CNTs/AZ91D镁基纳米复合材料的热处理及其力学性能

采用高能超声分散技术和金属型重力铸造工艺制备了CNTs/AZ91D镁基纳米复合材料,并对复合材料进行了固溶T4热处理和固溶时效T6热处理。T4态1.0CNTs/AZ91D复合材料的抗拉强度、伸长率分别为285 MPa、17.3%,与铸态复合材料的抗拉强度(196MPa)和伸长率(4.1%)相比,分别提高了45%、322%。T6态的抗拉强度进一步提高到296MPa,特别是屈服强度显著提高到155MPa,伸长率有所降低,但仍有5.5%。利用OM、SEM、TEM观察1.0CNTs/AZ91D复合材料的显微组织。结果表明,碳纳米管具有细化晶粒、促进滑移和孪生、载荷转移等作用,从而能够明显提高CNTs/AZ91D复合材料的综合力学性能。     

SiC及Cu-SiC颗粒增强镁基复合材料的制备及性能

利用化学镀法制备了Cu包覆SiCp,研究了SiCp及Cu-SiCp增强镁基复合材料(SiCp/AZ91D和Cu-SiCp/AZ91D)的性能。采用扫描电镜(SEM)、X射线衍射仪及UTM4304电子万能试验机分析测试了镁基复合材料的组织结构,相组成及力学性能。结果表明,SiC颗粒增强镁基复合材料主要由α-Mg和Mg2Si相组成,SiC镀Cu后能够进一步细化晶粒,同时在Mg2Si相周边出现层片状的α+β相。SiCp/AZ91D和Cu-SiCp/AZ91D复合材料的力学性能显著高于AZ91D基体合金,Cu-SiCp/AZ91D复合材料的的抗拉强度达195.7 MPa。室温拉伸时,AZ91D合金表现为典型的脆性断裂特征,而SiCp/AZ91D和Cu-SiC/AZ91D复合材料表现为韧性断裂及部分准解理断裂。     

CNTs增强镁基复合材料搅拌摩擦焊工艺研究

利用搅拌摩擦焊接(FSW)技术焊接了CNTs/AZ91镁基复合材料,研究了工艺参数对CNTs/AZ91复合材料FSW接头组织与性能的影响。结果表明:采用FSW技术对CNTs/AZ91复合材料进行焊接可以获得表面成形和力学性能较好的对接接头。当搅拌头旋转速度为700 r/min时,焊缝中CNTs分布均匀,接头强度和塑性最好,改变搅拌头旋转速度,均会降低接头强度和塑性。     

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。     

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%。     

钟罩浸块铸造法制备的CNTs/AZ31镁基复合材料的力学性能

将Al粉、Zn粉、碳纳米管(CNTs)混合料按照质量比为3:1:X(X=0,0.5,1.0,1.5)压块,并用钟罩压入法将这些预先制备的压块加入到合金熔体中制备AZ31/CNTs复合材料。测试该复合材料的力学性能,利用扫描电子显微镜(SEM)、能谱分析仪(EDS)、X射线衍射仪和光学显微镜对AZ31/CNTs复合材料的金相试样、断口形貌进行表征和分析。结果表明:钟罩压块法可以有效地将碳纳米管分散到镁合金熔体中;CNTs对AZ31镁合金的力学性能有较强的增强效果,与本研究中的铸造AZ31合金相比,AZ31/CNTs复合材料的最大抗拉强度和伸长率分别提高41.3%和119.4%,弹性模量和显微硬度分别提高67.8%和66.9%;CNTs对AZ31镁合金基体晶粒的细化作用显著,与镁基体界面结合较好;复合材料试样断口形貌由韧窝和撕裂棱组成,呈现准解理断裂特征。     

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。     

挤压态钢丝与AZ91复合材料的研究

为了提高AZ91镁合金的力学性能,特别是屈服强度,制备了不锈钢丝增强AZ91复合材料.在相同条件下,分别对AZ91及其复合材料进行热挤压处理.采用金相显微镜(OM)和扫描电镜(SEM)观察了材料的显微组织,通过拉伸实验测试了材料的室温力学性能.研究结果表明:铸态AZ91与钢丝增强AZ91复合材料力学性能接近,但是,二者经过挤压后,其力学性能均有很大提高.其中钢丝增强AZ91镁合金的屈服强度和抗拉强度分别达到了375MPa和428.6MPa,与挤压态AZ91相比,分别提高了50%和20%,同时复合材料的塑性变形量也有显著的提高.讨论了材料的组织、铸造缺陷等对材料力学性能的影响.     

