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。     

孔隙率对SiCp/AZ91D复合材料单轴压缩裂纹萌生及扩展的影响

使用内聚力模型及有限元分析方法,在含实际形貌SiC_p颗粒增强AZ91D镁基复合材料有限元模型中引入孔隙缺陷。分析不同孔隙率对SiC_p/AZ91D复合材料在单轴压缩情况下的裂纹萌生及扩展的影响。结果表明：无孔隙的SiC_p/AZ91D复合材料裂纹萌生在颗粒尖角与基体交界处,含孔隙的复合材料在基体孔隙以及颗粒尖角与基体交界处均会萌生裂纹,复合材料的孔隙率越高,其抗压强度和屈服强度越低,断裂裂纹长度越长,孔隙率的增加使得复合材料的裂纹萌生和断裂的时间提前,加速了复合材料裂纹萌生扩展直至断裂。     

SiCp尺寸对铸态AZ91镁合金显微组织与腐蚀性能的影响

采用半固态搅拌铸造方法制备出亚微米SiC_p增强AZ91复合材料(S1)、微米SiC_p增强AZ91复合材料(M10)以及双尺度SiC_p增强AZ91复合材料(S1+M9)。利用OM、SEM、XRD、浸泡法、电化学测试等研究了不同尺寸SiC_p对铸态AZ91镁合金显微组织与腐蚀性能的影响。结果表明，SiC_p的添加可以显著细化AZ91镁合金中半连续网状Mg₁₇Al₁₂相，这归因于SiC_p对Mg₁₇Al₁₂相的异质形核作用。Mg₁₇Al₁₂相能够包裹亚微米SiC_p析出，并且可以依附微米SiC_p表面析出。通过对比含有相同SiC_p体积分数的S1+M9和M10，可以看出S1+M9的耐蚀性相比M10显著降低，表明当SiC_p含量一定时，SiC_p     

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。     

真空压力浸渗制备SiCp/AZ91复合材料的显微组织、力学性能和磨损行为

采用真空压力浸透法制备SiC_p/AZ91复合材料,研究其显微组织、力学性能和耐磨性。结果表明,SiC颗粒均匀分布于金属基体中,并与基体界面结合良好。Mg₁₇Al₁₂相在SiC颗粒附近优先析出,SiC与AZ91基体的热膨胀系数失配导致高密度位错的产生,加速基体的时效析出。与AZ91合金相比,SiC颗粒的加入提高了复合材料的硬度和抗压强度,这主要是由于载荷传递强化和晶粒细化强化机制。此外,由于SiC具有优异的耐磨性,在磨损过程中形成稳定的支撑面保护基体。     

时效处理对中高体积分数SiCp/2024Al复合材料力学性能的影响

采用热等静压工艺分别制备了SiC_p体积分数为35%、45%和55%的SiC_p/2024Al复合材料,研究了固溶时效处理对3种复合材料硬度、弯曲强度和冲击性能的影响。结果表明,3种SiC_p体积分数的复合材料均由Al、SiC和Al₂Cu相组成,致密度均较高,基体与SiC_p增强体之间结合紧密。固溶时效处理(T6)可以显著提升复合材料的硬度。SiC_p体积分数为35%、45%和55%的复合材料的时效硬化曲线变化规律基本一致,均在时效2 h时达到峰时效状态,硬度分别比制备态复合材料提升了51.56%,41.51%和18.78%。SiC_p体积分数为35%的时效态复合材料弯曲强度提升幅度最显著,由622.48 MPa提升至838.11 MPa。随着SiC_p体积分数的增加,制备态复合材料的冲击吸收能量由3.43 J逐渐降低至1.00 J,T6处理会进一步降低复合材料的冲击性能。     

