прочности 21 кгс/мм и 100-часовую длительную прочность 8,4 кгс/мм . Модуль упругости этого материала равен 12 700 кгс/мм [187]. Материал с 30 об. % нитевидных кристаллов AI2O3 имеет при 500° С предел прочности 38 кгс/мм [174].  [c.211]

Главные преимущества композиционных материалов с титановой матрицей над аналогичными материалами, в которых применяется пластиковая или алюминиевая матрица, были обсуждены в данной главе выше. Можно привести следующие преимущества более высокая температура эксплуатации более высокая внеосевая прочность без поперечной укладки волокон высокое сопротивление эрозии и случайным повреждениям более эффективное использование армирующего материала вследствие уменьшения необходимости в поперечной укладке пониженные производственные затраты благодаря применению однонаправленных композиционных материалов уменьшенные остаточные напряжения в результате лучшего согласования коэффициентов термического расширения и меньшая анизотропия прочности и модуля, особенно в однонаправленных композиционных материалах.  [c. 333]

Морзе отмечал также, что семь первых металлов табл. 4 могут быть использованы в качестве барьерных покрытий при создании углеметаллических композиционных материалов с матрицей из ниобия, титана, вольфрама, нкелеза, алюминия и магния, являющимися сильными карбидообразователями (эта идея была использована позднее при разработке и исследовании композиционных материалов с алюминиевой и магниевой матрицами).  [c.359]

В работе [38] исследовали различные технологические способы получения композиционных материалов с металлической матрицей, армированной углеродными волокнами, — горячее прессование волокон, предварительно покрытых матричным или вспомогательным металлом или сплавом, электроформование, горячую экструзию смеси волокон с порошком матричного сплава и жидкофазную пропитку. Хорошие результаты получены при электролитическом осаждении на углеродные волокна таких металлов, как медь, никель, свинец и олово отмечаются значительные трудности при нанесении»алюминиевого покрытия. В работе сделана попытка совместного осаждения алюминия и коротких углеродных волокон из эфирных растворов в инертной атмосфере. Углеродные волокна предварительно измельчались до длин порядка 1 мм (использовали волокна с предварительной поверхностной обработкой и без нее, а также с медным покрытием толщиной 2 мкм) и затем вводились в электролит. Главной трудностью при реализации процесса было комкование волокон, приводящее к закорачиванию электрической цепи. Избежать этого явления можно лишь при уменьшении концентрации волокон в электролите, в связи с чем оказалось невозможным получение образцов композиции с содержанием армирующих волокон более  [c.368]

Разрушение по границе раздела при определении поперечной прочности некоторых композиционных д1атериалов с алюминиевой матрицей [17, 59] может происходить из-за образования прочной связи между матрицей и волокном. Однако в боралюми-ниевых композиционных материалах связь компонентов на границе раздела может быть выше прочности алюминиевых сплавов, применяемых обычно в качестве матрицы. Структура границы в композиции борсик — алюминий показана Прево и Мак Картли [73] на рис. 18. В промежуточном слое на границе раздела полностью отсутствует пористость, а алюминиевый сплав повторяет каждую деталь поверхности волокна.  [c.464]

Данная работа является логическим продолжением ранее изданных издательством Наука монографий Упрочнение металлов волокнами (B. . Иванова, И.М. Копьев, Л.Р. Ботвина и др., 1973), Алюминиевые и магниевые сшшвы, армированные волокнами (B. . Иванова, И.М. Копьев, Ю.Е. Бусалов и др., 1974), Разрушение металлов, армированных волокнами (И.М. Копьев, A. . Овчинский, 1977). В двух ранее вышедших монографиях были подведены итоги создания и исследования первых в нашей стране композиционных материалов с металлическими матрицами, а также развиты представления о механизмах деформирования и разрушения,  [c.4]

КМ с алюминиевой матрицей. Перспективы эффективного использования КМ с алюминиевой матрицей обусловлены достаточно высокими удельными прочностными характеристиками материала матрицы, например, применение волокнистых КМ с алюминиевой матрицей позволяет получить значительное преимущество в удельной жесткости и снизить массу конструкции на 30. ..40 %. К числу достоинств данных материалов следует относить и достаточно низкие технологические температурные параметры до 600 °С при получении КМ твердофазными методами и до 800 °С — жидкофазными. Алюминиевая матрица отличается высокими технологическими свойствами, обеспечивает достижение широкого спектра механических и эксплуатационных свойств. При дискретном армировании КМ с алюминиевой матрицей используют частицы из высокопрочных, высокомодульных тугоплавких веществ с высокой энергией межатомной связи — графита, бора, тугоплавких металлов, карбидов, нитридов, боридов, оксидов, а также нитевидные кристаллы и короткие волокна. Существуют различные способы совмещения алюминиевых матриц с дисперсной упрочняющей фазой твердофазное или жидкофазное компактирование порошковьгх смесей, в том числе приготовленных механическим легированием литейные технологии пропитки пористых каркасов из порошков или коротких волокон, или механического замешивания дисперсных наполнителей в металлические расплавы газотермическое напыление композиционных смесей.[c.195]

Для углеалюминиевого композиционного материала характерна заметная разница температурных коэффициентов линейного расширения матрицы и волокон. Температурный коэффициент линейного расширения для углеродных волокон вдоль оси составляет —0,9-10 ° С , а для алюминиевого сплава 22.10 ° С . В связи с этим неоднократно высказывалось мнение о неудовлетворительной термостойкости этой композиции. Однако в результате исследования термической стабильности углеалюминия установлено (табл. 6), что термоциклирование в температурном интервале от —193 до -f-500° С (число циклов 20) не приводит к ухудшению механических характеристик, к нарушению связи на границе матрицы и волокна, а также к появлению заметной деформации образца в направлении армирования. В направлениях же, перпендикулярных к направлению армирования, образец материала в результате термоциклирования претерпевает значительную остаточную деформацию, подобную той, которая появляется в аналогичных условиях и у других композиционных материалов с невысокой прочностью связи матрицы и армируюш их волокон. Сохранение исходной прочности связи на межфазной  [c.376]


Композиционные материалы с никелевой матрицей на основе алюминия

Содержание:

Композиции упрочненные

Промышленный алюминий и его сплавы (АМТС, Амгб, АД1, Д16, САП и др.) используются в качестве матрицы композиционных материалов. Укрепление матрицы производится высокопрочной стальной проволокой (08x18h9t, 1x15h5amz, ep322 и др.), Бериллиевая проволока, бороновое волокно, карбид кремния, углерод.

Армированный состав со стальной проволокой получают прокаткой между валками прокатных станов до компактного состояния. Сэндвич завернут в алюминиевую фольгу и волокно. Режим прокатки определяется температурой, направлением и степенью деформации.

Температура размягчения стального волокна определяет температуру прокатки алюминиевого стального состава. Таким образом, температура прокатки алюминия ниже, чем стальной проволоки 08Х18Н9Т и 12Х18Н10Т в качестве отвердителя, состав стали при использовании стали составляет 380-400°С, а более высокая температура размягчения (400 и 450°С соответственно) стальных волокон 15Х15Н4АМЗ и ЭП322 составляет от 420 до 450°С.

Направление деформации при прокатке выбирают под определенным углом относительно направления армирующих волокон, избегая обрыва волокон при деформации при продольной прокатке и изгиба волокон при поперечной прокатке.

Промышленность освоила производство композитных материалов kas-1. As используется отвердитель, диаметр проволоки 1×15h5amz 0, 15 мм. Матрицей этих композиций является сплав ab или sap-1. В таблице приведены механические свойства листа композиционного материала, включающего алюминиевую матрицу, армированную стальной проволокой.  11. 8.

  • В результате упрочнения алюминиевой матрицы прочность композиции повышается в 10-12 раз, а объемная доля отвердителя достигает 25%. При увеличении объемной доли армированных волокон до 40% временное сопротивление прочности композиции достигает 1700 МПа.

Алюминиевая Матрица, армированная стальной проволокой (25-40%), по прочностным характеристикам превосходит высокопрочный алюминиевый сплав, что приближает ее к аналогичному характерному уровню титанового сплава.

Если матрица представляет собой алюминиевый сплав, упрочненный термической обработкой, то прочность алюминиевого стального состава дополнительно усиливается холоднопластической деформацией и упрочнением с последующим старением.

При высоких температурах прочность алюминиевого стального состава превышает прочность жаропрочного алюминия alloy. To при работе при высоких температурах в качестве матрицы целесообразно использовать дисперсионно-упрочненные материалы, такие как сок.

Введение стальной проволоки в матрицу sap повышает прочностные характеристики композиции. Таким образом, предел прочности при растяжении композиции САП-15-1, включающей проволоку Х18Н9 (АВ = 1750 МПа)

Механические свойства композиции, включающей алюминиевую матрицу, армированную стальной проволокой.

Композиция «sap-1 — стальная проволока» обладает достаточной термостойкостью микроструктуры при высоких температурах. Образование интерметаллических соединений не происходит на границе раздела «Матрица-волокно» в течение 150 часов, при 450°С под нагрузкой.

Композиция «А1-бороновое волокно» характеризуется высокой прочностью и жесткостью, она работает при 400-500°С, по мере повышения температуры бор слегка размягчается.

Алюминиевая матрица

Основная проблема упрочнения алюминия боровыми волокнами заключается в предотвращении взаимодействия бора и алюминия. Таким образом, промышленные композиты, содержащие 50% борного волокна (ВКА-1), были получены диффузионной сваркой пакетов, состоящих из чередующихся листов алюминиевой фольги с закрепленным слоем борного волокна.

Когда волокно Бора покрыто нитридом бора или карбидом кремния (волокном карбида бора), взаимодействие с алюминиевой матрицей уменьшается даже в расплавленном состоянии. State. In в этом случае возможно получение композиционного материала жидкофазным методом.

С увеличением объемного содержания бора прочность и жесткость композиции А1-В повышаются.

Прочность и модуль упругости материала ВКА-1 при температурах до 500°с превышает соответствующие свойства высокопрочного сплава В95 и сплава АК4-1 (рис.  11. 14). Важнейшим преимуществом композиционных материалов является 250-400 ° С. Модуль упругости материала ВКА-1 незначительно изменяется с повышением температуры, и если содержание борных волокон составляет 30 и 50%, то он составляет 136 000 и 228 000 МПа соответственно. Плотность материала ВКА-1 составляет 2650 кг / м3, а удельная прочность-45 км.

Прочность на растяжение алюминия усиленного с волокном бора на 600°к МПа 600. Прочность такого состава борща, объемное содержание которого составляет 65%, составляет 1600 МПа, и даже при 300°С и 500°с материал выдерживается после длительной (до 1000 часов) выдержки

Композиционные материалы на основе алюминия, армированные углеродным волокном, имеют меньшую удельную прочность (42 км), чем материалы, армированные борными волокнами, но они дешевле и легче последних.

Прочность алюминиево-стальной композиции

  • Производство композиционных материалов, в том числе углеродного волокна, сопряжено с большими техническими трудностями из-за взаимодействия углерода при нагревании с металлической матрицей (в том числе и алюминиевой).  

Композиционные материалы делятся на порошковые (дисперсионно армированные), волокнистые, слоистые по типу матричного материала, по форме полимера (ПКМ), металлические (мкм), керамические (ККМ), углерод-углеродные (СКМ), гибридные (ГКМ) и армирующие элементы.

Полимерный км может работать до 1500С. Металл-низкая температура плавления (al, mg) металлической матрицы до 4500С, высокая температура плавления (ni, cr, ti) до 10000С керамики и углерода-более 10000С.

Механические характеристики

Металл см имеет много важных преимуществ, таких как высокая жесткость, прочность, трещиностойкость, износостойкость, электрическая и теплопроводность, технологичность и широкий диапазон рабочих температур (от очень низкой до высокой температуры).

Распределенная армированная СМ является выгодной по сравнению с волокнистой и слоистой изотропной по своим свойствам, универсальности и относительной простоте технологии изготовления, в связи с широким применением распределенной армированной см в машиностроении, среди которых алюминиевые матричные композиционные материалы (АМКМ) занимают первое место по объему применения.

Искусственное введение тугоплавкого, высокопрочного, высокомодульного карбида (sic, tic, b4c) оксида (al2o3), борида (tib2) и других частиц в структуру 5 алюминиевых пластических сплавов, при условии высокой температуры (до 5000-5000), при сохранении малого удельного веса и других свойств алюминия.

Дисперсионно-упрочненные алюминиевые матричные композиты могут быть изготовлены как твердофазными, так и жидкофазными методами порошковой металлургии.

Известные алюминиевые матричные композиты типа sap, в которых частицы al2o3 действуют как фаза отверждения, получают твердофазным спеканием алюминиевого порошка, покрытого оксидной пленкой. Жидкофазный способ литья был признан наиболее подходящим методом для получения амкм, в котором частицы карбида sic, tic и b4c усиливаются частицами, что приводит к образованию прочных межфазных связей, необходимых для высоких механических свойств композиционных материалов и позволяет использовать привлекательное стандартное литейное оборудование с экономической точки зрения.

Основной целью армирования матрицы волоконными наполнителями является повышение физико-механических свойств получаемого композиционного материала за счет достижения в нем высокой прочности волокон.Волокнистые наполнители используются для отверждения металлов, полимеров, керамики и углеродных матриц.

Композиционные материалы, содержащие металлические матрицы, наиболее близки к требованиям новейших технологий, поэтому их исследование является весьма актуальным, а теоретические и прикладные исследования наиболее востребованы в области разработки текстильных композиционных материалов, в том числе алюминиевых и никелевых матриц.

В этом случае композитный материал называют композитным сплавом (КС). Жидкофазное соединение компонентов композиционного сплава может быть осуществлено путем введения готовых армирующих частиц в расплав матрицы (ex-situ), например механическим перемешиванием, или путем проведения химической реакции синтеза армирующих частиц непосредственно в расплаве (in-situ).

В последнем случае эти фазы обычно не вводятся извне на поверхности, загрязненной оксидами или адсорбированными газами или влагой, а образуются непосредственно на большинстве расплавов и не вступают в контакт с атмосферой, обеспечивая тем самым более тесный контакт и хорошее сцепление (адгезию) между фазами композиционного сплава, содержащего влагу и имеющего свежий и чистый surface. In в последние годы особое внимание уделяется производству литых алюминиевых матричных композиционных сплавов, содержащих наноразмерные частицы армированной фазы.

Уменьшение размера частиц до наноразмерного (0, 1 мкм или менее) значительно увеличивает число на единицу объема матричного расплава, тем самым увеличивая число центров кристаллизации при охлаждении расплава. Наночастицы обладают высокой седиментационной стабильностью в расплаве.

Из-за наличия очень большого количества и будучи суспендированным в течение длительного времени, он блокирует диффузию атомов в зарождающиеся и растущие кристаллы и способствует образованию микрокристаллических структур. Керамические наночастицы усиливают интерметаллические соединения, которые образуются в процессе упрочненные композиты, керамические наночастицы действуют как барьеры, поскольку дислокации движутся вдоль матрицы, и по мере увеличения числа этих частиц, чем меньше расстояние между ними становится, тем труднее двигаться.

Композиционные материалы на алюминиевой основе

Все эти эффекты улучшают механические свойства литых изделий, в которые вводятся очень малые количества частиц. Литье АМКМ перспективно для широкого практического применения в различных областях машиностроения, в качестве конструкционных, антифрикционных и других материалов, способных уменьшить массу изделия, повысить его эксплуатационные характеристики и создать принципиально новую конструкцию.

Реферат на тему На заказ Образец и пример
Композиционные материалы с алюминиевой матрицей Преимущество SAP ярко проявляется при температурах выше 300°C, когда алюминиевый сплав размягчается. Дисперсные упрочненные сплавы сохраняют эффект упрочнения до температуры 0,8 ТМ в результате термодинамической стабильности упрочненных частиц.

Пионерами в промышленном освоении АМКМ, обогащенного дисперсными частицами sic и al2o3, являются известные зарубежные компании duralcan, alca, alca. Однако промышленное использование АМКМ еще недостаточно для его технических и эксплуатационных возможностей.

  • Это связано с несовершенством научно-технической базы для создания таких композиционных материалов, которые позволяют прогнозировать и гарантировать их состав, структуру и технологию производства для достижения определенного уровня физико-механических и эксплуатационных свойств изделий АМКМ. Наноразмерные керамические частицы по доступной цене. 

Рефераты по материаловедению

Помощь студентам в учёбе от Людмилы Фирмаль

Здравствуйте!

Я, Людмила Анатольевна Фирмаль, бывший преподаватель математического факультета Дальневосточного государственного физико-технического института со стажем работы более 17 лет. На данный момент занимаюсь онлайн обучением и помощью по любыми предметам. У меня своя команда грамотных, сильных бывших преподавателей ВУЗов. Мы справимся с любой поставленной перед нами работой технического и гуманитарного плана. И не важно: она по объёму на две формулы или огромная сложно структурированная на 125 страниц! Нам по силам всё, поэтому не стесняйтесь, присылайте.

Срок выполнения разный: возможно онлайн (сразу пишите и сразу помогаю), а если у Вас что-то сложное – то от двух до пяти дней.

Для качественного оформления работы обязательно нужны методические указания и, желательно, лекции. Также я провожу онлайн-занятия и занятия в аудитории для студентов, чтобы дать им более качественные знания.


Моё видео:



Как вы работаете?

Вам нужно написать сообщение в WhatsApp . После этого я оценю Ваш заказ и укажу срок выполнения. Если условия Вас устроят, Вы оплатите, и преподаватель, который ответственен за заказ, начнёт выполнение и в согласованный срок или, возможно, раньше срока Вы получите файл заказа в личные сообщения.

Сколько может стоить заказ?

Стоимость заказа зависит от задания и требований Вашего учебного заведения. На цену влияют: сложность, количество заданий и срок выполнения. Поэтому для оценки стоимости заказа максимально качественно сфотографируйте или пришлите файл задания, при необходимости загружайте поясняющие фотографии лекций, файлы методичек, указывайте свой вариант.

Какой срок выполнения заказа?

Минимальный срок выполнения заказа составляет 2-4 дня, но помните, срочные задания оцениваются дороже.

Как оплатить заказ?

Сначала пришлите задание, я оценю, после вышлю Вам форму оплаты, в которой можно оплатить с баланса мобильного телефона, картой Visa и MasterCard, apple pay, google pay.

Какие гарантии и вы исправляете ошибки?

В течение 1 года с момента получения Вами заказа действует гарантия. В течении 1 года я и моя команда исправим любые ошибки в заказе.


Качественно сфотографируйте задание, или если у вас файлы, то прикрепите методички, лекции, примеры решения, и в сообщении напишите дополнительные пояснения, для того, чтобы я сразу поняла, что требуется и не уточняла у вас. Присланное качественное задание моментально изучается и оценивается.

Теперь напишите мне в Whatsapp или почту и прикрепите задания, методички и лекции с примерами решения, и укажите сроки выполнения. Я и моя команда изучим внимательно задание и сообщим цену.

Если цена Вас устроит, то я вышлю Вам форму оплаты, в которой можно оплатить с баланса мобильного телефона, картой Visa и MasterCard, apple pay, google pay.

Мы приступим к выполнению, соблюдая указанные сроки и требования. 80% заказов сдаются раньше срока.

После выполнения отправлю Вам заказ в чат, если у Вас будут вопросы по заказу – подробно объясню. Гарантия 1 год. В течении 1 года я и моя команда исправим любые ошибки в заказе.




























Можете смело обращаться к нам, мы вас не подведем. Ошибки бывают у всех, мы готовы дорабатывать бесплатно и в сжатые сроки, а если у вас появятся вопросы, готовы на них ответить.

В заключение хочу сказать: если Вы выберете меня для помощи на учебно-образовательном пути, у вас останутся только приятные впечатления от работы и от полученного результата!

Жду ваших заказов!

С уважением

Пользовательское соглашение

Политика конфиденциальности

Помощь студентам в учёбе от Людмилы Фирмаль

Здравствуйте!

Я, Людмила Анатольевна Фирмаль, бывший преподаватель математического факультета Дальневосточного государственного физико-технического института со стажем работы более 17 лет. На данный момент занимаюсь онлайн обучением и помощью по любыми предметам. У меня своя команда грамотных, сильных бывших преподавателей ВУЗов. Мы справимся с любой поставленной перед нами работой технического и гуманитарного плана. И не важно: она по объёму на две формулы или огромная сложно структурированная на 125 страниц! Нам по силам всё, поэтому не стесняйтесь, присылайте.

Срок выполнения разный: возможно онлайн (сразу пишите и сразу помогаю), а если у Вас что-то сложное – то от двух до пяти дней.

Для качественного оформления работы обязательно нужны методические указания и, желательно, лекции. Также я провожу онлайн-занятия и занятия в аудитории для студентов, чтобы дать им более качественные знания.


Моё видео:



Как вы работаете?

Вам нужно написать сообщение в WhatsApp . После этого я оценю Ваш заказ и укажу срок выполнения. Если условия Вас устроят, Вы оплатите, и преподаватель, который ответственен за заказ, начнёт выполнение и в согласованный срок или, возможно, раньше срока Вы получите файл заказа в личные сообщения.

Сколько может стоить заказ?

Стоимость заказа зависит от задания и требований Вашего учебного заведения. На цену влияют: сложность, количество заданий и срок выполнения. Поэтому для оценки стоимости заказа максимально качественно сфотографируйте или пришлите файл задания, при необходимости загружайте поясняющие фотографии лекций, файлы методичек, указывайте свой вариант.

Какой срок выполнения заказа?

Минимальный срок выполнения заказа составляет 2-4 дня, но помните, срочные задания оцениваются дороже.

Как оплатить заказ?

Сначала пришлите задание, я оценю, после вышлю Вам форму оплаты, в которой можно оплатить с баланса мобильного телефона, картой Visa и MasterCard, apple pay, google pay.

Какие гарантии и вы исправляете ошибки?

В течение 1 года с момента получения Вами заказа действует гарантия. В течении 1 года я и моя команда исправим любые ошибки в заказе.


Качественно сфотографируйте задание, или если у вас файлы, то прикрепите методички, лекции, примеры решения, и в сообщении напишите дополнительные пояснения, для того, чтобы я сразу поняла, что требуется и не уточняла у вас. Присланное качественное задание моментально изучается и оценивается.

Теперь напишите мне в Whatsapp или почту и прикрепите задания, методички и лекции с примерами решения, и укажите сроки выполнения. Я и моя команда изучим внимательно задание и сообщим цену.

Если цена Вас устроит, то я вышлю Вам форму оплаты, в которой можно оплатить с баланса мобильного телефона, картой Visa и MasterCard, apple pay, google pay.

Мы приступим к выполнению, соблюдая указанные сроки и требования. 80% заказов сдаются раньше срока.

После выполнения отправлю Вам заказ в чат, если у Вас будут вопросы по заказу – подробно объясню. Гарантия 1 год. В течении 1 года я и моя команда исправим любые ошибки в заказе.




























Можете смело обращаться к нам, мы вас не подведем. Ошибки бывают у всех, мы готовы дорабатывать бесплатно и в сжатые сроки, а если у вас появятся вопросы, готовы на них ответить.

В заключение хочу сказать: если Вы выберете меня для помощи на учебно-образовательном пути, у вас останутся только приятные впечатления от работы и от полученного результата!

Жду ваших заказов!

С уважением

Пользовательское соглашение

Политика конфиденциальности

48.

 Виды композиционных материалов. Строение, свойства, области применения

48. Виды композиционных материалов. Строение, свойства, области применения

Композиционные материалы состоят из двух компонентов, объединенных различными способами в монолит при сохранении их индивидуальных особенностей.

Признаки материала:

– состав, форма и распределение компонентов определены заранее;

– состоят из двух компонентов и более различного химического состава, разделенных границей;

– обладает свойствами, отличными от свойств компонентов, взятых в отдельности;

– однороден в макромасштабе и неоднороден в микромасштабе;

– не встречается в природе, создан человеком.

Компоненты материала различны по геометрическому признаку. Матрицей называют компонент, который обладает непрерывностью по всему объему. Наполнителем – компонент прерывный, армирующий.

