熔铸温度对Al3Nb铝基复合材料硬度与摩擦磨损性能影响的研究毕业论文

1、 .PAGE25 / NUMPAGES30 . 本科毕业论文题 目: 熔铸温度对Al3Nb/铝基复合材料硬度与摩擦磨损性能影响的研究摘要尖端科学技术在科学技术领域的发展可谓是突飞猛进，人们对材料的性能要求越来越高，在许多方面，例如在设计导弹、人造卫星、飞机的承载构件时，理想的结构材料应具有重量轻、强度和模量高的特点，即比强度和比模量要高。铝基复合材料各组分之间可协同作用,取长补短，弥补了单相材料的缺点，改进了单相材料的性能，甚至可产生单一材料所不具有的新性能。Al3Nb金属间化合物具有低密度、高模量、高熔点、以与好的循环使用性能等优点，如果应用于铝基复合材料将会产生广泛的应用前景。本文采用原位

2、反应方法制备了Al3Nb/铝基复合材料，利用金相显微镜、维氏硬度计、立式万能磨损试验机对不同熔铸温度下，Al3Nb/铝基复合材料组织、硬度与摩擦磨损性能进行分析，得出最佳的熔铸温度为850，硬度为63.92HV，并且在接触压力为20N、30N、40N、50N、60N下，磨损量为0.00302g、0.00312g、0.00332g、0.00346g、0.00356g。关键词：单相材料,复合材料,熔铸温度AbstractThe development is advanced science and technology in the field of science and technology

3、is make a spurt of progress, peoples requirements on the performance of materials is more and more high, in many aspects, such as the bearing structure design of missile, satellite, aircraft, ideal structural material with characteristics of light weight, high strength and modulus, namely the ratio

4、of strength and modulus to high. Can be synergistic effect, the aluminum matrix composite is divided from each other, to make up for the shortcomings of single phase materials, improved the performance of the single-phase materials, new properties and can generate a single material does not have. Al

5、3Nb intermetallic compounds with low density, high melting point, high modulus, and good cycle performance advantages, if used in the aluminum matrix composite material will produce widespread application prospect. In this paper, Al3Nb/ aluminum matrix composites were prepared by in-situ reaction me

6、thod, using the metallographic microscope, Vivtorinox hardness tester, universal vertical wear test machine to different melting temperatures, Al3Nb/ aluminum matrix composites microstructure, hardness and wear performance analysis, the optimum casting temperature is 850 , hardness is 63.92HV, and t

7、he the contact pressure is 20N, 30N, 40N, 50N, 60N, 0.00302g, 0.00312g, wear as 0.00332g, 0.00346g, 0.00356g.Key words: Single phase material, composite, the casting temperature目 录 TOC o 1-3 h z u HYPERLINK l _Toc358971578引言 PAGEREF _Toc358971578 h 1HYPERLINK l _Toc358971579第一章绪论 PAGEREF _Toc3589715

8、79 h 2HYPERLINK l _Toc3589715801.1复合材料概述 PAGEREF _Toc358971580 h 2HYPERLINK l _Toc3589715811.1.1复合材料的定义和分类 PAGEREF _Toc358971581 h 2HYPERLINK l _Toc3589715821.1.2金属基复合材料的分类和基本性能 PAGEREF _Toc358971582 h 3HYPERLINK l _Toc3589715831.1.3金属基复合材料的制备方法 PAGEREF _Toc358971583 h 4HYPERLINK l _Toc3589715841.2金

9、属基原位复合材料的概述 PAGEREF _Toc358971584 h 5HYPERLINK l _Toc3589715851.2.1原位复合材料的定义 PAGEREF _Toc358971585 h 5HYPERLINK l _Toc3589715861.2.2金属基原位复合材料的特点 PAGEREF _Toc358971586 h 5HYPERLINK l _Toc3589715871.2.3金属基原位复合材料的制备方法 PAGEREF _Toc358971587 h 6HYPERLINK l _Toc3589715881.2.4金属基原位复合材料的研究趋势与展望 PAGEREF _Toc

10、358971588 h 6HYPERLINK l _Toc3589715891.3颗粒增强金属基复合材料概述 PAGEREF _Toc358971589 h 7HYPERLINK l _Toc3589715901.3.1颗粒增强金属基复合材料 PAGEREF _Toc358971590 h 7HYPERLINK l _Toc3589715911.4颗粒增强铝基复合材料 PAGEREF _Toc358971591 h 8HYPERLINK l _Toc3589715921.4.1颗粒增强铝基原位复合材料的优点 PAGEREF _Toc358971592 h 8HYPERLINK l _Toc35

11、89715931.4.2颗粒增强铝基原位复合材料的制备特点 PAGEREF _Toc358971593 h 8HYPERLINK l _Toc3589715941.4.3颗粒增强铝基原位复合材料的增强体 PAGEREF _Toc358971594 h 8HYPERLINK l _Toc3589715951.4.4颗粒增强铝基原位复合材料的应用 PAGEREF _Toc358971595 h 9HYPERLINK l _Toc3589715961.5研究意义 PAGEREF _Toc358971596 h 9HYPERLINK l _Toc3589715971.6研究容 PAGEREF _Toc

12、358971597 h 10HYPERLINK l _Toc358971598第二章颗粒增强铝基原位复合材料的制备 PAGEREF _Toc358971598 h 11HYPERLINK l _Toc3589715992.1实验材料 PAGEREF _Toc358971599 h 11HYPERLINK l _Toc3589716002.1.1增强相选择 PAGEREF _Toc358971600 h 11HYPERLINK l _Toc3589716012.1.2基体的选择 PAGEREF _Toc358971601 h 11HYPERLINK l _Toc3589716022.1.3反应物

