原位制备铝基复合材料的热处理工艺及力学性能研究

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摘要摘要与传统的金属材料相比，铝合金及其复合材料具有比强度、比刚度高、加工成形性好、尺寸稳定性强和耐腐蚀性好等一系列优点，所以在汽车、电子、航空航天等工业领域具有极其广阔的发展前景。本文采用高能超声辅助原位反应法制备灿3T“7075铝基复合材料，解决了传统方法下制备的复合材料中增强颗粒分布不均匀与及增强颗粒与基体界面结合不好等问题。对制备的铝基复合材料显微组织、物相及力学性能进行分析，结果表明：灿3Ti增强颗粒在基体中分布均匀，晶粒组织细小，灿3Ti颗粒与基体界面结合良好。为进一步提高复合材料的力学性能，采用箱式热处理炉、显微硬度器、SEM电镜、能谱分析仪对灿3Ti／7075复合材料固溶和时效处理进行分析，结果表明：复合材料的单级固溶处理的最佳方法为480℃／5h，复合材料经此条件固溶处理后，第二相能够较好的回溶到基体内且不会发生晶粒长的的现象。随着固溶温度继续升高，溶质原子溶入有限，溶质原子带来的强化效果不大，合金硬度有下降的趋势，当固溶温度达到520℃时，出现了组织过烧现象。复合材料的双级固溶处理最佳方法为440℃／3h+480℃／2h，与单级固溶处理相比，复合材料在此条件下固溶处理后，复合材料能够达到最大固溶度，第二相回溶更充分且硬度达到固溶处理最大值。进而对复合材料时效行为进行分析，结果表明：基体合金和复合材料在同一温度下时效时，复合材料到达时效峰的时间要比基体合金短；在同一温度下，之所以A13Ti／7075铝基复合材料的硬度值要比基体的高，主要是因为采用了高能超声法，使复合材料晶粒细化及原位反应生成的舢3Ti颗粒能够均匀分布在基体中。采用M．2000型磨损实验机、扫描电镜和电子天平对铸态舢3Ti／7075复合材料及基体进行干摩擦滑动磨损实验，结果表明：复合材料和基体的磨损现象都是若干种磨损机理的综合作用的结果；随着摩擦速度和载荷的增加，复合材料和基体的磨损率逐渐升高；从整体上来讲，在同一摩擦条件下，复合材料的耐磨损性能高于基体；在低载荷磨损时，由于复合材料中增强颗粒的存在，使得 摘要复合材料磨损性能要比基体好；随着载荷加大，增强颗粒会松动，从基体中脱落或者断裂，这势必减少了摩擦接触面积，断裂的其他部分仍在基体中起到增强作用从而提高复合材料的磨损性能。关键词：砧3吲7075复合材料；7075铝合金；固溶处理；时效处理；磨损性能II ABSTRACTComparedwitllnle仃ad“ioIIalmetalma钯rial，alumiImmandcompositemateriaLlshaveaseriesofadvall_cages：specificg骶ngtlltllansti胁ess，900dfonnabili饥dimensioIlal虹bili．ty，strcngtllandcon．0sionresiStance，soitis∞m．e】melybroadprospectSfordeVelopmentintheautomotive，elec仃011ics，aerospacea11dotller娥stries丘eld．r111ispaperadoptslligh-energyul缸镪oundinsinJpr印ared触3Ti／7075matrixcomposites，prepared．u11dernle饥泔itioIlalmetllodtosolVethecompositematerials埘tlle妣eduIlif．omparticledistributionandt0eml雅cemebondingb酏Ⅳeenparticlesalldotllerissues．Onnlepreparationoft11ealⅧ11jmlmma埘．Ⅸcompositemicros仃IlCtureandmechallicalpropertiesofpIl嬲eanalysisshowedt11at：A13TireiI面rcingpaniclesdistributedurlif0加lyi11thema缸奴，鲥nsizesmall，舢3nparticlesandthebondiIlgisgood．To舢曲eriIIlpr0Vet11emechaIlicalpropeTtyofcomposite，也esolution锄daging仃ea：缸Ilentof舢3吲7075conlpositewaSaIlalyzed谢Ⅱlboxllcat仃eannent矗lmace，lIlicroh砌lessdevice，SEMandEDS．111eresmtsshowedtllat：compositematerials，廿1ebestsingle·stages01ution臼ea仃nemm甜lodis480℃／5h，compositematerials枷s01utionn．eannentforttliscondition，tllesecoIldphasecanbeagoodsolutionbacktothebaSebodyalldtllegrailldoesnotoccurlongpheIlomenon．ThellighersolutionteInperatllre，dissolvedsoluteatomsislimited，mes仃engmeIlinge饪．cctofs01uteatomsdonotbriI培thea110yb鑫I曲1essofadown、Ⅳardtrend，whenthesolutiontemper砷玳reaches520℃，t11eeme玛enceofmephenomenonofo瑁mizedb啪．7nlebeSt聃rayoftwo-stages01ution眈a舡nentis440℃／3h+480℃／2h．Conlpared、^，itllsin91e—Stagesolution仃ea缸nent，compositematerialsintllisconditioIl，啦ersolutiontre锄ent，compositematerialsmaxim啪solubil时，nlesecondph弱ebackt0more伽lydissolvedsolution仃eanllenta11dmaXiInum№ess．Agingbehaviorof廿lecompositeswere锄alyzed，meresultsshowedⅡlat：tllemat也【alloy砒ldcornpositesat廿1es锄etemperan鹏agiIlg，mecoInpositematerialt0reachⅡlepea玉【agingtirneshorterthaIltllema_trixalloy；me№essof舢3Ti／7075al啪硒姗ma乜i】【co埘【posites玎I ABSTRACT11i曲ert11allmema仃i)【，m砌ybecauSeofmehigll·ene略ylll仃asoundusedt0makecoIIlpositematerials，伊aillrefinememandillsitureactionofA13TiparticlescaIlbeurli南mIydistributedin血ema=trix．D巧slid堍wearbehaviour0fex删ed触3吲7075compositesa11d7075m撕xwereiIlvestigated、ⅣimweartestmechiIle，elec缸DIlicbalanceaIldSEM，也eresuhshowt11at：seVeralabraSionlnecll习血smresultintllewearofcompositeandm撕xalloy；、)l，immeriseofslidingspeed趾dload，也ewe扯ratesofcompositesa11dm撕xi11cre嬲e；Ill廿les锄e衔ctioncondition’廿lewearperfo咖arlCeofCompositesmgherttl锄t11em撕x；AtIowload、Ⅳe盯iIlconlpositematerial，duet0theexistenceofreiIlforCingp缸iclesmatcompositeswearped．0m甜lceisbe伯ernlanm缸rix；As也eloadi11creaSed，eriImcedpanicles仔acIn坩eorloose丘Dmmema灯i】【，wllichisbolllldt0redllceⅡle缸Ctioncontzlctarea’bre越ngt：herestoftheplayisstillthematrixe玎11铷∞ementt0irnpr0VenlewearpropertiesofcoInpositematI斑als．Keywords：砧3n／7075composites；7075alu血IulIIla110y；Solution仃ea缸nent；A西ng纽e舳ent；W|earmech撕sm；Ⅳ 录第1章绪论⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯11．1引言⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯．．11．2铝基复合材料发展概况⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯一21．2．1复合材料的概念及性能特点⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯．21．2．2铝基复合材料的主要类型⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯21．2．3铝基复合材料的性能特点⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯31．2．4铝基复合材料的发展与其应用⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯31．3颗粒增强铝基复合材料制备方法⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯．41．4高能超声制备金属基复合材料的研究现状及前景⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯．71．4．1超声波的定义及其发展状况⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯71．4．2超声波在制备颗粒增强金属基复合材料的声学效应⋯⋯⋯⋯⋯⋯81．4．3超声波制备颗粒增强金属基复合材料研究现状⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯91．5铝基复合材料的热处理⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯101．5．1A1-Zn_Mg—Cu系铝合金常用热处理制度⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯101．5．2铝合金热处理工艺的发展现状⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯111．5．3颗粒增强铝基复合材料热处理概述⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯．111．6金属基复合材料摩擦磨损研究发展现状⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯121．6．