材料化學(xué)專業(yè)的基礎(chǔ)課程主要涉及物理學(xué)、熱力學(xué)、材料化學(xué)、冶金學(xué)、電化學(xué)等方面知識，特別是無機(jī)化學(xué)、物理化學(xué)。下文是學(xué)習(xí)啦小編為大家搜集整理的有關(guān)材料學(xué)的論文參考例文的內(nèi)容，歡迎大家閱讀參考!

　　有關(guān)材料學(xué)的論文參考例文篇1

　　淺談2024Al/Gr/SiCp復(fù)合材料耐熱性能

　　顆粒強(qiáng)化鋁基復(fù)合材料具有密度小、比強(qiáng)度和比剛度高、彈性模量高和熱膨脹系數(shù)低等優(yōu)點(diǎn)，已在航空航天、交通領(lǐng)域得到非常廣泛的應(yīng)用[1].隨著近年來航空航天工業(yè)的迅猛發(fā)展對材料提出了更高的要求，為了進(jìn)一步提高飛行器的性能，開發(fā)混合顆粒強(qiáng)化鋁基復(fù)合材料越來越受到人們的關(guān)注[2-4].混合顆粒強(qiáng)化鋁基復(fù)合材料結(jié)合了不同增強(qiáng)相顆粒所帶來的優(yōu)勢，使其具有多種獨(dú)特的性能，例如SiC顆粒與石墨混合強(qiáng)化鋁基復(fù)合材料不僅具有高彈性模量，還具有良好的耐磨性能和阻尼性能[5-8].2024Al合金屬于可熱處理強(qiáng)化鋁合金，耐熱性也比較優(yōu)異[9].通過在合金中復(fù)合添加SiC顆粒和片狀石墨，可以進(jìn)一步提高其模量和阻尼性能，這種混雜增強(qiáng)的 2024Al/Gr/SiCp復(fù)合材料在航天飛行器支撐結(jié)構(gòu)件上有重要的應(yīng)用價值.然而，目前關(guān)于 2024Al/Gr/SiCp復(fù)合材料耐熱性能的報道很少.本文研究 2024Al/Gr/SiCp復(fù)合材料的高溫拉伸性能及長時間熱暴露后的室溫力學(xué)性能，同時對拉伸斷口進(jìn)行分析，探討SiC顆粒和石墨對材料的耐熱性能的影響.

　　1實(shí)驗(yàn)方法

　　實(shí)驗(yàn)所用的惰性氣體霧化2024Al合金粉末、鱗片狀石墨和SiC顆粒的形貌如圖1所示.2024Al合金粉末的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù))為3.53%Cu，1.28%Mg，0.2%Fe，余量為Al.石墨和SiC顆粒的加入量分別為3%和10%(質(zhì)量分?jǐn)?shù))

　　采用真空熱壓粉末錠坯擠壓成形法制備了2024Al，2024Al/3Gr，2024Al/3Gr/10SiCp3種復(fù)合材料板.采用的擠壓溫度為470 ℃，擠壓比為22∶1，板材的截面尺寸為40 mm×10 mm.

　　將擠壓板材進(jìn)行峰值時效處理后，分別在150 ℃，200 ℃，250 ℃和300 ℃熱暴露不同時間，測量其硬度變化規(guī)律及室溫拉伸性能.采用HBRVU187.5型布洛維光學(xué)硬度計(jì)進(jìn)行布氏硬度測試，加載載荷為612.9 N，保荷時間為30 s，每個試樣測試5個點(diǎn)，舍去最大值和最小值后取平均值作為測量值.在Instron3369電子萬能試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行室溫拉伸性能測試，拉伸速度為0.5 mm/min，每種試樣測量3個并取平均值作為測量值，拉伸試樣斷口形貌在Hitachi S4800型場發(fā)射掃描電子顯微鏡(SEM)上進(jìn)行觀察.金相組織觀察在Carl ZeissAxio Lab A1型光學(xué)顯微鏡上進(jìn)行.