13、的选择 PAGEREF _Toc358971602 h 11HYPERLINK l _Toc3589716032.2实验方法与步骤 PAGEREF _Toc358971603 h 12HYPERLINK l _Toc3589716042.3实验仪器与设备 PAGEREF _Toc358971604 h 12HYPERLINK l _Toc3589716052.4实验原理 PAGEREF _Toc358971605 h 14HYPERLINK l _Toc3589716062.5实验过程 PAGEREF _Toc358971606 h 14HYPERLINK l _Toc358971607第三章

14、试验结果与分析 PAGEREF _Toc358971607 h 17HYPERLINK l _Toc3589716083.1样品表征 PAGEREF _Toc358971608 h 17HYPERLINK l _Toc3589716093.2性能测试 PAGEREF _Toc358971609 h 20HYPERLINK l _Toc358971610结论 PAGEREF _Toc358971610 h 22HYPERLINK l _Toc358971611参考文献 PAGEREF _Toc358971611 h 23HYPERLINK l _Toc358971612致 PAGEREF _To

15、c358971612 h 25引言材料在人类发展史上有着举足轻重的作用，一种新材料的出现，通常会引起生产力的大幅度提高和生产工具的革新。历史学家常把人类的发展史划分为石器时代、器时代、青铜器时代和铁器时代。从某种意义来说，人类的文明史也可以是材料的进步史。随着航空、航天、能源与汽车工业随之发展，人类对材料性能的要求愈来愈高.在研究和发展金属间化合物发现具有密度小、熔点高、高温性能优越、化学稳定性良好等特点，在航空、舰艇和航天器与火箭发动机,工业用燃气轮机的高温部件、核反应堆、石油化工设备等领域应用具有独特的优势。在近十多年来工业发达国家，如美国、日本、欧洲为了大力发展金属间化合物结构材料都制定

16、了全国性的研究计划，发展具有比Ni基高温合金性能更好的高温结构材料是他们的长远目标，尤其注重发展一种具有温度和力学性能介于Ni基高温合金和高温瓷材料之间的高温材料、使用温度能更高而高温力学性能特别是强韧性良好的材料1。金属铌熔点较高、延展性和导热性优良,属于难熔金属(密度为8.6 gcm3)且密度较低。铌与铝形成的金属间化合物具有优良的高温强度、熔点也较高和较低的密度。Nb、A1可作为一种高磁场、高电流下的超导材料来使用2-3。由于具有复杂的晶体结构和有限的滑移带，铌铝金属间化合物的室温塑性和韧性差，所以，提高延性和增韧是其获得工业应用的必备条件。制约Nb、A1应用的另一个主要原因是它的抗氧化

17、性能较弱，铌与其合金材料在空气气氛中600以上会发生严重氧化，最终导致脆性断裂。通常要采用合金化或延性相增韧来避免其室温脆性，通过合金化和金属瓷复合这样的工艺改善其抗氧化性能。目前研究较多的NbAl系金属间化合物主要是Nb3A1和NbAl3。Nb3Al金属间化合物的高温屈服强度相当高，在l200为800MPa，l 300为500MPa。Nb2Al合金很少作为结构材料来使用，单相Nb2AI相当脆且韧脆转折温度(BDTT)也高于l150。通过元素粉末热压反应制备单相Nb2AI的压缩实验说明，在1 200以下发生脆性断裂，但屈服强度比单相Nb3Al合金的屈服强度要高，当应变速率为110-4 s-1时

18、，温度为1300时为870MPa，温度为1500时为290MPa4NbAl。在NbAl系3种金属间化合物中具有最低的氧化速率5,合金的熔点高、密度低和高温氧化性能好。这些年，NbAl3合金的高温抗氧化性能可以通过添加Cr、Y和Si的微合金化过程来改善6。第一章 绪论1.1复合材料概述在科学技术快速发展的今天，特别是尖端科学技术的突飞猛进，随之人们对材料的性能要求也越来越高，在多个方面，例如在人造卫星、设计导弹、飞机的承载构件时，理想的结构材料应具有重量轻，强度和模量高的特点，即比强度和比模量要高。可是，即使比普通钢强度高7倍左右的高强度钢，由于比重大，但比强度却很低，要增加构件的强度就等于同时

19、增加其重量，这对高速运动的部件来说毫无意义。显然，传统的单相材料不能满足实际的需求。所以促使人们制备研究出由多相组合的复合材料，来提高材料的性能。正是复合材料各组分之间取长补短、协同作用的优点弥补了单相材料的缺点，改进了单相材料的性能，甚至可产生单一材料所不具有的新性能。这样，复合材料就诞生了。1.1.1复合材料的定义和分类复合材料(composite materials)是由两种或两种以上的材料通过先进的材料制备技术组合而成的性能优异的新材料。一般来说，复合材料由基体和增强材料组成。它既能保留原组成材料的主要特色，并通过复合效应获得原组分所不具备的性能。其中，增强材料是复合材料的主要承力者，

