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高能超声法制备SiCp/AZ91D纳米复合材料 总被引:3,自引:2,他引:1
采用高能超声法制备纳米SiC颗粒增强AZ91D镁基纳米复合材料.高能超声能够使纳米级陶瓷颗粒在镁合金熔体中有效分散,所制备的复合材料抗拉强度和屈服强度等力学性能比基体有所提高.其中所用SiC颗粒粒径在40 nm左右,在0.5%的添加量下复合材料可以获得较好的性能,铸态条件下抗拉强度超过200 MPa. 相似文献
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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%。 相似文献
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采用压力浸渗法制备碳纤维增强AZ91D镁基复合材料,利用扫描电子显微镜、能谱分析仪、透射电子显微镜等分析测试手段对其微观组织进行研究.结果表明,基体镁合金中的Al元素在界面处发生偏聚.随着纤维石墨化程度提高,界面反应程度降低,界面反应物Al4C3的量逐渐减少.由于受到复合材料制备过程中产生的热应力以及制备压力的共同作用,致使基体镁合金发生塑性变形,在近界面区形成大量的位错.在远离界面的基体合金中存在大量块状和杆状的a-Mg17Al12析出相. 相似文献
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Al2O3-SiO2/AZ91D镁基复合材料的制备及其性能研究 总被引:1,自引:0,他引:1
采用硅酸铝纤维和镁合金制备出结构紧密的Al2O3-SiO2/AZ91D镁基复合材料.适宜的挤压铸造工艺为:预制体温度650 ℃、模具温度550 ℃、浇注温度760 ℃和压力30~50 MPa.XRD、SEM、EDS和OM等分析结果表明,复合材料主要由Mg、β-Mg17Al12、MgO、AlPO4、3Al2O3·2SiO2和Mg2Si等结晶相组成;镁与硅酸铝纤维反应生成MgO和汉字状Mg2Si等产物;基体镁与硅酸铝纤维的界面形成比较紧密的结合层.与镁合金相比,复合材料的硬度和油摩擦性能有较大提高. 相似文献
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以平均颗粒尺寸为30nm的Al2O3颗粒作为增强相,采用全液态搅拌铸造法制备了Al2O3/AZ91D复合材料。通过光学显微分析、XRD衍射分析、SEM扫描和EDS能谱分析、硬度测试等检测手段对复合材料的显微组织和性能进行了研究。研究结果表明:由于初生相α-Mg在Al2O3颗粒表面非均质形核及Al2O3颗粒阻碍α-Mg相生长的双重作用使Al2O3/AZ91D复合材料的晶粒得到了明显细化,而且复合材料的硬度明显高于AZ91D合金,并随着Al2O3颗粒加入量的增加,其复合材料的硬度不断提高。 相似文献
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在温度为473-573 K、外加应力为30-100 MPa下,对硅酸铝短纤维增强AZ91D镁基(Al2O3-SiO2(sf)/AZ91D)复合材料及AZ91D镁合金进行拉伸蠕变实验。通过SEM和TEM检测方法对其蠕变微观组织变化和变形规律进行研究。结果表明,当两种材料的真应力指数n=3时,蠕变速率受位错的黏滞性滑移控制;复合材料的门槛应力增大、短纤维有效的承载和传载作用导致复合材料的蠕变抗力显著增大。短纤维表面上的MgO保护层增大了短纤维的承载和传载作用;短纤维的存在阻碍了复合材料的蠕变变形,降低了蠕变变形速率,控制着整个蠕变变形过程。 相似文献
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以Ti3AlC2和Cu粉作为原料,原位热压制备一系列Cu/Ti3AlC2复合材料,并研究Ti3AlC2含量对复合材料生成相、显微组织、力学和电学性能的影响。实验结果表明,在1150℃的高温下,不管Ti3AlC2的含量,Al都从Ti3AlC2中溶出进入液相Cu中,反应生成新的复合相。当Ti3AlC2原料的体积分数为40%~60%时,复合材料由Ti3C2相和Cu(Al)合金相组成。Cu/Ti3AlC2复合材料具有高强度及良好的断裂韧性和导电性,归因于Ti3C2聚集薄层与Cu(Al)合金层之间的牢固结合以及Cu(Al)相构成的空间网络结构。当Ti3AlC2原料的体积分数为70%或80%时,复合材料由Ti3C2和Cu9Al4金属间化合物组成,随着Ti3AlC2含量的增加,其强度和断裂韧性减小,硬度和电阻率增大。 相似文献
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熔体内原位制备Al3Ti增强铝基复合材料的研究 总被引:1,自引:0,他引:1