1概j峦⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯．．121．6．2复合材料磨损性能的参数⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯．131．6．3颗粒增强铝基复合材料摩擦磨损性能的影响因素⋯⋯⋯⋯⋯⋯．131．7本课题的研究意义和主要内容⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯16第2章实验方法⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯172．1引言⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯．．172．2实验材料的选择⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯．．172．2．1基体材料⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯172．2．2增强颗粒的选择⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯18V 目录2．2．3复合材料制备方法⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯．182．3砧31们075铝基复合材料热处理方法⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯．192．3．1固溶处理⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯192．3．2时效处理⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯202．4A131I／7075铝基复合材料磨损实验方法⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯．2l2．4．1复合材料磨损实验方法⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯．212．4．2磨损试样检测与分析方法⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯．．212．5检测方法与分析设备⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯222．5．1组织分析设备⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯．．222．5．2铝基复合材料力学性能测试设备⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯．222．5．3铝基复合材料热处理设备⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯．．232．5．4热处理试样检测与分析方法⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯．24第3章7075铝基复合材料热处理工艺研究⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯253．1引言⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯253．2超声制备舢3吲7075铝基复合材料的组织形貌⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯。253．3单级固溶对复合材料组织和性能的影响⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯263．3．1不同固溶温度对复合材料显微组织影响⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯．273．3．2不同固溶时间对复合材料显微组织影响⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯．293．4双级固溶对复合材料组织和性能的影响⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯313．4．1第二级固溶温度和时间对复合材料硬度的影响⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯．313．4．2双级固溶后X射线衍射图谱⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯．333．5复合材料的时效处理强化行为⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯343．5．1时效处理分析⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯。343．5．2复合材料时效处理的显微组织⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯．343．5．3复合材料时效处理的显微硬度⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯．353．5．4复合材料时效强化微观机理分析⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯．．363．6不同状态下基体与复合材料硬度的比较⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯373．7本章小结⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯38第4章铝基复合材料磨损性能及力学性能测试⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯．40V1 目录4．1引言⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯404．2基体及复合材料的磨损质量损失与载荷的关系⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯404．3复合材料的磨损机理与讨论⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯4l4．3．1基体和复合材料磨损表面SEM形貌⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯424．3．2磨屑SEM形貌⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯434．4复合材料的力学性能测试⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯444．4．1基体和复合材料的拉伸性能⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯．．444．4．2复合材料的拉伸断口分析⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯．454．4．3复合材料强化机理⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯．464．5本章小结⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯47第5章结论与展望⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯．．495．1结论⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯495．2展望⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯50致谢⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯．51参考文献⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯．52攻读学位期间的研究成果⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯⋯．56VII 第1章绪论第1章绪论1．1引言铝是地壳中分布最为广范、储存量最多的金属之一，约占地壳总质量的8．2％，仅次于氧和硅的含量，比铁(约占5．1％)、镁(约占2．1％)和钛(约占0．6呦的总和还多【l】。我国铝土矿分布比较集中，其中大部分为大、中型矿床，目前有31个储量大于2000万吨的大型矿床，其拥有的储量占全国总储量的49％；共有83个储量在200～500万吨之间的中型矿床。我国铝土矿的质量比较差，很难用于工业加工、耗能大的一水硬铝石型矿石占全国总储量的98％以上。铝具有面心立方晶格，熔点为660℃，密度为2．702×103蜒r／cIn3，为铁的1／3；导电性和导热性好，仅次于白银和铜而居第三位；铝还有良好的耐腐蚀，铝及铝合金在大气中不会“生锈”，耐大气腐蚀性远优于钢铁。铝的加工成形性也很好，铝及其合金的加工产品，如板、管、棒、型、线、箔和粉都可以生产，并且其产品都已经得到广泛的工业应用。铝有很好的可焊性，铝及铝合金通过惰性气体电弧焊接后的外观、耐腐蚀性和力学性能都比较好，可以满足焊接结构件的需要。正因为铝合金具有以上优异的性能，因而被广发的应用于航空、航天、交通等工具。如其在汽车工业上的应用【1】：全世界耗铝量的16％以上用于汽车工业，有些工业发达国家超过20％，甚至达到25％。车辆轻量化，特别是高速和双层客车及地铁列车的轻量化是铁道运输现代化的中心议题，而大量采用铝合金材料是提高车辆轻量化的最有效途径。1923～1932年间，美国在铁道车辆上大量使用铝合金制造电动车及客车的门窗、车顶、外墙板、转向架、装饰用材等。此后，迅速扩展到意大利、德国、瑞士、加拿大等国。日本于1962年从德国引进了铝材加工新技术，三阳电铁首先采用了全铝结构车，一跃成为世界各国注视的中心。单台汽车的铝材用量也在不断增加，1977年美、日、德单台汽车铝化率(铝材用量)分别为2．5％(45k曲、2．6(29kg)、3．O％(35kD，到1989年分别增加到5％(71k曲、4．9％(58kg)、5％(50kg)。1992年美国单台车用铝量达79．8蚝，1993年平均达80．3kg，个别车种铝材用量达295蝇。但铝及其铝合金也有不少缺点，如铝的硬度比较低，与此同时其耐磨性也比较差，铝在凝固时体积收缩率比较大，大约为6．6％，铝的熔点也比较低，铝 第1章绪论和铝合金的使用温度不可高于200摄氏度，因此其高温的使用受到限制，铝的电极电位为负，因此铝与异种金属接触时，容易作为阳极产生严重的电偶腐蚀等。所以要想让铝能够更广泛的在工业上得到应用，使用铝基复合材料则是其最好的出路，复合材料能够很好的提高其力学性能。1．2铝基复合材料发展概况1．2．1复合材料的概念及性能特点复合材料是由两种或两种以上物质组合而成的一种多相固体材料【2】。而其中各组元的物理和化学性质可以相同也可以不同。虽然组分材料在复合材料中保持相对独立性，但是复合材料的性能并不是简单的表现为各组分材料的性能叠加，而是有着重要的改进。