20、特别是拉伸强度、弯曲强度和冲击强度等力学性能主要由增强材料承担；基体的作用是将增强材料黏合成一个整体，起到均衡应力和传递应力的作用，使增强材料的性能得到充分发挥，从而产生一种复合效应，使复合材料的性能大大优于单一材料的性能。复合材料的性能主要取决于：基体的性能；增强材料的性能；基体与增强材料之间的界面性能。复合材料的分类方法较多，通常有以下几种：按材料性能高低分为：常用复合材料和先进复合材料；按材料用途分为：结构复合材料和功能复合材料；按增强材料形态与分布方式分为：纤维连续增强复合材料、短纤维增强复合材料、晶须增强复合材料、薄片增强复合材料；按增强材料类型分为：无机非金属增强复合材料、金属增强

21、复合材料、有机纤维增强复合材料；按基体材料类型分为：有机材料基复合材料、无机非金属基复合材料和金属基复合材料7。1.1.2金属基复合材料的分类和基本性能随着现代科学技术的飞速发展，人们对材料的要求越来越高。在结构材料方面，不但要求强度高，还要求重量轻，在航空航天领域尤其如此。金属基复合材料正是为了满足上述要求而诞生的。与传统的金属材料相比，它具有较高的比强度与比刚度，而与树脂基复合材料相比，它又具有优良的导电性与耐热性，与瓷材料相比，它又具有高韧性和高抗冲击性能。这些优良的性能决定了它从诞生之日起就成为新材料家族中的重要一员8 。 金属基复合材料是以金属为基体，以高强度的第二相为增强体而制得的

22、复合材料9。因此，对这种材料既可以按基体来分类，又可以按增强体来分类： 按基体材料分为：铝基、镁基、锌基、铜基、钛基、镍基、耐热金属基、金属间化合物基等复合材料。目前以铝基、镁基、镍基、钛基复合材料发展较为成熟，已在航空航天、电子、汽车等工业中应用；按增强材料分为：连续纤维增强金属基复合材料；非连续增强金属基复合材料(包括颗粒、短纤维、晶须增强金属基复合材料)；自生增强金属基复合材料(包括反应自生和定向自生、大变形)；层板金属基复合材料。除此之外，还可以按用途和制备工艺来分类，按用途可分为结构复合材料和功能复合材料；按制备工艺可分为外加增强相复合材料和原位自生复合材料。金属基复合材料的性能取决

23、于所选用金属或合金基体和增强体的特性、含量、分布等。通过优化组合可以得到具有以下性能的复合材料。高比强度、高比模量。比强度和比模量是度量材料承载能力的一个指标，比强度愈高，同一零件的自重愈小；比模量愈高，零件的刚性愈大。由于在金属基体中加入适量的高强度、高模量、低密度的纤维、晶须与颗粒等增强体，明显提高了复合材料的比强度和比模量。用高比强度、比模量复合材料制成的构件质量轻、刚性好、强度高，是航空航天领域理想的结构材料。导热、导电性能好。金属基复合材料中金属基体占有很高的体积分数，一般在60以上，因此仍保持金属所特有的良好导热性和导电性。由它们制成的集成电路底板和封装件可以迅速有效地把热量散去，

24、提高了集成电路的可靠性。热膨胀系数小、尺寸稳定性好。金属基复合材料中所用的增强体均具有很小的热膨胀系数，又具有很高的模量。良好的高温性能。由于金属基体的高温性能比聚合物高很多，增强纤维、晶须、颗粒在高温下具有很高的高温强度和模量，因此金属基复合材料比金属基体具有更高的高温性能；耐磨性好。在金属基体中加入了大量的瓷增强体，特别是细小的瓷颗粒。用它们来增强金属不仅提高了材料的强度和刚度，也提高了复合材料的硬度和耐磨性。复合材料的高耐磨性在汽车、机械工业中有重要的应用前景，可用于汽车发动机、刹车盘、活塞等重要零件，能明显提高零件的性能和寿命。良好的断裂韧性和抗疲劳性能。金属基复合材料的断裂韧性和抗疲

25、劳性能取决于纤维等增强体与金属基体的界面结合状态，增强体在金属基体中的分布以与金属基体、增强体本身的特性，特别是界面状态，最佳的界面结合状态既可有效地传递载荷，又能阻止裂纹的扩展，提高材料的断裂韧性；据美国宇航公司报道CAl复合材料的疲劳强度与拉伸强度比为0.7左右。不吸潮、不老化、气密性好。与聚合物相比金属性质稳定、组织致密、不存在老化、分解、吸潮等问题，也不会发生性能的自然退化；二次加工性能较好。可以有效的借助现有的各种金属材料加工工艺设备实现金属基复合材料的二次加工。1.1.3金属基复合材料的制备方法 20世纪70年代以来，金属基复合材料制造方法日趋成熟，主要可以分为三大类10:固态法。

26、固态法是指在金属基体基本上处于固态情况下，制成复合材料的方法。其中包括粉末冶金法、固态热压法、热等静压法、轧制法、热挤压法、热拉拔法和爆炸焊接法等。因为整个工艺过程处于较低的温度，金属基体和增强体都处于固态，所以，金属基体与增强体之问的界面反应不严重。液态法。液态法是指在金属基体处于熔融状态下与固态的增强体复合的制造方法。其中包括挤压铸造法、真空吸铸、液态金属浸渍法、真空压力浸渍法、搅拌复合法等。为了减少高温下基体和增强材料之间的界面反应，提高基体对增强材料的浸润性，通常采用加压渗透、增强材料表面处理、基体中添加合金元素等方法。其他方法。主要包括原位自生法、物理气相沉积法、化学气相沉积法、化学