5Al-Ti体系粉末压坯在铝液中原位反应,经搅拌浇注后制备出Al3Ti颗粒增强的铝基复合材料.分析了5Al-Ti体系粉末的反应过程及热力学,探讨了工艺参数对复合材料微观组织形态的影响及形成机理.研究发现,5Al-Ti体系粉末在850℃预热时,发生剧烈的热爆反应生成Al3Ti;压坯在铝液中预热经搅拌浇注后Al3Ti颗粒在铝基体上呈细小块状和短棒状分布,复合材料硬度随着Al3Ti颗粒含量的增多而提高;合适的搅拌工艺有助于Al3Ti颗粒在铝基体上的均匀分布. 相似文献
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采用硅酸铝纤维和镁合金制备出结构紧密的Al2O3-SiO2/AZ91D镁基复合材料。介绍了复合材料的制备工艺,适宜的挤压铸造工艺为预制体温度650℃、模具温度550℃、浇注温度760℃和30~50MPa压力。XRD、SEM、EDS和光学金相显微镜OM等分析结果表明,复合材料主要由Mg、β-Mg17Al12、MgO、AlPO4、3Al2O3·2SiO2和Mg2Si等结晶相组成;镁与硅酸铝纤维反应生成MgO和汉字状Mg2Si等产物;基体镁与硅酸铝纤维的界面形成较紧密的结合层。 相似文献
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Al3Ti3B中间合金对AZ91D镁合金组织及力学性能的影响 总被引:14,自引:0,他引:14
研究了Al3Ti3B中间合金对AZ91D镁合金显微组织及力学性能的影响.通过光学显微镜和扫描电子显微镜观察发现,Al3Ti3B中间合金能显著减小AZ91D合金的二次枝晶臂间距与晶粒尺寸,在加入0.3%Al3Ti3B时晶粒尺寸就由原来的约260 μm减小至约100μm.伴随着合金晶粒尺寸的减小,合金的抗拉强度、屈服强度和延伸率都明显提高,这主要是由于晶粒细化后能阻碍裂纹扩展的有效晶界增多,晶界强化作用显著;同时,Al3Ti3B中间合金的加入促使溶质均匀分布,使共晶体(α Mg17Al12)形貌发生改变,共晶体尺寸减小,这有利于裂纹切过脆性的共晶体传播,提高合金的变形协调能力. 相似文献
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Al4C3和Ce对AZ91D镁合金铸态显微组织和性能的影响 总被引:2,自引:2,他引:0
借助SEM、EDS、XRD、DTA等研究了AbC3和Ce加入对AZ91D镁合金铸态组织和性能的影响。结果表明:加入0.6%Al4C3能显著细化合金晶粒,使粗大骨骼状β相和层片状α+β共晶组织转变为蜂窝状的部分离异共晶组织,同时β相的尺寸变小、分布较均匀。在此基础上,复合添加0.2%Ce后细化效果更好,β相分布更趋均匀且含量减少。此外,组织中有少量针状化合物Al4Ce形成。通过错配度计算、能谱分析以及差热分析,证实了Al4C3可成为初生α-Mg的良好异质核心。显微组织的细化有利于合金强度性能及耐腐蚀性能的明显提高。 相似文献
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原位生成Al3Ti和TiB2增强铝基复合材料的研究 总被引:2,自引:0,他引:2
采用原位反应法制备(Al3Ti+TiB2)/ZL101原位复合材料,测试其室温力学性能,并通过OPM、TEM观察其微观组织。结果表明,原位复合材料经过热处理后,抗拉强度、伸长率以及布氏硬度分别提高了30.9%、17.1%、29.6%。原位复合材料增强相TiB2和Al3Ti弥散分布在α-Al中,Al3Ti呈棒状,几乎与α-Al完全共格;TiB2呈粒状。(TiB2+Al3Ti)/ZL101原位复合材料强韧化的主要机制是细晶强化和弥散强化。 相似文献
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n-SiC_p/AZ91D镁基复合材料高温力学性能 总被引:1,自引:1,他引:0
采用机械搅拌和高能超声处理法制备了n-SiCp/AZ91D镁基复合材料,测试了复合材料的室温及高温力学性能。结果表明,n-SiCp的加入能显著提高复合材料的高温力学性能,当n-SiCp加入量为1.5%时,复合材料的抗拉强度和伸长率都达到最大值。随着温度的升高,复合材料的强度降低,伸长率增加。断口形貌观察表明,复合材料的断裂方式由室温下的准解理断裂转变为高温下的韧性断裂。 相似文献
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利用原位反应制备了(Al2O3)p/Al复合材料,生成A1203颗粒分散度大.无聚集或偏聚现象,分布均匀。通过对反应所得材料的显微组织分析,(Al203)p与基体结台良好.界面无其他新相产生。试验证明:利用原位反应制备(Al203)p/Al复合材料.抗拉强度提高了25.6%,而伸长率仅下降了9%,在试验中加入Al2(SO4)3熔剂不仅细化Al2O3陶瓷颗粒,而且还起到辅助精炼和分散陶瓷相作用。 相似文献