复合材料各组分协同作用，一定程度上可以弥补单一材料的缺陷，能够具有单一材料所没有的新性能。从上述定义中我们可以看出，一般材料的简单混合与复合材料有本质区别，其具体表现为以下两点：第一是复合材料不仅保留了原有材料的性能，而且材料通过优势互补，使复合材料得到新的，更优越的性能；第二则是复合材料的可设计性，复合材料可根据其用途合理地选择基体和增强相，例如复合材料要用做结构材料，则基体可以选择金属，增强相则可选择硬质颗粒；另外还可以通过调整增强相大小与及在基体中的分布、比例排列和取向等因素对复合材料进行结构设计。1．2．2铝基复合材料的主要类型根据增强物类型不同，复合材料可分为连续增强和非连续增强两种。非连续增强复合材料又包括晶须增强、短纤维增强和颗粒增强。连续增强指的是增强相为长纤维，长度可达数百米，这种纤维在复合材料中能够很好的做为承力组元。连续增强金属基复合材料的具有很高的强度和弹性模量，但是复合材料在各个单向增强时，各向异性表现明显。此种复合材料在制造过程中工艺复杂、成本较高，主要用于性能要求较高的制品上。常见的长纤维有氧化硅、碳化硅、碳、硼等。非连续增强指的是增强相为颗粒状或粉末状。在这种复合材料中，起主导作用的是基体金属，加入的增强体能够很好地改善基体材料的耐高温性、耐腐蚀性、尺寸稳定性和耐磨性能等。短纤维通常长约几十毫米，加入到基体材料2 第l章绪论中，其排列呈无方向性，性能低于长纤维。常见的有硅酸铝、氧化铝、碳、氮化硼等。颗粒增强物直径一般为几个微米到几十个微米，他们是以粉末状加入到基体金属中。此种复合材料制造成本相对较低，因此发展十分迅速。1．2．3铝基复合材料的性能特点复合材料的性能主要取决于基体合金与及增强体的含量、特性、分布等。按增强相的加入方法，复合材料制备可分为原位生成法和外加入复合法。通过以上方法制备的复合材料具有比基体优良的综合性能。其具体性能和特点如下【3，4，5】：1)比强度、比模量高由于有高强度、高模量、低密度的增强体加入到金属基体中，所以复合材料很高的比强度、比模量。2)与基体相比耐磨性能较好由于陶瓷颗粒加入到金属基体当中，使得复合材料硬度提高，因此此类复合材料具有比基体更好的耐磨性能。3)耐高温性能强增强纤维、颗粒、晶须的加入能够很好的改善复合材料高温性能。4)尺寸稳定性高许多增强相的热膨胀系数小，当基体合金中加入一定量的增强体后，能够降低复合材料的总体热膨胀系数。5)抗疲劳和断裂韧性好基体与增强体的结合情况、增强体在基体中的分布与及基体和增强体本身的特性对复合材料断裂性能和疲劳性能都有影响。除了以上特点外，又由于我国铝资源丰富、价格便宜、制备工艺和设备简单等特点，使其逐渐成为金属基复合材料研究领域中的重点。1．2．4铝基复合材料的发展与其应用随着科学技术的飞速发展，人们对材料的性能要求越来越严格。不仅需要材料有一些特殊的性能，还要求有很好的综合性能。传统的一些材料很难满足人们的需求。这也势必促进复了合材料的快速发展。铝基复合材料中常选用陶瓷颗粒作主要的增强相。在层出不穷的复合材料3 第l章绪论增强相中，陶瓷颗粒主要以它的高硬度、高强度以及很好的耐热性在众多增强颗粒中脱颖而出。所以在基体中加入陶瓷颗粒后，可以让合金在多方面的性能得到改善。我们在探索与研究中，发展了多种可用于作为复合材料增强相的颗粒。颗粒增强铝基复合材料在汽车业和军事工业上用途非常广泛。如：汽车上的发动机活塞、刹车盘、衬套、气缸套、连杆和驱动轴等。又由于其强度高、刚度好和良好的耐热性也被应用于军事工业上【6'7J。虽然颗粒增强铝基复合材料的应用前景非常乐观，但是在我们面前还存在一些没有解决的问题。比如：①颗粒增强铝基复合材料比一般的材料零件制造成本要高，工艺复杂，产量不高。②颗粒的体积分数和大小在一些制备方法中受到限制，制约了材料的性能。③复合材料的回收及复合材料重复利用尚待解决。④现有颗粒增强复合材料的设计数据还不完善，材料的应用和发展因此受到制约。但是以长远的角度来看，开发和利用颗粒增强铝基复合材料应受到高度重视。1．3颗粒增强铝基复合材料制备方法目前制备颗粒增强铝基复合材料的方法各式各样，数目很多。在制造过程中合金基体可以是液相，也可以是固体粉末；增强体可以外加引入，也可以在基体中原位生成。其主要方法如表1．1所示：表1．1复合材料常用制备方法Table1．111lemainmaIluf．acturemetllodofcOmposites类剐制造方法典型的复合材科一粉末猃貅sic扛／^1、A1203零鼙降、按掰鹈毒坯固慝热压和热箨静压按术si印／n4亭都件、扳{才；R准材制造技术热轧、热挤压和热拉技术si印／^I、A12133棒材和管材真空压力浸渍技术si白／n零舒阵、扳材和铸坯液态．挤压铸黼siqp／n、^1203零鲥牛、按#|和铸坯话幢按术液态金尉赏拌铸菇铋淋sicp／▲l、^1203零鼙件、按I：j和铸坯喷射沉积按术sicp／n、^1203零鼙件、板材和铸坯新型原位反腓^l∞3零聱}牛、板材和铸坯制造按术半固态揽黼sicp／^l、n203零舞胖、按蜥啭坯4 第1章绪论(1)粉末冶金法粉末冶金法在很早就被应用于制备金属基复合材料上。该工艺是将增强颗粒粉末与金属基体粉末按一定比例混合均匀后在模具中冷压，除气后在真空中热压，最后在高温下烧结制备出颗粒增强金属基复合材料的方法称为粉末冶金法嘲，其具体流程如图1．1。粉末冶金法在制备金属基复合材料中有以下优点：可以很好地调节基体中的增强颗粒所占比例，可用于制各较高体积分数的复合材料，并且增强相在基体中的分布也比较均匀，这样制各出的复合材料综合性能较高。另外此方法制备的复合材料，基体不必加热至熔化，一方面可以减少基体燃烧所带来的损失，一方面也可以减少复合材料界面反应。其缺点就是生产工艺复杂、成本较高，很难实现大规模工业化生产。图1．1粉末冶金法工艺流程图Fig．1．1ProceSSchart0fpowdermetallul：{；)，approach(2)液态金属搅拌法该工艺是将基体合金加热至液相线温度以上或固液相温度区间，再通过电磁搅拌或机械搅拌等方式使熔体合金与加入的增强相均匀混合，最后浇注成型的方法称为搅拌铸造法【9J，其流程如图1．2。搅拌法常分为全液态搅拌法和半固态搅拌法。全液态搅拌法是通过搅拌器使熔体中的增强相在液态基体合金中均匀的分布，最后浇注成型。此方法的缺点是增强相不易与基体混合均匀，且在反复的搅拌过程中熔体吸气比较多，最后浇注成型的铸锭中气孔较多。基体金属加热到固相线和液相线之间的适当温度进行搅拌的方法称为半固态搅拌法。因为液、固二相熔体的粘度不大，再利用半固态熔体的触变性能，边搅拌边加入增强颗粒。这时，基体中的增强颗粒即使在金属熔体中润湿不好或不润湿，都可以在二相熔体中固相粒子的包裹和夹带作用下得到很好的分散。然后在液固二相温度或升温到液相温度进行浇铸，得到我们所需要的金属基复合材料。5 第1章绪论图1．2搅拌铸造的工艺流程Fig．1．2Processchan0fstiringcaSting(3)挤压铸造法挤压铸造法是将增强颗粒或者增强粉末制成预制块，放入到压型当中，然后利用压机把液态金属压入其中而制造出复合材料的方法。挤压铸造又可分为间接挤压铸造和直接挤压铸造。挤压铸造所需设备简单、成本低、生产周期短，但是由于挤压铸造过程中的压力非常大(一般在70～100MP)，因此预制块制作非常严格【101。(4)原位反应法原位合成法是一种最近发展起来制备复合材料的新方法。其基本原理是利用不同元素或化学物之间在一定条件下发生化学反应，而在金属基体内生成一种或几种陶瓷相颗粒，以达到改善单一金属合金性能的目的。通过这种方法制备的复合材料，增强体是在金属基体内形核、自发长大，因此，增强体表面无污染，基体和增强体的相溶性良好，界面结合强度较高。同时，不像其它复合材料，省去了繁琐的增强体预处理工序，简化了制备工艺【ll】。常见的原位合成方法有：自蔓延高温合成法(SHS)、直接反应合成法(DRS)、放热反应法(XD)、机械合金化法(MA)、反应自发浸渗法(RSI)、熔盐辅助合成法(FAS)等。(5)喷射沉积法喷射沉积法制备金属基复合材料是在高压惰性气体喷射流的作用下将基体合金液分散雾化，同时将增强颗粒喷入合金雾化流中，使之混合并一起喷射沉积到经过预处理的基板上，在基板上快速凝固，从而制备出金属基复合材料的方法，其装置如图1．3【12】。此方法制备的复合材料增强颗粒在基体中分布均匀，且由于冷却速度快，所以复合材料晶粒组织细小，并且在制备复合材料的过程6 第1章绪论中能够有效的控制界面反应。其缺点就是制备出的复合材料组织含有气孔，不够致密需要进行二次加工。图1．3喷射沉积制备方法示意图F培1．3AbridgedgeneraJViewofsp“桫deposition本课题实验采用的是直接反应合成法(DRS)，其基本原理是将反应物以粉料或压坯形式直接加入到金属熔体中，通过熔体的热量引发反应物和熔体内的合金元素之间进行化学反应，从而原位生成所需增强相，再在反应过程中导入高能超声波，使增强相进一步弥散，组织晶粒细化。1．4高能超声制备金属基复合材料的研究现状及前景1．4．1超声波的定义及其发展状况目前自然界中存在各式各样的波，其主要可分为电磁波和机械波两大类。电磁波是由于电磁力产生的，是电磁场变化在空间的传播过程，它是属于一种电磁能量的传播，其在真空中的传播速度为3×104n以。按照其频率电磁波又可分为无线电波、红外线、可见光、紫外线、X射线及宇宙射线等。而机械波是由于机械力，即弹性力产生的机械振动在介质中的传播，它传播的则是一种机械能量，并且只有通过介质才能传播。按照其频率机械波可以分为三类：次声波、声波和超声波。其中频率在20HZ以下的波动称为次声；20．20Ⅺ忆之间的波动称为声波；而频率在20KHZ以上的波动则称为超声波。超声波是一种能量形式，7 第l章绪论其强度超过一定值时，就可以通过它与传播介质的相互作用，去影响、改变至破坏后者的状态、性质及结构，这种超声波则称之为高能超声【9】。美国普林斯顿大学化学实验室早在20世纪20年代就对超声化学有所研究，时曾发现超声波可以使化学反应加速，但并没有引起重视。声化学在50年代后有了长足的发展，“首届国际声化学学术会议”于1986年在英国召开，这次议标志着声化学已成为一门新的学科。此后，国际成立相应的声化学学术组，举行多次学术活动并开始发行学术杂志lI引。高能超声在液体中传播时，能够发出高强度的超声波能量，产生空化现象，可以进行震动粉碎、材料的加工等。在本课题其空化能打碎团聚的增强颗粒。中，主要是利用超声波分散作用，C一卜』尉图1．4Eckart声流在液体中的理论模拟Fig．1．4Eckartacoustics缸e锄ingsimulationint11eliquid声流是指在液体里的有限振幅衰减使液体内形成一定的声压梯度，从而形成一个流体的喷射，次喷射直接离开变幅杆的端面，在整个液体中形成环流，8 第1章绪论这便是声流【9】，声流的流速可达流体对流速度的10．103倍。超声波在液体中主要有环流和紊流两种声流效应形式，图1．4为Eckan声流在液体中的理论模拟，这可以很好的证明声流是显环流和旋转性的。次效应在用超声法制备颗粒增强金属基复合材料的过程中，起到了搅拌颗粒和金属液体，使颗粒在金属液中能更好的均匀分散。1．4．3超声波制备颗粒增强金属基复合材料研究现状1．4．3．1高能超声在铝合金凝固组织中的应用Eskill等研究了10kw的超声波在铝合金的凝固过程中的影响【15，161。试验结果表明，超声处理后的纯铝，拉伸强度提高了6％，10％，而经过超声处理的某些含有微量元素的铝，拉伸强度提高了20％，30％。在连续铸造中，经过超声波处理A1．Si的合金效果也非常良好，初生Si相能得到显著细化【l刀。李英龙等研究了超声处理对砧．Si合金性能和组织的影响【18】。结果发现，共晶Si相能够在声强为3．5w／cm2的全过程超声处理中显著细化，断裂的共晶Si相呈粒状分布并发生局部熔化，棱角变钝。而在结晶前以同样的声强进行超声处理，合金内的共晶Si相虽然得到细化，但其仍呈针状分布，晶粒没有发生断裂。