27、镀和电镀与复合镀法等。目前应用最广的是原位自生法，因为固态法和液态法都是采用外加增强体的方法，其中增强体和金属基体材料在高温时将不同程度地发生界面反应和氧化反应等有害的化学反应，产生界面脆性相。另外，金属基体与增强体之间浸润性差，有时甚至不浸润，从而影响了复合材料力学性能的发挥。虽然这些都有解决的方法，但复合材料的制备工艺会变得相对复杂。而在原位自生法制备的金属基复合材料中，基体与增强材料间的相容性好、界面干净、结合牢固，特别当增强材料与基体之间有共格或半共格关系时，能非常有效地传递应力，界面上不生成有害的反应产物，因此这种复合材料有优异的力学性能，越来越受到大家的青睐11。1.2金属基原位复

28、合材料的概述1.2.1原位复合材料的定义在金属基复合材料制备过程中，往往会遇到增强材料与金属基体之间的相容性问题。如果增强体能从金属基体中直接原位生成，则相容性问题可以得到很好的解决。因为原位生成的增强体与金属基体界面结合良好，生成相的热力学稳定性好，不存在基体与增强体之间的润湿和界面反应等问题。 早在1967年，前联AGMerzhanov等人在用自蔓延高温合成法(SHS)合成TiB2Cu功能梯度材料时，提出了原位复合材料(in situ composites)的构想，但当时尚未引起人们的重视。直到80年代中后期，当美国Lanxide公司和Drexel大学的MJKoczak等人先后报道了各自研

29、制的原位A1203Al和TiCAl复合材料与其相应的制各工艺后，才正式在世界围拉开了原位MMCS研究工作的序幕。美国金属学会(ASM)分别于1993年和1995年两次召开了原位复合材料的国际专题研讨会。由此可见，原位MMCS与其制备技术已成为材料科学工作者普遍关注的研究课题。原位反应合成技术的基本原理是通过元素间或化合物间的化学反应，在金属基体原位生成一种或几种高硬度、高弹性模量的瓷增强相，从而达到增强金属基体的目的12。1.2.2金属基原位复合材料的特点与传统方法制备出的复合材料相比，金属基原位复合材料具有如下特点：增强体在金属基体原位形核、长大，具有强界面结合、良好的相容性：通过合理的选择

30、反应物可以有效地控制增强相的种类、大小和数量，并可以通过成形工艺来控制增强相的分布，这样就不易出现增强相的团聚和偏析；省去了增强体的预处理，简化了工艺流程，因此，成本也相对降低；能与铸造工艺结合，直接制造出形状复杂、尺寸变化大的近终形产品；增强相颗粒细小，往往处于微米级或微米以下，这样就保证了材料具有较好的韧性和高温性能，而且有很高的强度和弹性模量。1.2.3金属基原位复合材料的制备方法金属基原位复合材料的制备方法很多，依照反应物的初始状态，可分为固-液反应，固-固反应，液-液反应和气-液反应4种反应模式13-15。 (1)固-液反应法，固-液反应法是目前研究较广的一种复合工艺。一般是将反应物

31、粉末与金属熔体混合，使加入粉术与金属熔体成分反应或自行分解，生成难熔的高硬度质点，均匀分散在基体中，形成复合材料。该复合工艺的特点是成本较低，反应材料种类较多，复合后的材料组织细密。固-液反应法根据反应原理可分为：直接反应法将固态碳粉或硼粉直接加入到高温合金熔体中，使C或B同合金熔体中个别组元反应，从而在基体中形成碳化物或硼化物的增强粒子16、17。还原反应法该法利用了化学的还原反应原理，即将不稳定的化合物加入到合金熔体中，使合金熔体中的组元与加入的化合物发生热还原反应，生成所需要的更加稳定的瓷或金属间化合物增强相18、19。反应挤压铸造法该法的基本原理是将基体金属液挤压渗透到由反应物制成的预

32、制体中，通过其与基体金属或其中的某一组元反应生成新的增强相，从而达到强化基体的目的。Fukunaga等首先将反应压铸法用于自生A1203粒子增强金属间化合物基复合材料的制备20。(2)固一固反应法，在该工艺中，增强相是由固相组元间的反应生成的，通过固相间原子扩散来完成，通常温度较低，增强相的长大倾向较小，有利于获得超细增强相，但是该工艺效率较低。属于此方法的复合工艺有自蔓延高温合成法 (SHS)、XDTM法、接触反应法、混合盐反应法和机械合金化(MA)法等。1.2.4金属基原位复合材料的研究趋势与展望金属基原位复合材料作为材料家族的一支新军，虽然其发展历史只有几十年，但己显示出强大的生命力。因

33、为它具有高强度、延伸率好，而且具有生产设备廉价，工艺简单，节能高效，产品质量高等优势，所以越来越受到国外材料工作者的关注。但由于金属基原位复合材料的研究时问较短，在制备工艺、增强机制、材料性能与应用等方面还存在一些问题，有待于进一步研究与完善。目前，对金属基原位复合材料的研究主要集中在以下几个方面：金属基原位复合材料的制备工艺研究和创新；研究增强相的形成机理，进一步完善反应热力学、动力学体系。研究反应控制过程的方法，以便能控制反应速度以与生成增强相的大小、形状和分布；进一步研究增强体与基体的金属学关系，显微组织与力学性能的关系；进一步研究增强相对材料的强化机制与增韧机制。就目前的实际情况来看，

