SiC_p尺寸对AZ91D镁基复合材料显微组织和力学性能的影响

采用搅拌铸造法制备了不同尺寸的SiCP增强AZ91D镁基复合材料,并对其显微组织和力学性能进行了研究。结果表明,当SiCp加入量为2%,SiC颗粒尺寸为0.5μm时,SiCp/AZ91D镁基复合材料晶粒细小,分布均匀。复合材料的抗拉强度达到150.6 MPa,与AZ91D基体相比提高了57.6%,但伸长率有所降低。     

快速凝固/粉末冶金AZ91/SiCp镁基复合材料的相组成及界面

采用双辊雾化法制备快速凝固AZ91镁合金粉末,并用粉末冶金方法制备SiC颗粒增强的镁基复合材料棒材,研究AZ91/SiCp复合材料的微观组织、相组成及增强相与合金基体间的界面结构特点。结果表明：双辊雾化快速凝固AZ91镁合金粉末的相组成为α-Mg固溶体主相和微量细小的T-AlMg2Zn相,尺寸在0.2 μm左右;在后续热挤压过程中合金基体中析出大量的球形β-Mg17Al12,尺寸在0.5 μm左右,而T-AlMg2Zn相的形貌和尺寸无明显变化;复合材料在加热过程中,增强相SiC颗粒表面的SiO2层与合金基体之间发生界面反应。     

挤压铸造SiC_p/AZ91D镁基复合材料的试验研究

以AZ91D镁合金和平均颗粒尺寸为0.5μm的SiC颗粒分别作为基体和增强相,通过全液态搅拌铸造法和挤压铸造法结合制备出SiC颗粒增强镁基复合材料。力学性能测试结果显示:当模具温度为200℃、保压时间为15 s时,SiCp/AZ91D镁基复合材料抗拉强度最高为157 MPa;金相显微组织显示,碳化硅颗粒可作为镁合金凝固时异质形核的中心,也可能会随着凝固时固液界面的推移,使SiC颗粒处于晶界处;存在SiC颗粒团聚现象,这是其抗拉强度降低的原因;SiCp/AZ91D镁基复合材料在室温下拉伸时的断口形貌呈现脆性断裂特征;热处理工艺为固溶处理温度420℃,保温20 h空冷,时效处理温度200℃,保温8 h空冷,经过热处理后,镁基复合材料的抗拉强度均有所提高,最高可提高48.95%。     

SiCp/AZ91D复合材料真空压力浸渗制备工艺及微观组织的研究

采用真空压力浸渗装置制备SiCp/AZ91D复合材料。对制备工艺进行了改进,提出了以SiC颗粒覆盖法保护镁合金熔体的措施,可以有效解决熔剂覆盖法易造成的熔剂夹杂问题;在压力0.4MPa、浸渗温度700℃、保压5min的条件下,制备SiC单一颗粒尺寸为5μm、体积分数为44.7%的SiCp/Mg复合材料;并且成功制备32μmSiC单一颗粒体积分数为56.4%的SiCp/AZ91D复合材料。经过光镜、扫描电镜和X射线衍射仪分析表明,采用SiC颗粒覆盖法制备SiCp/AZ91D复合材料组织致密、无明显孔洞及夹杂等铸造缺陷,有新相Mg2Si生成。     

热挤压态SiC_p/AZ91镁基复合材料腐蚀行为研究

利用腐蚀失重和电化学测试方法,并结合SEM和TEM分析技术,研究增强相SiC颗粒的体积分数为2%,5%,10%和15%的SiCp/AZ91镁基复合材料(MMCs),在25℃条件下,含有饱和Mg(OH)2的3.5%NaCl溶液中的腐蚀行为。结果表明,SiCp/AZ91 MMCs的腐蚀速率明显大于AZ91镁合金,并且随SiC颗粒体积分数的增加而增大。SiC颗粒不与AZ91基体直接构成微电偶,但是SiC颗粒的加入改变了SiCp/AZ91 MMCs的显微结构从而提高了腐蚀速率。主要原因为随着SiC颗粒的加入β相晶粒细化,使β相与α相间的微电偶腐蚀电流密度增大;SiC颗粒的加入使大量的β相在SiC颗粒与AZ91基体界面处优先再结晶,致使该界面处β相与α相间的微电偶腐蚀加速,间接导致SiCp/AZ91 MMCs的腐蚀加速。     