В композиционных материалах в качестве матриц используются металлы и их сплавы, полимеры органические и неорганические, керамические материалы. Свойства зависят от физико-химических свойств компонентов и прочности связи между ними. Компоненты для композиционного материала выбирают со свойствами, отличающимися друг от друга. Такие материалы – высокой удельной жесткости и удельной прочности.


Распространенные композиционные материалы с нуль-мерными наполнителями – металлическая матрица из металла или сплава. Композиционные материалы с равномерным распределением частиц упроч-нителя отличаются изотропностью свойств. Композиции, армированные дисперсными частицами получают методами порошковой металлургии.

Композиционные материалы с алюминиевой матрицей на основе алюминия упрочняются частицами А1203, полученные методом прессования алюминиевой пудры с последующим спеканием (САП).

Сплавы САП удовлетворительно деформируются в горячем состоянии, а сплавы САП-1 – и в холодном. САП легко обрабатываются резанием, удовлетворительно свариваются аргонодуговой и контактной сваркой. Из САП выпускают полуфабрикаты в виде листов, профилей, труб, фольги.

Композиционные материалы с никелевой матрицей.

Упрочняющим компонентом являются токсичные частицы диоксида тория (ТИ02) или диоксида гафния (Hf02). Эти материалы обозначаются ВДУ-1 и ВДУ-2 соответственно. Композиционные материалы ВДУ-1 и ВДУ-2 пластичны, деформируются в широком интервале температур различными методами (ковка, штамповка, осадка, глубокая вытяжка). Для соединения деталей из сплавов типа ВДУ применяют высокотемпературную пайку либо диффузионную сварку для предотвращения расплавления. Сплавы ВДУ-2 применяют в авиационном двигателестроении.

Композиционные материалы с одномерными наполнителями упрочняются посредством одномерных элементов в форме нитевидных кристаллов, волокон (проволоки).

Волокна скрепляются матрицей в единый монолит. Матрица служит для защиты упрочняющего волокна от повреждений, является средой, передающей нагрузку на волокна, и перераспределяет напряжения в случае разрыва отдельных волокон.

Композиционные материалы на никелевой матрице

Армированию подвергают жаропрочные никелевые сплавы, чтобы увеличить время их работы и рабочую температуру до 1100–1200 °C. М и А1-СиА12. Композиция отличается высокой стабильностью структуры вплоть до температур плавления.

Эвтектические композиционные материалы на основе никеля – это жаропрочные материалы, используются в ракетной и космической технике. Пластинчатые композиции, содержащие объемную долю упрочняющей фазы более 33–35 %, хрупкие. К пластичным относятся композиции на основе никеля с содержанием объемной доли волокон 3-15 % из карбидов тантала, ниобия, гафния.

Композиционные материалы на неметаллической основе.

В качестве матрицы используют отвержденные эпоксидные, полиэфирные, фенольные смолы.

Композиты, армированные однотипными волокнами, называются по упрочняющему волокну. Композицию, содержащую наполнитель в виде длинных стекловолокон, расположенных ориентированно отдельными прядями, называют ориентированным стекловолокнитом.

Наполнитель неориентированных стекловолокнитов – короткое волокно. Если упрочнителем является стеклоткань, материал называют стеклотекстолитом. Композиционный материал, содержащий углеродное волокно, называют углеволокнитом, борное волокно – бороволокнитом, органическое волокно – органово-локнитом. Достоинства композиционных материалов с полимерной матрицей: высокие удельные прочностные и упругие характеристики; стойкость к воздействию агрессивных сред; хорошие антифрикционные и фрикционные свойства наряду с высокими теплозащитными и амортизационными свойствами.

Данный текст является ознакомительным фрагментом.

Продолжение на ЛитРес

Свойства металлополимерных композиционных материалов с алюминиевой и магниевой матрицей | Ковтунов

Адаменко Н. А., Агафонова Г. В., Фетисов А. В. Полимерные композиционные материалы: учебно-метод. пособие. Волгоград: ВолгГТУ, 2016. 96 с.

Бузник В. М., Юрков Г. Ю. Применение фторполимерных материалов в трибологии: состояние и перспективы // Вопросы материаловедения. 2012. № 4(72). С. 133 — 149.

Бузник В. М., Фомин В. М., Алхимов А. П. Металлополимерные нанокомпозиты (получение, свойства, применение). Новосибирск: Изд. СО РАН, 2005. 260 с.

Семенов А. П., Савинский Ю. Э. Металлофторопластовые подшипники. М.: Машиностроение, 1976. 192 с.

Адаменко Н. А., Трыков Ю. П., Седов Э. В. и др. Металлофторопластовые композиционные материалы для направляющих скольжения с повышенной несущей способностью в узлах трения // Конструкции из композиционных материалов. 2003. № 2. С. 48 — 52.

Ковтунов А. И., Семистенов Д. А., Хохлов Ю. Ю., Чермашенцева Т. В. Тепловые условия формирования пеноалюминия фильтрацией через водорастворимые соли // Литейщик России. 2011. № 6. С. 43 — 45.

Финкельштейн А. Б. Получение пропиткой пористых отливок из алюминиевых сплавов // Литейное производство. 2010. № 5. С. 13 — 15.

Ковтунов А. И., Семистенов Д. А., Хохлов Ю. Ю., Чермашенцева Т. В. Исследование процессов формирования пеноалюминия фильтрацией через водорастворимые соли // Технология легких сплавов. 2011. № 4. С. 74 — 78.

Ковтунов А. И., Хохлов Ю. Ю., Мямин С. В., Семистенов Д. А. Механические и эксплуатационные свойства слоистых композиционных материалов титан-пеноалюминий // Материаловедение. 2019. № 8. С. 44 — 48

Коротких А. Г. Теплопроводность материалов: учебное пособие. Томск: Изд-во Томского политехнического университета, 2011. 97 с.

Михеев М. А., Михеева И. М. Основы теплопередачи. Изд. 2-е, стереотип. М.: Энергия, 1977. 344 с.

Балякин В. Б., Лаврин А. В., Батурин А. П., Герасимова Т. А. Исследование коэффициента трения фторопластов-4 при различном качестве обработки поверхности // Известия Самарского научного центра Российской академии наук. 2017. Т. 19, № 4. С. 33 — 36.

Ермилова А. И., Мамонов И. Н., Калугина Е. В., Крючков А. Н. Теплопроводные полимерные материалы // Полимерные трубы. 2016. № 1(51). С. 1 — 6.

Свойства и применение композиционных материалов




Физико-механические свойства основных компонентов КМ на основе алюминиевой матрицы приведены в таблице 13. 2.

Хорошая совместимость матрицы с армирующим элементом, высокие прочностные свойства борного волокна и удовлетворительная пластичность материала матрицы определяют высокие удельные значения прочности и жесткости металлического КМ (отношение временного сопротивления и модуля упругости к плотности) в сочетании с хорошей технологичностью и конструкционной надежностью изделий из этого материала.

Для создания металлических КМ с еще более малой плотностью применяется магний. Композиционные материалы на основе магния на 30 % легче, чем сплавы алюминия. У металлических КМ на основе магния хорошие удельные свойства, стабильный температурный коэффициент линейного расширения в широком диапазоне температур, что достигается за счет комбинаций свойств матрицы и волокна и может регулироваться в зависимости от конкретных условий использования.
Магний – один из легких металлов, для которого не возникает проблем взаимодействия с углеродными, борными волокнами и волокнами из карбида кремния. Перспективная система углеродные волокна-магний обладает самыми высокими удельными характеристиками: Еуд = 23,5•103 км, = 115 км. Некоторые свойства металлических КМ на основе магниевой матрицы приведены в таблице 13.3.

Системы углеродные волокна-алюминий и углеродные волокна-магний перспективны для использования в авиационной технике, а также в космосе, благодаря высоким значениям удельной прочности и жесткости, малому температурному коэффициенту линейного расширения и сравнительно высокой теплопроводности.

Металлы с высокой пластичностью и прочностью хорошо совмещаются с высокопрочными и жесткими волокнами с низкой плотностью и пластичностью, образуя КМ с повышенной жесткостью и малой массой. Примером такой комбинации может быть титан, армированный волокнами бора или карбида кремния. Однако такие системы имеют пониженную усталостную прочность из-за остаточных напряжений и химического взаимодействия между волокнами и матрицей при высоких температурах изготовления. Кроме того, механическая обработка КМ на основе титановой матрицы представляет большие трудности. Недостатком этого вида КМ является также высокая реакционная способность титановой матрицы. Свойства металлических КМ на основе титановой матрицы приведены в таблице 13.4.

На рисунке 13.4 приведены типичные свойства композиционного материала на основе алюминиевого сплава, армированного борным волокном, покрытым карбидом кремния.

Рисунок 13.4 – Зависимость временного сопротивления (а) и модуля упругости (б) бороалюминиевого композитного материала вдоль (1) и поперек (2) оси армирования от объемного содержания борного волокна

Прочность и модуль упругости, а также сопротивление материалов удару для однонаправленных композиционных материалов на основе алюминия, магния и титана повышаются по мере увеличения в композиции объемного содержания волокон.

Для очень высоких температур, например в камерах сгорания реактивных двигателей, используются системы, содержащие молибденовую и вольфрамовую проволоку в матрицах из титана и суперсплавов. Наибольшей прочностью при температуре 1093°С обладает проволока из сплава W – Re – Hf – C: = 2,2 ГПа, что в 6 раз больше прочности никелевых или кобальтовых суперсплавов при такой же температуре.

Большие перспективы открываются с развитием процессов объемного армирования металлических КМ. В частности, для металлических КМ объемное армирование дает существенный выигрыш в ударной вязкости. Система Аl2О3/Аl трехмерного армирования поглощает почти такую же энергию удара, как и чистый металл. Армирование по толщине, обеспечиваемое трехмерной волокнистой структурой, предотвращает расслоение и ограничивает распространение трещин.

К недостаткам металлических КМ относится их сравнительно высокая стоимость и сложность изготовления, однако, уникальные свойства этих материалов делают их незаменимыми в ряде конструкций.

В авиации и ракетно-космической технике наиболее широко используют КМ с борными волокнами. Детали из боропластика и бороалюминия применяют такие крупные фирмы США, как «Локхид», «Боинг», «Дженерал Дайнемикс». Из них изготавливают горизонтальные и вертикальные стабилизаторы, рули, элементы хвостового оперения лонжероны, лопасти винтов, обшивку крыльев и др. Детали из бороалюминия по сравнению с титановыми сплавами дают снижение массы на 30 – 40 %, обеспечивая более высокую длительную и усталостную прочность при нагреве до 500°С.

Еще более эффективно применение бороалюминия в ракетно-космической технике. Его использование для изготовления крупных деталей для ракет «Атлас», космических кораблей «Аполлон», «Шаттл» позволило уменьшить их массу на 20 – 50 %. Это, в свою очередь, увеличило полезную нагрузку, а для военных самолетов – дальность полета, объем вооружения и т. д.

Фирма «Toyota» (Япония) изготовила металлические КМ для деталей автомобилестроения. Алюминий армировали смесью коротких волокон Аl2О3 и SiO2 (диаметр около 3 мкм и длина до 10 мкм) в различных соотношениях. С увеличением массовой доли волокон Аl2О3 возрастает прочность и модуль упругости, при росте доли волокон SiO2 повышается износостойкость. Этот материал использовали вместо никелевых сплавов для изготовления накладок поршней, что позволило поднять температуру в камере сгорания двигателя и его мощность. За счет увеличения износостойкости поршней пробег автомобиля увеличен до 300 тыс. км.








Прогресс в исследованиях композитов с алюминиевой матрицей: производство и применение

Пулкит Гарг в настоящее время получает степень доктора наук в области материаловедения и инженерии в Университете штата Аризона. Он получил степень бакалавра и магистра в области керамической инженерии в Индийском технологическом институте (Индуистский университет Банарас), где работал над композитными материалами с алюминиевой матрицей, армированной графеном.

Анбеш Джамвал получил степень бакалавра технических наук (машиностроение) в Университете SRM, Ченнаи в 2016 году, и степень бакалавра технических наук (M.Tech (промышленная и производственная инженерия) из Университета Амити, Нойда в 2018 году. В настоящее время он работает доцентом в Университете Алах Пракаш Гоял Шимла, Химачал-Прадеш (Индия). Его исследовательский интерес включает композиты с металлической матрицей, нетрадиционную механическую обработку и промышленную инженерию.

Девендра Кумар , профессор (HAG) начал свою исследовательскую карьеру в Индийском технологическом институте, Канпур. После непродолжительной работы, с 1981 по 1984 год, в Передовом центре материаловедения Индийского технологического института в Канпуре, в июле 1984 года он присоединился к кафедре керамической инженерии Индийского технологического института (Банарасский индуистский университет) в Варанаси (Индия).Он стал профессором в 1998 году. Это его второй срок (2016–2019) в качестве заведующего кафедрой. Его первый срок был в период с 2006 по 2009 год. Девендра Кумар работал в различных комитетах Института и за его пределами. В настоящее время он работает в качестве члена Экспертной группы по горному делу, минералам, металлам и материалам (4M), CSIR, Нью-Дели, председателя Консультативного комитета, Центрального научно-исследовательского института стекла и керамики, Курджа (UP), созывающего, CHD 10:6 Подкомитет и член плоского стекла и стекла с покрытием, CHD 9 Керамическая посуда, сек. Комитет Бюро индийских стандартов (BIS), Нью-Дели, и член Совета управляющих, Центр развития стекольной промышленности, Фирожабад (UP), ММСП, правительство. Организации Индии.

Кишор Кумар Садасивуни окончил Университет Южной Бретани, Лорьян, Франция, и в настоящее время работает в Центре перспективных материалов Катарского университета. Он опубликовал более 100 журнальных статей, 12 глав в книгах и отредактировал 7 книг. В настоящее время он занимается 3 исследовательскими проектами в качестве ведущего главного исследователя.Он имеет около 10 лет опыта в синтезе и характеристике наночастиц, а также в производстве нанокомпозитов для промышленного применения. Сферы его интересов включают различные типы изготовления нанокомпозитов, модификации, конструкции и их применение в легких технологиях, таких как датчики, пьезоэлектрики, приводы, накопители энергии, накопители памяти и гибкая электроника. В течение последних десяти лет он был консультантом, предоставляющим решения многочисленных проблем химической промышленности, промышленности материалов, полимеров и пластмасс. Он имеет несколько патентов в области техники и материаловедения. В 20017 году он получил награду за лидерство в шинной и резиновой промышленности (TRILA): «Молодой исследователь года». Он работал во многих международных лабораториях, включая США, Катар, Южную Корею, Германию, Швецию, Италию и Францию.

Чодери Мустансар Хуссейн , доктор философии, адъюнкт-профессор, академический советник и директор лаборатории химии и EVSc на кафедре химии и наук об окружающей среде в Технологическом институте Нью-Джерси (NJIT), Ньюарк, Нью-Джерси, США.Его исследования сосредоточены на применении нанотехнологий и передовых материалов в окружающей среде, аналитической химии и различных отраслях промышленности. Доктор Хуссейн является автором многочисленных статей в рецензируемых журналах, а также плодовитым автором и редактором нескольких научных монографий и руководств в своих областях исследований в Elsevier, Royal Society of Chemistry, John Wiley & sons, CRC, Springer и т. д.

Паллав Гупта получил докторскую степень. из Индийского технологического института (Банарасский индуистский университет), Варанаси.В настоящее время он работает доцентом (II степень) на факультете машиностроения Университета Амити, штат Уттар-Прадеш, Нойда (Индия). Его область исследований включает обработку материалов, нанокомпозиты с металлической матрицей, нанопокрытия, механическое поведение и коррозию. Он опубликовал 59 научных статей в различных известных международных журналах и на международных/национальных конференциях. Кроме того, он также опубликовал 04 технических главы в книге, изданной SPRINGER. В 2015 году Др.Гупта был приглашенным редактором специального выпуска «Достижения в области наноматериалов и коррозии», опубликованного «Журналом инноваций в области коррозии и материаловедения», Bentham Science. В 2016 году он получил грант на поездку от SERB, DST для участия и представления своей работы на международной конференции в Малайзии. В настоящее время он также является членом редакционной коллегии/рецензентом нескольких известных международных журналов.

© 2019 Авторы. Опубликовано Elsevier B.V.

Композиты с алюминиевой матрицей, изготовленные с использованием процесса самоформования, вызванного азотированием

На рисунке 1 описан процесс NISFAC, разработанный в этом исследовании.В отличие от традиционных процессов, включающих несколько стадий, в процессе NISFAC AMC производятся за одну стадию, даже когда между арматурой и матрицей существует плохая смачиваемость. При нагревании смеси порошка Al и арматуры в атмосфере азота происходит азотирование Al, как показано на рис. 1a–c. Процесс NISFAC обладает всеми преимуществами обработки порошка. Кроме того, этот процесс имеет преимущества с точки зрения масштабирования по сравнению с обработкой порошка, поскольку он не требует внешних сил на протяжении всего процесса; размер изделия в основном ограничивается размером печи (рис.1(d)) и легко изготовить сетчатую или почти сетчатую форму (рис. 1(e)). В частности, композиты, полученные с помощью процесса NISFAC, обладают отличной формуемостью (рис. 1 (f, g)). Преимущество процесса NISFAC заключается в том, что смачиваемость двух материалов улучшается за счет самопроизвольной модификации поверхности, вызванной азотированием, в то время как алюминий и армирование находятся в непосредственном контакте друг с другом в атмосфере азота. Таким образом, можно легко использовать любой тип армирования, даже с высокой долей (50% и более), для достижения характеристик, требуемых приложением.

Рисунок 1

формованные алюминиевые композиты (NISFAC). (a) Смешивание алюминиевых и армирующих порошков, (b) нагревание смешанных порошков в атмосфере азота, (c) самоформующиеся алюминиевые композиты после нагревания, (d) неограниченный размер продукта, (e) изделия в форме сетки или близкой к ней (1. Agrippa, 2. Julien), (f,g) отличная формуемость.

Другим ключевым преимуществом процесса NISFAC является возможность свободно контролировать распределение армирования, как в случае процессов порошковой металлургии. На рисунке 2 показана микроструктура композитов, полученных путем добавления различных типов армирующих материалов к чистому алюминию и сплаву 6ххх алюмини. Поскольку дисперсия армирования определяется на этапе смешивания, если создать условия для достижения равномерного дисперсии с помощью соответствующего метода смешивания, то можно производить композиты с очень равномерным распределением армирования, как показано на рис. 2. Таким образом, деградация механических и термических свойств АМС из-за плохой дисперсии армирования больше не является проблемой.Кроме того, одновременно можно добавлять различные усиления с несколькими уникальными характеристиками. Следовательно, с помощью процесса NISFAC можно спроектировать и изготовить множество эксклюзивных гибридных AMC с желаемыми свойствами, аналогичными тем, которые получаются при проектировании сплавов (когда для достижения уникальных характеристик добавляются различные элементы). Следовательно, как показано на рис. 1 и 2, новая и экономичная технология, обеспечиваемая процессом NISFAC, будет способствовать расширению применения AMC за счет преодоления недостатков традиционного процесса, включая сложные этапы, низкую ценовую совместимость, ограничения по типу армирования и объемным долям, а также неоднородность. распределение арматуры.Рис. 2 .% SiC/Al, (d) 50 об.% SiC/Al, (e) 20 об.% B 4 C/6092Al, (f) 10 об.% TiB 2 / Al, (г) 20 об.% Al 2 O 3 /6061Al, (h) 15 об.% CF/6063Al.

Механические и термические свойства этих легко изготавливаемых АМС показаны на рис.3, а характеристики композитов Al/SiC p , полученных с помощью типичных промышленных процессов, таких как пропитка, литье с перемешиванием или метод P/M, также показаны для сравнения 7,9,10 . Подробная информация о данных на рис. 3 представлена ​​в дополнительной информации. Для коммерческих процессов также перечислены фактические области применения продуктов. Хотя прямое сравнение затруднено из-за различий в размерах, объемной доле частиц SiC, составе алюминиевой матрицы и ограниченного раскрытия данных о свойствах продуктов, мы можем приблизительно сравнить характеристики АМС, синтезированных NISFAC, с серийно выпускаемые. Например, свойства наших образцов при растяжении аналогичны свойствам АМС, полученным методом P/M (которые, по оценке, обладают превосходными механическими свойствами по сравнению с другими существующими коммерческими процессами). В частности, КТР (коэффициент теплового расширения) образца NISFAC очень мал по сравнению с КТР, обработанными традиционным способом. Подробные характеристики будут представлены в другой статье. Это указывает на то, что с помощью относительно простого, быстрого и экономичного процесса NISFAC можно получить АМС со свойствами, сравнимыми со свойствами коммерческих продуктов.Кроме того, коммерческие продукты (используемые здесь для сравнения) были разработаны для конкретных приложений, и ожидается, что их полнота продуктов будет высокой. Тем не менее, это первый отчет NISFAC, и композитная конструкция еще далека от создания. В этом контексте свойства, демонстрируемые АМС, синтезированными по процессу NISFAC, можно оценить как имеющие достаточную конкурентоспособность. Кроме того, ожидается, что характеристики NISFAC могут быть улучшены за счет дальнейшей оптимизации условий процесса.Суммируя полученные результаты, можно сказать, что в отличие от металлических сплавов АМС не являются твердыми растворами; следовательно, нет необходимости рассматривать растворимость. Нет ограничений на типы АМС, которые могут быть изготовлены, и теоретически возможны многочисленные комбинации (размер, тип и объемная доля как матрицы, так и армирования). Однако при изготовлении АМС по традиционным технологиям не избежать проблемы смачиваемости и невозможно ее преодолеть. Напротив, смачиваемость не является проблемой в процессе NISFAC; следовательно, композиты могут быть изготовлены в многочисленных комбинациях.Это новаторский результат: мы можем легко производить композиты с желаемыми свойствами, используя различные комбинации. Кроме того, из-за простых этапов, включенных в процесс NISFAC, оборудование, необходимое для производства AMC, представляет собой только простую печь с азотной атмосферой. Таким образом, процесс NISFAC прост и экономичен, и его можно легко внедрить без необходимости в уникальном оборудовании или навыках.

Рисунок 3

Механические и термические свойства композитов Al/SiC p , полученных в этом исследовании, по сравнению со свойствами других коммерческих композитов Al/SiC p .

Процесс NISFAC начался с мотивации того, что «AMC можно легко сделать, если смачиваемость между двумя материалами вблизи точки плавления алюминия можно увеличить при нагревании смешанного порошка алюминия и армирования». Чтобы продемонстрировать это, порошки Al (D50: 10,37 мкм) и SiC (D50: 19,8 мкм, 20 об.%) смешивали, помещали в графитовый тигель и нагревали при температурах ниже (т.е. 630 °C) или выше (т.е. , 700 °C), чем температура плавления Al (660 °C) за 1 ч в атмосфере воздуха, аргона (Ar) и азота.При нагревании на воздухе до 700 °C порошок Al сохраняет порошкообразное состояние, так как расплавленная фаза Al захватывается поверхностными оксидными пленками (рис. 4(а)). При нагревании в атмосфере аргона алюминий плавится, но значительное количество жидкого алюминия протекает через слой порошка (рис. 4(б)). Оксидная пленка, образующаяся на поверхности порошка Al, недостаточно толстая, чтобы подавить выброс расплавленного Al, и жидкая фаза проникает сквозь пленку. Как известно, из-за плохой смачиваемости жидкофазных частиц Al и SiC 38,39 ванна Al не поддерживает контакт с поверхностью частиц SiC и, следовательно, вытекает из слоя.Напротив, при нагревании в атмосфере азота, в отличие от двух предыдущих случаев, композитный материал образуется без вытекания расплавленного алюминия из слоя (рис. 4(в)). Это означает, что проблема смачиваемости решается сама собой простым нагревом смеси частиц Al и SiC в атмосфере азота без использования каких-либо внешних методов (например, использования катализатора или герметизации). Во время нагревания в N 2 оксидный слой, покрывающий порошок Al, может превратиться в AlN; как рассчитано в дополнительной информации рис. S1 на основе таблиц NIST-JANAF 40 фаза AlN более стабильна, чем фаза Al 2 O 3 при температуре в порошковом слое. Во-первых, слой аморфного оксида алюминия на поверхности порошка Al превращается в γ-оксид алюминия. Однако новообразованные фазы кристаллитов γ-оксида алюминия не образуют сплошного слоя на поверхности порошка Al из-за разницы в плотности между чистым Al и аморфным оксидом алюминия 41 . В результате металлический Al будет подвергаться воздействию атмосферы азота, и, если концентрация кислорода невелика, заживление за счет повторного окисления не произойдет.Следовательно, открытый металлический алюминий будет реагировать с азотом. При повышении температуры порошкового слоя выше 600 °C значительная экзотермическая реакция азотирования может значительно повысить локальную температуру поверхности порошка алюминия, алюминий под оболочкой из оксида алюминия может расплавиться. Образование жидкого Al связано с расширением объема порошка Al, что ускоряет разрушение алюминиевой оболочки 42,43 . Разница коэффициентов термического расширения между Al и AlN также создает термические напряжения, которые также ускоряют разрушение алюминиевой оболочки 40,44,45 .Жидкий Al вытекает из оболочки AlN и заполняет пустое пространство порошкового слоя. Эти результаты очень важны тем, что можно изготавливать АМК с требуемыми свойствами путем добавления различного армирования, по аналогии с конструкцией сплава. Рисунок 4 (c) газообразный азот.