34、颗粒增强复合材料具有很强的生命力，并已在汽车等方面初步获得应用。1.3颗粒增强金属基复合材料概述颗粒增强金属基复合材料是金属基复合材料的一个分支，属于颗料分散相复合材料的一种。这种复合材料的增强体是主要的承载者，基体的作用在于传递载荷和便于加工。基体材料可以是有色金属，也可以是黑色金属。由于颗粒增强金属基复合材料可以使用目前已知的金属做基体，因而其具有性能的可控制性，所以目前已逐渐引起人们的关注。1.3.1颗粒增强金属基复合材料颗粒增强金属基复合材料(Particulate Reinforced Metal Matrix Composites，简称PRMMC)是将瓷颗粒增强相外加或自生进入金属

35、基体中得到兼有金属优点(韧性和塑性好)和增强颗粒优点(高硬度和高模量)的复合材料。PRMMC具有增强体成本低，微观结构均匀，材料各向同性，可采用热压、热轧等传统金属加工工艺进行加工等优点，因而倍受关注。由于增强颗粒的加入，PRMMC具备了一些不同于基体合金的物理和机械性能。力学性能方面，PRMMC的弹性模量随增强颗粒的体积分数的增大而增大，强度也有不同程度的增加。延伸率则随颗粒体积分数的增大而减小。材料的拉伸性能则受增强颗粒的尺寸、分布与体积分数等多种因素的影响。磨损性能的提高是PRMMC的重要特性之一，由于碳化物粒子等增强颗粒的存在，PRMMC具有优异的耐磨性能。对PRMMC的磨损性能研究表

36、明，磨损抗力随着增强颗粒体积分数的增加可以显著增加，且颗粒尺寸越大，其耐磨性越好。1.4颗粒增强铝基复合材料1.4.1颗粒增强铝基原位复合材料的优点 颗粒增强铝基原位复合材料具有高比强度、高比模量、低密度、低热膨胀系数和良好的耐磨性等优良性能，目前在航空航天与汽车工业中得到广泛应用。1.4.2颗粒增强铝基原位复合材料的制备特点颗粒增强铝基复合材料的原位合成是通过元素间或化合物间的化学反应，在铝基体原位生成一种或几种高硬度高弹性模量的瓷材料增强体，从而达到增强铝基体的目的。由于增强体是反应合成的，生于基体之中，因而具有许多外加强化相强化铝基复合材料所不具有的独特优点：(1)增强体在铝基体上原位形

37、核、长大，具有强界面结合、良好的相容性；(2)通过选择反应物来控制增强体种类、大小和数量，并可以通过工艺来控制其大小和分布，不易出现增强体的团聚和偏析；(3)省去了增强体的预处理，简化了工艺流程，成本也相对降低：(4)增强体颗粒细小，往往处于微米级或微米以下，能保证铝基复合材料不但有良好的韧性和高温性能，而且有很高的强度和弹性模量； (5)能与铸造工艺结合，直接制造出形状复杂、尺寸变化大的近终形产品。原位反应合成的铝基复合材料，具有细晶粒组织结构，生成的增强体细小，可达到1微米粒度以下，且增强体与基体合金界面结合良好，具有优良的机械性能，更高的耐磨性能和高温性能。1.4.3颗粒增强铝基原位复合

38、材料的增强体 原位合成铝基复合材料的增强体是由材料部反应合成的，相比于外加的增强体，其可选择的种类较少，其中以粒子形态的增强体为主。1.4.4颗粒增强铝基原位复合材料的应用在航空航天方面，Al356和Al357SiC颗粒增强铝基原位复合材料可制造飞机液压管，直升飞机支架和阀体。2099铝合金+25SiC材料可以制造火箭发动机零件。美国DwA特种复合材料公司用(SiCp)25增强6061铝合金基复合材料代替7075铝合金生产宇航结构导槽、角材，其密度下降了17，用Al357合金+(SiC)20可以制造坦克火力控制镜的基片和导弹机翼。在汽车制造方面，几乎所有的欧美汽车制造厂，在研究采用金属基复合材

39、料制造制动盘、制动鼓。国已将铝基复合材料应用于刹车轮，使其重量减少了3060，且导热性大大改善。颗粒增强铝基原位复合材料还可用于制造自行车、医疗器具、运动器械等其他高性能要求的零部件。尤其现在研究较多的碳化硅颗粒增强铝基复合材料性能优异，用作功能材料，可望在机械、冶金、建材、电力等工业部门得到更广泛的应用。1.5研究意义Al、Nb合金是Al基铸造合金中最重要的一个系列，占铝铸件产量的8590，主要原因是它具有低密度、高强度、另外，焊接、铸造、耐磨、耐热性能好等优点，被广泛地应用于航空、航天和汽车领域。近年来，原位合成颗粒增强铝基复合材料因其一方面具有高的比强度，比刚度，低的热膨胀系数，耐磨损，

40、成本低等优点，另一方面由于其增强体在熔体反应生成，具有尺寸小，界面洁净无污染，热稳定性好，且与基体界面相容性好等特点，在航空，航天以与兵器和车辆等领域中，获得了迅速的发展，是一种理想的新型结构材料，以成为铝基复合材料研究中的一个重要的研究方向。自反应原位生成增强体的铝基复合材料是复合材料领域中的一种新的制备方法，由于具有制备工艺相对简单，材料制造成本低等优点而日益受到人们的重视。对于单相增强铝基复合材料的研究取得了长足的进步，日本丰田公司在1983年首次成功地用A12O3A1基复合材料制备了发动机活塞，与原来铸铁发动机活塞相比，质量减轻了510，导热系数提高了4倍左右。美国一汽公司研制了用Si