赵忠兴等采用底部导入超声处理的方式制备铝合金【191，超声处理后的晶粒细小，合金组织大部分为均匀的等轴晶或颗粒晶。总的来说，超声波能够改善铝合金制各中合金的凝固组织，通过声空化、声流化效应促进了等轴晶的生成，因此超声在制备高性能金属基复合材料上还有很大的发展空间。1．4．3．2高畿超声在铝基复合材料制备过程中的应用近年来，有关原位反应复合法的研究发展很快，国内外学者都想在原位制备复合材料的同时，通过高能超声空化作用来促进或者加速原位反应的发生。TjongSC【20l等人在制备的SiCp／乙蛇7复合材料过程中使用高能超声。从晶相组织看出，SiC颗粒与基体结合紧密，边界分明，未见反应层；并且发现10％SiC口／乙屹7比基体ZA27的耐磨性提高了10倍以上；还认为，微细颗粒(0．5∥所)的强化效果比大颗粒(5∥朋)要好。潘进等【21l以Ti02和A1．Mg合金为原料，通过高能超声作用，制备了以A13Ti9 ———————————————————_一第1章绪论和Mg魁204为主要增强颗粒的锌基复合材料，增强颗粒在基体中分布均匀，复合材料性能稳定。潘蕾教授等瞄】通过高能超声辅助原位反应烧结块制备了Ti02、A1203和TiB2增强的乙心7和SiCP／乙墟7(SiC最小直径O．5∥历)基复合材料。基体中增强颗粒分布均匀，复合材料界面干净。江苏大学复合材料课题组通过在熔体反应法中使用高能超声，制备了(A1203+A13Zr)p／A356复合材料。反应生成的颗粒粒径平均尺寸为1∥聊，并且均匀分布在基体当中；高能超声处理前后的复合材料抗拉强度对比表明，复合材料在经过高能超声处理后抗拉强度提高近20％，达到了381．4MP四J。总体来看，作为一种外加物理场的超声波，在原位反应生成新材料的制备过程起着重要的作用。目前，还没有超声条件下制备灿3n、TiB2颗粒增强铝基复合材料熔体的报道。所以研究复合材料在超声条件下的合成机制具有重要意义。也是本课题的特色和创新点之一。1．5铝基复合材料的热处理1．5．1A1．zn．Mg．Cu系铝合金常用热处理制度舢．Zn．Mg．Cu系属于超高强铝合金，这类合金常用的热处理制度包括：(1)T6处理是合金先在460℃下固溶处理，然后在120℃时效24h，合金在该热处理工艺下强度得到很大的提高，但降低了合金的抗应力腐蚀性；(2)T73处理是合金先在460℃下固溶处理，然后在120℃时效24h，在160℃时效12h，该工艺提高了合金的抗应力腐蚀性能，但强度相比T6工艺下降比较明显：(3)T77处理是合金先在460℃固溶处理，然后在120℃时效24h，在200℃时效10mill，最后在160℃时效12h，该工艺能提高合金强度及抗应力腐蚀性能【24】。合金经不同热处理后，性能会有所改变，因此，对超高强铝合金热处理工艺的研究是非常有必要的。目前，人们主要研究的方向是铝合金的时效处理工艺，相比之下对固溶处理工艺的研究相对较少。近些年来，随着回归再时效处理f25】的快速发展，国内外学者多给予了关注。合金零部件在这种热处理方法下强度和耐腐蚀性能有最佳的结合，有很好的发展前景126J。10 第l章绪论1．5．2铝合金热处理工艺的发展现状当前，舢．Zn．Mg-Cu系合金的热处理成为国内有很多企业和研究单位的研究重点。冯正梅等【27】对铸造态的7075合金薄板的T76状态进行了研究，得出了T76状态的最佳工艺制度：合金在470℃固溶后；再在120℃下时效4h和170℃时效18h。合金试样在经过上述时效处理后，观察其显微组织并对其进行腐蚀试验，结果发现，沉淀相细小并在试样内密集的分布着。晶界上的析出相也很小，几乎没有无析出区。经双级时效的薄板有较好的力学性能和耐腐蚀性能。东北大学的刘晓涛等【28】研究了电磁半连续铸造法制备的A1．Zn-Mg．Cu系合金均匀化处理后的显微组织和成分。从研究中得出了合金均匀化处理的过烧温度，并得到了合金均匀化动力学方程。最后提出了此系合金最佳的均匀化处理工艺。陈康华等【28】研究了挤压态7075铝合金的固溶组织和力学性能，发现经466℃常规固溶2h后，基体组织中仍然存在粗大第二相粒子，而采用双级强化固溶处理的合金，其绝大部分第二相粒子回溶到a．Al中，且无发生再结晶和过烧的现象。经过此热处理工艺处理的合金屈服强度和断裂强度能够得到很大提高，同时能够保持合金的伸长率不变。中南大学的郑子樵等【25】通过实验研究了铸造态7055型铝合金在不同热处理方法下的拉伸性能，时效组织和抗应力腐蚀性能。结果表明，经过Ⅺ认处理的试样合金，晶内存在和T6状类似的显微结构，同时晶界上析出物的大小和分布情况与过时效状态类似。该铝合金经Ⅺ认处理后，强度能够达到T6状态的峰值水平，同时与T6态相比，合金的抗应力腐蚀性能较好。砌认处理后，组织内粗大、孤立分布的晶界析出物对阻止氢脆以及缩小晶内和晶界电化学差异起着积极作用，因此来改善合金的抗应力腐蚀性能。王洪斌等研究了舢．Zn．Mg．Cu系超高强铝合金的热处理制度。结果发现在挤压态合金内存在大量的富铜相颗粒，；合金在450℃固溶时，出现了再结晶现象，而在470℃固溶时，第二相颗粒发生长大【29】。同时发现合金吸热峰出现在474．6℃，故此合金在475℃以上固溶效果最佳。另外，在相同的T6条件下，合金在采用双级固溶比在单级固溶时抗拉强度和伸长率要高。1．5．3颗粒增强铝基复合材料热处理概述西方发达国家已经在对超高强度铝基复合材料的热处理研究中已经取得了 第1章绪论定的成果【261。而中国对此开展的研究较晚，其中的各种强韧化机理我们就更了解。含Zn量9％以上的铝合金比一般的高强铝合金的热处理制度复杂。目前我国对铝基复合材料热处理工艺的研究还处于起步阶段，后面还需学者进一步研究【29】。湖南大学的陈振华等研究了T6热处理状态下A359／Sicp复合材料的摩擦磨损性能，实验结果表明：材料在T6处理后，硬度和耐磨性大幅度提高，摩擦系数也相对稳定。该复合材料经过530℃／3h固溶(水淬)和175℃／711时效热处理后，其磨损率比未热处理喷射沉积态要好的多【30J。沈阳金属研究所的胡代忠等研究了热处理工艺对粉末冶金法制备的SiC颗粒增强铝基复合材料性能的影响。结果发现，制备的SiC颗粒增强铝基复合材料薄板在室温下性能较好，而经过T6处理后，其抗拉强度达到463Mpa，伸长率达到10．2％【31j2。。国外，A．B．WNDEY等研究了7093Al／Sic口复合材料的热处理工艺。把经热处理后的试样放在金相显微镜下观察，并且做力学性能测试，发现加工硬化指数会在材料从固溶状态向峰值时效状态转变过程中减小，并且到过时效状态发生回复lj2。。1．6金属基复合材料摩擦磨损研究发展现状1．6．1概述在工业生产当中，经常会遇到机器设备零部件由于磨损过度，失效而报废。颗粒增强复合材料作为一种新型材料，其摩擦磨损性能是一个值得我们研究的新课题。汽车工业中的刹车零件；高速列车的制动盘、及发动机活塞；航空航天和军工产品中都需要磨损性能很好的材料，为此在上世纪七八十年代就有人开始研究颗粒、短纤维增强铝基复合材料的摩擦磨损性能【33．34，35阗。近年来，颗粒增强铝基复合材料的摩擦磨损行为被国内外学者进行了大量的研究【37'38’39’40’4l·42】。基体材料、增强相、基体与增强相的相容性是影响颗粒增强铝基复合材料性能的重要因素【43朋1。在选择基体材料时我们首先要把硬度、强度、韧性等参数考虑在其中，一些综合性能优异的舢．Cu、灿．Mg和甜．Si系铝合金，是最为常用的基体材料。12 第l章绪论常见的增强颗粒有：碳化物、氧化物、氮化物和其他增强物质等等。其中最为常用的为B4C、SiC、A1203等。许多研究者想通过添加两种或两种以上颗粒来对材料进行混杂增强，取得的效果都很不错。而影响增强效果的因素包括增强颗粒的弹性模量、抗拉强度、硬度、密度、熔点、热膨胀系数、热稳定性、尺寸形状等。最后，增强颗粒和基体之间的相容性以及彼此的热膨胀系数是否匹配等是影响增强颗粒和基体结合是否紧密的重要参数【45，蛔，而这些因素都能影响复合材料的摩擦磨损性能。1．6．2复合材料磨损性能的参数1．6．2．1摩擦系数摩擦系数是反映材料磨损性能好坏的一个重要指标。摩擦系数在我们日常生活中也十分重要，比如汽车上的刹车片，就需要材料有很好的耐磨性和稳定的摩擦系数。材料的性质和状态决定摩擦系数的高低，即使相同的材料，如果是在不同的条件下，它们的摩擦系数都不会相同。例如：在高温条件下，材料表面主要表现为黏着磨损，与常温条件下相比摩擦系数要大。影响摩擦系数的因素有许多：1)材料的物理、化学性质与及材料的种类；2)材料表面粗糙度，包括增强颗粒的大小、分布与及和基体的界面结合情况；3)外界的影响因素有温度和外加载荷，它们二者一般是通过改变材料表面的状态来影响摩擦系数【47'48】o1．6．2．2磨损率判定材料磨损性能好坏的主要标准就是磨损率，其中研究人员的主观观察数据也会对其产生一定的影响。在于摩擦条件下，磨损率指的是单位体积试样磨损量。磨损率的影响因素有很多，材料自身因素和外界因素对试样的磨损率都有一定的影响。1．6．3颗粒增强铝基复合材料摩擦磨损性能的影响因素1．6．3．1外部因素(a)外加载荷大多数研究学者都一致的认为【49，50，51，521，在一定条件和范围内，不管是那种13 第1章绪论增强颗粒，材料的磨损率随着载荷的增加而增大。随着载荷的变化磨损机理也会改变，但存在一个引起磨损机理改变的临界载荷。一般低载荷时，材料表面多表现为黏着磨损和磨砺磨损；载荷较大时，材料表面为严重的黏着磨损‘53，“，5卯。基体内增强颗粒含量和尺寸也会影响材料磨损机理改变的临界载荷值。(b)滑动速度多数学者通过实验规律，分析认为滑动速度对磨损率和摩擦系数的影响不十【56，57，5羽，、-o1∞j●奄霸1翻岫写嘲一，m皤图1．5三种不同材料磨损率随滑动速度的变化曲线例Fig1．5Th陀edi毹rentmaterialswearrateV撕ationwimslidingspeed大部分学者【56·59】认为材料在高滑动速度条件下(3州s以上)磨损率较低，比较平稳。但是也有部分学者提出不同的结论，S．BasaV删appa等人【删以2219础为基体，制备了体积分数为15％的SiC铝基复合材料，并且通过销盘试验研究了复合材料的摩擦磨损性能。试验数据表明，滑动速度提高会使材料的磨损率增加，并且存在一个临界速度点，当滑动速度大于4．6n以时，材料的磨损率增长明显，如图1．5。分析其原因，认为在临界速度以下，材料表面会在摩擦后形成一层膜，通常叫做转移膜，同时材料在外力作用下发生应变，产生加工硬化，从而降低磨损率；在临界速度以上，材料会因由于摩擦热引起温度升高发生软化，这时材料的磨损方式主要表现为黏着磨损，导致磨损率增加。(c)温度’．在干摩擦情况下，材料表层的化学、物理特性会随着摩擦过程中摩擦副表面温度改变而改变，从而改变材料的磨损机理。多数学者一致认为【61，皖63～，温度是影响摩擦磨损的重要因素。在实际应用中，汽车发动机活塞和缸套、刹车碟片等零件的正常工作温度都很高，而高温下材料的摩擦磨损性能与常温下有14懈黼雌饴磅扮。各；量譬娶，毫￡耋 第1章绪论材料摩擦磨损性能的影响是非常重要的。SiC／8090铝基复合材料进行干滑动摩擦试验，试验温度范围：室温～350℃。实验数据显示复合材料在从轻量磨损向严重磨损的转变过程中存在一个临界转变温度值，如图1．6。并且在这温度值以上材料的磨损率要比临界温度下的高1~2个数量级。同时还发现，外加载荷的增加会引起临界转变温度降低，当外加载荷为6．3MPa时，这个临界值为250℃；当外加载荷为50MPa时，临界值为100℃。这表明，材料的磨损性质能够在低温的条件下，随着外加载荷的增加而完成转变。图1．6不同载荷下，材料磨损率随温度的变化曲线【61】Fig1．6Underdi肫rentloads，we盯ratecun，ewithtemperature1．6．3．2内部因素(a)基体材料在整个复合材料的体积中基体材料占绝大部分。因此复合材料的摩擦磨损性能会受基体本身的化学成分、塑韧性、硬度以及热稳定性的显著影响【651。