热处理对SiC_p/AZ91D复合材料组织和力学性能的影响

在无溶剂熔炼的条件下,采用挤压铸造法制备了SiCp/AZ91D复合材料,并研究了热处理工艺对SiCp/AZ91D复合材料组织和力学性能的影响。结果表明:经热处理后,SiCp/AZ91D复合材料的晶粒明显细化,平均尺寸在100μm以下;显微组织致密,无明显缩孔及夹杂等铸造缺陷,拉伸断口表现为韧脆混合断裂特征,主要由解理台阶、撕裂棱和小尺寸的韧窝组成。此外,其力学性能较未热处理的SiCp/AZ91D复合材料和AZ91D合金均有大幅提高,抗拉强度和伸长率分别提高了46.7%、147.8%和61.2%、88.1%。     

纳米SiC颗粒对AZ91D镁合金组织性能的影响

采用高能球磨结合机械搅拌的方法制备了纳米SiCp增强AZ91D镁基复合材料。结果表明,加入纳米SiCp能明显细化晶粒,且纳米SiCp均匀分布于合金中。当加入1.5%的纳米SiCp时,合金晶粒细化效果最佳,屈服强度、伸长率、硬度及弯曲强度较AZ91D镁合金分别提高了45.9%、63.4%、24.3%和6.3%。进一步提高纳米SiCp含量,晶粒细化效果降低,力学性能下降。     

SiCP／Al复合材料的显微结构分析

采用粉末冶金＋热挤压工艺制备SiCp/Al复合材料，测定其力学性能。利用X射线衍射分析复合材料物相的组成，用金相显微镜、扫描电镜和透射电镜分析其微观组织结构。结果表明，SiC颗粒在铝基体中分布比较均匀，SiC颗粒与基体结合良好；基体主要是α-Al，强化相β-Mg2Si和弥散相（Fe，Mn，Cu）3Si2Al15（体心立方结构，晶格常数1．28nm）；SiCp／Al界面则为Al和Mg元素扩散到SiC表面的SiO2层形成的20nm-30nm无定形层；复合材料的断裂机制主要是SiC颗粒断裂和SiCp／Al界面塑性撕裂：复合材料在变形过程中，SiC颗粒可阻止裂纹的扩展。     

纳米SiC颗粒增强镁基复合材料的动态断裂行为研究

采用机械搅拌与高能超声处理相结合的分散法制备了纳米SiC颗粒增强AZ91D镁基复合材料(n-SiCp/AZ91D),利用动态SEM原位拉伸方法研究了纳米复合材料的断裂行为.结果表明:微裂纹主要在晶界上的β-Mg17Al12处萌生,并沿着晶界上的脆性相不断开裂和连接向前扩展,由于颗粒和界面的阻碍,裂纹扩展路径较长.AZ91D合金的裂纹也主要沿着晶界上的脆性相不断向前扩展,但裂纹扩展路径比较平坦,AZ91D合金在加载初期就萌生出大量的裂纹.     

SiCp／Mg-6Al-0．5Mn复合材料的组织与力学性能

采用压力浸渗制备了体积分数为51.5%的SiCp/Mg-6Al-0.5Mn镁基复合材料.通过力学性能测试与组织观察,研究了高体积分数SiC颗粒增强体对基体合金的显微组织与力学性能的影响.结果显示,在Mg-6Al-0.5Mn基体合金中加入体积分数为51.5%的SiC颗粒后,复合材料的压缩性能得到了大幅度的提高,室温下的抗压缩强度从329.5 MPa增大到624.8 MPa.SiCp/Mg-6Al-0.5Mn复合材料的组织致密,分布均匀,其断裂方式包括界面脱开、基体韧断和增强体开裂.SiC颗粒与基体之间发生了界面反应,生成了纳米级的Mg2Si化合物.     