41、C颗粒增强的A1、Si、Mg基复合材料制成的刹车轮；Dural公司采用搅拌熔铸法研制了A12O36061Al复合材料，用作汽车传动轴，与钢传动轴相比，不平衡临界速度提高了14，在国，工业大学，交通大学，大学等对复合材对A12O3、TiB2、TiC、SiC等单一颗粒增强Al基复合材料进行了大量的研究，然而单一增强体已经不能完全满足材料需要具备更高性能的要求，因此开发具有更多性能的铝基复合材料是当今材料发展的必然趋势，对于多相增强铝基复合材料的研究目前已经引起了很多学者的青睐，而对于AL-Nb间化合物的研究却更是少见，目前也只是只是在AL-Ni，AL-Mg，Al-Fe，进行过研究，而用反应铸造法制

42、备Nb-Al铝基复合材料的研究却很少有人涉与。由于Nb-AL原位反应生成的AL3Nb金属间化合物具有优越的性质，作为增强颗粒，与铝相容性很好，是理想的增强颗粒，所以研究它无疑对AL-Nb化合物增强铝基复合材料的研究增加更多的参考价值，本文采用反应铸造法原位合成Al3Nb颗粒增强铝基复合材料，也正是基于增强体优越的性质，以与反应铸造原位合成制备技术成本较低，工艺简单，容易操作。1.6研究容主要研究容为原位复合材料的制备工艺、增强相尺寸控制、原位复合材料的最佳成分选择、常温力学性能检测、增强相与基体界面的金属学特征、增强机制的分析和讨论。研究Al-Nb系统，以纯铝为机体，分别采用熔体反应方法制备(

43、Al3Nb)复合材料，分别探讨了不同的反应工艺参数对复合材料组织性能的影响，通过实验方案，熔铸温度对铝基复合材料性能的影响因素进行了研究，并最终找到最佳的熔铸温度。采用光学显微镜观察Al3Nb颗粒增强铝基复合材料的形貌与分布、颗粒的大小等。采用硬度计测试不同熔铸温度的硬度力学性能。立式万能磨损试验机测试不同熔铸温度的耐摩擦磨损程度。从而通过显微组织的关系对Al3Nb颗粒增强铝基复合材料的力学性能进行分析。铌与铝形成的金属间化合物具有优良的高温强度、较高的熔点和较低的密度。这种材料与目前广泛研究和应用的FeAl系、NiAl系、TiAl系相比，具有更高的熔点和适中的密度，是一种潜在的高温结构材料。

44、同时，NbA1也可作为一种高电流、高磁场下的超导材料来使用。由于具有复杂的晶体结构和有限的滑移带，铌铝金属间化合物的室温塑性和韧性差，因此，提高延性和增韧是其获得工业应用的必备条件。第二章颗粒增强铝基原位复合材料的制备2.1实验材料本实验所需合金材料成分如下：不同熔铸温度对对颗粒增强铝基复合材料的影响实验用的基体为工业纯铝（99.5%），铌粉（Nb)纯度：99.9%，粒度：300目，以下图表为工业纯铝的成分。（试样总质量为100g）表2-1 试验用工业纯铝的化学成分表，wt%AlFeSiCuCa其他99.50.30.250.020.030.032.1.1增强相选择在过去几十年，大量的研究者都集

45、中在瓷增强铝基复合材料的研究中。相对传统铝合金而言，其可以大大改善材料的机械性能，然而，这些材料有以下不足：基体与瓷增强相的热膨胀系数相差很大、高的脆性。金属间化合物与铝基体的热膨胀系数相近，相对瓷而言，有小的脆性。金属间化合物作为增强相的复合材料在复合材料的研究中，也是一个有吸引的领域。2.1.2基体的选择 它具有低密度、高模量、高熔点、以与好的循环使用性能等优点，所以铌的三铝金属间化合物可以很好的应用于铝基复合材料中。最使人们感兴趣的是Al3Nb，其密度 (4.54gcm3)，高熔点(1605)这些是SiC所不具有的。2.1.3反应物的选择本课题采用原位反应法制备复合材料，反应物在熔体与基

46、体发生反应生成增强相。为实验的可行性与经济性，反应物的选择有：Nb粉和纯铝加入Nb摩擦磨损测试2.2实验方法与步骤原 料 熔炼，浇铸 试样加工特性测试金相观察硬度测试2.3实验仪器与设备1.熔炼、浇铸与热处理设备：（1）高温箱式加热用电阻炉 型号：RJX-4-13额定功率：4kw 频率：50Hz额定温度：1350接线方式： 并联稳定电压：30-100伏 生产厂家：第二电炉制造厂（2）粘土坩埚，坩埚钳，耐火砖（3）金属型模具 直径：22mm 长度：90mm2. 抛光机； 金相试样抛光机型号：P-2型 抛盘直径：200 mm 转速：1400 r/min电动机：0.18KW、220V、50HZ3.金

47、相砂纸，抛光粉，抛光膏4. 电子秤5.硬度计：用来测试颗粒增强复合材料的硬度。维氏硬度计（HVS-320） 组成：工作台升降系统，载物塔台转换与全自动加荷机构，图像显示系统。 功能：测定黑色金属，硬度和金，有机金属表面渗氮层，非金属材料的维氏度.6.MM-W1型立式万能磨损试验机MM-W1型立式万能磨损试验机是由主轴驱动系统、各种摩擦副专用夹具、油盒与加热器、摩擦力矩测定系统、摩擦副下副盘升降系统、弹簧式微机施力系统、操作面板系统以与试验机减震垫铁等部分组成。主要技术指标：轴向试验力工作围 10-100N试验力示值相对误差 1%测定最大摩擦力矩 2.5Nm摩擦力矩示值相对误差 2%主轴无级变速