　　2實(shí)驗(yàn)結(jié)果

　　2.1微觀組織

　　圖2為 2024Al/Gr/SiCp復(fù)合材料分別在150 ℃，200 ℃和300 ℃熱暴露48 h后的金相組織.從圖中可以看出，2024Al合金及復(fù)合材料在不同溫度熱暴露48 h后，在材料的金相組織中沒有觀察到明顯的變化.2024Al合金粉末顆粒沿擠壓方向被拉長，SiC顆粒及石墨均勻分布在基體中，且與基體具有良好的界面結(jié)合.比較圖2(a)， (d)， (g)和圖2(b)， (e)， (h)可以發(fā)現(xiàn)，隨著熱暴露溫度的升高，基體合金的晶粒尺寸逐漸增大，這是因?yàn)楦邷叵?，基體合金中溶質(zhì)原子的擴(kuò)散速度加快，導(dǎo)致晶粒和第二相尺寸的增加.圖2(c)， (f)， (i)為2024Al/3Gr/10SiC復(fù)合材料的金相組織，因SiC顆粒的加入且為擠壓變形組織，在進(jìn)行金相組織時無法腐蝕顯現(xiàn)出明顯的晶粒，但根據(jù)上述結(jié)果可以推斷其晶粒尺寸變化趨勢與基體合金大致相同.此外，復(fù)合材料增強(qiáng)相，尤其是硬質(zhì)SiC顆粒的加入，會阻礙熱暴露時晶粒的長大.

　　2.2硬度曲線

　　圖3為2024Al合金及其復(fù)合材料分別在150 ℃，200 ℃，250 ℃和300 ℃熱暴露96 h過程中的硬度值隨時間延長的變化曲線.從圖中可以看出，材料熱暴露后的硬度均有所下降，且隨著熱暴露溫度升高，材料硬度下降的幅度增大;在200 ℃時硬度下降的幅度最小，在300 ℃時硬度下降的幅度最大.這是因?yàn)闊岜┞稖囟仍礁撸苜|(zhì)原子擴(kuò)散速度越快，第二相長大或粗化速度也越快，同時晶粒長大的趨勢也越明顯.在相同溫度下，開始階段材料的硬度下降比較明顯，隨著保溫時間的延長，最后的硬度變化曲線處于平穩(wěn)狀態(tài)，幾乎不發(fā)生改變.比較2024Al/3Gr/10SiC復(fù)合材料與2024Al/3Gr復(fù)合材料的硬度曲線可見，加了SiC顆粒的復(fù)合材料硬度值下降幅度比未加SiC的材料的小.比較2024Al/3Gr復(fù)合材料與基體合金的硬度變化曲線發(fā)現(xiàn)，隨著熱暴露溫度升高，2024Al/3Gr復(fù)合材料硬度下降幅度比2024Al合金基體在相同溫度下硬度的下降幅度小.這是因?yàn)槠瑺钍蚐iC顆粒與基體合金之間的熱膨脹系數(shù)存在差異，淬火時會在基體合金中引入大量位錯，對材料具有強(qiáng)化作用.

　　從整體來看，在200 ℃及以下熱暴露時，2024Al/Gr/SiCp復(fù)合材料的硬度性能曲線比較平穩(wěn).含SiC顆粒的復(fù)合材料耐熱性能最好，含石墨的復(fù)合材料耐熱性能次之，基體合金的耐熱性能最差.在300 ℃熱暴露時， 2024Al/Gr/SiCp復(fù)合材料的硬度性能曲線下降趨勢明顯加快.高溫下，基體合金中位錯攀移、晶粒長大及第二相粗化導(dǎo)致材料的硬度下降的作用比復(fù)合增強(qiáng)相的強(qiáng)化作用更明顯，所以溫度越高，硬度越低.通常AlCuMg系合金的正常服役溫度一般在150 ℃以下，超過該溫度后，材料的力學(xué)性能會下降[9].而本文研究制備的 2024Al/Gr/SiCp復(fù)合材料具有較好的耐熱性能，主要是因?yàn)榧尤氲腟iC顆粒和石墨顆粒能夠阻礙熱暴露過程中的晶粒長大及阻礙位錯的運(yùn)動. 　　2.3拉伸性能