稀土元素Y对AZ91D镁合金显微组织和力学性能的影响

试验研究了在AZ91D镁合金中添加不同质量分数的稀土元素Y(w(Y)=0.4%、0.8%、1.2%、1.6%、2.0%)对其组织和力学性能的影响。结果表明,添加适量的稀土元素Y能改善AZ91D镁合金的组织并提高其力学性能。当w(Y)=1.2%时,对AZ91D镁合金的晶粒细化作用效果最佳,此时,晶粒尺寸为46.15μm,相比未加入稀土元素Y的AZ91D镁合金细化幅度为27.85%。稀土元素Y的加入还能提高AZ91D镁合金的硬度、抗拉强度、伸长率等性能,当w(Y)=1.2%时,AZ91D镁合金的各项力学性能最佳:维氏硬度为99.7 HV,室温抗拉强度为299 N/mm~2,伸长率为9.5%;200℃的抗拉强度为161.75 N/mm~2,伸长率为5.8%。     

空心陶瓷颗粒增强镁基复合材料的压缩行为研究

通过搅熔铸造法制备了3%、6%、9%,平均粒径为100、150μm空心陶瓷增强镁合金复合材料(FAC/AZ91D)。研究了不同质量分数的空心陶瓷对该复合材料组织、密度、热膨胀系数和压缩性能等物理性能的影响,利用XRD分析了FAC/AZ91D复合材料的物相,界面形貌及成分由配置能谱分析(EDS)的扫描电镜(SEM)来分析。结果表明,空心陶瓷增强AZ91D镁合金复合材料的布氏硬度比基体有较大提高;通过Olympus对组织的观察发现,基体引入空心陶瓷后,组织细化,AZ91D镁合金铸态网状Mg17Al12消失;FAC/AZ91D复合材料在20~200℃的热膨胀系数低于基体,所制备的该复合材料室温压缩强度较基体有较大程度改善。     

高性能碳纳米管增强AZ91D镁基复合材料的制备（英文）

采用球磨加搅拌铸造工艺制备了CNTs(质量分数为0.1%)增强的AZ91D镁基复合材料。通过光学显微镜、X射线衍射仪、傅里叶红外光谱仪、扫描电子显微镜、透射电子显微镜和室温拉伸试验对复合材料进行表征和分析。结果表明:碳纳米管在镁基体中分散很均匀,并且复合在基体中的碳纳米管结构较完整。与AZ91D基体相比,复合材料屈服强度和伸长率分别提高了47.2%和112.2%。碳纳米管在基体中的均匀分散且与基体形成的强界面结合使复合材料屈服强度和伸长率同时得到了提升。此外,晶粒细化和基体中均匀分散的β相(Mg_(17)Al_(12))也有助于复合材料力学性能的提高。     

(SiC+B4C)p/AZ91D复合材料的组织及性能

采用微波烧结制备了(SiC+B4C)p/AZ91D复合材料,研究了不同体积分数(SiC+B4C)p(0%、5%、10%、15%、20 vol%)对复合材料组织及性能的影响。结果表明:(SiC+B4C)p/AZ91D复合材料的组织主要由α-Mg、SiC、B4C、Mg17Al12和少量MgO等组成。随着(SiC+B4C)p含量的增加,(SiC+B4C)p/AZ91D复合材料的相对密度减小,显微硬度增加,而抗压强度先增后降,当(SiC+B4C)p含量为15%时达到最大值。15%(SiC+B4C)p/AZ91D复合材料的显微硬度和抗压强度分别达到196.16 HV0.025和326.3 MPa,相对于未添加(SiC+B4C)p的AZ91D材料分别提高了145%和120%。随着(SiC+B4C)p含量的增加,复合材料的耐磨性先提高后降低,磨痕由清晰的犁沟形貌逐渐模糊,磨损机制由磨粒磨损转变为剥层磨损。     

碳纳米管-石墨烯增强AZ31镁基复合材料实验研究

采用粉末冶金法结合热挤压制备了不同质量分数的碳纳米管(CNTs)和石墨烯(GNPs)增强AZ31镁基复合材料。分析了CNTs和GNPs对AZ31镁合金及其复合材料组织、力学性能及物理性能的影响。结果表明:CNTs和GNPs的加入可以细化晶粒尺寸,并且可以提高材料的硬度、拉伸和压缩屈服强度。当同时添加0.5wt%CNTs和0.5wt%GNPs时,复合材料的抗拉强度和抗压强度分别可达到:309 MPa和399 MPa,复合材料的硬度相比基体提升了17.1%。但是复合材料的塑性和导电性相比基体材料降低。     