Интересные результаты наблюдаются при нагреве до 630 °C (что ниже температуры плавления Al) в атмосфере Ar.Порошок Al не расплавлен, в отличие от случая при 700 °C. Верхняя часть порошкового слоя находится в порошкообразном состоянии, а в нижней части формируется спеченное тело со слабой связью между порошками (рис. 4(б)). В отличие от атмосферы Ar, в атмосфере азота Al плавится при температуре даже ниже точки плавления (или линии ликвидуса для сплавов Al), что приводит к получению композитов с относительно большой усадкой (рис. 4(c)). Эти результаты позволяют предположить, что АМС можно производить при достаточно низкой температуре (даже ниже точки плавления алюминия) в атмосфере азота.Эта низкая производственная температура уникальна для этого недавно разработанного процесса и не может быть реализована ни в одном известном коммерческом процессе, включающем плавление Al. Снижение температуры производства АМС будет способствовать снижению энергопотребления и времени процесса с последующим снижением себестоимости процесса. Кроме того, низкая производственная температура улучшит свойства конечного композита за счет ингибирования или значительного уменьшения образования нежелательных продуктов реакции.

В процессе NISFAC AMC производятся только в атмосфере азота (как показано в наших предыдущих отчетах 46 ), а не в атмосфере воздуха или аргона из-за возникновения азотирования при нагревании. Чтобы понять это, контролировали изменение температуры внутри порошкового слоя при нагреве в различных условиях. Типичные изменения температуры, полученные при нагревании при 630 °C в течение 1 ч отдельно в атмосфере аргона и азота, показаны на рис. 5. Температура двух слоев повышается почти до 600°C (примерно через 10 мин после достижения заданной температуры ( я.е., 650 °С)). Однако после этого температура слоя в атмосфере азота повышается быстрее из-за экзотермического вклада азотирования, и разница температур между двумя слоями увеличивается со временем нагрева. В атмосфере аргона, поскольку азотирование не происходит, температура слоя непрерывно увеличивается с повышением температуры печи без экзотермического эффекта. При выдержке в течение 1 ч в атмосфере аргона максимальная температура внутри слоя достигает примерно 621 °С, что ниже температуры печи (630 °С) и температуры плавления алюминия.Таким образом, как показано на рис. 4(b), порошок Al остается в порошкообразном состоянии, не плавясь. Однако в атмосфере азота внутренняя температура слоя повышается за счет экзотермической нитрификации, а затем начинает снижаться после достижения максимальной температуры примерно 648 °С. Хотя самая высокая достигаемая температура все еще ниже температуры плавления алюминия, происходит плавление с образованием композита. Поскольку температура, регистрируемая термопарой (примерно 648 °C), является макроскопической и зависит от объема образца, ожидается, что фактическая экзотермическая температура в определенных точках на поверхности частиц Al (где происходит азотирование) вблизи арматуры будет значительно выше. выше 648 °С.Фактически экзотермическая температура из-за азотирования значительно варьируется в зависимости от состава порошкового слоя (размер частиц Al, тип, размер и объемная доля армирования). Хотя общая температура увеличилась до 648 °C, локальное повышение температуры могло быть гораздо более значительным. В некоторых случаях локальная температура достигает 1700 °С и выше, и, таким образом, оболочка термопары из нержавеющей стали плавится 46,47,48 . Азотирование иногда использовалось для изготовления композитов Al/AlN путем реакции на месте 37,38,39,46,47 . Однако этот новый процесс отличается от предыдущей работы, поскольку температура обработки намного ниже предложенной в предыдущей работе ( > 1200 °C). Эта работа предполагала получение AlN в небольшом количестве и небольших размерах. В данном случае AlN в первую очередь использовался не для усиления композитов, а для обеспечения локального тепла за счет экзотермической реакции для местного расплавления порошка Al и для улучшения смачивающей способности порошка Al и SiC (или другого армирования).

Рисунок 5

Изменение температуры композитов Al/SiC p при нагреве при 630 °C в аргоне и азоте; степень азотирования и изображения образцов при выдержке при 630 °С во времени.

Для детального выяснения влияния азотирования в процессе изготовления АМС наблюдали изменение степени азотирования в порошковом слое (верхний рисунок на рис. 5) при выдержке при 630 °С. Макроскопическое изменение слоя порошка в зависимости от времени нагрева также исследовали по степени усадки слоя порошка в тигле после охлаждения. Это поведение азотирования также было исследовано с помощью XRD, как показано на рис. S2. При нагревании в течение 10 мин никаких изменений не происходит, и порошкообразное состояние сохраняется без увеличения массы за счет азотирования.После прогрева в течение 20 мин степень азотирования составляет примерно 0,2 %; однако признаков азотирования на поверхности порошка на этой начальной стадии не наблюдается. С увеличением времени нагрева степень азотирования увеличивается с 5,2 % при 40 мин до 10,4 % при 60 мин. Усадка слоя начинается примерно через 40 минут, и со временем происходит дальнейшее уплотнение. На рисунке 6 показаны изображения частиц, полученные с помощью сканирующей электронной микроскопии (СЭМ), в слое, нагретом до 630 °C. С увеличением времени нагрева на поверхности частиц Al и SiC начинают появляться продукты азотирования с последующим увеличением их количества, как показано стрелками на рис.6. В нашей предыдущей работе на основе анализа микроструктуры с помощью просвечивающей эмиссионной микроскопии (ПЭМ) и спектроскопии потерь энергии электронов (EELS) капли, образовавшейся на поверхности алюминия во время азотирования, мы подтвердили образование AlN/AlON и AlN на поверхности алюминия. поверхности и внутри капли соответственно (как показано на рис. 1(b)) 46 . Рис. 6 35 мин, (г, д) 40 мин, (е) 60 мин.

Процесс образования композита можно понять, наблюдая за изменением формы частиц алюминия, а также степенью азотирования со временем. На рис. 6(a–c) Al сохраняет форму частиц, и на поверхности частиц наблюдаются небольшие капли (показаны стрелками). В этом состоянии слой слабо связан, поскольку еще не образовалось достаточное количество жидкого Al. Со временем большее количество Al плавится, и частицы больше не сохраняют свою форму. Расплавленные жидкости соединяются и вызывают усадку и уплотнение по всему слою (рис.6(г–е)). Поскольку температура нагрева составляет 630 °С (что ниже температуры плавления Al), можно считать, что плавление Al, увеличивающее количество жидкой фазы, происходит за счет тепла, выделяющегося при экзотермическом азотировании. Жидкий Al заполняет поры внутри слоя, чтобы покрыть частицы SiC, и поры исчезают, а после затвердевания происходит значительная усадка с образованием плотных АМС (как показано на рис. 1 (c)). Это наиболее важный макроскопический механизм формирования композита в процессе NISFAC.Ключевой особенностью, показанной на рис. 6, является превосходное смачивание всех частиц жидким алюминием, несмотря на хорошо известную плохую смачиваемость между SiC и алюминием. Как видно из рис. 6(e), расплавленный Al (отмечен стрелкой) поддерживает очень тесный контакт с частицами SiC, что указывает на то, что смачивание значительно улучшается за счет этой экзотермической реакции, не требуя каких-либо искусственных процессов, вызываемых внешними средствами. . Улучшение смачиваемости может быть вызвано как локальным повышением температуры, так и образованием AlN 39 .Кроме того, композиты, полученные с помощью процесса NISFAC, обладают достаточной прочностью межфазной связи и, таким образом, демонстрируют характеристики вязкого разрушения на поверхности разрушения, как показано на рис. 6(f). Мы исследуем причину этого в небольшой капле, наблюдаемой на всех изображениях СЭМ (рис.  7).

Рисунок 7

( a, b) ПЭМ-изображения в светлом поле и (c) ПЭМ-изображение высокого разрешения Al/SiC p в порошковом слое, нагретом до 630 °C в газообразном азоте для 40 мин; (d) БПФ-картины Al и AlN в ( c ).

Образец для ТЭМ был приготовлен методом FIB (сфокусированный ионный пучок). На рис. 7 показаны ПЭМ-изображения небольшой капли на поверхности SiC (как видно на рис. 6(e)). Как и ожидалось из рис. 4–6, капли, образующиеся на частицах SiC, состоят из AlN и Al. AlN образуется при взаимодействии с испаряющимся Al, а затем растет. Когда азот, остающийся на слое, истощается, рост прекращается, а AlN покрывается испарившимся Al и становится каплей (рис. 7 (а, б)). Изображения ПЭМ высокого разрешения (HR-TEM) и соответствующие картины быстрого преобразования Фурье (БПФ) (рис.7 (c, d)) используются для проверки фаз, присутствующих в капле. Уникальная структура SiC p /AlN/Al обеспечит наилучшие условия смачивания при течении жидкого алюминия. Более того, реакционный слой будет благоприятно влиять на свойства композита, так как поддерживает очень тесный контакт на атомарном уровне. Таким образом, этот композитный производственный процесс включает макроскопические явления, происходящие во всем слое, и микроскопические явления, происходящие на уровне отдельных частиц.Сначала на поверхности частиц Al образуется оболочка AlN, как показано на рис. 6, в результате реакции с газообразным азотом. Благодаря этому экзотермическому азотированию Al плавится внутри оболочки. Впоследствии оболочка разрывается из-за теплового расширения, и жидкий Al вытекает 40 . Пул Al, образованный в результате коалесценции протекающего жидкого Al, уплотняется при смачивании окружающей оболочки AlN и частиц SiC. Смачиваемость между частицами SiC и жидким Al (или массой) улучшается за счет небольших капель AlN, образующихся на поверхностях SiC.Из-за улучшенной смачиваемости из-за 1) образования крупной оболочки AlN на поверхности частиц Al и 2) образования капель AlN на поверхностях SiC жидкий Al задерживается внутри порошка, и формируется плотный композиционный материал.

Легкие композиты с металлической матрицей (MMC)

Продукты

Композит с металлической матрицей Ресурс

Загрузите наше руководство по AlBeCast, чтобы узнать о преимуществах нашего процесса алюминиево-бериллиевого литья по выплавляемым моделям.

Композитные материалы с металлической матрицей компании Materion обеспечивают механические и физические свойства, которых нет у обычных металлов. Мы производим ряд MMC с уникальными преимуществами — от снижения веса до высокой прочности и жесткости.

УНИКАЛЬНЫЕ СВОЙСТВА ДЛЯ РЯДА ПРИМЕНЕНИЙ

Мы предлагаем ряд композитных материалов с металлической матрицей , отвечающих требованиям вашего рынка и области применения.

  • Композитные сплавы для литья по выплавляемым моделям AlBeCast® обеспечивают многие из тех же преимуществ, что и AlBeMet, но могут быть более экономичными в определенных областях применения, таких как авиационная электроника.
  • Алюминиево-бериллиевые композиты

  • AlBeMet® сочетают в себе высокий модуль и низкую плотность бериллия с технологическими и механическими свойствами алюминия. Эти композиты предлагают значительные преимущества в таких приложениях, как аэрокосмическая промышленность и оборона.
  • E-Материалы, изготовленные из композитов с металлической матрицей бериллия и оксида бериллия, обладают высокой прочностью и модулем, а также хорошей теплопроводностью. Этот материал используется в микроэлектронике, аэрокосмической и полупроводниковой промышленности.
  • Композиты

  • SupremEX® из алюминия, карбида кремния и карбида кремния легкие и обеспечивают сбалансированное сочетание прочности и жесткости. Эти свойства делают его идеальной заменой алюминию, титану, стали и другим конструкционным сплавам. Композиты SupremEX могут улучшить характеристики коммерческих и военных аэрокосмических, коммерческих и высокопроизводительных автомобильных, космических и оборонных оптических систем.

Поговорите с нашими инженерами, чтобы узнать, какой композит с металлической матрицей подходит для вашей следующей конструкции.

(PDF) Композиты с алюминиевой матрицей: проблемы и возможности

320 M K Surappa

служит в качестве армирующего материала, который обычно является неметаллическим и обычно керамическим, таким как

, как SiC и Al2O3. Свойства АМС могут быть адаптированы путем изменения природы компонентов

и их объемной доли.

Основные преимущества AMC по сравнению с неармированными материалами:

• Повышенная прочность

• Повышенная жесткость

• Уменьшенная плотность (вес)

• Улучшенные высокотемпературные свойства

• Контролируемый коэффициент теплового расширения 9 Управление температурой/нагревом

•Улучшенные и адаптированные электрические характеристики

•Улучшенная стойкость к истиранию и износу

•Контроль массы (особенно при возвратно-поступательном движении)

•Улучшенные характеристики демпфирования.

Эти преимущества можно оценить количественно для лучшего понимания. Например, модуль упругости

чистого алюминия может быть повышен с 70 ГПа до 240 ГПа путем армирования 60 об.%

непрерывного алюминиевого волокна. С другой стороны, введение 60 об.% глиноземного волокна в чистый алюминий

приводит к снижению коэффициента расширения с 24 ppm/◦C до 7 ppm/

C.

Аналогичным образом можно перерабатывать Al-9%. Si-20 об.% SiCp композиты с износостойкостью

эквивалентной или лучше, чем у серого чугуна.Все эти примеры показывают, что можно изменить некоторые технологические свойства алюминия/алюминиевого сплава более чем на два-три порядка путем включения соответствующего армирования в подходящий объем

фракции.

Системы материалов AMC предлагают превосходное сочетание свойств (профиль свойств)

таким образом, что сегодня ни один из существующих монолитных материалов не может соперничать. На протяжении многих лет AMC

были опробованы и использованы в многочисленных структурных, неструктурных и функциональных приложениях

в различных областях техники. Движущей силой использования AMC в этих секторах

являются производительность, экономические и экологические преимущества. Основными преимуществами AMC в транспортном секторе

являются более низкий расход топлива, меньший уровень шума и более низкие выбросы в атмосферу.

В рамках ужесточения строгих экологических норм и акцента на улучшенную экономию топлива

использование AMC в транспортном секторе будет неизбежным и желательным в ближайшие годы.

AMC предназначены для замены монолитных материалов, включая алюминиевые сплавы, сплавы черных металлов

, сплавы титана и композиты на полимерной основе в нескольких областях применения.В настоящее время признано, что для того, чтобы замена АМС на монолитные материалы в инженерных системах на

получила широкое распространение, необходимо перепроектировать всю систему в целом, чтобы получить дополнительную

экономию веса и объема. На самом деле, согласно Консультативному совету Великобритании по науке и технологии

, AMC можно рассматривать либо как замену существующим материалам, но с

превосходными свойствами, либо как средство, позволяющее радикально изменить конструкцию системы или продукта.

Кроме того, благодаря использованию формообразования, близкого к чистому, и методов выборочного армирования AMC

могут предложить экономически выгодные решения для широкого спектра коммерческих применений.

Недавний успех в коммерческом и военном применении AMC частично основан на таких

инновационных изменениях, внесенных в конструкцию компонентов. Отсутствие знаний и информации о возможностях использования

, сервисных свойствах и производителях материалов препятствует более широкому использованию

AMC.Признавая эти второстепенные и внешние трудности, сообщество AMC

в США и Европе использует консорциум и сетевые подходы для реализации

приложений AMC в повседневном использовании общества. В этой статье дается обзор современного состояния

композитов с алюминиевой матрицей в отношении обработки, микроструктуры,

композитов с металлической алюминиевой матрицей, обзор армирования; механические и трибологические свойства | Дев Шривьяс

[1] Гуо, Н. и Леу, MC (2013). Аддитивное производство: технологии, приложения и исследовательские потребности. Границы машиностроения, 8 (3), 215-243.

[2] Хелу, М., Виджаярагхаван, А., и Дорнфельд, Д. (2011). Оценка взаимосвязи между воздействием на окружающую среду на этапе использования и точностью производственного процесса. CIRP Annals-Manufacturing Technology, 60 (1), 49-52.

[3] Раджмохан, Т., Паланикумар, К., и Ранганатан, С. (2013). Оценка механических и износостойких свойств гибридных алюминиевых матричных композитов.Труды общества цветных металлов Китая, 23(9), 2509-2517.

[4] Суреша, С., и Шридхара, Б.К. (2012). Характеристики трения гибридных композитов алюминий-карбид-кремний-графит. Материалы и дизайн, 34, 576-583.

[5] Бупати, М.М., Арулшри, К.П., и Ияндурай, Н. (2013). Оценка механических свойств алюминиевого сплава 2024, армированного карбидом кремния и композитами с гибридной металлической матрицей из летучей золы. Американский журнал прикладных наук, 10(3), 219.

[6] Прасад, Д. С., и Шоба, К. (2014). Гибридные композиты – лучший выбор для материалов с высокой износостойкостью. Журнал исследований и технологий материалов, 3(2), 172-178.

[7] Прасад, Д.С., Шоба, К., и Раманайа, Н. (2014). Исследования механических свойств алюминиевых гибридных композитов. Журнал исследований и технологий материалов, 3(1), 79-85.

[8] Аланеме, К.К., Бодунрин, М.О., и Трепет, А.А. (2016). Микроструктура, механические свойства и свойства разрушения золы скорлупы арахиса и дисперсии карбида кремния, упрочненных композитами с алюминиевой матрицей.Журнал инженерных наук Университета короля Сауда..

[9] Аланеме, К.К., и Алуко, А.О. (2012). Вязкость разрушения (K1C) и свойства при растяжении литого и дисперсионно-упрочненного композита алюминия (6063) и карбида кремния в виде частиц. Scientia Iranica, 19(4), 992-996.

[10] Аланеме, К. К. (2012). Влияние термомеханической обработки на поведение при растяжении и УНТ оценили вязкость разрушения алюминиевых композитов (6063), армированных SiCp, предварительно смешанных с бурой. Международный журнал машиностроения и материаловедения, 7(1), 96-100.

[11] Равеш, С.К., и Гарг, Т.К. (2012). Подготовка и анализ некоторых механических свойств композита с металлической матрицей на основе алюминия, армированного карбидом кремния и летучей золой. Международный журнал инженерных исследований и приложений, 2(6), 727-731.

[12] Чавла, Н., и Шен, Ю. Л. (2001). Механическое поведение композитов с металлической матрицей, армированных частицами. Передовые инженерные материалы, 3(6), 357-370…

[13] Аланеме, К.К., и Адевале, Т.М. (2013).Влияние весовых соотношений золы рисовой шелухи и карбида кремния на механическое поведение матричных гибридных композитов сплава Al-Mg-Si. Трибология в промышленности, 35(2), 163-172.

[14] Хоскинг Ф.М., Портильо Ф.Ф., Вундерлин Р. и Мехрабиан Р. (1982). Композиты из алюминиевых сплавов: изготовление и износостойкость. Журнал материаловедения, 17(2), 477-498.

[15] Уилсон С. и Альпас А. Т. (1997). Карты механизма изнашивания композитов с металлической матрицей. Носите, 212 (1), 41-49.

[16] Деуис, Р.Л., Субраманиан, К., и Йеллап, Дж. М. (1997). Сухой скользящий износ алюминиевых композитов — обзор. Наука и технологии композитов, 57(4), 415-435.

[17] Казати, Р., и Ведани, М. (2014). Композиты с металлической матрицей, армированные наночастицами — обзор. Металлы, 4(1), 65-83.

[18] Мустафа С.Ф. и Солиман Ф.А. (1997). Износостойкость композита с матрицей из алюминиевого волокна дельта-типа, армированного алюминием и 4% меди. Письма по трибологии, 3(4), 311-315.

[19] Ялчин Ю.и Акбулут, Х. (2006). Свойства сухого износа MMC, армированного частицами A356-SiC, полученного двумя способами плавки. Материалы и дизайн, 27(10), 872-881.

[20] Гюрлер, Р. (1999). Характеристики износа при скольжении алюминиево-магниевого сплава, армированного частицами карбида кремния. Журнал материаловедческих писем, 18 (7), 553-554.

[21] Рейхани С.С. (2006). Обработка литых под давлением композитов Al6061–30 об.% SiC и их характеристика. Материалы и дизайн, 27(3), 216-222.

[22] Лим С.К., Гупта М., Рен Л. и Квок Дж.К.М. (1999). Трибологические свойства металломатричных композитов Al–Cu/SiCp, изготовленных методом релитья. Журнал технологии обработки материалов, 89, 591-596.

[23] Натараджан, Н., Виджаяранган, С., и Раджендран, И. (2006). Износостойкость композитов с алюминиевой матрицей A356/25SiC p при скольжении по фрикционному материалу автомобиля. Износ, 261(7), 812-822.

[24] Чжицян С., Ди З. и Гобин Л.(2005). Оценка характеристик износа при скольжении в сухом состоянии композитов с алюминиевой матрицей, армированных частицами кремния. Материалы и дизайн, 26(5), 454-458.

[25] Бодунрин, М. О., Аланем, К. К., и Чоун, Л. Х. (2015). Гибридные композиты с алюминиевой матрицей: обзор принципов армирования; механические, коррозионные и трибологические характеристики. Журнал исследования материалов и технологии, 4 (4), 434-445.

[26] Кумар, Г.В., Рао, К.С.П., Селварадж, Н., и Бхагьяшекар, М. С. (2010). Исследования композитов с металлической матрицей Al6061-SiC и Al7075-Al2O3. Journal of Minerals and Materials Characterization and Engineering, 9(01), 43.

[27] Сахин, Ю. (2003). Износ алюминиевого сплава и его композитов, армированных частицами SiC, с использованием статистического анализа. Материалы и дизайн, 24(2), 95-103.

[28] Махдави С. и Ахлаги Ф. (2011). Влияние размера частиц SiC на износ при скольжении всухую композитов SiC и Al6061, армированных SiC–Gr.Журнал материаловедения, 46(24), 7883.

[29] Махдави С. и Ахлаги Ф. (2011). Влияние содержания SiC на обработку, поведение при уплотнении и свойства гибридных композитов Al6061/SiC/Gr. Журнал материаловедения, 46(5), 1502-1511.

[30] Равиндран П., Манишекар К., Нараянасами П., Сельвакумар Н. и Нараянасами Р. (2012). Применение факторных методов для исследования износа гибридных алюминиевых композитов с добавкой графита. Материалы и дизайн, 39, 42-54.

[31] Девараджу, А., Кумар, А. , и Котиверачари, Б. (2013). Влияние добавления Grp/Al2O3p с SiCp на износостойкость гибридных композитов из алюминиевого сплава 6061-T6 при обработке трением с перемешиванием. Transactions of Nonferrous Metals Society of China, 23(5), 1275-1280..

[32] Umanath, KPSSK, Palanikumar, K., & Selvamani, S.T. (2013). Анализ характеристик износа при скольжении всухую гибридных композитов с металлической матрицей Al6061/SiC/Al2O3. Композиты, часть B: Engineering, 53, 159-168.

[33] Рамнат Б.В., Еланчежян К., Аннамалай Р.М., Аравинд С., Атрея Т.С.А., Вигнеш В. и Субраманиан К. (2014). Композиты с алюминиевой металлической матрицей – обзор. Преподобный Пров. Матер. наук, 38 (5).