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。     

55%SiCp/2024Al复合材料时效过程的微观组织与力学性能

选用粒径为12 μm的SiC颗粒和19 μm的2024铝合金粉末,采用热等静压工艺制备体积分数为55%的SiC_p/2024Al复合材料,研究固溶时效处理对SiC_p/2024Al复合材料微观组织和力学性能的影响。结果表明,真空热等静压法制备的复合材料组织致密,SiC颗粒与铝合金结合良好。时效过程中SiC_p/2024Al复合材料呈现出双峰时效行为,与铝合金相比,复合材料提前达到峰时效状态,此时基体中主要强化相为θ″相与S″相。与烧结态相比,复合材料硬度从255 HBW提高到281 HBW,抗弯强度从633 MPa提高到747 MPa。     

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。     

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%。     

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。     

(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。     

碳化硅颗粒增强镁基复合材料摩擦性能研究

选用AZ91D镁合金作为基体,平均粒径为50μm的SiC颗粒为增强相,采用机械搅拌法制备15vol%SiC_P/AZ91D复合材料。结果表明:通过观察复合材料摩擦磨损曲线,发现SiC颗粒均匀分布,在压缩温度为400℃时复合材料平均摩擦系数最小;比较2 h的AZ91D镁合金基体与复合材料的摩擦磨损曲线,复合材料的耐磨性较合金基体提高了20%,复合材料的平均摩擦系数较合金基体降低了15%。     

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。     

高能超声法制备SiCp／AZ91D纳米复合材料

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.     

SiC_p/AZ91镁基复合材料的热挤压

采用搅拌铸造法制备SiC体积分数为5%、10%和15%的颗粒增强AZ91镁基复合材料（SiCp/AZ91）。复合材料经过T4处理后,于350°C以固定挤压比12：1进行热挤压。在铸态复合材料中,颗粒在晶间微观区域发生偏聚。热挤压基本上消除了这种偏聚并有效地改善颗粒分布。另外,热挤压有效地细化基体的晶粒。结果表明：热挤压明显提高复合材料的力学性能。在挤压态复合材料中,随着SiC颗粒含量的升高,基体的晶粒尺寸减小,强度和弹性模量升高,但是伸长率降低。     

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。     

颗粒尺寸对TiC/AZ91镁基复合材料力学性能的影响

建立了TiC/AZ91镁基复合材料的三维有限元模型,通过ABAQUS有限元软件研究了拉伸过程中TiC增强颗粒尺寸对TiC/AZ91镁基复合材料力学性能的影响。结果表明:对于单一尺寸颗粒TiC/AZ91镁基复合材料,TiC颗粒的失效比随着TiC颗粒尺寸的减小而增大,复合材料的屈服强度随着TiC颗粒尺寸的增大而减小;对于混杂尺寸颗粒的TiC/AZ91镁基复合材料,复合材料所受最大应力分布在该材料的小尺寸颗粒处,小尺寸颗粒所占比例越大,颗粒失效比越高。     

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%。     

轧制及T6处理对SiCp/6061Al复合材料拉伸力学性能的影响

对铸态SiC_p/6061Al复合材料分别实施了热轧及热轧+T6处理两种后处理工艺，采用扫描电镜、X射线衍射仪及拉伸试验设备，研究了热轧及T6处理对复合材料显微组织及抗拉强度的影响。结果表明，热轧可以有效地细化铸态SiC_p/6061Al复合材料内的增强颗粒，并消除材料内部孔洞，从而提高材料的抗拉强度。试样在拉伸外力作用下，在增强颗粒与基材间的界面处首先出现裂纹，裂纹扩展后使试样整体断开，热轧后对试样进行T6处理可以有效地消除轧制引起的增强颗粒与铝基材界面处的残余应力，提高增强颗粒与基材间的浸润性，从而提高材料的抗拉强度。在拉伸外力作用下试样中的增强颗粒首先开裂，裂纹扩展后使试样整体断裂。SiC_p/6061Al复合材料随着轧制压缩率的增大，材料的抗拉强度先增大后减小，轧制压缩率为60%的热轧+T6处理的试样在室温和200℃下的抗拉强度均达到最大，分别为350和290 MPa。