(b)增强颗粒增强颗粒自身对复合材料摩擦磨损性能也具有很复杂的影响。增强颗粒的物理特性对材料的摩擦磨损性能会有所影响；在不同条件下，相同的增强颗粒，也可以因为其尺寸、含量和形状的不同、对复合材料磨损性能产生不同的影响。表1．2为常用的增强颗粒的基本物理性能。15立i墨．I●I≯●^薹鼍—。t 第l章绪论表1．2常用增强颗粒有关性能陋’67’68】T{Ible1．2P∞pertiesofcemmicreinforcements1．7本课题的研究意义和主要内容在航天航空领域对某些重要的受力部件，要求材料具有高的强度和高的弹性模量，此时单一的铝合金材料就无法满足其使用性能要求。采用高能超声制备舢3吲7075铝基复合材料，解决了颗粒增强相在基体中分散不均匀导致复合材料力学性能不佳等传统方法所不能解决的问题。与此同时颗粒增强铝基复合材料在一些需要质量轻、耐磨性能好的的零部件上，有广泛的应用前景，因此研究颗粒增强铝基复合材料在常温下的摩擦磨损性能显得非常必要。本课题研究主要内容如下：1)采用高能超声制备砧3Ti／7075铝基复合材料，通过对晶相组织和复合材料力学性能的研究，得出最佳的复合材料制备方案。2)分别研究两种固溶制度下超声制备A13Ti／7075铝基复合材料的力学性能与及显微组织的变化，确定了复合材料最佳固溶处理制度。3)研究了时效处理对砧3Ti／7075铝基复合材料显微组织和力学性能的影响，同时研究了趾3Ti／7075铝基复合材料热处理后的强化机制。4)研究了灿3吲7075铝基复合材料在干滑动摩擦下，不同摩擦速度和摩擦载荷对复合材料磨损性能的影响。并对复合材料在不同摩擦条件下的摩擦机理进行探讨。16 第2章实验方法2．1引言微观组织决定材料的性能，而材料的成分及制备工艺又是决定微观组织的重要因素。要研究铝基复合材料的热处理方法和摩擦磨损性能，首先必须得到组织均匀、性能稳定的复合材料试样。我们可以根据实验要求对材料的成分、含量、组织进行合理的调整，得到所需的复合材料。本章主要介绍试验过程中颗粒增强铝基复合材料的制备过程、热处理方法、基本力学性能以及试验设备。2．2实验材料的选择2．2．1基体材料制备铝基复合材料所用基体为7075铝合金，其主要的化学成分如表2．1所示。7075铝合金的液相线635℃，固相线477℃，铸态组织如图2．1所示。由于大部分合金元素在铝中的极限固溶度低，基体合金上会分布着不同大小的第二相颗粒。其中有尺度在微米以上的粗大结晶相颗粒、高温沉淀相的尺度在微米以下、弥散相和时效析出的相微粒尺度在O．1∥坍以下。图2．17075基体合金Fig2．17075magnesiummatrix17 第2章实验方法2．2．2增强颗粒的选择第一章已列举了部分常用增强颗粒的性能，表2．2为砧3Ti颗粒的性能。其中，A13Ti因为密度低、熔点高、比强度高、高温抗氧化性能好而特别引人注目，是非常理想的原位增强颗粒‘63，“，651。本实验在原位反应的基础上导入高能超声，在制备铝基复合材料时，能够使增强颗粒与基体很好的结合。超声的目的主要是细化组织与及避免原位生成的砧3Ti颗粒团聚。表2．2A13Ti增强颗粒性能Table2．2ThepropertiesofAl3Tireinf．orc锄ent2．2．3复合材料制备方法把准备好的的7075合金放入石墨坩埚内加热至熔化，将预处理好的Ti粉、冰晶石(两种粉末重量均为基体重量的1％)放置在容器里搅拌均匀，当炉温升至880℃时，再将混合均匀的粉末用锡纸包好压入到金属熔体中。盖好炉盖保温8．10min，然后将预热好的超声变幅杆插入到合金溶液面下20mm处对其超声15miIl，超声功率设置为600W。待超声结束后，将合金溶液冷却至760℃除渣，浇注到金属模具中，待温度冷却后取样。复合材料制备过程中所采用的超声设备为Ⅺ．1000型高能超声仪。图2．2为超声制备铝基复合材料简单示意图。18 第2章实验方法89l冷却水箱和管道2超声波发射控制器3人工智能温度控制仪4热电偶5超声发射器6升降杆7超声变幅杆8电阻炉9支撑台图2．2试验装置试验图Fig2．2Schema_tic0fapparatI】s2．3A13T沂075铝基复合材料热处理方法2．3．1固溶处理表2．3固溶处理工艺方案Table2．3TheProcessOfsolutiOn仃e锄ent复合材料的强化方法有很多种，固溶强化、时效强化、细晶强化及冷变形强化等是一些我们熟悉的强化方法。本试验所采用的强化方法是单级固溶和双级固溶强化，其具体工艺方案如表2．3所示。19 第2章实验方法2．3．2时效处理时效处理是高强铝一种常用的热处理强化方法。铝合金热处理强化主要是利用合金元素在铝中有较大固溶度，合金元素的固溶度会随着温度的降低固溶度减少，因此铝合金在加热到某一温度保温后，在水中淬火，可以得到过饱和的铝基固溶体。这种过饱和固溶体放置在室温或加热到某一温度时，将会发生沉淀析出反应，提高合金的强度和硬度，但是塑性、韧性会降低，也就是发生我们常说的自然时效和人工时效，产生时效强化或时效硬化。参考大量文献资料，本次试验采用120℃的时效温度，通过对试样的硬度测试，研究合理的时效时间；总的热处理实验工艺流程如图2．3所示。图2．3热处理工艺流程Fig2．3TheProcessofheat仃e锄【Ilent 第2章实验方法合材料磨损实验方法的摩擦磨损实验的总体流程图如图2．4所示：A131们075复合材1称量磨损质量料(Ti粉加入量为基体重量1％)叫磨损试样制备r-1磨损实验卜SEM磨回彤貌I7075基体合金卜及磨屑分析图2．4复合材料磨损实验的总体流程图Fig2．4Thetechicalproce栅eofwearM刖iorforcomposites2．4．1复合材料磨损实验方法干滑动摩擦实验是将磨损试样在M．2000型磨损机上进行(如图2．5所示)，摩擦温度为室温，将7075基体和越3吲7075(Ti粉加入量为基体重量1％)的复合材料制备成7mm×7nun×30IIlnl的长方体磨损试样(如图2．6所示)，实验前，需将磨损试样在超声清洗仪中清洗，烘干后，采用电子天平秤量磨损前试样重量，同时，用沾有乙醇溶液的湿棉球将摩擦副表面清洗干净。磨损实验参数：滑动摩擦速度为0．5n以、1．OII以，摩擦时间为10miIl，在每个摩擦速度下，摩擦载荷分别为10N、30N、80N、120N。实验后，需再次秤量试样磨损后的重量并且收集相应试样的磨屑。图2．5M一2000型磨损实验机Fig．2．5M-2000wearingmachine图2．6磨损试样’．Fig．2．6We撕ngs锄ples2．4．2磨损试样检测与分析方法材料的磨损量采用磨损质量损失表示，即：磨损质量损失=磨损前重量一磨损后重量。根据磨损质量损失绘制在不同滑动摩擦速度下基体和复合材料随外21 第2章实验方法加载荷变化的磨损情况。采用扫描电镜观察每个磨损试样的磨面及相应的磨屑形貌。2．5检测方法与分析设备2．5．1组织分析设备2．5．1．1金相试样的制备基体和复合材料金相试样的制备主要过程如下：(1)锯样：利用锯条将棒状的基体金属和制备的复合材料锯成若干小段，并把这些小段试样的两个面稍微磨平。(2)镶样：把磨好的小段样品放在金相镶嵌机(型号：XQ。1，试样规格：直径22毫米)上镶嵌，热固温度为130℃左右，压力为190k眺In2，时间15min。(3)打磨：依次使用600撑、0群、2拌、4拌、6撑金相砂纸对镶嵌好的晶相试样进行打磨。(4)抛光：采用舢203抛光乳液在金相试样抛光机上对打磨好的试样进行抛光，抛光后，试样表面要光滑，无划痕。(5)腐蚀：用钳子夹住沾有腐蚀液(HN03：2．5％；HCl：1．5％；HF：1％；H20：95％质量分数)的脱脂棉对抛光好的试样表面拭擦，腐蚀约15秒后立刻用清水冲洗试样表面，然后再用吹风机吹干。2．5．1．2金相试样的观察采用01)，IIlpuSPMG．3光学金相显微镜和FEI—QUANTA200型扫描电镜对复合材料的金相试样进行显微组织观察。并利用扫描电镜上附带的能谱分析仪进行微观区域的化学成分分析(EDS分析)2．5．1．3复合材料的物相分析采用德国布鲁克AXS公司生产的BmkerD8focuS型X射线衍射仪对试样进行X射线衍射分析(XI①分析)，以便得出复合材料各种物相的组成。2．5．2铝基复合材料力学性能测试设备将铸态铝基复合材料加工成标准的拉伸试样(如图2．7所示)并在10T的电子拉伸机上进行拉伸性能测试，拉伸速率是2n姗恤i11。 第2章实验方法图2．7拉伸试验照片Fig2．7Photl删ofthetI啪silespecimenS2．5．3铝基复合材料热处理设备铝基复合材料热处理采用SX-10_13型箱式电阻炉(如图2．8所示)。额定温度为1300℃，控温误差为±1℃。材料固溶处理后水冷，一般情况下要求固溶淬火后30miIl内进行人工时效。图2．8SX．10’13型箱式电阻炉Fig．2．8S)(|-1o-13b0Xelecnjcresistallce胁lace 第2章实验方法2．5．4热处理试样检测与分析方法将热处理后的制成金相试样，采用晶相显微镜对热处理后的试样显微组织进行观察，并对热处理后的试样在型号为HXS．1000AK的显微硬度计上进行硬度测试，载荷为50N，保压时间为15S，每个试样测7个值，去掉最大和最小值，剩下的5个值取平均值作为该试样的显微硬度值(Hv)。最后热处理后的试样进行XRD物相分析。 第3章7075铝基复合材料热处理工艺研究3．1引言7xx×系铝合金是属于高强铝合金，一般可以进行热处理强化，合金的组织及其使用性能可通过选择合理的热处理工艺来改善。由于大多数金属基复合材料的基体属于能进行时效处理的轻合金，所以对此复合材料进行时效热处理研究也是有一定的必要。原位反应法制备金属基复合材料是这些年来发展较快的复合材料制备方法之一。该技术制备的复合材料，基体与增强相结合紧密、界面干净、工艺简单、材料性能稳定，受到了人们普遍重视和研究。本实验对高能超声辅助原位反应法制备的A13Ti／7075(Ti粉加入量为基体重量1％)复合材料固溶和时效热处理研究，为进一步提高其力学性能提供可靠的理论依据。3．2超声制备A13T沂075铝基复合材料的组织形貌图3．1为m3吲7075复合材料的铸态组织照片。从图中可以看出铸态复合材料显微组织细小，其晶粒尺寸一般为40．70Ilm，晶粒内部凹陷处，晶界边缘都分布了不同数量的细小颗粒。超声制备的砧3Ti／7075复合材料，组织结构致密，反应生成的础3Ti颗粒分布均匀，不存在明显的宏观偏析的组织特征。-I‘一，·‘口．团慢U一一-●■■■m图3．1复合材料金相组织及x射线衍射图谱Fig．3．1’n啦micr0曲∞tureandXRDpattemoftestallOy弱-e删ed图3．2为复合材料EDS照片，从图中可以看出基体中分布着短棒状和块状的颗粒。我们通过能谱分析颗粒主要成份为越、n，还含有少部分Si相杂质。一妻|s毒-点 第3章7075铝基复合材料热处理工艺研究这也很好的证实了原位制备铝基复合材料是可行的，通过原位反应生成了趾3n增强颗粒。图3．2复合材料SEM照片及能谱分析Fig．3．2ThecompositeSEMph0岫酽IpllS锄dEDS3．3单级固溶对复合材料组织和性能的影响固溶温度和固溶时间是研究固溶处理后复合材料组织性能的主要参数。而与固溶时间相比，固溶温度对复合材料的硬度影响更大，升高温度可以提高复合材料的固溶度，使第二相很好的回溶到基体内。本节通过研究单级固溶处理下，固溶温度和固溶时间对复合材料组织和显微硬度影响，从而找出最优的固溶处理方法。 第3章7075铝基复合材料热处理工艺研究3．3．1不同固溶温度对复合材料显微组织影响影响固溶处理的主要因素有固溶温度、固溶时间和材料冷却速度。固溶温度常称为淬火温度。固溶温度越高，保温时间越长，则强化相在基体内溶解越充分，合金元素在晶格中分布也越均匀。固溶处理的目的是指合金组织在不发生再结晶和析出相过烧的同时，使尽可能多的第二相粒子溶于基体中，所以选取合理的固溶温度和固溶时间是尤为关键的。