半固态工艺制备纳米SiC颗粒增强AM60镁合金的研究

使用半固态复合工艺,制备了纳米SiC颗粒增强AM60镁合金材料。利用光学显微镜、布氏硬度计和MTS材料试验机等设备研究了纳米SiC颗粒对镁合金的显微组织、力学性能和硬度的影响。结果表明,在镁合金中添加纳米SiC颗粒能够细化其组织,提高材料的综合力学性能。当纳米颗粒加入量(体积分数)为0.1%时,镁合金的综合性能达到最好,屈服强度、抗拉强度和伸长率分别较未添加纳米颗粒的镁合金提高了56.9%、19.2%和69.3%,其硬度和冲击功也分别提高了16.4%和18.8%。同时,探讨了纳米SiC颗粒对镁合金的强韧化机理。     

SiC、TiB2双相颗粒增强ZL101复合材料的制备及微观组织

针对重力铸造的汽车活塞用单一SiC颗粒增强铝基复合材料拉伸性能会降低的问题,采用混合盐原位反应的方法制备出综合力学性能较好的TiB2、SiC双相颗粒增强的ZL101复合材料。利用扫描电镜对复合材料的微观组织进行观察,基体上TiB2颗粒与SiC颗粒分布比较均匀;利用拉伸试验机和硬度计对复合材料的室温力学性能进行了测试。结果表明:TiB2、SiC两相颗粒增强的ZL101基复合材料的硬度明显比单一颗粒增强复合材料提高,较基体合金ZL101硬度提高了16.9%,且制备的该复合材料比单一SiC颗粒拉伸强度略有提高。     

(TiB2+SiC)/ZL109复合材料的制备及其力学性能

采用搅拌铸造和原位反应合成相结合的方法制备出(TiB2 SiC)/ZL109复合材料.对该复合材料的显微组织观测表明,SiC颗粒与TiB2颗粒分布较均匀.通过对材料的室温拉伸性能及硬度测试,发现TiB2、SiC两相颗粒增强AlSi基复合材料的硬度明显比单一颗粒增强复合材料提高,而其拉伸强度也略有提高,弥补了单一SiC颗粒增强铝基复合材料UTS降低的不足.(TiB2 SiC)/ZL109复合材料较基体合金ZL109硬度提高了34.8%.     

纳米SiC颗粒增强AZ91D复合材料的制备及性能

利用高能超声辅助法制备纳米SiC颗粒(n-SiCp)增强AZ91D镁基复合材料(n-SiCp/AZ91D),并对其显微结构和室温力学性能进行测试分析。结果表明:纳米SiC颗粒的加入能够起到细化晶粒的作用,纳米颗粒在基体中的分布比较均匀,超声波辅助技术能够有效地分散纳米颗粒,在重力铸造下所制备的复合材料的抗拉强度、屈服强度和硬度均高于基体,尤其是屈服强度较基体提高了57%。     

运用D实验设计优化电磁搅拌铸造A357-SiC纳米复合材料的力学性能（英文）

采用D实验优化设计(DODOE)方法,对A357-SiC纳米复合材料的电磁搅拌铸造工艺进行研究。以DX-7软件获得的9个随机实验设计方案为主要目标,在3种不同的频率(10、35和60 Hz)下制备不同SiC含量(0.5%、1.0%和1.5%,质量分数)的A357-SiC纳米复合材料。用扫描电镜和光学显微镜对其显微组织演变进行表征,并通过硬度和室温单轴拉伸试验对其力学性能进行研究。结果表明,SiC纳米颗粒的均匀分布使材料的显微组织由枝晶向非枝晶态演化,晶粒尺寸减小73.9%。此外,基于DODOE获得的屈服强度和极限抗拉强度的F值分别为44.80和179.64,表明该模型具有显著性,变量(SiC含量和搅拌频率)选取合适。结果表明,最佳搅拌频率为60 Hz,最佳SiC含量为1.5%(质量分数),在此条件下,A357-SiC纳米复合材料的屈服强度和极限抗拉强度分别为120和188 MPa,比铸态试样的分别提高57.7%和57.9%。     

纳米TiN增韧SiC陶瓷的显微结构及力学性能

以纳米TiN和亚微米SiC粉体为原料,采用湿法球磨和喷雾干燥技术制备了均匀分布的SiC/TiN(np)纳米复合粉体,并通过无压烧结工艺制备出SiC/TiN(np)纳米复合陶瓷,研究了纳米TiN颗粒对SiC材料显微结构和力学性能的影响.研究结果表明:纳米TiN的引入抑制了SiC晶粒的生长,材料的断裂方式以沿晶断裂为主,裂纹产生偏转和分叉,使材料的抗弯强度、硬度和断裂韧性分别达到557 MPa、21 GPa和6.6 MP·am0.5.     