[34] Рамачандра, М., и Радхакришна, К. (2004, декабрь). Исследование абразивного износа композита с металлической матрицей Al-Si (12%) SiC, синтезированного с использованием вихревого метода. В Международном симпозиуме студентов-исследователей по материаловедению и технике (стр. 20-22).

[35] КУМАР, К. А. В. и РАДЖАДУРАЙ Дж. С. (2016). Влияние содержания рутила (TiO2) на износостойкость и микротвердость гибридных композитов на основе алюминия, синтезированных методом порошковой металлургии. Труды Общества цветных металлов Китая, 26 (1), 63-73.

[36] Zhu, Y., Zhou, A., Ji, Y., Jia, J., Wang, L., Wu, B., & Zan, Q. (2015). Трибологические свойства Ti 3 SiC 2 в сочетании с различными контртелами. Ceramics International, 41(5), 6950-6955.

[37] Нассар, А. Э., и Нассар, Э.Э. (2017). Свойства нанокомпозитов с алюминиевой матрицей, полученных методом порошковой металлургии. Журнал Университета короля Сауда — Инженерные науки, 29 (3), 295-299.

[38] Венкатпрасад, С., Субраманиан, Р., Радика, Н., Анандавел, Б., Арун, Л., и Правин, Н. (2011). Влияние параметров на характеристики износа при скольжении всухую гибридного металлического матричного композита алюминий/летучий золь/графит. Европейский журнал научных исследований, 53(2), 280-290.

[39] Мурти А., Натараджан Д. Н., Сивакумар Р., Манойкумар М. и Суреш М. (2012). Сухой износ при скольжении и механическое поведение композита с гибридной металлической матрицей алюминия/зольной пыли/графита с использованием метода Тагучи. Международный журнал современных инженерных исследований (IJMER), 2(3), 1224-1230.

[40] Аланеме, К.К., Адевале, Т.М., и Олубамби, П.А. (2014). Коррозионно-износные характеристики гибридных композитов на основе сплава Al–Mg–Si, армированных золой рисовой шелухи и карбидом кремния. Журнал исследования материалов и технологии, 3 (1), 9-16.

[41] Аланеме, К.К., и Адевале, Т.М. (2013). Влияние весовых соотношений золы рисовой шелухи и карбида кремния на механическое поведение матричных гибридных композитов сплава Al-Mg-Si. Трибология в промышленности, 35(2), 163-172.

[42] Clauss, FJ (Ed.). (2012). Твердые смазочные материалы и самосмазывающиеся твердые вещества. Эльзевир.

[43] Шарф Т.В. и Прасад С.В. (2013). Твердые смазочные материалы: обзор. Журнал материаловедения, 48(2), 511-531.

[44] Чо, М. Х., Ю, Дж., Ким, С.Дж., и Джанг, Х. (2006). Трибологические свойства твердых смазок (графит, Sb 2 S 3 , MoS 2) для фрикционных материалов автомобильных тормозов. Износ, 260(7), 855-860.

[45] Чару, М.С., и Вани, М.Ф. (2016). Tribological

Свойства наночастиц IF-MoS 2 в качестве смазочной добавки к трибопаре гильзы цилиндра и поршневого кольца. Трибология в промышленности, 38(2), 156-162.

[46] Чару, М.С., и Вани, М.Ф. (2017). Трибологические свойства наночастиц h-BN в качестве смазочной добавки к гильзе цилиндра и поршневому кольцу.Наука о смазочных материалах, 29(4), 241-254.

[47] Пооважаган Л., Калаичелван К. и Сорнакумар Т. (2016). Технологические и эксплуатационные характеристики нанокомпозитов с металлической матрицей алюминий-нанокарбид бора. Материалы и производственные процессы, 31(10), 1275-1285.

Методы обработки и механические свойства композитов с алюминиевой матрицей

Методы обработки композитов с алюминиевой матрицей (AMC) постоянно меняются с учетом простоты производства и конечного качества желаемого композита. Наиболее известные методы обработки AMC, такие как литье с перемешиванием, порошковая металлургия, искровое плазменное спекание, литье под давлением, обработка трением с перемешиванием, инфильтрация жидким металлом, совместное осаждение распылением и реактивные методы на месте, были разработаны здесь с их соответствующими отличительными особенностями и механическими свойствами. свойства полученных композитов. Кроме того, в обзорной статье приведены факторы, влияющие на механические свойства АМС, а также их четкие обоснования. На механические свойства AMC сильно влияют тип метода обработки, параметры процесса, а также тип, размер и состав армирующего материала.В связи с этим механические свойства алюминия и его сплавов значительно улучшаются за счет добавления различных армирующих материалов в более широком спектре.

1. Введение

Композиты с металлической матрицей (MMC) представляют собой передовые материалы, которые сочетают в себе свойство жесткого материала с металлической матрицей, такого как алюминий, с твердым керамическим армированием для получения композита с исключительными свойствами материала. ММС изучаются уже несколько лет, и их потенциальные преимущества перед обычными монолитными сплавами все больше оцениваются [1].Растущие требования к легкому весу, высокой удельной прочности, отличным характеристикам при высоких температурах, исключительной коррозионной стойкости, химически инертным и энергосберегающим материалам в транспортной, сельскохозяйственной, строительной и обрабатывающей промышленности стимулировали неуклонно растущую деятельность по разработке специальных композиционных материалов. называются композитами с алюминиевой матрицей (AMC). Это легкие и высокоэффективные материалы, которые могут заменить обычные материалы во многих передовых приложениях [2].AMC приобретают все большее значение из-за их более высокой прочности и жесткости, повышенной износостойкости, повышенной твердости без значительного изменения пластичности, повышенной прочности на сжатие, пониженной теплопроводности и улучшенной размерной стабильности. Эти и другие характеристики делают AMC предпочтительными в области аэрокосмической, автомобильной, морской, медицинской, электронной упаковки и бытовой техники в более широком спектре [3-6].

Исследовательские работы показывают, что как жидкофазный, так и твердофазный методы изготовления использовались для изготовления AMC желаемого размера и формы, что оказывает значительное влияние на определение их механических свойств.Например, AMC, армированные керамическими частицами, такими как SiC, Al 2 O 3 , Y 2 W 3 O 12 и AlN, с мягкими металлическими материалами, такими как медь и стружка из высокоуглеродистой стали. , а с мягкими неметаллическими материалами, такими как летучая зола (FA) и частицы порошка алоэ вера (AV), демонстрируют лучшие механические свойства, чем неармированные алюминиевые сплавы. Кроме того, свойства материала АМК могут быть улучшены криогенной обработкой, что выгодно тем, что это дешевая, простая, экологически чистая и неразрушающая операция [3, 4, 7–11].Тем не менее, проблемы, возникающие из-за неправильного выбора методов обработки, технологий изготовления, неправильного выбора параметров обработки (типа, содержания и размера частиц арматуры, температур плавления и спекания), а также неправильного выбора вторичных производственных процессов, в целом являются возможными трудностями. столкнулись, чтобы получить AMC, которые свободны от дефектов. И в этом обзорном документе подробно обсуждались различные виды методов обработки AMC и их соответствующие механические свойства.Кроме того, подробное обсуждение параметров обработки и атрибутов результатов также было подробно разработано на основе результатов их исследований.

2. Методы обработки АМЦ

Процессы изготовления различных СМЦ зависят от таких параметров, как тип и состав матрицы и армирующего материала, смачиваемость и равномерное распределение армирующих частиц в базовой матрице, а также стоимость производства. В зависимости от условий эксплуатации процессы изготовления композитов на основе алюминия подразделяются на два типа: процессы изготовления в жидком состоянии и процессы изготовления в твердом состоянии [12].При изготовлении в жидком состоянии матричный материал нагревают выше его температуры разжижения, а армирование добавляется в расплавленную матрицу, которой является алюминий и его сплавы в композитах на основе алюминия. И в связи с этим хорошо обсуждались литье с перемешиванием, процессы инфильтрации, литье под давлением, реактивный метод на месте и совместное осаждение распылением. В твердотельных процессах изготовления армирующий материал вводится и смешивается с телом матрицы в твердом состоянии.Здесь также обсуждаются соответствующие производственные процессы, такие как твердотельная порошковая металлургия, искровое плазменное спекание (SPS) и обработка трением с перемешиванием (FSP).

2.1. Литье с перемешиванием

Литье с перемешиванием — это метод, используемый для изготовления композиционных материалов, при котором армирующие материалы (SiC и Cu, стружка из высокоуглеродистой стали, частицы порошка FA и AV и т. д.) смешиваются с алюминиевой матрицей с помощью мешалки с ручным приводом. или автоматически. Технология литья с перемешиванием сравнительно проста и дешева для изготовления АМК, чем ее альтернативы, которые легко внедряются в различные отрасли промышленности [3].Расплавленный композитный расплав будет отлит традиционным методом литья; материал матрицы будет нагреваться выше точки плавления, поэтому металл расплавится, и мешалка начнет вращаться. Затем в воронку медленно добавляют сырой или предварительно подогретый армирующий материал, а через некоторое время расплавленный композитный расплав заливают в форму и ждут его затвердевания. Кроме того, на рис. 1 показано, как выглядит обычный процесс литья с перемешиванием, который обычно используется для получения ММС [13].Основным недостатком этой методики является то, что распределение армирующего материала в матрице может быть не совсем однородным [14]. Межфазные реакции между металлическими частицами и расплавленным алюминием неизбежны и образуют значительное количество интерметаллидов в композите. Кроме того, может существовать некоторое количество агломератов из-за различий в плотности и образования пористости, что снижает материальные свойства композита. И этого можно избежать или свести к минимуму, используя несколько методов, таких как двухэтапное литье с перемешиванием [15–17], добавление смачиваемых элементов, таких как магний, применение вторичных операций, таких как ковка, экструзия и процессы термообработки [18–22]. , или установка оптимальных параметров обработки, таких как состав, скорость перемешивания, температура литья, угол наклона лопастей мешалки и время перемешивания, которые будут обсуждаться здесь.

В связи с этим AMC были изготовлены с использованием AA6061 в качестве матрицы и предварительно нагретых 15% масс. армирующих частиц TiC в процессе литья с перемешиванием. Исследование направлено на повышение предела прочности при растяжении (UTS) базовой матрицы с использованием керамических частиц путем изменения параметров (скорости перемешивания, времени перемешивания, угла наклона мешалки и температуры литья) и определения оптимальных параметров обработки, обеспечивающих максимальную предел прочности композита. 2 мас.% Mg и газообразный аргон добавляли для смачиваемости и во избежание образования оксида в образцах композита.При этом оптимальные параметры (скорость перемешивания 300 об/мин, время перемешивания 15 мин, угол наклона лопастей мешалки 30° и температура литья 830°C) были установлены для композитов AA6061/15% TiC с достижением максимального UTS 240 МПа [23]. Было проведено исследование с использованием матрицы Al2014 и армирующего порошка 5% SiC для определения износостойкости и твердости композита. Матрица Al2014 была нагрета до 600°C, и в расплав были введены армирующие элементы SiC, предварительно нагретые до 500°C в течение 45 минут. Результаты испытаний показывают, что потери на износ и повышенная твердость при увеличении количества частиц SiC для композитных образцов были меньше, чем для одной матрицы.Высокие значения твердости объясняются тем, что частицы SiC будут препятствовать движению дислокаций, упрочняя композит [24]. Соответственно, сплав Al-Zn и частицы FA/SiC в качестве армирующих элементов использовались для определения механических свойств композита путем изменения состава армирующих частиц до 15% с использованием метода литья с перемешиванием. Скорость перемешивания 450 об/мин была выбрана для равномерного диспергирования армирующих частиц в расплаве композита за счет использования газа аргона для исключения окисления сплава и композита. А после изготовления применялась гомогенизация образцов при 100°С в течение 24 часов. Испытание на твердость по Виккерсу показывает, что композиты, содержащие 10 мас.% армирования FA/SiC, имеют более высокую твердость, чем одна базовая матрица. Это улучшение объясняется тем, что в арматуре из FA и SiC присутствуют жесткие Al 2 O 3 и Si. Кроме того, наблюдалось повышение UTS, предела текучести и модуля упругости при увеличении количества гибридных армирующих материалов из 10 мас.% FA/SiC. Причина была объяснена наличием частиц с малой эластичностью, которые являются твердыми по своему качеству [25].Таким же образом гибридные армирующие частицы SiC/FA с 2,5, 5 и 7,5 мас.% SiC и 2,5, 5 и 7,5 мас.% FA с металлической матрицей Al6082 были получены методом литья с перемешиванием. Композитный расплав заливали при температуре 725°С. Результаты их испытаний показывают, что при увеличении содержания SiC и FA в матрице наблюдается улучшение UTS, твердости и износостойкости. Кроме того, микрофотографии показывают, что распределение ФК в композите было каким-то неравномерным [14]. С другой стороны, гибридные частицы SiC/Cu использовались в качестве армирующего материала с базовой матрицей из чистого алюминия.Для изготовления композита методом литья с перемешиванием использовали SiC с содержанием 3, 6 и 9 мас.% и Cu с содержанием 0,5, 0,75 и 1 мас.%. Частицы SiC предварительно нагревали до температуры 720°C в течение 20 минут. В ходе процесса расплав композита перемешивали в течение 20 минут для равномерного распределения армирующих частиц в матрице. Наконец, результаты их испытаний показывают, что более высокий весовой процент армирования, меньшая нагрузка, расстояние скольжения и скорость приводят к минимальным потерям композита на износ [7].Частицы

FA, прочные, твердые и недорогие, использовались для усиления алюминиевой матрицы. Частицы FA с соотношением 2, 4 и 6 мас.% использовались для армирования алюминиевой матрицы методом литья с перемешиванием. Матрицу нагревали и расплавляли до температуры около 900°С. Эта температура была выше температуры плавления, описанной в других литературных источниках. Причина заключалась в том, чтобы избежать агломерации частиц FA. Композит перемешивали и перемешивали со скоростью 100 об/мин.И результаты испытаний на износ в исследовании показывают, что композиты, содержащие частицы с высоким содержанием FA, обладают большей способностью противостоять износу, чем композиты с меньшим количеством частиц FA [26]. Точно так же порошок FA (40   г) использовали с 400   г алюминиевой матрицы, и результаты испытаний механических свойств сравнивали с 40 г порошка AV с армированными AMC. Порошки ФА предварительно нагревали до 100°С в течение 3 часов. Матрицу расплавляли до 720°C и добавляли 1,5 мас.% Mg для FA и 3 мас.% Mg для AV для улучшения смачиваемости.Расплав композита перемешивали при 300 об/мин в течение 5 минут. Результаты испытаний механических свойств показывают, что армирование FA имеет более высокий UTS и предел текучести, чем композиты, армированные порошком AV, более низкое значение BHN и способность к ударной вязкости, чем армирование порошком AV, и почти одинаковую износостойкость обоих видов армирования. Более того, изображения на микрофотографиях показывают, что частицы АВ распределяются более равномерно. Наблюдали распределение частиц порошка АФ и хорошую связь между матрицей и порошком АУ [10].

AMC также были изготовлены методом литья с перемешиванием с использованием частиц Al 2 O 3 ; определяли механические свойства и микрофотографии поверхности. Очевидно, что с алюминиевым сплавом A353 использовались наночастицы Al 2 O 3 с содержанием 0,75, 1,5, 2,5, 3,5 и 7,5 об.%. Сплав расплавляли до 800°С и перемешивали в течение 15 минут при скорости 600 об/мин. Результаты испытаний показывают, что с увеличением объемной доли частиц нано-Al 2 O 3 наблюдается более высокий объемный процент пористости.Причем в начале с увеличением объемной доли частиц нано-Al 2 O 3 наблюдалось увеличение как UTS, так и предела текучести с последующим снижением этих свойств, примерно при увеличении объемной доли нано-Al 2 O 3 частиц больше 2%. Это увеличение объясняется равномерным распределением армирующих частиц нано-Al 2 O 3 , измельчением зерна и более высокими разнонаправленными термическими напряжениями на границе раздела композита Al/Al 2 O 3 .Также была проведена проверка твердости композита, которая показала, что она увеличивается с увеличением объемного процента частиц Al 2 O 3 до 2,5%. Причиной этого было то, что армирующие частицы препятствуют движению дислокации, выступая в качестве препятствия [27].

Вторичные процессы, такие как экструзия, также могут использоваться после процесса литья с перемешиванием для получения АМС с необычными свойствами. В связи с этим композит был изготовлен с использованием армирующего материала Al 2 O 3 углового формования 10% масс. (с размером частиц от 6 до 18 ) с матрицей AA6061 для исследования износостойкости.Композиты были сначала изготовлены методом прямого холодного литья, а затем методом горячей экструзии. Цель исследования состояла в том, чтобы определить влияние расстояния скольжения, давления и скорости скольжения на характеристики износостойкости базовой матрицы и композита. Каждый параметр тестирования меняли, оставляя остальные фиксированными. С учетом этого влияние длины пути скольжения на износостойкость проводилось при давлении 0,14 МПа и скорости скольжения 230 об/мин. Результаты этого испытания показывают, что было получено почти двукратное улучшение износостойкости композита по сравнению с одной базовой матрицей.Уравнение износа Арчарда использовалось для проверки потери массы материала и было установлено, что оно соответствует результатам испытаний. Материал матрицы сильно изнашивается в начале испытания на расстоянии до 2 км и изменяется линейно с увеличением расстояния скольжения (6 км), в то время как скорость износа Al 2 O 3 AA6061, армированного частицами, была линейной. Судя по изображениям, полученным на сканирующих микрофотографиях, механизмы износа в виде детрита и истирания поверхности образца и адгезионного износа были присущи как основному матричному сплаву, так и композиционному материалу. Кроме того, наблюдалось удаление износа угловатой формы с поверхности армированного частицами композита с прерывистыми канавками на его поверхности. И обратное было верно для результата теста на износ матрицы. На основании этого был сделан вывод, что включение армирующих керамических частиц может повысить износостойкость металлов за счет предотвращения абразивного износа. А при изменении испытательного давления отмечена незначительная скорость износа композита до достижения испытательного давления 0.7  МПа, за которым следует резкое увеличение с увеличением давления, что приводит к огромному износу детрита и грубой отделке. Переход от сильного износа к износу скольжения наблюдался при повышении давления до 9 МПа. Это было объяснено эффектом деформационного упрочнения и окисления материала на его границе, что привело к желаемой износостойкости композита по сравнению с матричным сплавом (скорость износа снизилась на 10%). Также сообщалось об этом улучшении благодаря более высокой способности включенных твердых частиц Al 2 O 3 сопротивляться деформации и замедлять переход к сильному износу, а оксиды металлов создают мелкие частицы износа. Наконец, также наблюдалась замечательная износостойкость композита по сравнению с матрицей при изменении скорости скольжения. Однако увеличение скорости изнашивания композита наблюдалось при увеличении скорости скольжения до 600 об/мин с последующим небольшим падением и резким ростом при скорости 1400 об/мин. Это объяснялось наличием сильного износа при увеличении скорости скольжения. А снижение скорости износа между 600 и 760 об/мин было связано с образованием оксидов металлов, способных упрочнять материал поверхности.Подробное разъяснение этого можно найти в оригинальной статье [4].

С другой стороны, влияние макро- и наноразмерных армирующих частиц на АМС было изучено Akbari et al. [28]. Происхождение исследования было основано на равномерном распределении армирующих частиц, смачиваемости, кластеризации и агломерации, а также на степени поглощения армирующих частиц жидкой матрицей в процессе обработки. Для выявления этого использовали сплав А356 в качестве матрицы и армирующие порошки TiB 2 с промежуточными размерами 5  и 20 нм. Методом литья с перемешиванием были приготовлены виды композитов с содержанием микро- и нанопорошка 0, 0,5, 1,5, 3 и 5 об.%. Расплав композита перемешивали со скоростью 450 об/мин в течение 8 мин и разливали при различных температурах (750°С, 800°С и 900°С). Перед испытанием свойств композита литые образцы Т 6 подвергались термообработке перед закалкой в ​​воде и искусственным старением. При этом был изучен коэффициент включения армирующих частиц и показано, что добавление нанопорошков от 0.От 5 до 1,5 об.% обеспечивает приемлемую дисперсию частиц с минимальной агломерацией и пористостью. Кроме того, считается, что пористость увеличивается, когда температура литья становится высокой. Это объяснялось захватом газообразных элементов при перемешивании композитного расплава. Окончательные значения твердости показывают, что более высокая твердость композита была зарегистрирована при включении 1,5 об.% армирующего нанопорошка по сравнению с композитом, армированным микропорошком. Причина этого была объяснена наличием умеренной дисперсии частиц нано-TiB 2 в матрице, что способствует захвату порошков внутренними мелкими дендритами.Точно так же UTS и удлинение композита увеличились на 54% и 30% соответственно, а пятикратное увеличение ударной вязкости композита было достигнуто, когда 1,5 об.% нанопорошка TiB 2 было введено в базовую матрицу. Причина этих улучшений была показана благодаря упрочнению Орована и механизму Холла-Петча, который оказывает существенное влияние на регулирование свойств нанокомпозита при растяжении. В дополнение к этому экспериментальные значения механических свойств композитов были предсказаны с использованием нейронной сети алгоритма Левенберга-Марквардта, чтобы сэкономить время и материал и получить высокую степень точности (значение ошибки менее 5%).

Влияние TiB 2 , B 4 C и ZrSiO 4 на механические свойства базовой матрицы A1356.1 исследовали путем варьирования состава, температуры обработки и времени перемешивания расплава композита, нагретого до 750  20°С и 850  20°С [29]. Использовали TiB -2- и B -4- C с размером частиц менее 10  и чистотой 99% и ZrSiO -4- с размером частиц менее 10  и чистотой 97% в пропорциях 5, 10 и 15 об.%.Армирующие частицы вводили в расплав матрицы и перемешивали со скоростью от 350 до 400 об/мин в разное время. Для равномерного диспергирования армирующих частиц в матрице добавляли дополнительное время перемешивания по мере увеличения доли армирующих частиц (8 минут для 10% по объему и 12 минут для 15% по объему). Результаты их испытаний на твердость в целом были выше, чем у основного сплава. Тем не менее, свойство твердости композита Al-10 об.% TiB 2 при 850°C было выше, чем у его альтернатив (Al-10 об.% B 4 C и Al-10 об.% ZrSiO 4 ).Причина такого изменения объяснялась минимальной кластеризацией армирующих частиц TiB 2 при увеличении его доли в базовой матрице. Очевидно, что с повышением температуры обработки было показано изменение значения твердости композита, которое тесно связано с конечной микроструктурой приготовленных композитов. Осевшие керамические армирующие частицы были выставлены вокруг границ зерен, так как для достижения затвердевания требуется дополнительное время.Напротив, композит Al-10 об.% ZrSiO 4 при 750°C показал повышенное количество свойств UTS по сравнению с его альтернативами (A1-10 об.% B 4 C при 850°C и Al-10 об.% TiB 2 при 750°С). Обычно сообщалось, что введение армирующих частиц в количестве более 10 об.% приводит к ухудшению механических свойств композита, что может быть связано с образованием агломератов и пористой структуры. Точно так же экспериментальные механические свойства композитов были предсказаны с использованием нейронной сети алгоритма Левенберга-Марквардта, чтобы сэкономить время и материал, а также получить высокую степень точности.