　　圖4為在不同溫度下熱暴露12 h后材料的室溫抗拉強(qiáng)度變化規(guī)律及拉伸曲線.由圖可見，材料的強(qiáng)度隨著熱暴露溫度的升高逐漸降低，但整體仍具有較高的強(qiáng)度.在200 ℃及以下，材料的整體抗拉強(qiáng)度下降幅度不大，具有良好的耐熱性能.對比2024Al合金基體與復(fù)合材料的抗拉強(qiáng)度變化，可以發(fā)現(xiàn)基體合金的抗拉強(qiáng)度下降幅度更大.2024Al合金在150 ℃時抗拉強(qiáng)度為480 MPa，200 ℃時抗拉強(qiáng)度為394 MPa，下降了約90 MPa;而2024Al/3Gr/10SiCp復(fù)合材料在150 ℃時抗拉強(qiáng)度為424 MPa，200 ℃時抗拉強(qiáng)度為404 MPa，下降幅度僅為20 MPa.在300 ℃保溫12 h后，材料的抗拉強(qiáng)度下降幅度較大.這與硬度曲線變化規(guī)律分析得到的結(jié)論相吻合，在200 ℃及以下溫度，2024Al合金及其復(fù)合材料的力學(xué)性能下降幅度較小，在300 ℃時力學(xué)性能快速下降.在200 ℃及以下溫度，由于SiC顆粒及石墨的加入，能釘扎位錯和晶界，阻礙位錯運(yùn)動和晶粒長大，有效地提高材料的耐熱性能.當(dāng)在300 ℃時，位錯和晶界運(yùn)動驅(qū)動力增大，晶粒及第二相長大趨勢明顯，材料的強(qiáng)度下降.

　　比較 2024Al/Gr/SiCp復(fù)合材料室溫及在150 ℃保溫12 h后的抗拉強(qiáng)度，可以發(fā)現(xiàn)，經(jīng)150 ℃熱暴露12 h后，2024Al合金及復(fù)合材料的抗拉強(qiáng)度均有小幅的升高.部分學(xué)者[10-12\]在研究AlCuMg系鋁合金的耐熱性能時也發(fā)現(xiàn)過類似現(xiàn)象.魏修宇等[12]在研究2197Al合金的高溫拉伸性能及長時間熱暴露后的室溫力學(xué)性能時發(fā)現(xiàn)，在低于150 ℃的溫度下熱暴露100 h后，2197Al合金的強(qiáng)度提高了15 MPa左右，將其原因歸結(jié)為：合金經(jīng)過160 ℃ /16 h時效處理后，仍殘留有部分的過剩溶質(zhì)原子，當(dāng)合金在150 ℃及以下長時間暴露時，會二次析出細(xì)小彌散的θ'(Al2Cu)強(qiáng)化相.本實(shí)驗(yàn)的基體合金中Cu含量較高，基體中除了存在S(Al2CuMg)相，多余的Cu原子會形成θ'(Al2Cu)相.θ'相作為(Al2Cu)相的過渡相，其在150 ℃熱暴露時在基體中析出的可能性很大.因此，θ'相的二次析出可能是2024Al合金基體及其復(fù)合材料在150 ℃熱暴露后，強(qiáng)度有所提高的主要原因.

　　圖5為2024Al合金及其復(fù)合材料在200 ℃下分別熱暴露12 h，24 h和48 h后的室溫抗拉強(qiáng)度變化趨勢及相應(yīng)的拉伸曲線.由圖可見，隨著保溫時間的延長，2024Al合金及其復(fù)合材料的抗拉強(qiáng)度均有小幅度的下降;相比于基體合金，復(fù)合材料的下降幅度更小.2024Al合金在200 ℃下保溫48 h后抗拉強(qiáng)度為340 MPa，比未經(jīng)保溫處理的強(qiáng)度下降了140 MPa;2024Al/3Gr/10SiCp復(fù)合材料在200 ℃下保溫48 h后抗拉強(qiáng)度仍有366 MPa，比未經(jīng)過保溫處理的強(qiáng)度僅下降了21 MPa.可見SiC顆粒和石墨的加入，減小了材料強(qiáng)度下降的幅度，提高了基體合金的耐熱性能.熱暴露保溫時間對材料伸長率的影響不大，隨著時間的延長，材料的伸長率一般都有小幅度的提高，基體合金伸長率的變化幅度在5%左右，復(fù)合材料的伸長率變化幅度在1%左右.

　　隨著熱暴露時間的延長，溶質(zhì)原子擴(kuò)散得更加充分，晶粒尺寸和第二相尺寸長大、位錯攀移運(yùn)動程度加劇，導(dǎo)致材料的抗拉強(qiáng)度下降、伸長率上升.