48、围 12000rmin试验介质 油，水，泥浆，磨料等加热器工作围 室温200试验机时间显示与控制围 10s999min试验机主电机输出最大力矩 5Nm设备主要功能：M M-W1型立式万能磨损试验机在一定的接触压力下，具有滚动，滑动或滑滚复合运动的摩擦形式，可在极低速或高速条件下，用来评定润滑剂，金属，塑料，涂层，橡胶，瓷等材料的摩擦磨损性能。7.金相显微镜：对原位合成的复合材材料进行金相组织观察。对其中几台进行下介绍：蔡司光学显微镜（德国Axioimager）组成：又反射光照明器，聚焦转换器，观察筒和载物台等部分组成功能：观察金属组织，拍摄图像，同时可进行组织分析。奥林巴斯倒置式系统金相显微镜

49、（日本GX51F金相显微镜） 组成：光学系统，反射光照明器，电子系统，聚焦系统，物镜转换器，观察筒和载物台部分组成。 功能：可在不同的放大倍数下观察金相组织，拍摄图像，其倒置载物台放宽了对样品的形状要求，不用考虑物体非观察面的平整和高低情况，用于观察较厚的和较大的金属材料等的载面，同时利用系统转换可以分析样品的金相组织，如晶粒度的评级，第二相的面积测量，层深长度测量等。2.4实验原理 Nb-Al 合金在熔炼过程中，由于铌和铝的密度和熔点存在很大的差异，容易导致低熔点元素的挥发， Nb 和气氛气体、坩锅或模具之间的反应, 从而影响合金收率。电子束熔炼、真空或氩电弧熔炼、等离子电弧熔炼是熔铸Nb-

50、Al 合金的常用方法。熔炼时，由于其能量高导致Al 的挥发很严重,难以获得所需要的合金成分；所以Nb-Al 合金在熔炼过程中比较苛刻，对设备要求比较严格。本实验选择电阻炉进行炉料的熔炼。2.5实验过程1.炉料的配料、熔炼与浇铸过程按照实验试件所需炉料的配比将原材料在钳工台上使用手锯进行切割配制，将配好的炉料按试件编号准备好。配好炉料后开始给电阻炉升温，本组实验需要两个电阻炉，一号高温电阻炉用于炉料的熔炼，二号中温电阻炉用于金属型模具的预热。实验前先将坩埚预热使坩埚中的水分蒸发掉。将二号电阻炉升温至200将金属型模具放入其进行预热处理。将一号炉升温至1100，待炉温稳定后将将盛有一定量工业纯铝铝

51、块的石墨坩埚放入高温电阻炉中。设置变量熔铸温度750、800、850、 900制备复合材料，反应物选择10%的Nb（占铝的百分含量），且加入冰晶石(六氟铝酸钠Na3AlF6)与Nb比为1:4，投入到坩埚中，搅拌10分钟，使它们充分反应，保温40分钟，再充分的搅拌，浇入预热钢质模具中，等到浇铸后的试件冷却后将其从模具中取出。然后制成金相试样。熔铸温度 表2-2试样编号保温时间(min)搅拌时间(min)熔铸温度（）1#40107502#40108003#40108504#40109002金相试样的制备(1)将从铸件上取下的试样先用钢锉将其表面较深的锯痕与氧化层除去，再在砂轮机上倒出角度大约为45

52、的倒角，防止精抛时毛边刮蹭精抛布造成不必要的划痕。(2)在水平工作台上依次使用砂粒度为500、800、1200、1500、2000的金相水磨砂纸将样品的平面磨光，直到试件表面无明显划痕时（也就是在磨制一段时间后将试样沿磨制方向旋转90。，使新磨痕与旧划痕垂直，直到旧划痕完全消失为止），再更换下一型号更细的砂纸。每更换一次砂纸都要将试件表面清洗干净，防止上一次粗砂纸的砂粒残留于细砂纸上在磨制时形成不必要的划痕。(3)砂纸打磨后的无划痕的试件就可以粗抛光了。在抛光机的抛盘上装上粗抛光布，将装水的矿泉水瓶中加入抛光粉，使其均匀混合。在抛光过程中一边打磨试件。一边不断地向抛光布上喷洒混有抛光粉的水。直

53、到试件表面较为光洁且无划痕。 (4)粗抛光后就可以精抛光了，同粗抛光一样，只不过在抛光过程中需要使用精抛光布，而且要在试件表面涂抹抛光膏（抛光膏可以更好的打磨试样表面的划痕），并需要不断地向精抛光布上喷洒混有洗洁精的水。直到试件表面光亮如镜，无明显划痕和水痕就可以进行下一步的腐蚀了。3. 金相腐蚀本组试件所用腐蚀剂是体积分数为0.5%的HF，腐蚀过程属于化学腐蚀。化学腐蚀就是将精抛光好的磨光面在化学腐蚀剂中腐蚀一定时间，从而显示其试样组织形貌。腐蚀原理是由于晶界上原子排列不规则，具有较高自由能，所以晶界易受腐蚀而呈凹沟，使组织显示出来，在显微镜下可以看到多边形的晶粒。先将腐蚀液配好放置于器皿中