原位Mg_2Si颗粒对镁合金基体应力分布影响的模拟研究

利用大型商业有限元软件Ansys模拟AZ91D镁合金和原位Mg2Si颗粒增强AZ91D基复合材料在相同单向外载荷条件下的应力分布情况,并获得原位Mg2Si增强颗粒对镁基复合材料力学性能的影响。结果表明:材料远离受力面而靠近约束面上的尖角处易应力集中;Mg2Si颗粒的产生提高了材料抵抗弹性变形的能力,从而使该复合材料得到强化;在拉伸应力场超过屈服极限的情况下,基体开裂或界面脱落是失效的主要形式。     

粉末冶金法SiC_p/Mg基复合材料的力学性能和阻尼性能研究

采用粉末冶金法制备了SiC颗粒增强纯镁基复合材料,研究了它的力学性能与阻尼性能。SiC颗粒的加入显著提高了纯镁基复合材料的力学性能和阻尼性能。其中,10μm SiCp/Mg基复合材料的力学性能最好;室温下复合材料的阻尼性能优于纯镁的;纯镁及其SiC颗粒增强复合材料的内耗-温度曲线在100℃～150℃的温度范围内均出现与位错有关的内耗峰,随后随温度的升高内耗值继续增加,20μm SiCp/Mg基复合材料在200℃～250℃的温度范围内出现与界面滑移有关的内耗峰。     

搅拌铸造法制备SiCp／A356铝基复合材料的研究

利用搅拌铸造技术制备SiCp/A356铝基复合材料.通过金相观察(OM),扫描电镜(SEM)及力学性能测试对所制备的颗粒增强铝基复合材料的显微组织和力学性能进行了研究.结果表明,SiC增强颗粒较均匀地分布于基体中,SiC/Al界面处存在明显的Si溶质偏聚,复合材料的孔隙率为4.2%;与基体合金相比,SiC颗粒的加入提高了复合材料的硬度和屈服强度,抗拉强度及延伸率略有下降;断口分析表明,搅拌铸造SiCp/A356铝基复合材料主要的断裂机制为SiC/Al界面脱粘及基体合金的脆性断裂.     

高密度脉冲电流下Cu-SiC_p/AZ91D复合材料的组织及力学性能分析

研究了高密度脉冲电流(EP)下Cu-SiC_p/AZ91D复合材料凝固组织的细化机理。分析了EP对Cu-SiC_p/AZ91D复合材料组织演化及力学性能的影响。结果表明:施加EP后深灰色基体与浅灰色枝晶形成的网状组织变得浓密,晶粒细化显著。Mg_2Si相沿β-Mg_(17)Al_(12)枝晶下方生长,Mg_2Si周围组织由浅灰色α-Mg和Al_4C_3混合组成,同时伴随少量Cu在枝晶上方,β-Mg_(17)Al_(12)枝晶减少。添加Cu-SiC_p颗粒后AZ91D镁中β-Mg_(17)Al_(12)的衍射峰消失,Mg_2Si相的衍射峰得到增强。施加EP可以有效抑制SiC_p偏聚,使SiC_p能与熔体一起处于均匀混合状态。添加Cu-SiC_p后,材料的力学性能得到明显提升,但伸长率却降低。Cu-SiC_p/AZ91D具有更致密的断口组织,EP作用下,Cu-SiC_p/AZ91D断口韧窝更加细小。添加SiC颗粒后基底硬度发生较小幅度的提升;施加EP后,硬度得到明显的提升。     

高密度脉冲电流下Cu-SiC_p/AZ91D复合材料的组织及力学性能分析

研究了高密度脉冲电流(EP)下Cu-SiC_p/AZ91D复合材料凝固组织的细化机理。分析了EP对Cu-SiC_p/AZ91D复合材料组织演化及力学性能的影响。结果表明:施加EP后深灰色基体与浅灰色枝晶形成的网状组织变得浓密,晶粒细化显著。Mg_2Si相沿β-Mg_(17)Al_(12)枝晶下方生长,Mg_2Si周围组织由浅灰色α-Mg和Al_4C_3混合组成,同时伴随少量Cu在枝晶上方,β-Mg_(17)Al_(12)枝晶减少。添加Cu-SiC_p颗粒后AZ91D镁中β-Mg_(17)Al_(12)的衍射峰消失,Mg_2Si相的衍射峰得到增强。施加EP可以有效抑制SiC_p偏聚,使SiC_p能与熔体一起处于均匀混合状态。添加Cu-SiC_p后,材料的力学性能得到明显提升,但伸长率却降低。Cu-SiC_p/AZ91D具有更致密的断口组织,EP作用下,Cu-SiC_p/AZ91D断口韧窝更加细小。添加SiC颗粒后基底硬度发生较小幅度的提升;施加EP后,硬度得到明显的提升。     