　　圖6為2024Al合金及其復(fù)合材料在不同溫度下熱拉伸變形時的強(qiáng)度及相應(yīng)的拉伸曲線.由圖可見，隨著拉伸溫度的升高，2024Al合金及其復(fù)合材料的抗拉強(qiáng)度均逐漸下降.在200 ℃及以下溫度，抗拉強(qiáng)度下降的幅度較小，在250 ℃及以上的溫度下拉伸時，抗拉強(qiáng)度下降幅度較大.在200 ℃時，2024Al合金、2024Al/3Gr和2024Al/3Gr/10SiCp復(fù)合材料仍具有較高的力學(xué)性能，抗拉強(qiáng)度分別為383 MPa，377 MPa及372MPa.比較2024Al及其復(fù)合材料的抗拉強(qiáng)度可知，復(fù)合材料的抗拉強(qiáng)度下降幅度比基體合金的小.

　　2.4斷口形貌

　　圖7為2024Al合金及其復(fù)合材料分別在150 ℃，200 ℃和300 ℃下熱暴露12 h的斷口形貌.由圖7(a)(b)(c)可以看出，2024Al合金的斷口處出現(xiàn)了大量的韌窩，說明在拉伸過程中基體發(fā)生了塑性變形.隨著熱暴露溫度的升高，合金中的韌窩尺寸變

　　大.造成這種現(xiàn)象的原因與韌窩形成機(jī)理有密切聯(lián)系.一般認(rèn)為，韌窩主要由微孔聚合型斷裂形成，微孔聚合型的斷裂過程是在外力作用下，在夾雜物、第二相粒子與基體的界面處，或在晶界、相界、大量位錯塞積處形成微裂紋，因相鄰微裂紋的聚合產(chǎn)生可見微孔洞，以后孔洞長大、增殖，最后連接形成斷裂.因此，韌窩的形成與材料中的第二相粒子的特征有關(guān)，Shakeri等[13]認(rèn)為微孔在第二相顆粒附近形核，而且只有當(dāng)顆粒尺寸在50～500 nm之間才對韌窩的形成有影響.所以當(dāng)熱暴露溫度升高時，第二相顆粒的長大或粗化造成斷裂韌窩尺寸增大.一般情況下，韌窩尺寸越大，材料的塑性變形能力越好，伸長率也越高.這也解釋了拉伸結(jié)果中，隨著熱暴露溫度升高，合金的伸長率有一定程度升高的原因.

　　圖7(d)(e)(f)和(g)(h)(i)分別為2024Al/3Gr和 2024Al/Gr/10SiCp的斷口形貌.由圖可見，復(fù)合材料的斷口形貌具有兩個明顯的共同特征：第一，斷口處存在斷裂的石墨;第二，基體合金斷口中存在大量的韌窩.觀察發(fā)現(xiàn)，隨著熱暴露溫度的升高，韌窩尺寸沒有明顯的變化.在 2024Al/Gr/10SiCp復(fù)合材料的斷口形貌中發(fā)現(xiàn)了坑洞，這是由于拉伸過程中SiC被拔出基體后留下的.2024Al/3Gr與2024Al/3Gr/10SiCp復(fù)合材料的斷口中韌窩尺寸變化不大，主要是受到SiC顆粒和石墨的影響.SiC顆粒和石墨的加入能阻礙基體合金在熱暴露時晶粒尺寸.根據(jù)前面分析可知，顆粒尺寸對韌窩的形貌具有一定程度的影響.在一定范圍內(nèi)，第二相顆粒尺寸越小，韌窩尺寸也越小. 　　圖8為2024Al合金及其復(fù)合材料分別在150 ℃，200 ℃，250 ℃及300 ℃下拉伸的斷口形貌.由圖可見，2024Al合金在高溫下拉伸的斷口具有韌性斷裂的特征，斷口中撕裂棱和韌窩較多.隨著溫度的上升，韌窩邊緣被拉長的程度增大，表明高溫下材料的塑性變形能力有所提高.這也解釋了圖6中拉伸曲線的變化情況，即隨著拉伸溫度升高，材料伸長率逐漸增大.2024Al/3Gr復(fù)合材料的斷口中存在大量斷裂的石墨，基體合金呈韌性斷裂，2024Al/3Gr/10SiCp復(fù)合材料的斷口處也存在斷裂的石墨，但沒有觀察到SiC顆粒，說明在高溫拉伸時SiC顆粒主要被拔出基體，基體合金呈韌性斷裂.在高溫下復(fù)合材料的基體合金中的韌窩呈現(xiàn)兩種形式：小而深的韌窩，大而淺的韌窩.靠近增強(qiáng)相附近的韌窩小而深，距離增強(qiáng)相較遠(yuǎn)處的韌窩大而淺.這是因?yàn)轭w粒附近的基體合金協(xié)調(diào)變形受到約束，導(dǎo)致韌窩小而深;而距離顆粒較遠(yuǎn)的基體合金可以充分協(xié)調(diào)變形，因而表現(xiàn)為斷口上的韌窩大而淺.