触变注射成形法制备石墨烯纳米片增强镁基复合材料

采用触变注射成形的方法制备了石墨烯纳米片(GNPs)增强AZ91D镁基复合材料,利用OM、SEM、EDS、TEM和XRD研究了GNPs含量(0.3%、0.6%、0.9%,质量分数)对镁基复合材料微观组织的影响,并进行了力学性能测试。结果表明,GNPs在基体中呈条状均匀分布,与基体结合良好,GNPs的加入能够细化晶粒尺寸和减少孔隙。与AZ91D镁合金基体相比,GNPs的添加明显提高了复合材料的强度和硬度,当GNPs的含量为0.6%时,复合材料的力学性能最好,硬度和抗拉强度分别达到92.3 HV和245 MPa。     

碳纳米管(CNTs)增强AZ91镁基复合材料组织与力学性能研究

采用低温粉末冶金及热挤压工艺制备了具有超细晶组织的0.1%CNTs/AZ91 (质量分数)镁基复合材料。通过SEM、XRD、TEM对镁基复合材料的微观组织进行了表征,并对其室温力学性能进行测试。结果表明:CNTs在复合材料中分布均匀,CNTs的加入使得复合材料的晶粒尺寸从0.552μm细化到0.346μm,并促进了β相的析出,同时弱化了基面织构。复合材料的抗压强度和屈服强度分别达到了617和445 MPa,较基体提高了8.8%和7.2%;其抗拉强度和屈服强度分别达到了393和352 MPa,与基体相比分别提高了4.5%和6.0%。对强化机制进行分析,发现细晶强化和载荷传递是0.1%CNTs/AZ91复合材料的主要强化机制。     

热挤压和脉冲电流对AZ91镁合金及其复合材料显微组织和力学性能的影响

为探究SiC_p对AZ91镁合金在电脉冲处理过程中组织和性能演变规律的影响,通过在AZ91合金中添加1%(体积分数)微米级SiC_p制备了SiC_p/AZ91复合材料,联合低温正挤压和电脉冲处理对AZ91合金和SiC_p/AZ91复合材料的组织进行细化,利用光学显微镜分析显微组织的演化,测试合金和复合材料的室温力学性能。结果表明,和AZ91合金相比,添加了增强相颗粒后的复合材料挤压之后具有更高的位错密度和形变储存能,从而促进电脉冲处理时的静态再结晶过程。电脉冲处理后的AZ91合金及复合材料的屈服强度和抗拉强度分别为320、450 MPa和380、454 MPa。由于SiC_p与镁基体界面处应力集中而形成的微裂纹,导致复合材料抗拉强度增幅较小。     

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。     

启锻时间对铸锻成型AZ91D镁合金组织与性能的影响

采用铸锻复合一体化成型技术制备AZ91D镁合金,研究了启锻时间对AZ91D镁合金组织与拉伸力学性能的影响。结果表明:启锻时间越长,锻压对模腔内AZ91D镁合金的强制补缩效果越好,收缩裂纹和缩孔越少,AZ91D镁合金的抗拉强度和伸长率越高。当启锻时间为3 s时,锻压变形能够完全消除收缩裂纹和缩孔,压实显微组织。当启锻时间为5 s时,AZ91D镁合金的抗拉强度和伸长率分别为251.3 MPa和4.6%,与启锻时间为0相比,此时AZ91D镁合金的抗拉强度和伸长率分别提高了26.8%和28.2%。     

锻压变形量对铸锻成形AZ91D镁合金组织与性能的影响

采用铸锻复合一体化成形技术制备了AZ91D镁合金,研究了锻压变形量对AZ91D镁合金组织与力学性能的影响。结果表明,锻压变形量越大,锻压对模具型腔内凝固过程的AZ91D镁合金的强制补缩效果越好,收缩裂纹和缩孔越少,AZ91D镁合金的抗拉强度和伸长率越高。当锻压变形量为2mm时,锻压变形能够完全消除收缩裂纹和缩孔,压实显微组织。当锻压变形量为5mm时,AZ91D镁合金的抗拉强度和伸长率分别为240.3 MPa和4.14%,与未锻压相比,此时AZ91D镁合金的抗拉强度和伸长率分别提高了34.7%和52.7%。     

原位合成TiC_p/AZ91D镁基复合材料的高温流变行为

采用原位合成法制备了TiCp/AZ91D镁基复合材料,研究了其高温流变行为。结果表明,铸态TiCp/AZ91D镁基复合材料在高温压缩变形过程中存在稳态流变特征,流变应力随着温度的升高和应变速率的降低而降低。在较低温度范围内,TiC颗粒强化效果明显。随着温度的升高,增强相对基体AZ91D镁合金的增强效果逐渐消失。