Предварительно нагретую обрабатывающую стружку из высокоуглеродистой стали 5 и 10 мас.% при температуре 200°C изготовили с матрицей Al6063 методом литья с перемешиванием. Al6063 расплавляли до температуры 800°C и перемешивали композит со скоростью 300 об/мин в течение 5 минут, что дает лучшие результаты. Окончательные результаты испытаний показывают, что увеличение процентного содержания стружки из высокоуглеродистой стали с 5 до 10 мас.% повышает механические свойства UTS (167 МПа) и твердость (186HRC), чем только матричный материал [3].Кроме того, стальные частицы использовались с другими армирующими элементами (SiC и графит) с матрицей из сплава Al-Mg-Si. Использовалась предварительно нагретая арматура при температуре 250°С с содержанием 4, 6 и 8 мас.%. Композиты были изготовлены методом двухэтапного литья с перемешиванием; сначала сплав расплавляли до температуры °С, охлаждали до 600 °С, добавляли армирующие частицы и перемешивали в течение 5–10 минут с последующим перегревом до 780  30 °С при скорости перемешивания 400 об/мин. Результаты испытаний показывают, что более высокое значение твердости композита наблюдалось, когда 8% по весу стальных частиц были заменены 8% по весу SiC и другими комбинациями армирования, такими как 7% по весу стальных частиц и 1% по весу графена и 6% по весу стальных частиц и 2% по весу графена. .Но значения UTS композита были выше, когда использовалось 8 мас.% стальных частиц, чем для других армирующих материалов, что объясняется наличием большего переохлаждения стальных частиц, что приводит к измельчению зерна. Кроме того, вязкость разрушения была выше для композитов, содержащих только частицы стали и гибридные частицы стали и графита, чем композиты, содержащие 8 вес.% армирования SiC. Причина была изображена из-за существования частиц стали, которые прочнее алюминия, но столь же пластичны.Кроме того, результаты испытаний на износостойкость показывают, что композиты, содержащие гибридные армирующие частицы (6 мас. % стальных частиц и 2 мас. % графита), обладают высокой износостойкостью. Это было связано с твердофазными смазочными свойствами графита [30]. Кроме того, АМС, изготовленные методом литья с перемешиванием, также могут упоминаться в исследовательских работах со следующими комбинациями матрица/армирование: Al6061/TiB 2 [31], A356/10% B 4 C [32], Al7075/B 4 C [21], AA1070 и AA6063/B 4 C [33], Al-SiC/B 4 C [34], Al-SiC/графит [35] и Al6061/SiC [36].

В настоящее время углеродные волокна вызвали большой интерес к получению композитов с металлической матрицей, таких как AMC. Это связано с тем, что углеродное волокно является гибким упрочняющим материалом, обладающим превосходными физическими, механическими и трибологическими свойствами, такими как заметное соотношение сторон, превосходная теплопроводность, отличная химическая консистенция, высокая эластичность, удельный модуль, удельная прочность и ударная вязкость по сравнению с другими альтернативными материалами. армирующие материалы, используемые для изготовления ММС.Показано, что снижение коэффициентов теплового расширения меди и алюминия было достигнуто за счет простого включения 30% углеродного волокна в качестве армирования. Кроме того, значительного повышения износостойкости и коэффициента трения меди удалось добиться за счет добавления короткого армирующего углеродного волокна. Благодаря этим реалиям MMC, армированные углеродным волокном, являются идеальными и широко применимыми конструкционными материалами в электронике, автомобилях, самолетах, лодках, лопатках турбин, деталях машин и производстве сосудов высокого давления. Однако плохая смачиваемость и вид дисперсии, межфазная реакция с матрицей и выравнивание армирующих углеродных волокон препятствуют росту АМС, армированных углеродными волокнами, что существенно влияет на их механические свойства [37–39].

Эффект армирования рубленым углеродным волокном был использован с базовой матрицей из сплава Al-Si с использованием метода литья с перемешиванием [38]. Целью исследования был анализ влияния формы тигля (квадратной и круглой геометрии) и скорости перемешивания на распределение короткого углеволоконного армирования в базовой матрице, которая удерживалась при изменении скорости перемешивания в пределах 400, 600, 800 об/мин. и 1000 об/мин.Объем расплава матрицы поддерживали постоянным, использовали графитовые тигли глубиной 75 мм и длиной стороны 48,7 мм и круглый тигель диаметром 55 мм. Рубленые углеродные волокна на основе полиакрилонитрила диаметром 8  постепенно вводили в расплав матрицы, нагретый до 80°С, с последующей закалкой образца в воде для охлаждения. Сообщалось, что форма тигля и скорость вращения мешалки влияют на дисперсию углеродного волокна и его механические свойства.В связи с этим предел прочности при растяжении композита, приготовленного квадратным тиглем, был на 48,3% выше, чем у композита, приготовленного его альтернативой. Причина этого изменения и улучшения была объяснена тем, что равномерное распределение коротких углеродных армирующих материалов в базовой матрице было продемонстрировано для случая квадратного тигля, даже если в мертвых зонах присутствуют непропитанные волокна. Это произошло из-за образования вторичных турбулентных потоков в дополнение к основному потоку и убеждения между ними при перемешивании.Кроме того, это было связано с тем, что высокая скорость среди потоков имеет эффект сдвига композитного расплава со стенкой тигля, который существует из-за неосесимметричного расположения квадратного тигля. Однако для композитов, приготовленных в круглом тигле, было обнаружено большое количество дефектов полостей из-за скопления волокон, плохой инфильтрации и неравномерного распределения волокон в матрице. Это было связано с отсутствием вторичных потоков, достаточных для создания высокой интенсивности турбулентности, способной распределять короткие волокна в матрице.Таким образом, композит AA7075/углеродное волокно с коротким покрытием (1, 2 и 3 мас. %) был изготовлен методом литья с перемешиванием, и было достигнуто увеличение UTS композита на 41,25 % по сравнению с матричным сплавом [40].

2.2. Обработка трением с перемешиванием (FSP)

FSP — это быстро развивающийся и идеальный процесс для получения AMC, армированных как металлическими, так и керамическими частицами. FSP классифицируется как метод интенсивной пластической деформации, которому в последнее время уделяется большое внимание.Он произошел от недавно разработанной сварки трением с перемешиванием (FSW), которая была изобретена в Институте сварки (TWI) два десятилетия назад [41]. FSP представляет собой твердофазный процесс, в котором армирующие частицы соединяются с материалом матрицы в пластичном состоянии. Стандартной практикой стало изготовление резервуара в виде канавок или отверстий на поверхности алюминиевой матричной пластины, в которые армирующие частицы должны утрамбовываться методом FSP. На рис. 2 схематично показано, как в пласте происходит осаждение частиц армирования на FSP; [42] нерасходуемый вращающийся инструмент создает достаточную теплоту трения при контакте с поверхностью пластины для пластификации матрицы.Поперечное движение инструмента выдавливает пластифицированную композитную смесь на заднюю часть инструмента и проковывается за счет приложения осевой силы. Деформированный материал переносится с отступающей стороны (RS) штифта инструмента на продвигающуюся сторону (AS) и проковывается уступом инструмента, что приводит к твердофазной модификации материала [43, 44]. Материал инструмента должен быть достаточно прочным, чтобы создавать адекватное трение и сопротивляться износу из-за истирающего действия армирующих частиц.Во время FSP скорость вращения инструмента, скорость перемещения, осевое усилие, геометрия инструмента, размер канавки или отверстия, тип обрабатывающего инструмента и количество проходов являются важными параметрами процесса, которые необходимо учитывать для эффективного производства композитного материала. обсуждается далее в различных экспериментальных работах [43].

Эффективный способ получения качественных АМК в твердом состоянии с минимальными энергозатратами, хорошей межфазной связью между матрицей и арматурой, мелкозернистой структурой композита и отсутствием необходимости вторичной обработки конечный композиционный материал.Кроме того, композиты, полученные этим методом, не имеют дефектов, так как происходит равномерное распределение армирующих частиц по всей пластине матрицы. Это делает AMC свободными от пористости и агломерации и имеет плохую межфазную связь, что делает композит достаточно плотным и прочным, чтобы противостоять нагрузкам в различных условиях. Это может быть связано с применением высокого давления, используемого для объединения армирующих частиц с базовой матрицей во время обработки, что уменьшает образование пористости по сравнению с другими методами обработки.

В связи с этим Wang et al. [42] применили этот новый метод, используя прокатанную пластину 5A06Al в качестве матрицы и частицы SiC размером около 10  в качестве армирования. Использовалась пластина с соответствующей шириной и глубиной канавки 0,5 и 1 мм. Для обработки композита использовали инструмент из быстрорежущей стали со скоростью вращения 1180 об/мин и скоростью перемещения 95 мм/мин. При этом наблюдалось увеличение микротвердости композита на 10 % по сравнению с базовой матрицей, что было достигнуто за счет собственного распределения частиц SiC на поверхности матрицы.Кроме того, Puviyarasan и Praveen [45] изготовили AMC с использованием прокатанного листа AA6063-T 6 и объемного SiC с размером частиц 3  по технологии FSP. При обработке использовались параметры процесса, такие как быстрорежущая сталь при 1000 об/мин, скорости перемещения 30, 40 и 50 мм/мин, размеры паза 1,2, 1,5 и 1,8 мм с глубиной 6 мм. Окончательные результаты испытаний композита на твердость показывают, что увеличение твердости на 30% достигается при меньшей скорости перемещения. Это произошло потому, что плечо обеспечивает достаточную силу и тепло во время обработки.

Матрица из алюминиевого сплава AA6082 и TiC с размером частиц 2  были использованы для изготовления композита с использованием технологии FSP по Thangarasu et al. [46]. Канавка глубиной 5 мм, шириной 0, 0,4, 0,8, 1,2 и 1,6 мм и соответствующими параметрами процесса, такими как скорость вращения инструмента, скорость перемещения и осевая сила 1200 об/мин, 60 мм/мин и 10 KN был использован при изготовлении композита. Объемная доля TiC варьировалась в пределах 0, 6, 12, 18 и 24 об.%. Окончательные результаты испытаний свойств микротвердости и прочности на растяжение композита показали, что значительное увеличение свойств микротвердости и прочности на растяжение было получено при включении 24 об.% армирующих частиц TiC.Причина этого была объяснена равномерным распределением армирующих частиц, которые способны препятствовать движению дислокаций и уменьшать образование пустот при увеличении объемного % частиц TiC. Аналогичным образом Selvakumar et al. [8] использовали армирующие частицы из нержавеющей стали размером приблизительно 40  с матрицей AA6082. Почти такие же параметры процесса применялись для изготовления композита по технологии FSP. Результаты испытаний на прочность на растяжение и пластичность были выше, чем у одной матрицы, и здесь значение результата испытания на растяжение было ниже, чем в предыдущем исследовании, что может быть связано с включенной объемной долей арматуры, ограниченной только 18 об.%.Кроме того, пластичность композита была соответственно улучшена, поскольку частицы нержавеющей стали обладают высокой пластичностью по сравнению с обычно используемыми армирующими керамическими частицами.

Влияние технологических параметров на механические свойства Al5052 определяли с использованием армирующих частиц SiC размером 5  и 50 нм [47]. Использовались комбинации скоростей перемещения (40, 80 и 125 мм/мин) и скорости вращения (700, 1120 и 1400 об/мин). Окончательные результаты испытаний показывают, что благодаря включению частиц SiC наблюдается увеличение твердости на 55%.Это увеличение было достигнуто при уменьшении размера армирующих частиц до наноуровня, изменении направления вращения инструмента между проходами и увеличении количества отсчетов FSP. Аналогично этому, в работе Jeon [48] матрица Al5052-h42 была армирована графеном размером 1 нм и армированием 1–3 . Графен использовался из-за его превосходных механических свойств, сохраняющих более легкую алюминиевую матрицу. В качестве параметров процесса использовались скорости вращения инструмента 700 об/мин и скорость перемещения 70 мм/мин.Результаты испытаний показывают, что композит не имеет заметных макроскопических дефектов. А результаты испытаний на квазистатическое растяжение показывают, что наблюдалось значительное увеличение пластичности и небольшое снижение предела прочности как сплава, так и композита. Повышение пластичности обусловлено наличием динамической рекристаллизации при обработке.

Катаный сплав AA6061 в отожженном состоянии был армирован гибридным Al 2 O 3 , размер частиц 320 нм с 10.3 мас.%, а также многослойные УНТ (диаметром от 10  до 20 нм и длиной от 10 до 30 ) с концентрацией 0,5 мас.% [49]. Использовались такие параметры FSP, как скорость вращения инструмента 1200 об/мин, скорость перемещения 3 мм/сек и угол наклона инструмента 3°. Значения результатов механических испытаний показывают, что наблюдается существенное увеличение твердости, текучести и свойств UTS композита по сравнению с базовой матрицей AA6061 благодаря добавлению гибридных армирующих материалов Al 2 O 3 -CNT.Причина этих улучшений была изображена из-за механизма усиления Орована. Однако наблюдалось значительное уменьшение удлинения композита, так как для деформации композита требуется большая энергия. Кроме того, исследование Dinaharan et al. [50] показали, что при использовании сплава AA6061 и 18 об.% RHA приблизительный размер арматуры 8 был получен с применением метода FSP. 100, 1,2 и 5,5  мм — длина, ширина и глубина канавок соответственно.Во время FSP использовались такие параметры процесса, как скорость вращения инструмента 1600 об/мин, скорость перемещения 60 мм/мин и осевое усилие 10 кН за проход. После этого было получено существенное увеличение UTS композита за счет добавления частиц RHA. Причина этого была связана с тонкими структурными изменениями FSP и добавлением частиц RHA. Аналогично этому, сплав AA6061 был армирован частицами FA 18% по объему с приблизительным размером 5 с применением аналогичных параметров процесса [51].Результаты испытаний на микроиндентирование показывают, что добавление частиц FA приводит к значительному увеличению значения твердости композита. Причина была объяснена равномерным распределением армирующих частиц по всей основной матрице и помогающим препятствовать движению дислокации. В алюминиевый сплав 1060-х24 был введен вольфрам

с размером частиц 1–5  и чистотой 99,9 % [44]. Были применены такие параметры процесса, как скорость вращения 1200 об/мин и скорость перемещения инструмента 40 мм/мин, и было обнаружено, что поверхность, обработанная трением, не имеет дефектов.Испытания механических свойств, таких как предел прочности при растяжении и микротвердость обработанного композита, были улучшены до значительного уровня, который был обработан за пять проходов.

Кроме того, механические свойства прокатанного и обработанного Т 6 сплава АА7075 изучались с включением различных присадочных материалов независимо друг от друга [52]. Для этого в базовую матрицу вводили армирующие наполнители (SiC с размером зерна 25 , Cu с размером частиц 10–20  и МУНТ со средней длиной и диаметром 5  и 15–20  соответственно) цилиндрические отверстия глубиной и диаметром 3 и 2 мм соответственно).Частицы наполнителя использовались в количестве 5,3% по объему и уплотнялись в резервуарах со скоростью 800 об/мин и скоростью перемещения 60 мм/мин с помощью новой технологии FSP. После обработки применялось искусственное старение с последующим охлаждением до нормальной температуры на воздухе. Результаты испытаний на твердость показывают, что базовая матрица AA7075, включающая частицы SiC, демонстрирует двукратное увеличение твердости по сравнению с армированными композитами Cu (промежуточное значение твердости) и MWCNT (более низкое значение твердости). Причина этих улучшений была приписана более выдающимся характеристикам твердости конкретных наполнителей и механизму усиления Orowan.Заметное увеличение твердости композита, армированного частицами SiC, также объясняется распадом зерен, локальным искажением, родственным распределением упрочнения и препятствием движению частиц SiC вокруг границ зерен, образующихся во время обработки. Это также было установлено из-за образования равномерно распределенных выделений MgZn 2 и существования однородных центров зародышеобразования из-за увеличения времени старения и более низкой температуры старения. Точно так же было показано двукратное улучшение ударных свойств композита, армированного частицами SiC, по сравнению с базовой матрицей.При этом во всех случаях было показано увеличение ударной вязкости композитов после старения. Это было сообщено из-за устранения трещинообразования под действием сопротивления выделений MgZn 2 и распределенных армирующих частиц в основной матрице.

2.3. Твердотельная порошковая металлургия с последующими вторичными производственными процессами

На рис. 3 схематично показан метод порошковой металлургии для производства ММС [53]. Это метод, при котором мелкие порошки матрицы (алюминий и его сплавы) и армирующие частицы смешиваются и связываются в твердом состоянии путем уплотнения при комнатной температуре или немного выше, доводя композит до желаемого размера и формы, а затем в твердом состоянии. спекание, означающее, что уплотненный материал будет нагреваться в контролируемой атмосфере ниже температуры его рекристаллизации, что помогает уменьшить количество пористости и посторонних примесей, образующихся в процессе уплотнения.И после этого композит будет деформирован, экструдирован или ковок при температуре выше комнатной для улучшения механических свойств композита за счет снижения пористости и увеличения связи между матрицей и армирующими частицами. Порошковая металлургия позволяет производить точно сетчатые детали со сложными свойствами с высокой точностью [19]. И очень важно знать, что все частицы равномерно распределены в смеси, что позволяет получить композит с хорошей микроструктурой и механическими свойствами при использовании этого способа обработки [20].

Чтобы прояснить это, в работе Esawi et al. [54] матрица из чистого алюминия была армирована многослойной углеродной нанотрубкой (MWCNT) массой 2 мас.%. Порошки смешивали и перемешивали с помощью планетарной шаровой мельницы при 200 об/мин в течение 3 и 6 часов. Порошки, измельченные в шаровой мельнице, уплотняли при нагрузке 475  МПа в прессовальной головке, и, наконец, неспеченную прессовку подвергали горячей экструзии при температуре 500°C. Результаты испытаний на микротвердость по Виккерсу и наноиндентирование подтверждают, что алюминиевые композиты, армированные МУНТ, демонстрируют как более высокие тесты на микро-, так и наноиндентирование по сравнению с неизмельченной матрицей из чистого алюминия.Но были зафиксированы более низкие значения твердости при микро- и наноиндентировании, чем у 6-часовой фрезерованной алюминиевой базовой матрицы. Кроме того, испытания на прочность на растяжение показывают, что композит, содержащий МУНТ, подвергнутый фрезерованию в течение 3 часов и отжигу при 500°C, значительно улучшился. Причиной этого увеличения было равномерное диспергирование МУНТ в алюминиевой матрице. Точно так же влияние времени измельчения в шаровой мельнице чистого композита алюминия/МУНТ и его механических свойств было проанализировано Liu et al. [55]. Порошки измельчали ​​со скоростью 300 об/мин, изменяя время измельчения на 2, 4, 6, 8 и 12 часов. Затем измельченные порошки подвергали холодному прессованию в матрице и горячему прессованию при температуре 560°С в заготовки после дегазация.Затем предварительно отформованные заготовки были подвергнуты горячей штамповке до окончательной формы при температуре 450°С. При увеличении времени измельчения порошков в шаровой мельнице до 6 часов наблюдается соответственно увеличение на 42,3% и 18,4% предела текучести и ВПР композита. А дальнейшее увеличение времени измельчения в шаровой мельнице снизило эти свойства при незначительном удлинении композита. Это снижение свойства было приписано повреждению МУНТ, а примеси возникают с увеличением времени измельчения в шаровой мельнице.

Механические свойства композита Al2024/MWCNT были изготовлены и проанализированы Jafari et al. [56]. От 0 до 3 об.% МУНТ с чистотой 95% вводили в Al2024 и измельчали ​​в шаровой мельнице в течение 1 и 4 часов при скорости 350 об/мин в инертной атмосфере. Порошки измельченного нанокомпозита подвергали горячему прессованию в одноосной пресс-форме при нагрузке 250 МПа и охлаждению на воздухе. Результаты испытаний на твердость показывают, что увеличение твердости нанокомпозита на 15,5% наблюдалось при включении 2 об.% МУНТ.Кроме того, при включении 2 мас.% МУНТ было достигнуто соответственное увеличение предела текучести и предела прочности при сжатии наноструктурированного композита Al2024/МУНТ на 10 и 12%. Он также был выше, чем у сплава, обработанного Al2024-T 6 . Улучшение механических свойств этого наноструктурированного композита на 2 об. % объясняется дисперсионным упрочнением и сдерживанием роста зерен алюминия при горячей обработке. Кроме того, порошок сплава Al2024 был армирован порошковой арматурой B 4 C [57, 58].Порошки Al2024/20 мас.% B 4 C смешивали и измельчали ​​при скорости 510 об/мин в течение 24 часов в атмосфере аргона [57]. Композиционные порошки прессовали в вакууме при температуре спекания 550°С с последующей горячей экструзией консолидированных заготовок при этой температуре. Для сравнения другой композит с крупнозернистыми порошками Al2024 и Al2024/B 4 C был замешан и приготовлен с аналогичными параметрами обработки. Наблюдалось равномерное распределение частиц B 4 C за счет спекания и горячей экструзии, что привело к отсутствию заметных пор и уплотнению композита.Благодаря этому и другим факторам наблюдается двукратное увеличение твердости и прочности на сжатие композита Al2024/B 4 C. Более того, добавление 10 мас.% крупнозернистого порошка Al2024 к композиту демонстрирует выгодное сочетание прочности и пластичности. Подробное разъяснение этого можно найти в [57]. Кроме того, композиционный порошок Al2024/5 мас.% B 4 C был приготовлен методом истирания при скорости 400 об/мин [58]. Окончательное формование композита осуществлялось горячей экструзией при температуре 750°С после горячего прессования порошков.Результаты испытаний механических свойств показывают самые высокие показатели твердости, предела прочности при растяжении, предела текучести и UTS по сравнению с крупнозернистым сплавом Al2024 и измельченным сплавом Al2024. Механизмы упрочнения Орована и Холла-Петча связаны с изменением и улучшением механических свойств композита, которые существовали при экструзии образцов композита. Кроме того, наночастицы B 4 C использовались в качестве армирования сплавом Al5083 [59]. Порошки смешивали и подвергали криогенному измельчению в течение 12 часов с использованием жидкого азота при скорости вращения 180 об/мин.И применяли вакуумную дегазацию измельченных порошков в течение примерно 16 часов. Конечный композит, содержащий 66,5 об. % ультрамелкозернистого Al5083, 30 об. % крупнозернистого Al5083 и 3,5 об. % частиц нано-B 4 C, прессовали методом горячего изостатического прессования при температуре 400°C, а затем экструдировали при этой температуре. . Результаты показывают, что кластеризация наночастиц на границах зерен композита не наблюдалась. Для композита 5 об.% нано-B 4 C/Al5083 наблюдались более высокие прочностные свойства композита при сжатии и растяжении по сравнению с другими.

Алюминиевые чешуйки были армированы нанолистами графена с содержанием 0,3 мас.% [60]. Сначала композитный порошок оксида графена/алюминия нагревали до 550°C в течение 2 часов в атмосфере аргона. Затем нанолисты графена/композит алюминия были спрессованы и сплавлены в заготовки, спечены при температуре 580°C, а затем подвергнуты горячей экструзии при температуре 440°C. Окончательное испытание композита на прочность на растяжение показало увеличение прочности на растяжение на 62% благодаря добавлению графеновых нанолистов.Недавно Kumar и Rajadurai [61] проанализировали влияние TiO 2 на базовую матрицу Al-15% SiC. TiO 2 добавляли в пропорциях 0, 4, 8 и 12 мас.%. Порошки смешивали однородно и предварительно нагревали до 200°С с последующим холодным прессованием композиционного порошка при 800 МПа. А сырой прессовку спекали при температуре 650°С в течение 2 часов и охлаждали печь в течение 8 часов. С этой целью результаты испытаний конечной плотности и микротвердости композита показали непрерывное улучшение с увеличением состава TiO 2 . И это было сделано из-за увеличения плотности дислокаций гибридного композита. Кроме того, Нараян и Раджешканнан [62] изучили влияние горячей штамповки на поведение механических свойств АМС. Частицы порошка алюминия были армированы частицами карбида, такими как Al 4 TiC, Al 4 Fe 3 C, Al 4 Mo 2 C и Al 4 WC. Эти композиционные порошки смешивали и смешивали с использованием шаровой мельницы, вращающейся со скоростью 200  об/мин в течение 2 часов.5 часов. Затем с помощью гидравлического пресса были изготовлены прессовки и высушены при температуре 200°С с последующим спеканием прессовок при температуре 594°С в течение часа и ковкой до их окончательной формы. В их работе применялись виды процессов охлаждения/термообработки для улучшения механических свойств и сравнивались с добавленными армирующими частицами. Окончательные результаты испытаний показали, что было достигнуто увеличение UTS на 12% для заготовок из чистого алюминия, охлажденных водой, и увеличение UTS на 15% для композита с алюминиевой матрицей, армированного TiC и WC. Алюминий, армированный WC, продемонстрировал наибольшую твердость, даже если изменение было незначительным, и плохие значения твердости были зарегистрированы для всех охлажденных образцов чистого алюминия. Кроме того, ударопрочность охлажденного чистого алюминия и композитов, армированных карбидом, была ниже, чем у исходных алюминиевых заготовок. Более того, Sethi et al. [9] изготовили AMC с использованием 30 мас. % Y 2 W 3 O 12 с 0, 5, 10 и 15 мас. % AlN и 30 мас. % AlN с 0, 5, 10 и 15 мас. % Y 2 W 3 O 12 композиции.Композитные порошки измельчались в шаровой мельнице в течение 10 часов при скорости 300 об/мин. Затем размолотые порошки подвергали прессованию под нагрузкой 600 МПа с последующим спеканием при 600°С в течение 1 часа и последующей ковкой при 400°С до окончательной формы. Сообщается, что относительная плотность всех кованых композитов была выше, чем у спеченных композитов. Это может быть связано с уменьшением пористости за счет более быстрой диффузии металла под высоким сжимающим давлением во время горячей штамповки. Наблюдается увеличение значений твердости гибридных композитов, причины которого более подробно описаны в [9].Кроме того, теоретические и экспериментальные значения композита были сопоставлены, и экспериментальные значения оказались ниже теоретического значения, которое было приписано ему из-за наличия пористости в гибридных композитах. Кроме того, высокие значения прочности на сжатие были получены за счет увеличения количества AlN в богатом Y 2 W 3 O 12 композите. Он увеличивается примерно на 29, 37 и 43% при добавлении 5, 10 и 15 мас.% AlN соответственно. Однако обратное неверно, что примерное снижение прочности композита на сжатие на 13, 16 и 19 % зафиксировано при соответствующих составах 5, 10 и 15 мас. % Y 2 W 3 O 12 были добавлены.Это снижение объясняется минимальной прочностью Y 2 W 3 O 12 по сравнению с AlN. Кроме того, родственные исследовательские работы по алюминиевой матрице, армированной углеродными нанотрубками и обработанной влажным смешиванием в сочетании с порошковой обработкой [63] и 12% масс. ] были изготовлены методом порошковой металлургии, и было получено значительное увеличение прочности композитов на растяжение.