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.     

SiCp/AZ61镁基复合材料制备工艺和性能的研究

研究了三种不同铸造工艺条件下镁基复合材料的组织结构,并对其硬度进行了测定。结果表明:与全液态铸造法和半固态铸造法相比,搅熔铸造制备的SiCp/AZ61镁基复合材料,其增强相SiC颗粒分布均匀,气孔率较少,是一种较理想的金属基复合材料制备工艺。未增强的AZ61基体镁合金的维氏硬度高于其半固态坯料的维氏硬度;而SiCp/AZ61镁基复合材料的维氏硬度明显高于基体的维氏硬度,并随着SiC颗粒体积分数的增加其复合材料的维氏硬度不断提高。     

第二相粒径和振动对FSP制备AZ91/SiC表面复合层的影响（英文）

采用改进的搅拌摩擦加工方法 (FSP)加工AZ91镁合金试样。这种新方法称为"振动搅拌摩擦加工方法(FSVP)"。Si C纳米颗粒作为第二相粒子,利用FSP和FSVP制备合金的表面复合层,研究不同粒径(30nm和300nm)的Si C强化颗粒对复合材料表面不同性能的影响。结果表明,采用FSVP工艺能细化材料的显微组织,提高材料的硬度、延展性和强度等力学性能。粒径为30 nm的增强颗粒对复合材料显微组织和力学性能的影响大于粒径为300nm的增强颗粒。振动频率越高,FSV试样的力学性能和显微组织越好;当FSV振动频率为50和25 Hz时,搅拌区硬度值分别约为157和116 MPa。     

挤压铸造AZ91D和AM50A的组织与力学性能研究

研究了挤压铸造AZ91D、AM50A镁合金的组织与力学性能及稀土元素和热处理对合金组织与力学性能的影响.试验结果表明,挤压铸造使α相枝晶细化,形态改善,β相细小呈不连续分布;减少了缩松、气孔等缺陷,从而提高了镁合金铸件质量和力学性能.铸态AZ91D的力学性能为σb=238 MPa、δ5=5.5%、HBS75、Ak=7.8 J;AM50A为σb=224 MPa、δ5=9.4%、HBS56、Ak=12.1 J.稀土元素使镁合金组织细化,析出富铝稀土相,提高了镁合金的抗拉强度和硬度,但伸长率和冲击韧度降低.挤压铸造镁合金件经固溶处理后,β相大部分溶解并固溶于α相中,提高了镁合金的强塑性;再经时效处理,析出细小弥散的二次β相,进一步使镁合金强化.在合适的挤压铸造工艺参数和热处理下,铸件的力学性能可达AZ91D为σb=263 MPa、δ5=7.4%、HBS90、Ak=12 J;AM50A为σb=251 MPa、δ5=11.8%、HBS74、A k=16.5 J.     

AM60变形镁合金薄板激光焊接接头的组织与性能

以AM60变形镁合金薄板为研究对象，分析C02激光焊后接头的组织和性能，探讨镁合金激光焊接的工艺特点。结果表明：在合适的工艺参数下，能获得表面成型良好、变形小的焊接接头。金相观察分析发现接头中热影响区不明显，焊缝区组织致密，晶粒细小，晶界上均匀分布着脆性相（Mg17A112），但内部易产生气孔、裂纹等微观缺陷。硬度测试结果显示，焊缝硬度略高，母材和热影响区硬度相当。在本实验条件下采用C02激光焊能实现AM60镁合金的焊接，抗拉强度可达母材的94％，断口表现为混合断裂。     

增强颗粒对镁基复合材料磨损性能的影响(英文)