54、，然后将抛光好的金相试样光面用清水或酒精清洗干净并吹干，然后置于腐蚀液中。由于本实验铝基合金试样其他合金元素含量很少所腐蚀时间不易确定，因此每腐蚀5s后即用清水冲洗，然后用电吹风吹干或用过滤纸将表面水分吸干，再在显微镜下观察组织形貌，如此类推直到晶界清晰可见为止。其过程大致为：清洗试样表面并吹干计时腐蚀清洗腐蚀面吹干组织形貌观察。注意事项：1.腐蚀前一定确保试样抛光面光亮如镜，无赃物，无划痕，否则腐蚀后抛光面有许多黑色污点，而且划痕会更加清晰可见严重影响组织形貌的观察和组织的分析。2. 一般情况下经过腐蚀的表面会由光亮如镜变得光泽灰暗，隐约有一层白色的雾，所以一定掌握好腐蚀时间。3.在配置腐蚀

55、液和腐蚀过程中一定要佩戴橡胶手套以防灼伤皮肤。4.金相组织观察 腐蚀好的试样进行金相组织观察。本组实验使用奥林巴斯倒置式系统金相显微镜（日本GX51F金相显微镜），将试样分别在100,200,500和1000倍下进行观察。第三章 试验结果与分析3.1样品表征1.金相观察 图3-1 不同处理状态下铝基原位复合材料的金相显微组织a为纯铝组织，b为熔铸温度750组织在熔铸温度为750组织与纯铝的组织图对比可以看出有少量Al3Nb颗粒增强体生成分布于铝基中，其含量较少且分布不均匀，Al3Nb颗粒增强体多成点链状分布于铝基中，所以在此温度大量的Nb粉和纯铝并没有完全反应生成Al3Nb颗粒溶于基体中。而沉

56、积于熔体底部。图3-2 不同处理状态下铝基原位复合材料的金相显微组织a为纯铝组织，b为熔铸温度800组织在熔铸温度为800组织与纯铝的组织图对比可以看出有Al3Nb颗粒增强体生成分布于铝基中，其含量较少且分布较为均匀，Al3Nb颗粒增强体成团球状分布于铝基中，所以在此温度下铝基中溶解的Al3Nb颗粒增强体量有所提高。图3-3 不同处理状态下铝基原位复合材料的金相显微组织a为纯铝组织，b为熔铸温度850组织在熔铸温度为850组织与纯铝的组织图对比可以看出有大量的Al3Nb颗粒增强体生成分布于铝基中，大部分粒状的Al3Nb颗粒增强体多成团状聚集分布于铝基中，即其分部弥散程度较差，并且分布也不均匀，

57、但在此温度下铝基中溶解的Al3Nb颗粒增强体量很多。图3-4 不同处理状态下铝基原位复合材料的金相显微组织a为纯铝组织，b为熔铸温度900组织在熔铸温度为900组织与纯铝的组织图对比可以看出几乎没Al3Nb颗粒增强体生成分布于铝基中，再此温度下Al3Nb颗粒增强体很少溶于铝基体中 ，所以在此温度大量的Nb2O5粉和纯铝并没有完全反应生成Al3Nb颗粒溶于基体中。而没有反应的Nb是沉积于熔体底部。图3-5不同处理状态下铝基原位复合材料的金相显微组织a为熔铸温度750组织，b为熔铸温度800组织，c为熔铸温度850组织，d为熔铸温度900组织在不同温度下随着熔铸温度的提高Al3Nb颗粒增强体生成分

58、布于铝基中，成先增加后减少的趋势：1.在熔铸温度为750组织,有少量Al3Nb颗粒增强体生成分布于铝基中，其含量较少且分布不均匀，Al3Nb颗粒增强体多成点链状分布于铝基中。2.在熔铸温度为800组织,有少量Al3Nb颗粒增强体生成分布于铝基中，其含量较少且分布较为均匀，Al3Nb颗粒增强体成团球状分布于铝基中。3.在熔铸温度为850组织,Al3Nb颗粒增强体生成分布于铝基中，大部分粒状的Al3Nb颗粒增强体多成团状聚集分布于铝基中。4.在熔铸温度为900组织,几乎没Al3Nb颗粒增强体生成分布于铝基中，再此温度下Al3Nb颗粒增强体很少溶于铝基体中 。3.2性能测试1.摩擦磨损测试一定的接触

59、压力下，具有滚动，滑动或滑滚复合运动的摩擦形式，可在极低速或高速条件下，用来评定润滑剂，金属，塑料，涂层，橡胶，瓷等材料的摩擦磨损性能。在转速为150r/min，时间为三分钟的磨损下进行：1#的磨损测试（单位：g）表3-1接触压力(N)12345平均值200.00310.00320.00320.00320.00330.00320300.00330.00320.00330.00320.00340.00328400.00350.00360.00340.00340.00350.00348500.00360.00350.00370.00360.00360.00360600.00380.00370.00

60、390.00400.00380.003842#的磨损测试（单位：g）表3-2接触压力(N)12345平均值200.00300.00310.00310.00320.00300.00308300.00320.00320.00310.00320.00320.00318400.00330.00340.00330.00340.00330.00334500.00350.00340.00350.00340.00360.00348600.00350.00350.00360.00370.00360.003583#的磨损测试（单位：g）表3-3接触压力(N)12345平均值200.00300.00290.0031