2.4. Процесс искрового плазменного спекания (SPS)

SPS представляет собой разновидность горячего прессования, в котором используется низкое напряжение и импульсный ток низкой интенсивности под одноосным давлением для спекания таких материалов, как композиты с металлической матрицей. Это эффективный метод изготовления композитов с металлической матрицей, который позволяет получить полностью уплотненный композит за счет включения твердых и прочных керамических армирующих частиц за короткое время спекания [65]. Процесс осуществляется при минимальных диапазонах температур спекания, которые помогают ограничить рост зерен, создавая мелкозернистые ламинированные ММС с улучшенными механическими свойствами, прочность которых зависит от прочности связи между слоями [66].На рис. 4 показан процесс SPS, способный создавать MMC. Процесс осуществляется путем помещения порошковой композитной смеси в пресс-форму. Импульсный постоянный ток пропускают через матрицу и композит одновременно за счет постоянного одноосного давления через гидравлический поршневой механизм, выступающий также в роли электрода. При этом процесс выполняется в вакуумной системе/условиях низкого вакуума, чтобы избежать окисления и более низкой теплопроводности матрицы и композита. После окончания процесса спекания нагрев отключается, снимается давление и дается возможность охладиться в атмосфере [65].

В связи с этим SPS является новой и идеальной технологией для производства MMC, чувствительных к окислению, взрыву и легко вступающим в реакцию с окружающей средой при обработке алюминиевых, магниевых и титановых матричных композитов. Эти и другие особенности ММК, возможно, регулируются данным способом изготовления, поскольку процесс осуществляется путем быстрого нагрева искровой плазмой в вакуумной атмосфере [66–68]. Кроме того, преимуществом перед другими альтернативными методами обработки, такими как литье с перемешиванием и порошковая металлургия, является возможность получения композита, в котором армирующие керамические частицы равномерно диспергированы с тонкой микроструктурой [69].

В связи с этим в качестве матрицы использовался порошок Al2024 с размером частиц 45–105 , армированный порошком высокоэнтропийного сплава CoFeMnNi с размером частиц менее 50  с 70%-ным составом [70]. Во избежание агломерации в матрицу вводили армирующий порошок и однородно перемешивали с помощью маломощной шаровой мельницы в вакуумной атмосфере. Затем он был объединен и укреплен методом SPS при температуре 549,85°C и нагрузке 40 МПа в контролируемой атмосфере.Результаты этого показывают, что твердость композита по Виккерсу увеличилась на 63,7% по сравнению со значением твердости базовой матрицы. Причина этого была выведена из-за образования взаимодиффузионных слоев, которые были способны уменьшить дефекты, связанные со спеканием. Это улучшение было также объяснено однородным распределением атомов на диффузионном слое во время обработки, а движению дислокации препятствовали обработанные фазы, такие как фазы AlCu 2 и MnAl 6 , и интерфейсы, все из которых усиливают деформацию. сопротивление композита.Аналогично, порошок Al с размером частиц 75  мкм мкм был армирован 20, 50 и 80 об.% порошком SUS316L с размером частиц 60  мкм мкм [71]. Матрица и армирующие порошки смешивались при 200 об/мин в шаровой мельнице в течение 12 часов с последующей обработкой SPS при температуре спекания 600°С, давлении 200 МПа и времени 5 минут соответственно. И результаты теста на твердость по Виккерсу показывают, что была достигнута улучшенная твердость композита по сравнению с матрицей, и значительное изменение было продемонстрировано для пропорции Al/50 об.% SUS316L.Причина улучшений была приписана образованию интерметаллидов; AlFe 4 и AlFe 3 , которые оказывают огромное влияние на упрочнение композита при обработке.

AA682 был армирован 40 об.% наноквазикристаллическим армированием Al-Cu-Fe методом SPS [69]. Для изготовления композита матрица и армирующие частицы были синтезированы отдельно с последующим смешиванием и измельчением с помощью высокоэнергетической шаровой мельницы. Процесс измельчения осуществлялся в течение 50 часов при скорости 200 об/мин.Затем измельченный нанокомпозитный порошок консолидировали при давлении 50 МПа и температурах 450 и 550°С с выдержкой в ​​течение 5 минут. Результаты этого показывают, что наблюдается равномерное распределение квазикристаллических армирующих частиц в матрице с дорожной и вытянутой структурой в дальнейшем при консолидации для обоих температурных случаев. Было показано увеличение как UTS, так и предела текучести при сжатии композита. Это увеличение было связано с измельчением микроструктуры, наличием интерметаллических фаз и структурным преобразованием армирующих частиц внутри порошка нанокомпозита.

Влияние различных армирующих материалов (мелкозернистого и крупнозернистого SiC и AlN и только мелкозернистого Si 3 N 4 и BN с содержанием 2, 5 и 10 об. %) изучали на алюминиевом порошке с использованием Маршрут СПС [72]. Также рассматривалось влияние температуры спекания на механические свойства композитов в дополнение к размеру и пропорции частиц. Перед использованием процесса SPS для консолидации композитных порошков смешивание и гомогенизацию армирующих частиц алюминия/керамики выполняли с помощью смесителя модели Turbula.А процесс консолидации осуществлялся путем варьирования температуры спекания 450, 500 и 550°С при давлении 50 МПа с выдержкой в ​​течение 3 минут в вакуумной атмосфере. Наконец, результаты испытаний обычно показывают, что состав частиц, пропорции, размер зерна и температура спекания влияют на объемную твердость конечного композита. В связи с этим сравнимое повышение твердости наблюдалось для мелкозернистых сплавов SiC и AlN и Si 3 N 4 (мелкозернистых), а для BN (мелкозернистых) армированных композитов она значительно снижалась. .Для мелкозернистых композитов SiC, AlN и Si 3 N 4 увеличение твердости наблюдалось с увеличением температуры спекания от 450 до 550°С и объемной доли. Но обратное неверно для случая Б.Н. Причина улучшений была выведена из-за уплотнения композита с увеличением армирования без микроструктурного укрупнения. И, основываясь на влиянии размера частиц, более высокие свойства твердости крупнозернистого композита с включением SiC были достигнуты при температуре спекания 450 ° C, чем у мелкозернистого композита, даже если это не было действительным при повышении температуры спекания до 550°С.Почти одинаковые значения твердости композита были получены как для крупнозернистого, так и для мелкозернистого армирующего наполнителя AlN, что было ниже, чем у композита с включением SiC. Кроме того, сообщалось, что прочность на трехточечный изгиб и относительное удлинение как 10 об.% крупнозернистых композитов, армированных частицами SiC, так и AlN, увеличиваются линейно с повышением температуры спекания. Увеличение связано с тем, что минимальная агломерация и пористость армирующих частиц полностью уплотняются при спекании.И подробное разъяснение этого можно найти в исходном документе.

Гибридные AMC были приготовлены с использованием метода обработки SPS, после чего были проанализированы механические свойства. В связи с этим алюминиевый порошок, имеющий средний размер 75 , был армирован гибридными армирующими частицами TiC и TiB 2 в различных пропорциях, таких как 10 об.% (3,5TiC/6,5TiB 2 ), 20 об.% (7TiC/13TiB 2). ), 30 об.% (10,5TiC/19,5TiB 2 ) и 40 об.% (14TiC/26TiB 2 ) [73].Композитные порошки консолидировали методом ИПС при давлении, температуре и времени соответственно 50 МПа, 456°С и 10 минут. До 10 об.% проявлялось равномерное диспергирование армирующих частиц в основной матрице, а при увеличении содержания до 40 об.% отмечалось образование агломератов и пористости. Улучшенные и оптимальные механические свойства композита были достигнуты при добавлении 20 об.% гибридных армирующих частиц к базовой матрице. Сообщалось, что было достигнуто увеличение твердости, жесткости, предела текучести и UTS на 135, 145, 195 и 194% соответственно.Эти улучшения объясняют образованием твердых интерметаллических фаз на межфазных границах, препятствующих движению дислокаций, и равномерным распределением гибридных армирующих частиц. Также алюминиевый порошок крупностью 1–3  был армирован гибридами Al 2 O 3 (размер частиц 0,5 ), SiC (размер частиц 0,4 ) и Si 3 N 4 (размер частиц 0,5 ). Многослойные графеновые нанолисты со средней толщиной кристалла 13,7 нм также были включены для сравнения [68].Алюминиевая базовая матрица была армирована в различных пропорциях и армирующих фазах: Al/30 мас.% Al 2 O 3 , Al/15 мас.% Al 2 O 3   35 мас.% SiC и Al/50 мас.% Al 2 O 3   10% масс. SiC  5% масс. Si 3 N 4   5% масс. графена. Из него изготавливали диски путем гомогенизации порошков в аттриторной мельнице с последующим методом SPS. Процесс SPS осуществлялся путем сжатия при давлении 50 МПа и температуре спекания 600°C в контролируемой атмосфере.Результаты испытаний показывают, что пористость композита увеличивается с увеличением доли керамических армирующих частиц. Это было объяснено трудностью уплотнения твердых керамических частиц в базовой матрице, что было хуже для случая графеновых нанолистов. Исходя из этого, было получено более высокое значение твердости композита для Al/30 мас.% Al 2 O 3 , чем для других составов. Также предполагается, что плохая смачиваемость и межфазная связь, а также наличие интерметаллидов на границах зерен снижают твердость композита при увеличении баланса армирующих элементов.Кроме того, алюминиевый порошок с размером частиц 5  был упрочнен за счет включения гибридных МУНТ (диаметром 20 нм и длиной 15–50 ) и SiC с размером частиц 25  упрочнителей [74]. МУНТ с 1, 3, 5 масс. % и 10 масс. % частиц SiC вводили и смешивали в высокоэнергетической шаровой мельнице при скорости 250 об/мин с алюминиевым порошком. Затем смешанные порошки предварительно нагревали до 200°C, чтобы избежать попадания влаги, и подвергали процессу SPS, проводимому при нескольких температурах спекания в течение 5 минут. В матрице обнаружено гомогенное распределение МУНТ и частиц SiC, а также образование агломератов МУНТ с увеличением их доли.А в гибридном композите Al/МУНТ-SiC частицы SiC были равномерно диспергированы вместе с МУНТ в матрице. Это было связано с тем, что рост зерен был ограничен приложенным давлением и выделением тепла во время обработки SPS. В результате для гибридных композитов Al/1 мас. % МУНТ-SiC, Al/3 мас. % МУНТ-SiC и Al/5 мас. % МУНТ-SiC достигнуто соответственное увеличение значения микротвердости на 148, 160 и 172 %. Это улучшение было связано с тем, что гибридные подкрепления способны усиливать эффекты.

2.5. Литье под давлением

Процесс литья под давлением представляет собой особый метод литья, сочетающий в себе преимущества литья под высоким давлением, литья под давлением в постоянные формы и обычной технологии ковки. Литье под давлением, также известное как ковка жидким металлом, представляет собой комбинацию процессов литья и ковки. Суспензию расплавленной матрицы и армирования заливают в нижнюю половину предварительно нагретой матрицы. Затем будет применяться давление, когда металл начнет затвердевать; верхняя половина пуансона закрывает матрицу и оказывает давление и давление во время процесса затвердевания. Требуемое давление, используемое для производства композита, значительно ниже, чем давление, используемое при ковке для изготовления деталей с большими деталями. Операция литья под давлением включает в себя предварительный нагрев формы, плавление матрицы, заливку ее в форму, приложение давления и выталкивание. На рис. 5 показана последовательность операций, выполняемых при изготовлении композита методом литья под давлением [75].

Использование литья под давлением по сравнению с другими альтернативными методами, такими как литье с перемешиванием и порошковая металлургия, выгодно тем, что устраняются пористость и усадка, а также улучшается смачиваемость между матрицей и армированием, улучшаются механические свойства и можно получить детали почти чистой формы.

Влияние армирующих частиц Y 2 O 3 с покрытием Al 2 O 3 на сплав Al6061 было проанализировано после изготовления методом литья под давлением. Результаты испытаний механических свойств показывают, что было зарегистрировано огромное увеличение текучести, UTS и удлинения композита (соответственно, 33,1%, 27,2% и 12,2%). Эти улучшения объясняются улучшением межфазного сцепления между армирующими частицами Al 2 O 3 с покрытием и сплавом Al6061 [76].Кроме того, Сингх и др. [77] изготовили матрицу Al6061, армированную частицами SiC (10, 15 и 20 об.%), методом литья под давлением. Расплав композита заливали в предварительно нагретую головку и прессовали под давлением 100 МПа до охлаждения. Оба результата испытаний твердости и ударопрочности показывают линейный рост с увеличением содержания армирующих частиц SiC.

В работе Onat et al. [78], Al-4,5% Cu был армирован частицами SiC и получен литьем под давлением. Частицы SiC с содержанием 5, 10 и 15 об. % нагревали до температуры 700°С.Затем композитный расплав заливали в предварительно нагретую головку и отверждали при 100 МПа. Наконец, повышенные значения твердости композита наблюдались с увеличением объемного процента армирования SiC, и были зарегистрированы более низкие значения твердости сплава, полученного литьем под давлением, по сравнению с литьем под давлением. А оптимальные значения текучести и UTS композита наблюдались при включении в матричный сплав 10 об.% армирующего карбида кремния. Аналогично этому, Al-4,55% Cu был армирован 15 мас.% наполнителя в виде частиц SiC с идентичной экспериментальной установкой.Отмечено повышенное значение твердости и более низкий UTS композита по сравнению с матричным сплавом [79]. А влияние армирования ZrSiO 4 (в диапазоне от 5 до 25 мас. %) изучалось на матрице из сплава Al-4,55 % Cu, полученной методом литья под давлением [75]. Предварительно нагретые армирующие частицы добавляли в расплавленную матрицу, заливали и отверждали при сжимающей нагрузке 10 МПа. Твердость, кажущаяся пористость, предел текучести и UTS композита увеличились на 107,65%, 34,2%, 156,52% и 155%.8%, соответственно, при включении 15 мас.% армирующих частиц ZrSiO 4 . Но зафиксировано снижение ударной вязкости композита на 43,16 % при увеличении содержания армирующих частиц. Кроме того, сплав Al-4 вес.% Cu был армирован частицами ТВС [80]. Предварительно нагретые частицы ТВС с содержанием 3 и 5 мас.% использовали для изготовления композита методом литья под давлением. Жидкий композиционный расплав заливали в предварительно нагретую полость пресс-формы, сжимали под нагрузкой 120 МПа и затвердевали внутри формы.Окончательные результаты испытаний механических свойств показывают, что линейное увеличение твердости, предела текучести и UTS композитов было достигнуто за счет увеличения содержания частиц FA. Также для упрочнения алюминиевого сплава 1490 LM6 использовали предварительно нагретые частицы ТВС (от 12 до 12,5 мас. %) [81]. Композитную суспензию заливали в предварительно нагретую стальную пресс-форму и прессовали с использованием внешнего давления 30 бар. Результаты механических свойств композита показывают, что увеличение массовой доли частиц FA приводит к постоянному увеличению твердости.Причина этого заключалась в уплотнении добавления твердых частиц FA и приложенном сжимающем давлении при изготовлении.

Кроме того, был изготовлен прессованный композит A356/B 4 C, армированный частицами [82]. Использовали частицы B 4 C с содержанием 5, 7,5, 10, 12,5 и 15 об.%. Композитную суспензию заливают в предварительно нагретую головку, затвердевание происходит под давлением 80 МПа. А литые образцы обрабатывались в соответствии с Т 6 .Наконец, улучшенное значение твердости композита было получено за счет увеличения объемного процента армирующих материалов B 4 C, объясняя это тем, что армирующие частицы препятствуют движению дислокаций. Кроме того, существенное улучшение UTS композита было получено при включении 10 об.% частиц B 4 C, а дополнительное добавление частиц B 4 C показало снижение прочности композита.

2.6. Пропитка жидкостью

Пропитка жидкостью является одним из основных важных методов, используемых для производства небольших композитных материалов/компонентов с приемлемой поверхностью и формой с минимальными затратами [83].Инфильтрация представляет собой сложный производственный процесс, при котором жидкость заменяет какую-либо другую жидкость, которая может быть газом или областью с открытыми порами твердого материала. А в процессах инфильтрации пористые керамические заготовки; основа и структура конечного композиционного материала, определяющая его окончательную форму и геометрию, пропитываются жидким матричным материалом [84, 85]. При этом для осуществления процесса инфильтрации должна существовать посторонняя движущая сила. Это означает, что используется либо напорная инфильтрация (на внешней поверхности жидкого материала используется избыточное давление газа), либо безнапорная инфильтрация (заранее сформированная пористая арматура выходит в атмосферу), либо вакуумная инфильтрация (заготовка вентилируется в вакууме). [86].На рис. 6 схематично представлена ​​система инфильтрации, используемая при производстве MMC.

В связи с этим предварительно керамические SiC-заготовки, прикрепленные к полимеру, подвергались пропитке под давлением чистым алюминием и AlCu4Mg1Ag0,5. Заготовки прессовали при различных давлениях 40, 100 и 200 МПа и нагревали до 750°С перед пропиткой перегретым алюминиевым расплавом. Окончательные результаты этого испытания показывают, что повышенная прочность на изгиб и жесткость композита были достигнуты при использовании заготовок с содержанием SiC 60 мас.% для обеих композиций матрицы [87].Кроме того, Al2024 вводили в вакууме в заготовки SiC в количестве 0,5, 1, 2, 3 и 4 об.% [86]. Изготовленные композиты доводились до процесса термообработки Т 7 . Результаты испытаний на твердость показывают, что как в термообработанном, так и в литом состоянии было зафиксировано постоянное увеличение твердости композита с добавлением армирующих элементов из карбида кремния. Причина этого объяснялась наличием минимальной пористости и твердыми армирующими частицами SiC. И здесь значение твердости литого композита было ниже, чем термообработанного (Т 7 ).Заготовки MgO (10–40 об.%) также пропитывали чистым алюминием методом вакуумной пропитки [88]. Значения результатов испытаний механических свойств показывают, что непрерывное увеличение твердости композита наблюдалось с увеличением состава армирующих заготовок из MgO. Кроме того, наблюдалось равномерное диспергирование частиц MgO и повышение прочности на разрыв композитов, содержащих 20 об.% MgO. Кроме того, композит сплава AA6061 и углеродного волокна был изготовлен методом центробежной пропитки [89].Преформы нагревали до 60°C в течение 14 часов, чтобы избежать связывания силикатов натрия. Наблюдалось более низкое значение твердости композита по сравнению с матрицей, что объяснялось наличием твердых фаз из никелевых покрытий и сегрегацией легирующих компонентов.

Компрессионные свойства композитов ценосферы A353/FA были получены методом инфильтрации под давлением [90]. Полые частицы ФК, более высокие объемные доли (57 мас.%) и менее 35 мас.% использовались для изготовления композитов с более низким содержанием ФК.Снижение прочности на сжатие (с 75 до 64 МПа) наблюдалось при увеличении состава армирующих частиц с 20 до 35% масс. Был сделан вывод, что прочность на сжатие и модуль композитов увеличиваются с увеличением размера частиц, температуры плавления и применяемого давления. Кроме того, методом инфильтрации под давлением были разработаны композиты с чистой алюминиевой матрицей из синтактической пены/керамических полых сфер (SL300 и полые сферы класса G) [91]. Композиты с полыми сферами меньшего размера (класс S) демонстрируют повышенную прочность на сжатие и стабильность, чем сферы более низкого класса.Это объяснялось тем, что арматура меньшей толщины стенки не поддается прогибу.

2.7. Процесс совместного напыления

Значительный интерес вызывают процессы совместного напыления для производства композитов с металлической матрицей, содержащих прерывистые армирующие материалы. Это делается путем объединения матрицы и армирования, благодаря которому матрица удерживает жидкую и твердую фазы вместе [92]. На практике это осуществляется путем распыления расплавленного металла высокоскоростными газовыми потоками/струями и одновременной подачи армирующих частиц в зону распыления до достижения подложки осаждения.На рис. 7 показано, как происходит соосаждение распылением. На нем показано, что матричный сплав нагревается до температуры плавления, которая находится в верхней части распылителя, а затем перемещается в зону распыления. Внутри трубы постоянно подается инертный газ для тонкого распыления жидкого металла и защиты его от окисления. Одновременно в движущийся вниз поток жидкой матрицы подается расчетное количество дисперсного армирования. После этого капля двухфазной смеси будет ускоряться и достигать субстрата осаждения, где она консолидируется и создает осадок/осадок, который в основном называется пористой композитной заготовкой [93, 94].Чтобы избежать этих широких областей пор, применяются вторичные методы производства, такие как прокатка и экструзия, чтобы улучшить его микроструктурные и механические свойства.

Исследовательские работы, очевидно, показали, что совместное осаждение распылением выгодно тем, что оно поможет устранить проблемы, связанные с процессами литья, такие как термическая и интенсивная макросегрегация. Кроме того, нет необходимости использовать мелкодисперсные реакционноспособные частицы, необходимые для методов обработки порошковой металлургии [92, 95].