在单级固溶处理时，我们将铝基复合材料分别在450℃、460℃、470℃、480℃、490℃、500℃、520℃固溶lh。图3．3为复合材料在不同温度下固溶1h的显微组织。 第3章7075铝基复合材料热处理工艺研究图3．3复合材料在不同固溶温度的显微组织Fig．3．3ThemicrostIl咖他ofAl3吲7075al啪in啪m撕xcompositeatdi仃erenttempe眦帆图3．3(a)在450℃固溶1h时，由于固溶温度较低，晶粒内和晶界上仍可看到大量第二相粒子，这些粒子没有充分的回溶到基体合金内。随着固溶温度的升高，第二相粒子回溶数量有所增加，晶内和晶界处第二相粒子减少，晶内和晶界处比较干净。在480℃以下进行固溶处理时，该复合材料晶粒组织相对较小，没有发生明显的晶粒长大现象，但是还有部分第二相未回溶到基体内。随着固溶温度继续升高，首先，晶粒会发生不同程度的长大，导致材料硬度降低；其次，合金中的过剩相数量减少，弥散强化效果也会减弱。所以，合金强度的变化都是强化和软化共同作用的结果。升高固溶温度能够很好的改善基体合金的强化效果，这可以通过以下三点来解释：①提高固溶温度可以使固溶体溶质原子浓度提高，使合金强化效果提高；②提高固溶温度增加了合金形变驱动力，减小析出相临界晶核尺寸，提高形核率，析出相数量增加，有利于提高时效强化的效果；⑨提高固溶温度，加快了合金中溶质原子扩散速率，使固溶体成分变得更均匀，有助于合金在后续时效处理中得到强化L6丌。由图3．3(e)、(D可以看出当温度高于480℃时，虽然晶界处和晶粒内第二相粒子减少，但复合材料内已出现再结晶现象，基体组织随着固溶温度的升高发生长大。固溶温度继续升高，溶质原子溶入有限，溶质原子带来的强化效果不大，合金硬度有下降的趋势。当固溶温度到达520℃时，从图3．3(g)可以看到，晶界部分开始熔化，基体组织内部出现过烧现象，如果固溶温度继续升高，基体组织会球化，也就是我们常说的进入半固态区间。所以说一味的提高固溶温度并不能很好的解决第二相回溶的问题。图3．4为上述不同固溶温度下固溶1h的复合材料显微硬度。固溶处理初期，由于固溶温度较低，只有极少量的第二相颗粒溶入基体当中，溶质原子带来的强化效果不大，合金硬度偏低；当固溶温度继续升高时，大部分第二 第3章7075铝基复合材料热处理工艺研究相颗粒回溶到基体合金中，这时晶格畸变增大了位错的阻力，使金属的滑移变得更加的困难，从而提高合金的强度和硬度。从图3．4中看出当材料在480℃固溶1h时，硬度达到最大值88．6HV。对上述固溶处理时第二相颗粒减少的原因进行分析，固溶温度较低时，仅一部分小颗粒吸收能量开始发生相变，而相变速度较慢；随着固溶温度的升高，复合材料中第二相颗粒回溶数量会增加，第二相颗粒溶入基体中形成晶格畸变，提高材料硬度；但继续升高温度基体合金晶粒会发生不同程度的长大，甚至过烧，导致材料的硬度降低。所以复合材料在480℃时进行固溶处理比较合理。8075704§O46口4704墨口49050051D52D圄溶温度，(℃)图3．4不同固溶温度下显微硬度曲线Fi昏3．4T’hernjcrohardnessunderdi舵他ntsolutiontemperature’-3．3．2不同固溶时间对复合材料显微组织影响由于480℃固溶lh时仍有一些未溶第二相，而采用升高温度固溶的话，复合材料内部又会出现了再结晶和过烧等现象，所以升高温度不可取。我们只能考虑在480℃下，延长固溶时间或开发一种新的固溶处理方法，才能达到优化固溶处理的目的。图3．5分别是复合材料在480℃、500℃固溶5h、711的晶相组织，从图中可以看出480℃保温5h时，复合材料晶内和晶界处只残留少数未回溶的第二相，但随着保温时间延长，虽然第二相粒子回溶得到很好效果，但是晶粒尺寸此时发生明显的长大。而在500℃固溶5h时，复合材料内出现明显的再结晶现象，晶粒变大，有轻微的过烧现象；当固溶时间延长到7h时，基体组织出现过烧现象。所以说在480℃固溶5h时是较为合理的。一人H)，毯器 第3章7075铝基复合材料热处理工艺研究图3．5复合材料在480℃、500℃保温5h、7h的显微组织F培3．5Thecompositeimulationat480℃、500℃×5K7hmicr0Snl_嘶鹏'10105100>工V95瑙掣90B580OZ458固溶时间，(h)图3．6在480℃、500℃时保温不同时间显微硬度曲线Fig．3．6Themicroh砌nessfordi琢；renttimeat480℃锄d500℃为了更好的做对比研究，我们对复合材料在480℃、500℃下分别保温不同时间的样品进行显微硬度测试，图3．6为复合材料在480℃和500℃下保温不同时间的硬度曲线。从图中可以看出在500℃固溶处理的复合材料硬度总体比在480℃固溶处理的复合材料硬度要高，这也说明了固溶温度在固溶处理中占主导地位。综上分析，在同一固溶温度下延长固溶时间，在开始一段时间里，第二30 第3章7075铝基复合材料热处理工艺研究相颗粒回溶数量会有所增加，其原因是第二相颗粒回溶有充分的时间，但是进一步延长保温时间，颗粒发生相变回溶的数量变化不明显，而且会发生再结晶或过烧现象。在480℃固溶5h后达到最大显微硬度100．3HV，最后得出最佳单级固溶处理方法为480℃×5h。3．4双级固溶对复合材料组织和性能的影响双级固溶处理与单级固溶处理有所不同，双级固溶处理时，实验的复合材料需依次经历两个不同的阶段，首先是低温处理；接着是高温处理。通常基体合金内的低熔点相在低温处理时将首先溶解，这样可以有效防止合金在加热到较高温度时发生过烧或者熔化；再进行高温处理，第二相颗粒在基体中能够充分溶解，提高基体合金的过饱和度【291。本小节将主要研究双级固溶处理制度对复合材料的硬度和显微组织的影响。3．4．1第二级固溶温度和时间对复合材料硬度的影响实验过程中，我们选取的第一级固溶温度为440℃，保温时间为3h。舢3吲7075铝基复合材料第二级固溶温度和时间对硬度的影响情况见表3．1。从表中我们可以看到在开始阶段，合金硬度较低，到达一定时间有最大值，随着时间继续延长，合金硬度有下降的趋势。至二螂隧器吲1201101∞9080O1Z345固溶时I可，(h)。·图3．7复合材料在多级固溶下显微硬度F逸．3．7Tl圮micmh莉neSs吼derdi舵remmulti—stagesolution图3．7是复合材料在多级固溶下的显微硬度曲线。看得出在440℃／3h+480℃／2h时，复合材料硬度达到最大值，也就是说在此条件下复合材料达到了最31 第3章7075铝基复合材料热处理工艺研究大固溶度。固溶后最大显微硬度达到110．2Hv。表3．1铝基复合材料第二级固溶温度和时间对硬度的影响Table3．1Themicrohardnessunderdi丘’erent∞condsolutiontempera：ture锄dtime3．4．1．1第二级固溶时间对复合材料显微组织影响从图3．7中我们可以看出，当二级固溶温度选择460℃时，合金硬度值随着固溶时间延长会有所提高，但提高的不明显，其原因是随着固溶时间的延长基体中第二相回溶数量会增加，但是在此温度下回溶不够充分。复合材料经440℃／3h十480℃／2h双级固溶处理后，通过测量其显微硬度值为110．2Hv达到最大，说明此时复合材料达到最大固溶度。随着第二级固溶时间的继续延长，从图中我们可以看到合金硬度有下降的趋势，虽然基体内第二相颗粒会随固溶温度升高有所减少，但晶粒会发生不同程度的长大。而在440℃／3h+480℃／2h时，第二相颗粒充分的回溶到基体内，同时合金晶粒组织没有发生长大。因此选取440℃／3h“80℃／2h热处理方法是比较合理的。综上分析，在同一固溶温度下固溶，固溶时间延长在初始阶段里可以帮助第二相回溶到基体合金内，其原因是有充分的时间让第二相回溶，但是如果继续延长保温时间，第二相回溶的数量变化不明显，所以再次验证提高固溶温度是减少第二相的决定性因素。3．4．1．2第二级固溶温度对复合材料显微组织影响图3．8是趾3Ti／7075铝基复合材料经过440℃／3h一级固溶后，再分别在460℃、480℃固溶后的晶相组织。从图a中可以看出，复合材料在460℃的二级固溶温度中保温1h后，晶内和晶界处仍分布着许多细小第二相颗粒。在460℃下，保温4h，相比在此温度下保温1h第二相回溶数量会有所增加，但是从图b中看出还是有较多的第二相颗粒分布在复合材料的晶界和晶内，可以说回溶不够充分。当第二级固溶温度提高到480℃时，保温2h后，从图c我们可以看到复合材料的晶界和晶内明显干净很多，说明经过480℃／2h二级固溶处理后，第二相颗粒回溶充分。在480℃下，保温4h后，复合材料晶内和晶界处只残留少数未回溶的第二相，随着保温时间延长，虽然第二相粒子回溶充分，但是晶粒尺寸32 第3章7075铝基复合材料热处理工艺研究此时发生明显的长大。对上述双级固溶处理时第二相颗粒减少的原因进行分析，当第二级固溶温度较低时，仅有一小部分颗粒吸收能量开始发生相变，而相变速度缓慢；随着第二级固溶温度升高，第二相回溶数量会有所增加，基体中由于大量的第二相颗粒溶入会产生晶格畸变，提高材料硬度；但随着保温时间延长，基体合金晶粒会发生不同程度的长大，导致材料的硬度降低。因此复合材料480℃下进行二级固溶处理比较合理。440℃’3l件aC菪：添渊斛bd图3．8复合材料在460℃、480℃二级固溶的显微组织Fig．3．8Tllemicrostuc嘁ofAl3吲7075al啪in啪m删xcompositeat460℃、480℃3．4．2双级固溶后X射线衍射图谱图3．8为复合材料再经过双级固溶后的XIm衍射图谱。由前述可知，铸态复合材料有以下组织主要为a-砧、舢3Ti、析出第二相MgZn2。在复合材料经过440℃／3h+480℃／2h固溶处理后，复合材料只含a·趾和A13Ti，MgZn2等相已溶解到基体里了。33 第3章7075铝基复合材料热处理工艺研究4∞O30∞季善2咖们Co·E1咖0I311)℃尤I．』I，一。●工⋯U。U⋯-’_，■■●■■_■■’■_O204060∞1∞AngIe，2lheta图3．9复合材料在多级固溶后X衍射图谱Fig3．9TheXRDpatcemoftestalloyas—extrllded3．5复合材料的时效处理强化行为3．5．1时效处理分析时效的目的是使固溶处理得到的过饱和固溶体的在低温下脱溶沉淀，强化相能够细小弥散的析出，从而提高复合材料强度。参考了大量论文资料，确定本次实验的时效温度为120℃，时效时间为0～40h。因为材料的强度与硬度彼此有一定联系，于是我们可以通过测量不同时效条件下复合材料的硬度来找出其达到最大强度的时效时间，从而来确定复合材料最佳的时效处理制度。本实验采用维氏硬度，根据测试结果，绘制成图表形式以供研究。3．5．2复合材料时效处理的显微组织图3．10是复合材料时效后的晶相组织形貌，从图中可以看出时效初期，合金内有少量细小的析出相出现；随着时效时间延长，晶内析出相越来越明显；当时效时间继续延长，达到过时效阶段，晶界析出相会逐渐粗化。这也很好的验证了下面的结论。基体合金中的强化相会随着时效时间的延长出现两个过程，一个是强化相析出过程，另一个是强化相粗化过程。在时效的初期，强化相在基体合金内都是均匀的析出，当时效时间延长时，析出的强化相数量会越来越多，当析出达到一定程度，会产生饱和，于是出现强化相粗化的过程。特别是一些含Zn量较高的铝基复合材料，由于Zn在基体合金中的过饱和度大，可以在晶相组织中很 处理工艺研究3．10中我们可以看到复合材料时图3．10A13Ti／7075复合材料在120℃时效组织Fig．3．10ThemicrographofAl3Ti／7075compositeagedat120℃for5h；21h；40h我们可以通过以下两种机制来解释时效过程中强化相的粗化。一是小的强化相以溶解的方式为大的强化相提供进一步粗化所需的原子，其转化的驱动力来自相界面的减少，Gibbs和1’110rnaS【68，69】提出的该机制，是大多数复合材料沉淀相粗化的主要原因。