SiCp/AZ61镁基复合材料制备工艺的优化

采用半固态搅拌法制备了SiCp／AZ61镁基复合材料。利用正交试验法研究了SiC颗粒加入量、搅拌温度、搅拌时间等关键工艺参数对SiCp／AZ61镁基复合材料力学性能的影响。结果表明，SiC颗粒加入量对复合材料的力学性能有着显著的影响，其次是搅拌时间和搅拌温度。在试验条件下，SiCp／AZ61镁基复合材料的半固态搅拌工艺方案可优化为：SiC颗粒加入量为6％，搅拌温度为595℃，搅拌时间为5min。断口分析显示，增强颗粒加入量为6％的SiCp镁基复合材料室温断口形貌呈脆性断裂特征。     

压力对挤压铸造Mg-Zn-Y准晶增强AZ91D镁基复合材料显微组织和力学性能的影响(英文)

采用挤压铸造工艺制备Mg-Zn-Y准晶增强AZ91D镁基复合材料,研究挤压压力对此复合材料显微组织和力学性能的影响。研究结果表明:挤压铸造工艺是细化晶粒的有效方法,复合材料由α-Mg基体、β-Mg17Al12相以及二十面体Mg3Zn6Y准晶相(I相)组成,且随着挤压压力的增大,β-Mg17Al12相以及Mg3Zn6Y准晶颗粒含量增加,基体晶粒进一步细化,α-Mg树枝晶向等轴晶转变;当挤压压力为100 MPa时,极限抗拉强度和断后伸长率达到最大值,分别为194.3 MPa和9.2%,拉伸断口出现大量韧窝;准晶增强AZ91D镁基复合材料的强化机制主要为细晶强化和准晶颗粒强化。     

单/双尺寸SiCp对AZ91D镁合金组织和性能的影响

以AZ91D镁合金和平均颗粒尺寸为10μm和10 nm的SiC颗粒分别作为基体和增强相,通过半固态机械搅拌法制备出单、双尺寸SiC颗粒增强镁基复合材料。结果显示,SiC_p体积分数为2%的10 nm SiC_p/AZ91D复合材料的抗拉强度达到198 MPa,提升了34.7%,屈服强度达到113 MPa,提升了46.7%,伸长率达到6.4%,这主要由于纳米SiC颗粒的晶粒细化作用。断裂机制表明,SiC_p/AZ91D复合材料裂纹主要沿微米SiC_p-AZ91D的界面扩展。     

钇对Mg2Si/AZ91D复合材料中Mg2Si相变质的影响

研究了不同含量的钇对Mg2Si/AZ91D复合材料中Mg2Si相形貌的影响.结果表明:Y对Mg2Si/AZ91D复合材料中共晶Mg2Si有明显的细化变质效果,合金液经0.8％Y变质后,共晶Mg2Si相由粗大的树枝状或汉字状转变为颗粒状.在1.2％添加范围内,随Y加入量的增加,对共晶Mg2Si相的细化变质效果增强,未出现过变质现象.固溶处理能使Mg2Si/AZ91D复合材料中枝状或汉字状Mg2Si发生部分溶解,并依靠原子扩散自发粒状化,Y的细化变质能促进Mg2Si相固溶处理时的粒状化.     

SiC/AZ91D镁基复合材料单轴拉伸过程中裂纹萌生扩展机制

利用Abaqus有限元分析软件研究了不同体积分数和不同形状颗粒的SiC/AZ91D镁基复合材料在单轴拉伸下的裂纹萌生、扩展以及断裂机制。结果表明，圆形颗粒SiC/AZ91D镁基复合材料的屈服强度为248 MPa,正方形颗粒SiC/AZ91D镁基复合材料的屈服强度为190 MPa,原始形状颗粒镁基复合材料的屈服强度为210 MPa。颗粒体积分数为10%、15%和20%的复合材料裂纹断裂时间分别在施载后的第40、第33和第31μs。圆形颗粒复合材料的裂纹扩展机制是基体损伤萌生的裂纹扩张导致材料断裂，而正方形颗粒复合材料和原始形状颗粒复合材料的裂纹扩展机制是颗粒与基体交界处萌生裂纹，导致主裂纹形成并产生次生裂纹扩张直至材料断裂。