В работе Srivastava et al. [95], Al2014 был расплавлен до температуры 735°С и армирован порошком SiC размером от 30 до 60  и массовыми долями расхода расплава от 10 до 30 методом распылительного соосаждения. Расплавленный металл распыляли газообразным азотом, и в то же время армирующие частицы SiC могли течь в зону распыления. Расход порошка в нижней, средней и верхней частях заготовки варьировался в зависимости от отношения массового расхода порошка к расплаву 10, 20 и 30 соответственно.Сначала образцы подвергали горячей прокатке при температуре 500°С. Затем образцы подвергали старению при различных температурах (140, 170 и 200°С) после закалки в воде и обработки на твердый раствор (при температуре 502°С) соответственно. Результаты испытаний на твердость этого теста свидетельствуют о том, что улучшенная твердость композита, содержащего 11 об. % SiC с размером частиц 30  213HV после старения в течение 8 часов при 170°C, была зафиксирована по сравнению с 169HV матричного сплава. Также наблюдалось увеличение предела прочности при растяжении и модуля упругости и снижение пластичности без существенного изменения UTS композитов.Это объясняется наличием разрыва связи на границе раздела матрицы и армирующих частиц. В другой экспериментальной работе композит Al8009/SiC (средний размер около 12 ) обрабатывали методом соосаждения распылением. Композитная заготовка с относительной плотностью 85 % была изготовлена ​​в виде труб механической обработкой с последующим клиновым прессованием [96]. Наплавленные заготовки перед расклиниванием подвергали термообработке при 480°С в течение 40 мин. Затем его обрабатывали при температуре 480°С в течение примерно 20 минут после расклинивания (уменьшение толщины на 41%).Это было сделано, чтобы избежать внутренних напряжений и деформационного упрочнения преформ. Результаты испытаний показывают, что до расклинивания наблюдалось неравномерное распределение пор и армирования, которое уменьшалось после расклинивания. В связи с этим наблюдалась повышенная твердость композитов, спрессованных клином, с увеличением уменьшения толщины, что было приписано за счет удаления/уменьшения пор и деформационного упрочнения. Точно так же в работе Gang et al. [97], композитные заготовки Al8009/SiC были изготовлены методом многослойного напыления, имеющего теоретическую плотность 86%.Использовались армирующие частицы SiC со средним размером 10  и 15 об.%. Подготовленная композитная заготовка была преобразована в цилиндр механической обработкой с последующим выдавливанием в пластину. Затем его прокатывали между прокатными станами после предварительного нагрева до температуры 480°C и повторного нагрева в течение 20 минут между каждым проходом прокатки. Результаты показывают, что более высокие значения прочности на растяжение композитов были зарегистрированы после прокатки предварительно сформированного пористого композита. Это было выявлено за счет схлопывания и закрытия пор, разрыва оксидных пленок среди осаждаемых частиц и улучшения диспергирования армирующих частиц SiC. Сообщалось, что все это произошло из-за чрезвычайной деформации сдвига, существовавшей во время горячей прокатки композита. Композитная заготовка Al-Zn-Mg-Cu/SiC была изготовлена ​​методом соосаждения распылением [98]. Было использовано армирование частицами SiC со средним размером 15  и 20 об.%. Композитную заготовку прессуют в бруски при температуре 420°С и проводят обработку на твердый раствор экструдированных образцов. Результаты испытаний на твердость композита показывают заметное увеличение микротвердости при его старении в течение примерно 28 часов при температуре 120°С.Кроме того, композиты, обработанные двойным раствором (470°C/1 час + 490°C/1 час + 120°C/28 час) продемонстрировали сравнительное улучшение характеристик прочности на разрыв по сравнению с композитами, обработанными одинарным раствором (490°C/1 час). час + 120°C/28 час) композиты. Это было связано с добавлением Ni, Zr и Mn и высокой растворимостью легирующих элементов. Но в целом наблюдалась меньшая прочность композитов, чем у матричного сплава, даже если регистрировался больший модуль упругости композитов (до 100 ГПа). Подробная разработка этого вопроса содержится в [98]. Кроме того, родственные работы по соосаждению AMC распылением показали, что AA2519-SiC/Al 2 O 3 [99], Al2024/SiC [100], Al-Li 8090/SiC [101] и AA5083/карбид вольфрама (WC -CoCr), карбид хрома (Cr 3 C 2 -NiCr) и Al 2 O 3 [102] были изготовлены методом соосаждения распылением, и наблюдалось улучшение твердости и прочности на разрыв композитов.

2.8. Reactive In situ Processes

Как правило, в процессах производства реактивных AMC in situ армирующий элемент (керамическая частица) формируется путем химической реакции с матричным сплавом, который является частью конечного композита.Матрица и в основном органические соли или лигатуры вступают в химическую реакцию для создания армирующего компонента, что достигается экзотермически. Чтобы образовать в композите желаемое количество армирующих частиц, необходимо ввести заданное количество лигатуры или комбинации неорганических солей и смешать их с основной матрицей. При этом рабочие параметры, такие как размер армирующих частиц, температуры плавления и спекания, время выдержки и давление, а также вторичные производственные процессы, такие как ковка и прокатка, оказывают сильное влияние на физико-механические свойства конечного композита.Основным преимуществом способа реактивной обработки in situ является то, что смачивание армирующих частиц не представляет проблемы, и композит, имеющий сравнительно чистые и твердые границы раздела между матрицей и армированием, может быть легко получен [13, 103]. Сплав

Al6063 был армирован частицами TiB 2 с использованием основных сплавов Al-3 мас.% B и Al-10 мас.% Ti. Сплавы выплавляли в печи при варьировании содержания Al-10Ti от 10 до 20 мас.% до температуры 800°С в решетку TiB 2 (4.29, 9,15 и 13,12 мас.%), армирующих частиц методом реакции in situ [104]. Затем его очищают и заливают в подготовленные формы. Окончательные результаты механических свойств композита, приготовленного на месте, показали заметное увеличение всех характеристик (как макро-, так и микротвердости, UTS, модуля упругости и пластичности композита). И подробная причина этих улучшений объясняется тем, что добавленные керамические частицы создают большее количество плотностей дислокаций, которые способны противостоять приложенной нагрузке и способности бора измельчать зерна.В других исследованиях сплав AA7075 расплавляли до температуры 850°C и добавляли неорганические соли, такие как K 2 TiF 6 и KBF 4 , для создания армирующих частиц TiB 2 методом реакции на месте [1]. 105]. Неорганические соли вводили в расплавленный металл и перемешивали в течение 40 минут. Затем расплав композиционного материала заливали в предварительно нагретую форму и изготавливали композиционные отливки, содержащие 0, 3, 6 и 9 мас. % армирующих частиц TiB 2 .В результате был получен бездефектный композит, лишенный усадок, шлаковых включений и пористости. С увеличением содержания частиц TiB 2 наблюдалось увеличение твердости и УТС и снижение пластичности композита. Причина этого была связана с измельчением зерна алюминиевого сплава из-за образовавшихся частиц TiB 2 . Более подробное обсуждение этого результата можно найти в оригинальной статье. Аналогичным образом сплав AA 7075 был армирован частицами ZrB 2 , которые были созданы реакцией in situ неорганических солей KBF 4 и K 2 ZrF 6 [106].В расплав матрицы добавляли расчетное количество неорганических солей KBF 4 и K 2 ZrF 6 , перемешивали в течение 40 мин и заливали в предварительно нагретую литейную форму. Были изготовлены окончательные композитные отливки, содержащие 0, 3, 6 и 9 мас.% армирующих частиц ZrB 2 . Результаты показывают, что армирующие частицы ZrB 2 , созданные in situ, значительно повышают макро- и микротвердость, а также прочность на растяжение композита. Было показано, что линейное увеличение как значений твердости, так и свойств прочности на растяжение достигается за счет увеличения содержания частиц ZrB 2 .Для этих улучшений показано препятствие движению дислокаций, измельчение зерна, равномерное распределение частиц ZrB 2 и правильное межфазное сцепление. Также в работе Mohanavel et al. [107], частицы ZrB 2 были созданы экзотермической реакцией неорганических солей, таких как KBF 4 и K 2 ZrF 6 , для усиления сплава AA2014. Вместе с расплавом матрицы добавляли неорганические соли, перемешивали в течение 20 минут и заливали в предварительно нагретые формы.Значения как макро-, так и микротвердости композита увеличивались линейно с увеличением содержания армирующих частиц ZrB 2 . Причина этого объяснялась практически однородным распределением армирующих частиц и наличием надлежащей связи между матрицей и частицами ZrB 2 . Аналогичная возрастающая тенденция наблюдалась и при испытании композита на прочность при растяжении. И этому улучшенному свойству композита приписывают значительное количество плотностей дислокаций и концепций упрочнения Орована.Композит

AA6061/TiC был изготовлен методом реакции in situ с использованием K 2 TiF 6 и предварительно нагретого порошка SiC [108]. K 2 TiF 6 и предварительно нагретый SiC добавляли к расплаву матрицы, периодически перемешивали в течение 60 минут и подвергали процессу литья под давлением. Готовили окончательные композитные отливки, содержащие 0, 2,5 и 5 мас.% армирующих частиц TiC. Наблюдалось равномерное распределение частиц TiC и хорошее связывание кластеров. Кроме того, выдающееся увеличение UTS (21%) и микротвердости (83%) композитов было достигнуто в случае композиций AA6061/5 мас.% TiC.Причина этого была объяснена тем, что частицы TiC, образованные на месте, способны препятствовать движению дислокаций и распространению трещин во время нагрузки. Однако пластичность композита линейно снижалась с увеличением количества армирующих частиц TiC. До этого аналогичная исследовательская работа была проведена Dinaharan et al. [109] с использованием 0, 2,5, 5, 7,5 и 10 мас. % частиц ZrB 2 , но было зафиксировано более низкое механическое свойство композита. Аналогичным образом, сплав AA6061 был армирован частицами TiC, которые были созданы in situ реакцией F 6 K 2 Ti и чистого графита с жидкой матрицей [110]. Сначала матрицу и F 6 K 2 Ti смешивали и расплавляли до температуры 900°С. Затем порошки графита вводили в расплавленную смесь при перемешивании вращающейся лопастью со скоростью 300  об/мин и подавали в предварительно нагретые формы для литья. Затем расплавы композитов нагревали до 500°С и подвергали ковке. Результаты этого показывают, что как литые, так и кованые образцы композита демонстрируют повышенные свойства твердости. Однако значение твердости горячештампованных композитов было значительно улучшено при увеличении содержания частиц TiC (55.05% для 5% масс. и 79,72% для 10% масс. частиц TiC). Точно так же увеличение прочности на растяжение кованых композитов на 79% было получено для 10 мас.% композита TiC, даже если имело место сопутствующее снижение пластичности композита с увеличением частиц TiC. В дополнение к этому, Al6061 был также армирован частицами Al 3 Ti путем реакции in situ F 6 K 2 Ti с матричным сплавом [111]. Для получения композитов с 2 в расплав добавляли соль Ti в количестве 5, 10 и 15% масс.7, 5,4 и 8,1 мас.% армирующих частиц Al 3 Ti. После перемешивания расплава в течение 2 минут проводили обработку ультразвуком при температуре 750°С и, наконец, расплав заливали в металлическую форму. Линейное увеличение твердости, предела прочности при растяжении и относительного удлинения композита наблюдалось с увеличением содержания армирующих частиц Al 3 Ti. Причина этих улучшений была связана с механизмами упрочнения теплового двойника и Холла-Петча.

Также из порошка алюминия высокой чистоты и 1, 2 и 3 об. % порошка вольфрама готовили АМК для создания армирующих частиц Al12W [112].Композит был изготовлен методом реакционного спекания с его твердым телом. Композитные порошковые смеси уплотнялись в гранулы под нагрузкой 20 МПа. Затем его спекали и экструдировали при температуре 500°С. Окончательное свойство прочности на растяжение композита показывает, что наблюдалось значительное увеличение UTS, небольшое увеличение предела текучести и снижение пластичности композита. Причина этого была указана из-за высокой несущей способности созданных прочных частиц Al12W, которые способствуют эффективной передаче нагрузки и существованию большей плотности дислокаций.Кроме того, порошки Al2024 и ZrO 2 были смешаны и измельчены для получения на месте Al 3 Zr и нано-Al 2 O 3 армированного матричного композита Al2024 с использованием метода реактивного спекания [113]. Измельченные порошки помещали в графитовые формы и спекали при температуре 600°С в течение 60 мин при давлении 25 МПа. Проанализировано влияние параметров спекания (температуры, времени выдержки и давления) на механические свойства композитов. Испытание композита на прочность при растяжении показало, что композит, спеченный при температуре 840 °C в течение 60 минут при давлении 25 МПа, показал более высокую прочность по сравнению с композитом Al2024/ZrO 2 после спекания.Причина этого была объяснена образованием наночастиц Al 2 O 3 и частиц Al 3 Zr, сопровождающих сетчатую структуру.

3. Выводы

(1)Очевидно, что слабые механические свойства чистого алюминия и его сплавов могут быть улучшены до значительного уровня добавлением различных армирующих материалов даже при незначительном снижении пластичности окончательный композит. (2) AMC имеют широкий спектр применений почти во всех отраслях производства, строительства, автомобилестроения и аэрокосмической промышленности в целом из-за их отличных и невероятных свойств материала, чем другие конструкционные материалы.(3) AMC можно обрабатывать различными методами, которые зависят от типа технологического оборудования, типа, размера и формы армирующего материала, параметров обработки и области применения композита. (4) Как правило, с использованием методов FSP и SPS. Производство AMC выгодно тем, что конечный композиционный материал будет иметь лучшие механические свойства, поскольку в значительной степени удается избежать или свести к минимуму наличие дефектов, возникающих из-за некачественных методов обработки, без высоких затрат на обработку. (5) Можно сделать вывод, что почти все композитные материалы, изготовленные методом соосаждения распылением, армированы частицами SiC. Исходя из этого, будущие исследовательские работы могут быть проведены с использованием других армирующих частиц путем использования метода совместного осаждения распылением и могут сравнить результаты своих исследований с AMC, ранее армированными SiC. (6) Слабые механические свойства алюминиевых сплавов (предел текучести, UTS , и характеристики твердости) могут быть значительно улучшены путем добавления гибридных армирующих материалов и армирующих керамических частиц, чем использование агропроизводных для получения композита, имеющего сравнимую прочность с другими материалами из черных металлов, такими как железо и сталь.

Конфликт интересов

Автор заявляет об отсутствии конфликта интересов в связи с публикацией этой статьи.

Благодарности

Автор хотел бы выразить глубокую признательность доктору Самсону Мекбибу за его руководство при подготовке этого обзора.

Границы | Микроструктура и механические свойства композитов с алюминиевой матрицей, армированных частицами TiB2 in-situ

Введение

Алюминиевые композиты In-situ , которые обладают преимуществами небольшого армирования и сильной связи между частицами и матрицей, изучаются как один из наиболее многообещающих альтернативы для эффективного устранения внутренних дефектов ex-situ дисперсных композитов (Qian et al., 2020; Равендран и др., 2020 г.; Парияр и др., 2021; Чжао и др., 2021). Предыдущие исследования также показали, что частиц на месте могут значительно улучшить механические свойства композитов для уменьшения размера зерна в матрице (Afkham et al., 2018; Guan et al., 2021). Кроме того, Рахома и соавт. (2015) изучали влияние термической обработки на микроструктуру и механические свойства матричных композитов in-situ и обнаружили, что пластичность матричных композитов можно повысить за счет повышения температуры старения. Кай и др. (2021) изучали влияние Zr на микроструктуру и механические свойства композитов B 4 C/Al и указали, что добавление Zr может способствовать смачиваемости композита, а также равномерному распределению частиц. Чтобы эффективно улучшить дисперсность частиц in situ в матрице, во время приготовления алюминиевых композитов , армированных частицами in situ, использовались некоторые внешние физические поля, такие как электромагнитные и ультразвуковые поля (Kai et al., 2016; Кай и др., 2019).

Композиты из литых сплавов на основе Al-Si (такие как A356) широко используются в автомобильной, аэрокосмической и электронной промышленности из-за их высокой прочности и отношения модулей, а также лучшей стойкости к износу и коррозии (Jelinek et al., 2012; Ким и др., 2021). Чтобы улучшить комплексные свойства заэвтектических сплавов Al-Si, было изучено множество технологий обработки для получения превосходных механических свойств. Один из них заключается в синтезе керамики с матрицами из алюминиевого сплава, армированного частицами, с помощью реакций на месте (Tao et al. , 2018; Логеш и др., 2020 г.; Чжан и др., 2020). Среди различных армированных частиц частицы TiB 2 являются одним из перспективных кандидатов из-за их высокой твердости, высокого модуля и исключительной стойкости к эрозии (Chen et al., 2009a; Liang et al., 2019; Fattahi et al., 2020). ; Сентил Кумар и др., 2020). Механические свойства и механизмы упрочнения композитов TiB 2 /A356 изучались многими исследователями, и их отчеты указывают на значительное улучшение свойств при растяжении (Chen et al., 2009б; Ван и др., 2014 г.; Сюэ и др., 2020). Мандал и др. (2008) исследовали реакцию сплава на старение при диспергировании частиц TiB 2 и обнаружили, что различные количества TiB 2 изменяют распределение частиц Si по размерам, что влияет на механические свойства. Карбалаи Акбари и др. (2015) указали, что свойства нанокомпозитов при растяжении явно отличаются от свойств микрочастиц. Зулкамаль и др. (2018) сообщили, что добавление частиц TiB 2 улучшило микроструктуру материала и повысило износостойкость полутвердого сплава A356. Дипак и др. (2019) провели испытания на малоцикловую усталость композитов на месте TiB 2 /A356 и обнаружили, что частицы TiB 2 оказали значительное влияние на структуру, твердость, прочность на растяжение и усталостную долговечность композитов.

Наш обзор литературы показывает, что имеется ограниченная информация о совокупных механических свойствах матричного композита A356, армированного частицами TiB 2 , выращенными на месте . Несмотря на то, что существуют некоторые исследовательские работы по пределу текучести, пределу прочности при растяжении и износу композитов, отчеты о коэффициенте Пуассона для композитов TiB 2 / A356 in-situ все еще отсутствуют.Поэтому в этой работе матричные композиты A356, армированные частицами TiB 2 , выращенными на месте , были синтезированы по реакции соль-металл. Предпринята попытка максимально подробно изучить микроструктуру и механические свойства композитов в литом состоянии и состоянии Т6.

Материалы и методы

Материалы

Сырьем, которое использовалось в настоящей работе, является технический сплав А356, неорганическая соль KBF 4 (KBF 4 ≥ 99.80%, FE 2 o 3 ≤ 0,05, H 2 o ≤ 0.15) и K 2 TIF 6 (K 2 TIF 6 ≥ 99,80%, FE 2 O 3 ≤ 0,05, H 2 O ≤ 0,15) порошки. Химический состав сплава А356 показан в таблице 1. В качестве армирующей фазы были синтезированы частицы In-situ эндогенного TiB 2 , а физические свойства показаны в таблице 2. Формирование частиц TiB 2 в неорганической расплав солей получается в результате следующих химических реакций (Бартельс и др., 1997):

3K2TiF6+13Al=3Al3Ti+3KAlF4+K3AlF62KBF4+3Al=AlB2+2KAlF4AlB2+Al3Ti=TiB2+4Al(1)

ТАБЛИЦА 1 . Химический состав сплава А356 (мас.%).

ТАБЛИЦА 2 . Свойства керамических частиц TiB 2 .

Обработка TiB

2 /A356 In-situ Композиты

Композиты TiB 2 /A356 in-situ были приготовлены методом реакции с неорганической солью металла. Необходимые галогенидные соли КБФ 4 и К 2 TiF 6 строго перемешивали однородно в размольной чаше по массовому соотношению Ti:B = 1:2 и предварительно нагревали до 300°С в течение 3 ч в электропечь для удаления влаги.Сплав А356 и чистый алюминий нагревали до 800°С в графитовом тигле внутри электрической печи под защитой азота и механически перемешивали со скоростью 500 об/мин. Готовые порошки КБФ 4 и К 2 TiF 6 добавляли, прессовали в расплав и подвергали химическому взаимодействию с расплавом с синтезом частиц TiB 2 . В процессе реакции расплав еще перемешивали в течение 10 мин для распределения частиц TiB 2 .По прошествии получаса реакции расплав композитов дегазировали, декантировали и очищали от шлака, а затем выдерживали в течение 10 мин при 720°C. Наконец, расплав композитов заливали в предварительно нагретую медную форму и охлаждали до комнатной температуры, чтобы получить отлитые композиты.

Каждый подготовленный слиток композита TiB 2 /A356 in-situ (мас. % частиц TiB 2 составляет 0%, 1%, 3% и 5% соответственно) был разделен на две части. Одна часть подвергалась термообработке Т6 со следующими этапами: слиток композита сначала нагревали до 550°C и обрабатывали раствором в течение 12 часов, затем закалкой в ​​воде, наконец, старением в течение 2 часов при 120°C и обработкой старением в течение 8 часов при 150°С. °С.Некоторое композитное сырье в литом состоянии и в состоянии Т6 подвергали механической обработке в испытательные образцы с размерами 10 мм × 10 мм × 10 мм. Испытываемая поверхность образца тщательно полировалась до тех пор, пока поверхность не становилась прозрачной и чистой.

Микроструктурные характеристики

Микроструктуры сплава A356 и композитов TiB 2 /A356 in-situ были охарактеризованы с использованием оптического микроскопа и сканирующего электронного микроскопа (JSM-7001F) с энергодисперсионным рентгеновским излучением (EDX). На рис. 1 представлены оптические микрофотографии сплава А356 и композитов с 3 вес.% TiB 2 в литом состоянии. Из рисунка 1А видно, что микроструктуры литого сплава А356 имеют дендритную структуру. Но добавление частиц TiB 2 уточняет структуру дендритов, как показано на рисунке 1B. Также установлено, что частицы TiB 2 уменьшают размер игл Si до более мелких в композитах по сравнению со сплавом А356. Это говорит о том, что частицы TiB 2 обладают эффектом измельчения зерна, как сообщалось в более ранних работах (Wang et al., 2014; Лян и др., 2019).

РИСУНОК 1 . Оптические микрофотографии сплава (A) A356 и композитов (B) In-situ TiB 2 /A356.

Кроме того, были сделаны микрофотографии СЭМ для анализа влияния частиц TiB 2 на матрицу после термообработки Т6. На рис. 2 представлены СЭМ-фотографии приготовленного композита в литом состоянии и в состоянии Т6 соответственно. Микроструктура композитов на рисунке 2B показывает, что дендритные эвтектические зерна Si были разрушены и сфероидизированы после термообработки Т6.Частицы TiB 2 распределяются по границам зерен, что может привести к измельчению эвтектического кремния и вызвать повышение механических свойств композитов по сравнению с матрицей.

РИСУНОК 2 . СЭМ-изображения композитов 3% масс. TiB 2 /A356 на (A) в литом состоянии; и (B) обработка T6.

Состав полученных композитов определяли с помощью анализа энергодисперсионного спектра (ЭДС). На рис. 3 представлены СЭМ-микрофотография и ЭДС композитов А356–1 мас.% TiB 2 .Как показано на рисунке 3B, пики EDS для частиц TiB 2 включают информацию о составе Ti и B, за исключением матрицы Al вокруг частиц. А пики Ti и B соответствуют составу частиц TiB 2 . Это говорит о том, что частицы TiB 2 были успешно синтезированы в композите реакциями соли металла in situ.

РИСУНОК 3 . Микрофотография SEM (A) и спектр EDS (B) образца с 1% частиц TiB 2 .

Рисунок 3A СЭМ-микрофотография показывает размер и распределение частиц TiB 2 , выращенных на месте , внутри композитов в состоянии литья. Наблюдается, что большинство из частиц TiB 2 , выращенных на месте , имеют размер около 50–300 нм и почти равномерно распределены в матрице. Это способствует улучшению механических свойств композитов. СЭМ-изображения частиц TiB 2 при большем увеличении показаны на рисунке 4, и видно, что частицы TiB 2 , выращенные на месте , имеют правильную форму, такую ​​как эллипсоиды, четырехугольники и пятиугольники.Кроме того, можно наблюдать чистую границу между частицами TiB 2 и сплавом А356. что необходимо для улучшения механических свойств и увеличения несущей способности композитов.

РИСУНОК 4 . СЭМ-изображения TiB 2 частиц при большем увеличении (A) область 1 (B) область 2 (C) область 3.

Испытание на растяжение

Оборудование и образец

испытание на растяжение показано на рисунке 5.Площадь поперечного сечения плоского образца для растяжения была точно определена как 10 мм × 2,5 мм, а длина между двумя калибровочными метками на образце составляет расстояние L 0 = 57 мм. Испытания на растяжение проводились на универсальной испытательной машине при комнатной температуре. Перед формальными испытаниями каждый образец предварительно нагружают до 30 МПа (предел упругости более 40 МПа) и разгружают. Затем было проведено формальное испытание на растяжение со скоростью нагружения, регулируемой смещением 0.1 мм/мин на эластичной стадии. Этот вид теста повторяли в среднем не менее трех раз для определения коэффициента Пуассона модуля Юнга композитов. После этапа упругости скорость нагружения была установлена ​​равной 0,3 мм/мин, пока образец не разрушился. По диаграмме напряжение-деформация, записанной компьютером по данным нагрузки-перемещения, можно измерить и определить предел текучести, предел прочности при растяжении, относительное удлинение и процентное уменьшение площади композитов.Каждое значение свойств при растяжении является средним значением не менее трех образцов.