研究增强颗粒Mg2Si对镁基复合材料摩擦磨损性能的影响,讨论Si加入量、载荷和滑动速度对Mg2Si/AM60镁基复合材料磨损性能的影响。结果表明,向镁合金中加入合金元素Si,可原位生成增强颗粒Mg2Si,增强颗粒Mg2Si可明显提高AM60镁合金的磨损性能。随着载荷和滑动速度的增加,AM60镁合金和Mg2Si/AM60镁基复合材料的磨损量都增大。AM60镁合金的磨损机制为粘着磨损。随着载荷的增大,Mg2Si/AM60镁基复合材料的磨损由磨粒磨损向粘着磨损转变。     

压铸Mg-5Al-xSi合金的组织与性能

研究了以AM50镁合金为基体，Si的质量分数分别为0.5％、0.93％和1.91％时的3种镁合金在压铸状态下的显微组织、流动性、力学性能和断裂特征。在含硅合金中观察到2种不同形貌的Mg2Si相，即多边形颗粒状与大块汉字状。Si元素能改善镁合金的流动性，提高合金硬度，但过高时（〉0．93％）会导致合金的室温力学性能下降。拉伸试样断面表现为脆性的解理或准解理断裂。     

真空条件下Nd对AM60镁合金组织与性能的影响

研究了稀土Nd对AM60镁合金组织的影响,并分析析出相及其对合金力学性能的影响.结果表明,在AM60合金中加入稀土Nd元素能有效地细化合金组织,使Mg17A112相分离变细;Nd元素优先与合金中的A1元素反应生成二元高熔点A111Nd3相:适量的稀土Nd能有效提高合金的抗拉强度、屈服强度和延伸率;过量的稀土Nd则会消耗合金中更多的A1元素和导致A111Nd3相粗化,使合金的力学性能下降;力学性能测试结果表明,AM60-0.9Nd具有最高的抗拉强度(230 MPa)、最高的屈服强度(127 MPa)和最高延伸率(14%),分别比基体合金提高28%、48%和250%.     

Sn对AM60镁合金显微组织及力学性能的影响

分析了Sn对AM60镁合金显微组织及力学性能的影响。结果表明：AM60镁合金中加入Sn形成的Mg：Sn颗粒相能够细化合金晶粒,晶间组织β相由连续网状转变为不连续,提高了合金的力学性能。当Sn质量分数为1．2％时,合金的力学性能最佳,合金拉伸断裂方式由解理断裂变为准解理断裂;随着Sn元素含量的继续增加,其力学性能又逐渐降低。     

MgCO3对AM60B镁合金组织形貌及性能的影响

采用金相显微镜、电子探针、扫描电镜及电子万能拉仲试验机等设备分析研究了MgCO3对AM60B镁合金的显微组织和力学性能的影响。显微组织观察表明,MgCO3能够明显起到品粒细化的作用,改善了实验合金的显微组织。力学性能测试表明,由于MgCO3的添加提高了合金的力学性能。并且当MgCO3添加量质量分数为1．2％时,合金的抗拉强度达到181MPa,硬度达到57HV。     

微量元素Sr对AM60B镁合金组织和性能的影响

利用光学显微镜(OM)、场发射扫描电子显微镜(FESEM)、电子万能试验机、数显洛氏硬度计和显微硬度仪研究微量Sr对镁合金AM60B的铸态组织和力学性能的影响。结果表明,添加微量元素Sr可以细化镁合金的晶粒,而不改变基体α-Mg相的枝晶形貌,但可改变γ相的形态和大小,从连续或断续网状、长条状,变为卵石状或颗粒状。Sr对AM60B镁合金的抗拉强度和延伸率的影响具有相似的趋势,即随着Sr含量的增加,合金的抗拉强度和延伸率呈现先升后降的趋势,当Sr含量为0.05%时抗拉强度和延伸率分别达到最大值191.82MPa和4.63%,而洛氏硬度和显微硬度随着Sr含量的增加而增大。AM60B镁合金断裂方式存在着由解理断裂向准解理断裂再向解理断裂转化的模式。     

添加铈对高压压铸AM50镁合金显微组织和力学性能的影响

研究添加铈对高压压铸AM50镁合金显微组织和力学性能的影响.结果表明:添加铈能使AM50镁合金晶粒细化,并使其室温和高温力学性能得到显著改善.相对于未添加Ce和添加0.5％Ce(质量分数)的AM50镁合金,添加1％Ce(质量分数)的镁合金的晶粒更细,力学性能更优.