　　3分析討論

　　材料在熱暴露過程中力學(xué)性能下降的主要原因是：基體的晶粒長大、溶質(zhì)原子的急劇擴(kuò)散以及強(qiáng)化相的長大或者粗化.因此提高材料的耐熱性能的主要途徑有：阻礙晶粒長大、選擇高溫穩(wěn)定的第二相及添加陶瓷顆粒等.基體合金中析出的第二相的熱穩(wěn)定性與其組成元素的擴(kuò)散速率有關(guān)，同時第二相的形貌與基體的界面有關(guān);其組成元素擴(kuò)散速率越快，第二相尺寸越容易長大.增強(qiáng)顆粒自身性能穩(wěn)定，在高溫下尺寸不發(fā)生變化，能有效阻礙位錯的滑移和晶界的遷移，提高材料的熱穩(wěn)定性能[14].

　　2024Al/Gr/SiCp復(fù)合材料中主要的析出相為S(Al2CuMg)相和θ(Al2Cu)相. 其中彌散強(qiáng)化相θ相具有正方結(jié)構(gòu)，為類球形，常溫下具有較好的強(qiáng)化效果，但高溫下容易長大;S(Al2CuMg)相在常溫下具有良好的強(qiáng)化效果，且在高溫下也具有一定的強(qiáng)化作用.在200 ℃左右時，S相和θ相發(fā)生粗化，導(dǎo)致合金的性能下降，通常采用添加Ag、稀土元素等以形成復(fù)雜的耐高溫相來提高材料的熱穩(wěn)定性能[15-16].本實(shí)驗(yàn)中沒有添加此類元素，但材料在200 ℃及以下溫度具有良好的耐熱性能，隨著保溫時間的延長，材料的硬度和強(qiáng)度并沒有出現(xiàn)大幅降低.首先增強(qiáng)相SiC顆粒和石墨能改善材料的耐熱性能，SiC顆粒和石墨高溫下很穩(wěn)定，尺寸幾乎不發(fā)生變化，在高溫下能有效地阻礙位錯的運(yùn)動和晶粒的長大，提高材料的強(qiáng)度.其次，由于增強(qiáng)相SiC顆粒與基體熱膨脹系數(shù)差異很大，熱暴露實(shí)驗(yàn)后，材料中形成大量的位錯，大量位錯與基體中的第二相相互作用，形成位錯纏結(jié)或者位錯網(wǎng)結(jié)構(gòu)，能有效提高材料的強(qiáng)度，提高材料的耐熱性能.

　　4結(jié)論

　　1) 2024Al合金及其復(fù)合材料在200 ℃及以下熱暴露時，隨著時間的延長，材料組織沒有明顯改變，其硬度和強(qiáng)度沒有出現(xiàn)明顯下降，具有較高的熱穩(wěn)定性能.SiC顆粒和石墨均能提高復(fù)合材料的熱穩(wěn)定性，但SiC顆粒的影響作用更明顯.

　　2) 在300 ℃熱暴露時，2024Al合金及其復(fù)合材料的硬度和強(qiáng)度出現(xiàn)了較大幅度的降低.但 2024Al/Gr/SiCp復(fù)合材料的硬度和強(qiáng)度下降幅度均比2024Al合金的低.

　　3)2024Al及其復(fù)合材料的抗拉強(qiáng)度隨著拉伸溫度升高而下降，在200 ℃拉伸時，2024Al/3Gr/10SiCp的抗拉強(qiáng)度達(dá)到372 MPa.復(fù)合材料的強(qiáng)度下降幅度比2024Al合金的小，說明SiC顆粒與石墨加入能提高材料的耐熱性能.

　　4) 高溫拉伸及熱暴露后的2024Al合金的斷裂機(jī)制為韌性斷裂， 2024Al/Gr/SiCp復(fù)合材料的斷裂機(jī)制為基體韌性斷裂、石墨斷裂及SiC顆粒與界面分離的混合斷裂機(jī)制.

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