РИСУНОК 5 . Плоский образец на растяжение.

Механические свойства

Модуль Юнга и коэффициент Пуассона являются фундаментальными механическими параметрами композитов и включают только прямолинейный участок диаграммы напряжения-деформации при испытаниях на растяжение. Нормальное напряжение σ пропорционально деформации ε в соответствии с законом Гука

, где напряжение σ может быть рассчитано с использованием приложенной нагрузки, а деформация ε может быть считана непосредственно с помощью тензодатчика электрического сопротивления.Тогда модуль Юнга E можно определить по уравнению. 2. Коэффициент Пуассона υ характеризует отношение поперечной деформации ε′ к продольной деформации ε материала под действием растягивающей нагрузки в области упругости.

Для измерения поперечной деформации и продольной деформации композитов под действием растягивающей нагрузки электрические тензодатчики были наклеены на поверхность образца перед испытанием, как показано на рисунке 6А. На одну боковую поверхность были наклеены две части электрического тензодатчика сбоку и в продольном направлении соответственно, а две части электрического тензорезистора были наклеены в том же месте на другой боковой поверхности образца.Полномостовая схема соединения на рисунке 6B используется для устранения влияния начального изгиба и внецентренной нагрузки, которые могут возникнуть в процессе испытаний, и повышения точности измерения коэффициента Пуассона. Затем формула штамма, прочитанная на детенометраме, заключается в следующем:

εds = ε1-ε2 + ε3-ε4 = (εt + εw + εt1) -εt1 + (εt-εw + εt2) -εt2 = 2εt (4)

где ε DS — это деформация деформатора, ε T — это деформация, вызванная изменением температуры, W — это гибкость образца образца, ε T — осевая или поперечная деформация под нагрузкой.

РИСУНОК 6 . Принципиальная схема двухстороннего тензорезистора (A) и мостового соединения (B) .

Композиты TiB 2 /A356 in-situ не имеют явной стадии текучести на диаграмме напряжения-деформации, но также демонстрируют определенные пластические характеристики. Поэтому был использован предел текучести σ 0,2 , который получают проведением линии, параллельной прямолинейному отрезку диаграммы растяжения, через точку с осью абсцисс ε = 0.2%. По мере увеличения нагрузки образец в конце концов ломается, и достигается наибольшая сила. Напряжение, соответствующее этой наибольшей силе, обозначается пределом прочности при растяжении (UTS) σ b .

Пластичность композитов характеризуется относительным удлинением в процентах δ

Где L 0 и L 1 обозначают начальную длину образца и его конечную длину после разрыва соответственно. Другой мерой пластичности является уменьшение площади в процентах Ψ

Где A 0 и A 1 обозначают начальную площадь поперечного сечения образца и его минимальную площадь поперечного сечения после разрыва. соответственно.

Результаты и обсуждение

Модуль Юнга и коэффициент Пуассона

На рис. 7 показано изменение модуля Юнга и коэффициента Пуассона приготовленных композитов в зависимости от массовой доли (мас.%) частиц TiB 2 .Наблюдается явное увеличение модуля Юнга композитов по сравнению с неармированным сплавом А356, и увеличение почти линейно с увеличением мас.% частиц TiB 2 в литом состоянии и в состоянии Т6. Средний модуль Юнга композитов состояния Т6 с частицами TiB 2 мас.% 1 %, 3 % и 5 % увеличивается на 3,02 %, 8,08 % и 10,87 % соответственно по сравнению со сплавами А356. Таким образом, добавление высокомодульных частиц является одним из наиболее эффективных методов повышения модуля Юнга композитов. Из рисунка 7A также видно, что термообработка T6 может увеличить модуль Юнга композитов на небольшую величину, которая увеличивается максимум до 1,76% по сравнению с отлитыми композитами с 5% масс. TiB 2 . Это связано с тем, что модуль Юнга характеризует общие характеристики композитов и определяется атомной природой металла и типом решетки с меньшим влиянием размера зерна и дисперсии второй фазы. То есть модуль Юнга композитов нечувствителен к изменению микроструктуры, вызванному термообработкой Т6.

РИСУНОК 7 . Влияние содержания TiB2 на модуль Юнга (A) и коэффициент Пуассона (B) композитов TiB2/A356.

На рис. 7В показано влияние на коэффициент Пуассона приготовленных композитов при увеличении мас.% частиц TiB 2 . Можно заметить, что добавление TiB 2 к сплаву А356 уменьшило коэффициент Пуассона композитов литой обработки и обработки Т6. Средний коэффициент Пуассона для композитов с массовыми % частиц TiB 2 1 %, 3 % и 5 % уменьшился примерно до 1. 20 %, 1,92 % и 3,18 % соответственно по сравнению со сплавом А356. Это связано с тем, что коэффициент Пуассона сплава А356 равен 0,321, а коэффициент Пуассона частиц TiB 2 равен 0,11, а наличие твердых частиц TiB 2 влияет на упругую деформацию композитов. Следовательно, с увеличением частиц TiB 2 коэффициент Пуассона композитов имеет тенденцию к снижению. Из рисунка 7В видно, что изменение микроструктуры, возникающее при более высоких температурах обработки, незначительно влияет на коэффициент Пуассона.Средний коэффициент Пуассона композитов с частицами TiB 2 1 %, 3 % и 5 % в состоянии Т6 снижается на 0,6 %, 0,73 % и 1,22 % соответственно по сравнению с композитом в литом состоянии. На рис. композитов литого состояния и состояния Т6 увеличивалась с увеличением мас.% частиц TiB 2 .Повышение прочности композитов на разрыв является синтетическим эффектом различных параметров, влияющих на механические свойства композитов. Измельчение зерна и сильное термическое напряжение на границе раздела TiB 2 /A356 из-за разницы в коэффициенте теплового расширения сплавов A356 и частиц TiB 2 являются важными причинами повышения прочности композитов. Хорошо связанная и чистая поверхность раздела приводит к эффективной передаче растягивающей нагрузки от матрицы A356 к распределенным частицам TiB 2 , а также является причиной повышения прочности композитов на растяжение.Из рисунка также видно, что средний предел текучести и предел прочности при растяжении композитов в состоянии Т6 намного выше, чем у композитов в литом состоянии. Одна из причин заключается в том, что термообработка T6 может эффективно улучшить микроструктуру композита, как это анализируется в разделе «Характеристики микроструктуры» . Что вызывает повышение прочности композитов на растяжение.

РИСУНОК 8 . Влияние содержания TiB 2 на: (A) предел текучести и (B) предел прочности при растяжении композитов TiB 2 /A356.

Из рисунка 8А видно, что, когда мас.% частиц TiB 2 составляет менее 1%, предел текучести композитов значительно не увеличивается и меньше, чем у сплава А356. Это связано с тем, что добавление армированных частиц может повысить прочность матрицы A356, но присутствие армированных частиц также в определенной степени нарушит целостность сплава матрицы и даже приведет к микропористости, которая известна как дефект в матрице. . Следовательно, факторы усиления и ослабления механических свойств композитов компенсируют влияние друг друга, и, таким образом, при меньшем мас. % частиц TiB 2 (в данной работе менее 1 мас. %) степень упрочнения частиц недостаточно, чтобы компенсировать факторы ослабления в матричной структуре.Однако с увеличением мас. % частиц TiB 2 до критического значения упрочняющее действие частиц на сплав А356 превышает ослабляющие факторы в структуре матрицы, а предел текучести композитов имеет тенденцию к увеличению. с увеличением мас.% частиц TiB 2 .

На рис. 8Б видно, что предел прочности при растяжении приготовленных композитов увеличивается с увеличением мас.% частиц TiB 2 , но дальнейшее увеличение содержания частиц in-situ TiB 2 (в данной работе более более 5 % масс. приводит к снижению предела прочности композитов на растяжение.Это связано с тем, что, в отличие от свойства упругости композитов, предел прочности при растяжении характеризует локальные характеристики композитов и более чувствителен к различным дефектам внутри композитов. При приготовлении композитов in-situ TiB 2 /A356 неизбежно возникает определенная пористость, скопления частиц и шлаковые включения, что приводит к концентрации напряжений и микротрещинам, которые могут возникнуть на периферии. с небольшой нагрузкой. На рис. 9 представлены фотографии разрушения образца с низким пределом прочности при растяжении (частицы 5% масс.).Видно, что внутри композитов присутствуют шлаковые включения остатков реакции, поры и пористость разного размера. Эти дефекты в определенной степени снижают прочность композитов на растяжение. Другая причина заключается в том, что увеличение мас.% частиц TiB 2 увеличивает вязкость галоидного расплава, что снижает текучесть расплава А356 и уменьшает диффузию реагентов, что приводит к затруднению химической реакции и формования отливки. Следовательно, более высокий весовой процент частиц TiB 2 ослабил бы улучшающий эффект композитов.Вуд и др. (Chen et al., 2009a) сообщили, что объемная доля частиц, синтезированных на месте , не должна превышать 12%, чтобы обеспечить хорошую текучесть композитов и окончательное формование отливки.

РИСУНОК 9 . Отклонения внутри композитов TiB 2 /A356 (A) область 1 (B) область 2 (C) область 3.

Удлинение и процентное уменьшение площади

композитов литого состояния и состояния Т6 и процент уменьшения площади (PRA) для различных мас.% частиц TiB 2 .Видно, что с увеличением мас. % частиц TiB 2 относительное удлинение и процент уменьшения площади композитов сначала увеличиваются (мас. % частиц TiB 2 менее 1 %), а затем уменьшаются по обоим параметрам. -литое и Т6 состояние. Удлинение композитов уменьшилось до максимального значения 38,7%, а процентное уменьшение площади уменьшилось примерно на 19,6% при добавлении 5 мас. % частиц TiB 2 к сплаву A356. С одной стороны, наличие твердых частиц TiB 2 снижает пластичность композитов; с другой стороны, присутствие частиц TiB 2 может измельчать зерно композитов, а измельчение зерна улучшает не только прочность, но и пластичность и ударную вязкость композитов, поскольку при большем количестве зерен в определенном объеме деформация уменьшается. несет большее количество зерен.Таким образом, композиты in-situ TiB 2 /A356 могут выдерживать большие пластические деформации, демонстрируя хорошую пластичность. В пределах менее мас.% частиц TiB 2 повышение степени пластичности компенсирует хрупкость матрицы, что приводит к увеличению удлинения и процентному уменьшению площади композитов с увеличением частиц TiB 2 вверх до 1 % масс. Как только улучшения пластичности недостаточно, чтобы компенсировать увеличение хрупкости, относительное удлинение и процентное уменьшение площади композита демонстрируют тенденцию к снижению с увеличением мас. % частиц TiB 2 .

РИСУНОК 10 . Влияние содержания TiB 2 на: (A) процентное удлинение и (B) процентное уменьшение площади композитов TiB 2 /A356.

Поведение при разрушении

На рис. 11А представлены фотографии образца приготовленного композита после разрушения при комнатной температуре. Можно видеть, что деформация образца незначительна без явного образования шейки на поверхности излома, а поверхность излома относительно плоская и почти вертикальная по отношению к растягивающему напряжению.Морфология излома при 100-кратном увеличении на рисунке 11B показывает блестящую кристаллическую яркую поверхность. Эти явления показывают характеристики хрупкого разрушения.

РИСУНОК 11 . Разрушение образца после разрыва (А) фото образца (Б) поверхность излома.

Морфология излома полученных композитов, полученная с помощью СЭМ, представлена ​​на рисунке 12, на котором видно, что на изломе при растяжении композитов имеется множество равномерно распределенных пустот с разными размерами и краями разрыва.Пустоты большего размера приводят к вязкому разрушению, в то время как пустоты меньшего размера вызывают макроскопическое хрупкое разрушение, а микроскопическое вязкое разрушение. Это способствует отслоению границы раздела между частицами TiB 2 и матрицей А356 под действием внешней нагрузки, которая легко вызывает зарождение трещин и расширяется вдоль границы раздела с образованием пустот. Пустоты постепенно увеличиваются в процессе деформации и быстро расширяются при прохождении границы раздела, что приводит к окончательному разрушению композитов.

РИСУНОК 12 . Фрактограммы СЭМ разрушения композитов TiB 2 /A356 in situ на (A) в литом состоянии и (B) T6 после обработки.

Заключение

В настоящем исследовании сплав А356, армированный частицами TiB 2 с различной массой % (0, 1 %, 3 % и 5 %), был приготовлен реакцией KBF 4 и K 2 TiF 6 с расплавленным алюминием. Частицы TiB 2 , выращенные in situ , характеризовались правильной формой и почти однородным распределением в матрице сплава.Была достигнута четкая граница раздела и хорошая связь между матрицей A356 и частицами TiB 2 . Механические свойства полученных композитов в литом состоянии и состоянии Т6 исследовали методом осевого растяжения и методом электродинамических измерений. По сравнению с неармированными сплавами A356 достигается значительное улучшение свойств при растяжении. С увеличением доли частиц TiB 2 модуль Юнга и предел прочности при растяжении композитов увеличиваются, а коэффициент Пуассона композитов уменьшается.Предел текучести композитов сначала снижается (при массовой доле частиц менее 1%), затем увеличивается, а относительное удлинение и процентное уменьшение площади сначала увеличиваются, а затем уменьшаются с увеличением мас.% частиц TiB 2 . Термическая обработка T6 может уменьшить зерно и эффективно улучшить механические свойства композитов TiB 2 / A356 in-situ .

Заявление о доступности данных

Необработанные данные, подтверждающие заключение этой статьи, будут предоставлены авторами без неоправданных оговорок.

Вклад авторов

WW: обработка данных; Роли/написание — первоначальный проект ТЗ: обработка данных; Формальный анализ WH: Расследование; Методология; администрирование проекта; SJ: Написание — обзор и редактирование; Надзор.

Финансирование

Эта работа спонсируется проектом Six Talent Peaks в провинции Цзянсу (грант № 2019-KTHY-059).

Конфликт интересов

Авторы заявляют, что исследование проводилось при отсутствии каких-либо коммерческих или финансовых отношений, которые могли бы быть истолкованы как потенциальный конфликт интересов.

Примечание издателя

Все утверждения, изложенные в этой статье, принадлежат исключительно авторам и не обязательно представляют претензии их дочерних организаций или издателя, редакторов и рецензентов. Любой продукт, который может быть оценен в этой статье, или претензии, которые могут быть сделаны его производителем, не гарантируются и не поддерживаются издателем.

Ссылки

Афхам, Ю., Хосрошахи, Р. А., Рахимпур, С., Авани, К., Брабазон, Д., и Мусавиан, Р.Т. (2018). Улучшенные механические свойства композитов с алюминиевой матрицей In Situ , армированных наночастицами оксида алюминия. Арх. Гражданский мех. англ. 18 (1), 215–226. doi:10.1016/j.acme.2017.06.011

Полный текст CrossRef | Google Scholar

Бартельс К., Раабе Д., Готтштейн Г. и Хубер У. (1997). Исследование кинетики осаждения в композите с металлической матрицей A16061/TiB2. Матер. науч. англ. А 237 (1), 12–23. doi:10.1016/s0921-5093(97)00104-4

Полный текст CrossRef | Google Scholar

Чен, X.В., Пей, Г.Л., и Джин, Ю.С. (2009a). Исследование ускоренного старения авиационного плексигласа (ПММА) в ультрафиолете. Дж. Аэронавт. Матер. 29, 107–112. doi:10.3969/j.issn.1005-5053.2009.6.022

Полный текст CrossRef | Google Scholar

Чен X. В., Чжан Т. Дж. и Лю С. Х. (2009b). Ускоренное старение ПММА в гигротермических условиях воздуха и воды. Ошибка. Анальный. Пред. 4, 193–195. doi:10.3969/j.issn.1673-6214.2009.04.001

Полный текст CrossRef | Google Scholar

Дипак, С., Джа, С.К., Картик, Д., и Мандал, А. (2019). Анализ усталости A356-TiB 2 (5 мас.%) In-Situ Нанокомпозиты. Матер. Today-Proceedings 18 (3), ‏774–779. doi:10.1016/j.matpr.2019.06.494

Полный текст CrossRef | Google Scholar

Fattahi, M., Pazhouhanfar, Y., Delbari, S.A., Shaddel, S., Namini, A.S., and Shahedi Asl, M. (2020). Влияние содержания TiB2 на свойства композитов TiC-SiCw. Керамика Междунар. 46 (6), 7403–7412.doi:10.1016/j.ceramint.2019.11.236

Полный текст CrossRef | Google Scholar

Гуань К., Чжао Ю., Чен Г., Кай X., Цянь В., Тао Р. и др. (2021). Синергетическое упрочнение и повышение жесткости покрытых медью графеновых нанопластин и композитов In Situ , армированных наночастицами AA6111. Матер. науч. англ. A 822, 141661. doi:10.1016/j.msea.2021.141661

CrossRef Полный текст | Google Scholar

Елинек Б., Грох С. и Хористемейер М.Ф. (2012). Возможности модифицированного метода встроенного атома для сплавов Al, Si, Mg, Cu и Fe. Физ. Ред. B 85 (24), 5102–5113. doi:10.1103/physrevb.85.245102

Полный текст CrossRef | Google Scholar

Кай X., Хуанг С., Ву Л., Тао Р., Пэн Ю., Мао З. и др. (2019). Высокопрочные и устойчивые к ползучести нанокомпозиты ZrB2/Al, изготовленные с помощью ультразвуковой химической реакции In-Situ . Дж. Матер. науч. Технол. 35, 2107–2114. doi: 10.1016/j.jmst.2019.04.020

Полнотекстовая перекрестная ссылка | Google Scholar

Кай X., Тянь К., Ван К., Цзяо Л., Чен Г. и Чжао Ю. (2016). Влияние ультразвуковой вибрации на микроструктуру и свойства при растяжении нанокомпозитов ZrB2/2024Al, синтезированных методом прямой реакции расплава. J. Alloys Compd. 668, 121–127. doi:10.1016/j.jallcom.2016.01.152

Полный текст CrossRef | Google Scholar

Кай X., Ву Л., Пэн Ю., Тан З., Ли Г., Чен Г. и др. (2021). Влияние элемента Zr на микроструктуру и механические свойства композитов B4C/Al, изготовленных методом перемешивания расплава. Композиты B: англ. 224, 109156. doi:10.1016/j.compositesb.2021.109156

CrossRef Полный текст | Google Scholar

Карбалаи Акбари, М., Бахарванди, Х. Р., и Ширванимогаддам, К. (2015). Поведение при растяжении и разрушении композитов из алюминиевого сплава A356, армированного нано/микро частицами TiB2. Матер. Дес. (1980–2015) 66, 150–161. doi:10.1016/j.matdes.2014.10.048

Полный текст CrossRef | Google Scholar

Ким, С. В., Ли, С. Дж., Дэ-Уп, К.и Ким М.С. (2021). Экспериментальное исследование свойств при растяжении и моделирование предела текучести термообработанных алюминиевых сплавов А356, отлитых под противодавлением Т5. Металлы 11, 1–17. doi:10.3390/met11081192

Полный текст CrossRef | Google Scholar

Лян З., Чжан С.-Л., Гуань К., Инь Х., Женя З., Ву Дж.-Л. и др. (2019). Влияние прокатки на микроструктуру и свойства композитов In-Situ (TiB2 + ZrB2)/AlSi9Cu1. Матер. Рез. Экспресс 6 (10), 106584.doi:10.1088/2053-1591/ab3b36

Полный текст CrossRef | Google Scholar

Логеш К., Харихарасактисудхан П., Арул Марсель Моши А., Раджан Б. С. и К. С. (2020). Механические свойства и микроструктура армированных композитов AlN/MWCNT/графит/Al из сплава A356, изготовленных методом литья с перемешиванием. Матер. Рез. Express 7 (1), 015004. doi:10.1088/2053-1591/ab587d

CrossRef Полный текст | Google Scholar

Мандал А., Чакраборти М. и Мурти Б. С. (2008).Старение сплава A356, армированного частицами TiB2, сформированными на месте . Матер. науч. англ. А 489, 220–226. doi:10.1016/j.msea.2008.01.042

Полный текст CrossRef | Google Scholar

Парияр А., Перугу К.С., Тот Л.С. и Кайлас С.В. (2021). Микроструктура и механическое поведение полученного из полимера In-Situ , армированного керамикой, легкого алюминиевого матричного композита. J. Alloys Compd. 880, 160430. doi:10.1016/j.jallcom.2021.160430

Полнотекстовая перекрестная ссылка | Google Scholar

Цянь В., Чжао Ю., Кай X., Ян Ю., Гао X. и Цзинь Л. (2020). Микроструктура и свойства матричных композитов 6111Al, армированных при взаимодействии частиц In Situ ZrB2 и Y. J. Alloys Compd. 829, 154624. doi:10.1016/j.jallcom.2020.154624

CrossRef Полный текст | Google Scholar

Рахома Х.К.С., Ван Х.П., Конг Ф.Т., Чен Ю.Ю., Хан Дж.К. и Дерраджи М.(2015). Влияние термообработки (α+β) на микроструктуру и механические свойства матричного композита (TiB+TiC)/Ti-B20. Матер. Дес. 87, 488–494. doi:10.1016/j.matdes.2015.08.028

Полный текст CrossRef | Google Scholar

Равендран С., Алам М. М., Хан М. И. К., Дхаялан А. и Каннан С. (2020). In Situ Formation, Structural, Mechanical и In Vitro Анализ композита ZrO2/ZnFe2O4 с различными соотношениями составов. Матер.науч. англ. C 108, 110504. doi:10.1016/j.msec.2019.110504

CrossRef Полный текст | Google Scholar

Сентил Кумар П., Кавимани В., Сурия Пракаш К., Мурали Кришна В. и Шантос Кумар Г. (2020). Влияние TiB2 на коррозионную стойкость композитов In Situ Al. Интер. Металлокаст . 14 (1), 84–91. doi:10.1007/s40962-019-00330-3

Полный текст CrossRef | Google Scholar

Р. Тао, Ю. Чжао, X. Кай, Ю. Ван, В. Цянь., Ян, Ю. и др. (2018). Влияние добавки Er на микроструктуру и свойства композита In Situ , армированного нано-ZrB2, A356.2. J. Alloys Compd. 731, 200–209. doi:10.1016/j.jallcom.2017.10.021

Полный текст CrossRef | Google Scholar

Ван М., Чен Д., Чен З., Ву Ю., Ван Ф., Ма Н. и др. (2014). Механические свойства композитов In-Situ TiB2/A356. Матер. науч. англ. А 590, 246–254. doi:10.1016/j.msea.2013.10.021

CrossRef Полный текст | Google Scholar

Сюэ Дж., Ву В., Ма Дж., Хуанг Х. и Чжао З. (2020). Изучение влияния CeO2 на изготовление композитов In-Situ TiB2/A356 с улучшенными механическими свойствами. Матер. науч. англ. A 786, 139416. doi:10.1016/j.msea.2020.139416

CrossRef Полный текст | Google Scholar

Чжан Х., Чен Г., Чжан З., Чжао Ю., Му С., Сюй Дж. и др. (2020). Исследование измельчения зерна сплава А356 лигатурой Al-3 мас.% VN. Матер. науч. Технол. 36 (7), 819–826. doi:10.1080/02670836.2020.1743925

CrossRef Full Text | Google Scholar

Чжао З., Ван С., Ду В., Бай П., Чжан З., Ван Л. и др. (2021). Межфазные структуры и механизмы упрочнения In Situ , синтезированных композитов Ti6Al4V, армированных TiC, методом селективного лазерного плавления. Керамика Междунар. 47 (24), 34127–34136. doi:10.1016/j.ceramint.2021.08.323

Полный текст CrossRef | Google Scholar

Зулькамаль, Н.А.М., Насир, Л.М.М., и Анасида, А.С. (2018). Микроструктура и износостойкость термообработанного полутвердого композита A356-TiB2 T6.