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在氩气条件下以400r/min高能球磨镁合金粉末,并将球磨后的粉末经过冷压—热压烧结—热挤压成型。研究了不同球磨时间的粉末以及挤压态样品的微观组织和力学性能。结果表明:随着球磨时间的延长,粉末颗粒尺寸可以细化到8μm,晶粒尺寸有效细化到34nm,在整个球磨过程中粉末有一定程度的氧化,并伴随有MgO纳米颗粒产生。粉末经过热压烧结—热挤压成型后,材料内部有MgZn2相颗粒析出,且均匀分布于Mg基体中。随着粉末颗粒的细化,材料性能得到改善,当球磨至10h时,粉末挤压态样品的极限拉伸强度为365 MPa,压缩屈服强度高达325 MPa,极限压缩强度保持在466 MPa。球磨至25h,颗粒平均尺寸细化至8μm左右,使得颗粒表面能大幅度增大,颗粒表面的氧化膜增厚,在热压烧结过程中阻碍了颗粒之间的结合,进而使得材料的力学性能恶化。 相似文献
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润滑条件下Mg2B2O5/6061Al基复合材料摩擦磨损性能研究 总被引:1,自引:0,他引:1
采用自制的机械-超声混合搅拌设备制备出Mg2B2O5/6061Al铝基复合材料,复合材料的体积分数为2%。研究了载荷和滑动速度对基体以及复合材料的摩擦磨损性能的影响。实验结果表明,基体和复合材料摩擦系数总体上随着载荷和滑动速度的增加而减小。基体和复合材料的磨损率随载荷和滑动速度的增加而明显的增大,且基体和复合材料均存在一个临界载荷和临界滑动速度。当载荷和滑动速度到达临界值后,磨损率均急剧增大,此时试样摩擦磨损机制由微观疲劳磨损和磨粒磨损向粘着磨损与剥离磨损转变。 相似文献
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通过改善铸态镁合金制备工艺,得到一种组织均匀、性能优异的Mg-6Sn-3Al-1Zn合金,合金抗拉强度、屈服强度、延伸率分别达到219MPa、82MPa、16%,晶粒尺寸为133.35μm。 相似文献
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采用熔铸法制备AE44镁合金,研究不同La、Ce含量对AE44镁合金组织与力学性能的影响。结果表明,AE44镁合金以α-Mg为基体,主要存在Al_(11)RE_3、Al_(10)RE_2Mn_7、Al_2Ce三种第二相;其中成分为1.5%La、2.5%Ce的AE44镁合金第二相分布较为均匀,同时存在较多细小晶粒的Al_2Ce相及Al_(10)RE_2Mn_7相,相比较而言,其他成分的AE44镁合金第二相形貌大多呈层簇状、雪花状、棒状,且分布不均匀。拉伸实验结果表明,成分为1.5%La、2.5%Ce的AE44镁合金力学性能最佳,抗拉强度为220.43MPa、屈服强度为82.61MPa、伸长率为12.9%。 相似文献
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研究了固溶处理和时效处理的Mg2B2o5w/AZ91D镁基复合材料组织与显微硬度之间的关系.结果表明:经过415℃固溶处理后,共晶相的分解使复合材料的硬度明显下降.时效处理使得复合材料的硬度逐渐增加并在时效处理200℃×16h后出现时效峰值201HV,然而随着时效时间的进一步增加,显微硬度降低.经固溶处理415℃×24h,基体中β-Mg17Al12相基本溶解,形成过饱和固溶体,接着时效处理8h,β-Mg177Al12相以弥散形式析出,从而使得复合材料的显微硬度提高30%;而固溶处理415℃×24h,接着200℃时效处理24h后,析出相在形貌上由连续细小析出相向非连续粗大析出相过渡,这使得复合材料的显微硬度下降到183HV. 相似文献
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硼酸镁晶须增强镁基复合材料高温蠕变性能 总被引:1,自引:0,他引:1
通过高温蠕变试验并对微观组织及蠕变断口形貌进行了观察,研究了硼酸镁晶须增强镁基复合材料在高温下的蠕变性能.结果表明,高温对AZ91D合金的抗蠕变性能具有很大的影响.硼酸镁晶须增强镁基复合材料在300℃、30 MPa下的蠕变寿命达到了约24 h,而基体合金只有6 h,说明硼酸镁品须对基体合金的增强作用明显.硼酸镁晶须增强镁基复合材料比基体镁合金的蠕变速率低2~3个数量级.发现了沿晶滑移和由于晶须拔出导致与基体结合的松动而产生的部分镁合金整体脱落是复合材料蠕变破坏的主要原因. 相似文献
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采用X射线衍射仪、X射线光电子能谱仪、扫描电子显微镜和透射电子显微镜对萃取Mg2B2O5w的物相、表面元素化学状态变化及Mg2B2O5w/AZ91D复合材料界面反应产物进行了研究.结果表明:Mg2B2O5w/AZ91D界面处存在厚度不均匀的MgO和MgB2相界面层;MgO的形成主要与复合材料制备过程中晶须表面上的吸附氧有关,而界面产物MgB2则应来源于Mg2B2O5w分解产物B2O3与基体中Mg的反应;Mg2B2O5w、MgO和MgB2之间通常没有确定的晶体学位相关系,但在特定Mg2B2O5w表面观察到(202)Mg2B2O5w//(002)MgO,[010]Mg2B2O5//[110]MgO和(002)MgO//(0001)MgB2,[110]MgO//[2110]MgB2取向关系. 相似文献