另一机制是由于复合材料中强化相体积分数非常大，强化相彼此之间距离小，为相邻的强化相相碰合并提高有利的条件，最终完成粗化的过程【701。3．5．3复合材料时效处理的显微硬度图3．11(a)为复合材料在120℃的时效硬化曲线，每3个小时取样一次，用HXS一1000AK的显微硬度计上进行硬度测试，载荷为50N，保载时间为15S，每个试样测7个值，去掉最大和最小值，剩下的5个值取平均值作为该试样的显微硬度值(Hv)。35■罐国岫-轰，．、≮款十～{Ⅳ∥，≯。，>警弋k轧 第3章7075铝基复合材料热处理工艺研究从图中可以看出，在时效的开始阶段，复合材料的硬度较低，随着时效时间的延长，复合材料的硬度会有所提高，可以看出合金经过21h时效后，材料硬度会达到一个峰值(147．73Hv)。随着时效时间延长，复合材料的时效硬度曲线有下降的趋势，时间继续延长，硬度曲线变化平缓。产生这一特点的原因是7075基体合金内存在大量的合金化元素，尤其Zn的过饱和度大，随着时效时间的延长，第二相析出及粗化会在析出强化过程中的交替作用，使合金强度下降不明显。已有研究证实基体与复合材料时效特征相似，都是经过了时效前期、时效峰、过时效三个阶段。如图3．1l(b)为7075合金在120℃的时效硬化曲线。两图对比我们可以看出，基体和复合材料在同一温度下时效，基体合金达到时效峰值的时间要比复合材料长，主要原因可能是增强颗粒与金属基体间的热失配和模量失配，在固溶淬火时增强颗粒边缘附近基体中产生高密度位错提供了部分时效驱动能，缩短了复合材料到时效峰值的时间。综上所述，复合材料中原位反应生成的烈3Ti增强颗粒，一方面为1(MgZn2)的形核提供了更多的形核核心和形核场所；另一方面基体中由于舢3Ti的存在，产生大量的位错，为时效处理提供了部分驱动能。所以，在同一温度下铝基复合材料的时效速度与基体合金相比要快。O51015202530354045时阃“h)(a)图3．11Al。Ti／7075复合材料和7075合金时效硬度曲线Fig．3．11AgiI培cur、，eofAl3Ti／7075all∞，Scompositearld7075alloy3．5．4复合材料时效强化微观机理分析7000系铝合金属于触-zn-Mg．Cu合金，通常的时效顺序为：a过饱和固溶O0O侣¨侣馏Ⅷ(／、工1，龇犀惦∞衢Ⅲ∞蝴@5O5O¨竹侄”仲一>工《M璐隧 第3章7075铝基复合材料热处理工艺研究体一G．P区_q’_11_T㈧2Zn3M勖)。11’是部分共格的过度相，六方晶格，a_0．496Iml，c=O．886IlIIl。11(MgZn2)为亚稳定的非共格析出相。T是高温时效(270℃)以上才出现的平衡相。本次实验采用的是单级峰值时效制度，单级时效温度低于GP区的溶解温度，此时G．P区还没有向11’相转变，基体中沉淀相主要是GP，并含有少量的11’(MgZn2)【7l】。单级时效后，位错能连续切割QP区和11’相而运动，形成严重变形的滑移带与晶界交切点，使大量位错在晶界处塞积，给裂纹的形核和扩展创造了条件，因此在此时效状态下，晶界组织对应力腐蚀和剥落腐蚀十分敏感，完全时效后，合金强度可达峰值，但抗应力腐蚀能力差。现在部分学者对砧．Zn．Mg．Cu合金的双级时效有所研究，主要是想提高合金的抗应力腐蚀性能的同时，保证合金还有较好的强度。双级时效是在固溶处理之后，先进行低温预时效，为成核创造良好的条件，形成大量的GP区。然后进行第二级时效(高温时效)，在晶内形成均匀分布的盘状相，在亚晶界上会析出尺寸较大的T1’，在大角度晶界上发现更粗大质点，为较稳定的T1’相。随着时效时间延长，晶内T1’相会粗化，晶界11’相稳定并长大。双级时效处理后的合金中的主要强化相是细小弥散的11’相。因此，经过双级时效处理的合金，其抗应力腐蚀性能得到明显的增强，合金强度特性相比T6峰值时效有所下降。总之，按理论上分析，双级时效的目的是以牺牲合金强度为代价，提高合金的抗应力腐蚀性能和断裂性能。其主要表现的机理形式为：粗化晶界析出相和无沉淀带。3．6不同状态下基体与复合材料硬度的比较图3．12为基体合金和热处理后的铝基复合材料显微硬度对比图。从图中可以看出复合材料在经过多级固溶处理后，显微硬度有显著提高，与基体合金相比，提高了60％，与常态下的复合材料相比提高了38％。其主要原因可以从以下三个方面来解释：①高能超声辅助原位制备的～3Ti／7075铝基复合材料，基体中原位生成的灿3Ti颗粒分布的比较均匀，在基体中造成大量的位错从而引起复合材料的强化；②多级固溶能够提高基体合金的过饱和度，为第二相很好地回溶到基体内形成过饱和固溶体创造条件；③采用高能超声制备复合材料，一方面超声可以从熔体外输入能量，促使了晶核提前形成，另一方面超声使成长中的枝晶破碎使晶核数目增加I|72】，另外，原位生成的舢3Ti颗粒可作为形核剂，形37 第3章7075铝基复合材料热处理工艺研究核率提高，大大的增加了晶核数目，从而起到细化晶粒的作用，产生细晶强化的效果。经过时效处理后的舢3Ti／7075铝基复合材料，其硬度值最高可达到147．73HV，与常态下的A13Ti／7075铝基复合材料相比，提高了85％，与多级固溶态下的复合材料相比，提高了34％，主要原因为：灿3Ti／7075铝基复合材料经过时效处理后，过饱和固溶体脱溶沉淀，能够析出了细小弥散的第二相，起到了弥散沉淀强化的作用。岁毛-～毯曙2345图3．12不同状态下7075铝合金和A13Ti／7075复合材料的显微硬度Fig．3．12Themicrohardnessof7075alloy锄dA131们075composite明derdi疵rentconditIDn3．7本章小结为了进一步提高复合材料的力学性能，本章对高能超声原位制备趟3Ti／7075的铝基复合材料及其基体进行了热处理实验。研究了复合材料在不同固溶制度下的显微组织及显微硬度，确定了最佳的固溶处理方法；研究了复合材料及基体在同一温度下时效一系列时间所得到的时效组织和时效硬化曲线，并探讨了复合材料时效机理，得出以下结论：1、随着固溶温度的升高，第二相能很好的回溶到铝基复合材料内部，但继续升高固溶温度，铝基复合材料内会出现再结晶现象及过烧；2、在同一温度下固溶，随着固溶时间的延长，第二相颗粒能很好的回溶到铝基复合材料内部，当固溶时间继续延长时，铝基复合材料内会出现再结晶现380O0O04208642 第3章7075铝基复合材料热处理工艺研究象；3、得到了铝基复合材料最佳的单级固溶(480℃／5h)和多级固溶(440℃／3h+480℃／2h)处理方法；4、基体合金和复合材料在同一温度下时效时，复合材料到达时效峰的时间要比基体合金短；5、在同一温度下，之所以触3Ti／7075铝基复合材料的HV值要比基体的高，主要是因为采用了高能超声法，使复合材料晶粒细化及原位反应生成的砧3Ti颗粒能够均匀分布在基体中。39 第4章铝基复合材料磨损性能及力学性能测试4．1引言摩擦是两物体在相互接触时，彼此在接触界面上会产生阻碍其发生相对滑动的切向阻力，这种现象叫摩擦。磨损是由于摩擦引起的物质损耗和导致表面材料的产生残余变形的现象，即形成磨损。磨损是一种零件失效的基本形式，磨损会使零件的表面形状与尺寸遭到缓慢而连续破坏从而导致精度、可靠性下降，直至破坏。现如今铝合金和铝基复合材料在汽车和航空航天工业中得到较广泛的应用。特别是在汽车工业中，通过使用轻质材料来减轻汽车重量，可以大大降低油耗。这些材料在汽车工业中具有优良的耐磨性能，用于刹车盘、缸套连杆等，有力地推动了轻质耐磨的金属基复合材料在汽车工业中的应用【73，74，751。本实验对采用高能超声法制备的AbTi／7075铝基复合材料进行磨损性能研究，探讨砧3Ti／7075铝基复合材料在干滑动磨擦时，不同载荷条件下复合材料的磨损性能，以及在不同的磨擦条件下的磨损机理，得出A13Ti／7075铝基复合材料在磨损条件下的适用范围，为铝基复合材料的进一步运用和提高其磨损性能提供可靠的理论依据。4．2基体及复合材料的磨损质量损失与载荷的关系图4．1为基体和复合材料在不同载荷和不同滑动摩擦速度条件下的磨损质量损失。从图中可以看出，不管是基体和复合材料其摩擦质量损失都随着载荷增大而增多；随着摩擦速度提高而增多。在同一载荷下，复合材料磨损质量损失与基体的相比要少；而在同一摩擦速度下，复合材料磨损质量损失与基体相比同样要少，这直接说明在整体上复合材料磨损性能要比基体好。从实验数据可以看出，载荷对材料的磨损性能影响十分显著，其中在10N的载荷下，复合材料与基体相比，磨损性能增加了5％；在30N的载荷下，增加了5％．8％；在80N的载荷下，增加了6．8％．12．5％；当载荷为120N时，则增加了14．6％．18％。从图4．1和实验数据中，我们了解到复合材料磨损性能表现出一定的规律，即随着外加载荷和摩擦速度的增加，铝基复合材料的磨损质量损失也相应的增加，这表明随着载荷和摩擦速度的增加，复合材料的磨损性能逐渐下降；而对于基 第4章铝基复合材料磨损性能及力学性能测试体7075铝合金来说，其规律和复合材料类似，但基体在120N的载荷下时，其磨损质量损失与复合材料相比急剧增加，磨损十分严重。图4．1在不同摩擦速度下，复合材料与基体的磨损质量损失与载荷之间的关系Fig．4．1TherelatioIlshipofAl3T沂075compositeand7075alloybeMeenwearmassloss船dloadondi虢remslidingspeed．4．3复合材料的磨损机理与讨论根据表面机理特征，通常可将磨损分为以下几类，磨料磨损、粘着磨损、表面疲劳磨损、腐蚀磨损和微动磨损等。前面三种是最基本的磨损形式，后面的两种只有在特定的条件下才会发生。我们通过对摩擦后基体和复合材料进行SEM形貌分析，发现基体和复合材料在本次磨损试验中存在以下几种磨损形式：擦伤磨损、氧化磨损、剥落磨损、粘着磨损和试样表面软化或熔化。随着载荷增加，材料会从轻微磨损向严重磨损转变。在低载荷下，复合材料磨损性能比基体要好，这主要是因为低载荷下磨损机理为擦伤磨损和氧化磨损；当在高载荷条件下，复合材料和基体的磨损性能都有下降，基体合金产生明显的疤痕和表面脱落区域，表现为粘着磨损的特征。综上所述，在低载荷低摩擦速度条件下，复合材料和基体主要以擦伤和氧化磨损为主，而在高载荷高摩擦速度条件下，磨损形式主要以粘着和剥落磨损为主。41 4．3．1基体和复合材料磨损表面SEM形貌a1基体载荷10Nc1基体载荷80Nb)复合材料载荷10Nd)复合材料载荷80Ne)基体载荷120Nf)复合材料载荷120N图4．2同一滑动速度，不同载荷情况下，基体和复合材料磨损微观组织形貌Fig．4．2Micr0morpholo舒ofma打ix锄dc咖positewomsumcellIlderdi毹remloadcond“ions42 第4章铝基复合材料磨损性能及力学性能测试图4．2为基体和复合材料在摩擦速度1．0m／s，不同载荷条件下磨面的SEM形貌。从图中我们可以看到在磨损的初始阶段，也就是在低载荷条件下(10N．30№，基体表面可以观察到明显的擦痕和沟槽；复合材料的磨面上只能隐约见到一些微细磨痕，磨面比较光滑，沟槽也比较浅，这是擦伤磨损的典型特征，擦伤磨损是摩擦副的表面存在坚硬的微凸起或接触面间存在硬质粒子(从外界进入或从表面剥落)时产生的，其作用方式有犁皱和微切削这两种方式，通常擦伤是以上两种方式的综合结果。犁皱在磨面产生沟槽，材料因塑性变性沿沟槽两边堆积，并不从表面切削下来；微切削则在磨面产生切痕，切削下来的磨屑为条状或带状【76，77，7胡。因此可以说复合材料是由于增强体的存在而改善了其磨损性能。这同时也说明在此实验条件下，复合材料里的增强颗粒能够起到良好的承载作用，较好的保护基体。当载荷增加到80N时，通过SEM形貌分析，基体和复合材料具有黏着磨损的主要特征。随着载荷的增加，增强颗粒承受不了全部的外加载荷，同时由于压力较大，反复的摩擦会使摩擦副表面温度上升，使得基体材料变得较软。此时基体边缘会因为遭受到硬质颗粒，或是配副表面微凸体的反复碾压，而产生磨屑脱落，与此同时也有黏着磨损和氧化磨损存在。当载荷增加到120N时，通过SEM形貌分析，发现基体磨面上出现大量浅坑，磨面颜色显金属光泽，具有剥层磨损的特征。与基体相比，复合材料的浅坑要少很多，表面复合材料剥层磨损比基体材料轻。剥层磨损是在摩擦过程中，试样表面的犁皱被反复的挤压，导致试样表面发生塑性变形，裂纹便在试样的次表面形核，当摩擦过程继续进行或摩擦载荷增加时，裂纹从试样次表面向表面扩展，表面上产生的裂纹相交时，便形成片状的磨屑从试样表面脱落下来【．76】。4．3．2磨屑SEM形貌图4．3为复合材料在不同载荷下的磨屑SEM形貌，对比图4．2进行观察，在低载荷下磨损时，材料表面损伤主要以犁沟为主，对应的磨屑细小，还存在极其少的条状和带状物，磨屑主要以基体材料为主。当外加载荷变大，磨屑形貌会有非常显著的变化，其微观形貌表现为大片的剥落。43 第4章铝基复合材料磨损性能及力学性能测试a)低载荷b)高载荷图4．3基体合金和复合材料磨损时磨屑S跚形貌Fig．4．3The曲bonintheweardebrisofma仃ixalloy锄dcompes沁4．4复合材料的力学性能测试4．4．1基体和复合材料的拉伸性能表4．1所示为7075基体合金和舢3Ti／7075铝基复合材料在不同状态下的抗拉强度、屈服强度和延伸率。从表中可以看出，复合材料的抗拉强度要高于基体合金。常态下复合材料的抗拉强度比基体提高了60％；复合材料经过单级固溶和T6时效后其抗拉强度比常态下的复合材料提高了42．5％；而复合材料经过双级固溶和T6时效后其抗拉强度比常态下的复合材料提高了49．8％。根据图4．4，也可很好的说明复合材料经过不同的热处理之后，材料的硬度和强度等性能都有所提高。复合材料的延伸率与基体相比会有所降低，主要是因为灿3Ti增强颗粒的存在，但是复合材料经过热处理后，组织状态趋于稳定，延伸率会有所上升。显然，舢3Ti／7075铝基复合材料强度的提高与原位生成的舢3Ti颗粒有很大关系。表4．1基体和复合材料的拉伸性能’I铀le4．11’ensil9propertiesofcompositesand7075aluminumalloy 第4章铝基复合材料磨损性能及力学性能测试9零每fe鐾鼎囊3O123‘S不同条件下的基体和复合材料图4．4不同状态下基体和复合材料的力学性能Fig4．4Themech趴icalproperties0fcompositeandm砌xuIlderdi岱：rentcondition4．4．2复合材料的拉伸断口分析图4．5是7075合金和复合材料拉伸断口SEM形貌。从图(a)可以看到基体断口表面有许多细小裂纹，有明显的沿晶断裂特征，为沿晶断裂。这主要是因为7075铸态合金在晶界上有析出相，导致晶界弱化，这时晶界是显微组织最薄弱的地方，会发生沿晶断裂。图(b)为复合材料固溶处理后拉伸断口形貌，可以看见A13Ti颗粒以及A13n被拔出的凹坑。裂纹源主要产生于m3Ti颗粒与基体脱粘。而凹坑附近的基体由于在变形过程中产生了一定程度的塑性流动，在断口上可见塑性变形的韧窝，还可以看到河流花样的解理台阶，属于准解理断裂模式。图(c)为复合材料时效处理后拉伸断口形貌，可以看到舢3Ti被拉拔出基体，同样具有图(b)的断裂特征，也是属于准解理断裂。45瑚啪湖枷啪枷伽《v正善、毯嚼辊蠕 第4章铝基复合材料磨损性能及力学性能测试图4．5拉伸断口S酬形貌Fig4．5TheSEMterlSile疗∽turemorphologyoftIlematrix锄dcomposite4．4．3复合材料强化机理颗粒增强铝基复合材料强化作用主要来自合金组织微观结构改变而引起的强化。这主要由以下几个因素引起：1)位错强化合金晶体中总存在位错，从晶体的完整性和理论计算来讲，消除晶体内的位错能提高合金强度。但是，在金属晶体缺陷的理论中，又有说到位错密度的增加对提高合金强度也很有效。在复合材料中，基体和增强颗粒的热膨胀系数不同，将会在复合材料内产生很大的热应力，引起塑性变形，使复合材料内位错密度提高很多，这使得复合材料强度提高【791。2)Oro删l强化这一强化机制是由OrowaIl于1948年首先提出。随后被许多学者不断发展和完善。这理论提出，当运动着的位错线与第二相粒子相遇时，将会受到粒子的阻碍，使得位错线绕着它弯曲。当外加载荷逐渐加大时，会加剧位错线受阻部分的弯曲程度，以致围绕着粒子的位错线在左右边相遇，正负位错彼此抵消，形成了包围粒子的位错环，而位错线的其余部分则通过粒子继续运动[801。其具体过程如图4．6所示：．． 第4章铝基复合材料磨损性能及力学性能测试◇@>(a)(b)(位错环占卜}．一J⑥(卜l(d)图4．6位错绕过机制示意图Fig．4．6Schematicinusl自rationofdislocalionthroughpafticlesmechanism3)细晶强化基体的晶体组织结构是影响铸态金属基复合材料力学性能的重要因素。复合材料晶粒细化可以用两种机制来解释：一是加入的增强体或生成的增强体在基体中起到非均质形核的作用；二是增强体与基体的热交换。由于原位生成A13n增强颗粒，它的表面能起到很好的非均质形核作用，从而细化晶粒。本实验在原位制备过程中，引入了高能超声，利用高能超声的声空化、声流化效应，能够更好的起到细化晶粒的作用。综上所述，正是由于以上几个方面的共同作用，使得原位制备的铝基复合材料的力学性能得到很大的提高。4．5本章小结本章第二节采用M．2000型对复合材料和基体进行常温下干滑动摩擦实验，磨损实验参数为：摩擦滑动速度为0．5州s和1州s；摩擦载荷分别为10N、30N、80N、120N；摩擦时间为10曲。分析了复合材料与基体的磨损质量损失曲线、试样磨面及磨屑SEM形貌，讨论了两种材料的在不同摩擦条件下的磨损机制，并得出以下结论：1、整体上来讲，在摩擦速度为O．5n以或1n以条件下，随着载荷的增加，A13Ti／7075铝基复合材料的磨损率要低于基体合金，即复合材料的磨损性能要高于基体合金。2、在任意摩擦条件下，复合材料和基体的磨损现象都是若干种磨损机理的一起作用的结果，只是在一定摩擦条件下，这些若干种磨损机理中有一种占主47 第4章铝基复合材料磨损性能及力学性能测试导地位。3、在低载荷磨损时，由于复合材料中增强颗粒的存在，使得复合材料磨损性能要比基体好；随着载荷加大，增强颗粒会松动，从基体中脱落或者断裂，这势必减少了摩擦接触面积，断裂的其他部分仍在基体中起到增强作用，从而提高复合材料的磨损性能。第三节，通过对不同状态下的基体和复合材料进行力学性能测试，研究后得出以下结论：1、原位制备的铝基复合材料强度要比基体强度高，但延伸率会减少；而经过热处理后的铝基复合材料强度会进一步提高。2、基体和复合材料的拉伸断裂方式不同，根据断口SEM形貌分析，基体属于韧性断裂，而复合材料属于准解理性断裂。3、高能超声辅助原位制备的铝基复合材料的强化机理有以下几个：位错强化、Orow趾强化和细晶强化等。 第5章结论与展望5．1结论本文采用高能超声原位制备A13Ti／7075铝基复合材料，对制备的复合材料的显微组织与力学性能进行了研究与分析。同时，研究了不同的热处理制度对复合材料性能的影响；另外，对复合材料的磨损性能进行了深入研究和探讨，得出以下结论：1．对原位制备的铝基复合材料的热处理工艺进行了分析与探讨，主要结论如下：1)在同一温度下固溶，随着固溶时间的延长，第二相颗粒能很好的回溶到铝基复合材料内部，当固溶时间继续延长时，铝基复合材料内晶粒组织变大，出现再结晶现象；2)A13吲7075铝基复合材料的最佳单级固溶处理方法为480℃×5h。此时第二相回溶效果较好，没发现晶粒过烧和再结晶现象，复合材料的显微硬度值为100．3HV：3)A13吲7075铝基复合材料的最佳双级固溶处理方法为440℃／3h“80℃／2h。此时第二相回溶效果较单级固溶时要好，且复合材料的显微硬度值为110．2HV；4)基体与复合材料时效特征相似，都是经过了时效前期、时效峰、过时效三个阶段；5)基体合金和复合材料在同一温度下时效时，复合材料到达时效峰的时间要比基体合金短，复合材料经过T6时效后，显微硬度值为147．73HV；6)在同一温度下，之所以砧3吲7075铝基复合材料的HV值要比基体的高，主要是因为采用了高能超声法，使复合材料晶粒细化及原位反应生成的灿3Ti颗粒能够均匀分布在基体中。．2．对制备的砧3Ti／7075(Ti粉加入量为基体重量1％)的复合材料进行了磨损性能研究，分析了在不同滑动摩擦速度和载荷下，复合材料的磨损性能，并探讨了复合材料在不同摩擦条件下的磨损机理，得出以下结论：1)整体上，在摩擦速度为0．5州s或1州s条件下，随着载荷的增加，灿3吲49 第5章结论与展望7075铝基复合材料的磨损率要低于基体合金，即复合材料的磨损性能要高于基体合金；2)在任意摩擦条件下，复合材料和基体的磨损现象都是若干种磨损机理的一起作用的结果，只是在一定摩擦条件下，这些若干种磨损机理中有一种占主导地位。3)在低载荷磨损时，由于复合材料中增强颗粒的存在，使得复合材料磨损性能要比基体好；随着载荷加大，增强颗粒会松动，从基体中脱落或者断裂，这势必减少了摩擦接触面积，断裂的其他部分仍在基体中起到增强作用，从而提高复合材料的磨损性能。3．对不同状态下的基体和复合材料进行力学性能测试，根据实验数据，研究得出以下结论：1)原位制备的铝基复合材料强度要比基体强度高，但延伸率会减少；而经过热处理后的铝基复合材料强度会进一步提高。2)基体和复合材料的拉伸断裂方式不同，根据断口SEM形貌分析，基体属于韧性断裂，而复合材料属于准解理性断裂。3)高能超声辅助原位制备的铝基复合材料的强化机理有以下几个：位错强化、0r0咖强化和细晶强化等。5．2展望本文对采用高能超声法制备铝基复合材料热处理工艺及其力学性能进行了刻苦研究，虽然取得了一些成果，但由于各方面的条件的限制，仍有一些问题没得到更深入的探讨。对于超声法制备的复合材料，所采用的超声装置还需进一步的完善与及原位反应生成灿3Ti增强颗粒在基体中含量的控制。对于复合材料的热处理工艺，应该进一步研究复合材料的多级时效和Ⅺ认(回归再时效)处理，因为复合材料经过砒认处理后，抗腐蚀性能会有所提高，而且材料的强度下降很少。另外，对于复合材料的磨损性能研究，需进一步讨论磨损时间对其磨损性能的影响；同时，有必要研究和讨论复合材料在高温条件下的磨损行为，以便更全面的了解和掌握复合材料的磨损性能。 致谢经过三年的努力与奋斗，终于迎来了我人生中最激动的时刻：本人要硕士毕业啦!此时的我依然记得自己辞去工作，考研的那段情景，那段时间对我来说是最难忘、最充实的。学生时代即将离我们远去，从此，我将真正走出校门，踏进社会，去为自己的理想和追求而打拼。此时此刻，本人的心情是难以用语言表达的，回忆自己求学的历程，头脑中出现了太多太多帮助过我的人。在此，我要用最华丽、最优美的语言来表达我最真诚的感谢!。首先，我要感谢的是我的导师．闫洪教授。本论文是在闫老师的悉心指导完成的。攻读硕士三年来，从论文的选题、实验工作到论文的撰写、修改等环节，自始至终都倾注了闫洪老师的心血；导师深邃的学科洞察力、渊博的学识、平易近人的作风、严谨求实的态度，都给我留下了难忘的印象，在潜移默化中培养了我不断奋发向上、刻苦钻研的精神，并将使我受益终生。在论文完成之际，本人要对导师表达我最崇高的敬意和最衷心的感谢：感谢闫老师您三年以来对本人的教导!其次，我要感谢本课题组成员陈小会、吴庆捷、胡望杰。在他们的关心和帮助下，我才得以顺利、高质量的完成各项研究。同时，本人还要感谢胡志博士、胡小武博士、艾凡荣博士、周冰锋博士、和硕士生黄昕、陈磊、杜磊、吕新雨等给予的热情帮助。最后，我要感谢我的父母和我的爱人!正因为有他们在背后默默的支持和鼓励，本人才能顺利完成攻读硕士期间各项研究。真诚地感谢所有给予我帮助的亲人、朋友、师长、同学15l李岩2011年5月于南昌大学机电学院 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