多道次闭式模锻对Mg2Si/AZ31复合材料微观组织和性能的影响

采用常规铸造方法制备了Mg2Si/AZ31复合材料,然后在400℃进行5道次闭式模锻加工,研究复合材料的微观组织、拉伸力学性能和耐磨性能。结果表明:模锻过程中基体施加的剪切应力将树枝状和汉字状的Mg2Si相破碎成细小颗粒,随着模锻道次的增加,复合材料晶粒尺寸逐渐细化,Mg2Si颗粒分布更加均匀,同时强度、塑性和耐磨性显著提高,模锻5道次后,复合材料的抗拉强度、伸长率从铸态的98 N/mm2、3.3%分别提高到175 N/mm2、18.2%。

固相合成法制备Al2O3亚微米颗粒增强AZ31复合材料及强化机理

采用固相合成方法制备Al2O3亚微米颗粒增强AZ31镁基复合材料,利用OM、SEM、TEM对Al2O3/AZ31镁基复合材料进行组织观察,利用维氏硬度仪、电子万能拉伸试验机对Al2O3/AZ31镁基复合材料进行力学性能测试。结果表明:经过固相合成后,Al2O3亚微米颗粒均匀的分布在AZ31基体中,通过对基体位错运动的钉扎作用,使该区域的位错密度增加,促进动态再结晶形核,复合材料的晶粒被显著细化。Al2O3/AZ31复合材料的力学性能随着Al2O3亚微米颗粒含量的增加而提高,当Al2O3颗粒含量为2%时,复合材料的力学性能达到最大值,其硬度、抗拉强度、屈服强度和伸长率分别为83HV、302 MPa、203 MPa和8.15%。

热机械循环Mg_2B_2O_5/AZ31复合材料电化学腐蚀行为研究

对Mg2B2O5/AZ31复合材料在热循环条件下的试样进行了电化学腐蚀,通过电化学噪声技术(EN)噪声电阻(Rn)和功率谱密度(PSD)等方法研究了Mg2B2O5/AZ31复合材料在中性NaCl溶液中的腐蚀行为。研究表明,浸泡初期(0～24 h),电化学噪声电位、电流在测量时间范围内漂移较小,电位谱功率密度(PSDV)曲线的斜率几乎不变。浸泡后期(24～36 h),电化学噪声出现尖峰波动,谱功率曲线的斜率产生突变,表明电极表面的亚稳态蚀点转化为稳定蚀点。扫描电镜表面形貌分析表明,浸泡36 h后电极表面出现明显蚀点。

复合场对TiB_2/AZ31复合材料组织和性能的影响

利用熔体内高温自蔓延反应制备了TiB2/AZ31复合材料,通过金相、扫描电镜、力学性能测试等技术考察了复合场对镁基复合材料铸态、均匀化态和轧制态微观组织和力学性能的影响。结果表明,TiB2/AZ31复合材料施加复合场后,α-Mg基体得到了显著的细化,铸态组织中的骨骼状β-Mg17Al12相渐渐向层片状共晶组织转变,并且使TiB2颗粒团簇的尺寸明显减小,均匀的分布于基体中。由于TiB2颗粒和复合场的引入,复合材料轧制态组织中切变带变得更窄更密集,TiB2颗粒团簇在流变应力作用下有少许的破碎,并沿着轧制变形流线分布。另外,复合材料的力学性能得到了明显改善,其中抗拉强度、屈服强度和延伸率分别达到351 MPa,315 MPa和7.7%。

累积叠轧焊制备Al／AZ31多层复合材料及其强度

采用累积叠轧焊法制备了Al/AZ31多层复合材料,并通过扫描电镜、X射线能谱仪和显微硬度计对所制备的Al/AZ31多层复合材料进行了横截面形貌观察、能谱分析以及显微硬度测试。结果表明,经过三道次的累积叠轧焊之后可制备Al/AZ31多层复合材料。能谱分析表明,在Al层和AZ31层的界面处产生了扩散层,随着轧制道次的增加扩散层的厚度逐渐增加。显微硬度测试表明,随着轧制道次的增加,Al/AZ31多层复合材料的层组元的强度也随之增加,但Al层的强度较AZ31增加得快,并且形成的界面扩散层具有一定的硬度梯度。

反复镦压AZ31-Mg_2Si原位复合材料的组织和力学性能(英文)

采用常规铸造方法制备AZ31-4.6%Mg2Si复合材料,在400°C对铸态复合材料进行1、3和5道次的反复镦压(RU)剧烈变形。材料流动的有限元分析表明:1道次后变形集中于试样底部区域,5道次后可获得均匀的变形。多道次反复镦压过程中基体施加的剪切应力使树枝状和汉字状Mg2Si相破碎成小颗粒,随着反复镦压道次的增加,晶粒尺寸逐渐减小,Mg2Si颗粒分布逐渐均匀,同时强度和塑性显著提高,在400°C反复镦压5道次后,AZ31-4.6%Mg2Si复合材料抗拉强度和伸长率分别为248 MPa和9.8%,而原始铸态复合材料的抗拉强度和伸长率分别只有128 MPa和5.4%。

轧制复合制备TA1/AZ31B/TA1层状复合材料组织与性能研究

本文通过轧制复合法制备了TA1/AZ31B/TA1层状复合材料,利用光学显微镜(OM)、扫描电镜(SEM)、能谱仪(EDS)和电液压伺服疲劳试验机等测试方法分析研究了复合材料的界面、显微组织、应力-应变曲线及拉伸断口形貌。结果表明:轧制复合后,其结合界面呈波浪状,且在TA1层次表面有裂纹出现;经5道次轧制后,AZ31B挤入裂缝中,TA1侧表面层镶嵌在AZ31B基体中,并发生断裂并破碎,界面结合具有机械啮合特性。在轧制复合首道次后,TA1层组织变化不明显,AZ31B层组织明显细化,分布极不均,且发生了动态回复与再结晶;轧制5道次后,TA1层组织沿轧制方向呈流线型纤维组织,AZ31B层组织呈细小的等轴晶,分布均匀;当拉伸速率为1mm/min时,TA1/AZ31B/TA1层状复合材料抗拉强度达到最大值359.469 MPa,比准静态(0.01mm/min)增加了30 MPa,提高了9.09%,但延伸率降低了8.471%,表明TA1/AZ31B/TA1层状复合材料是一种正应变速率敏感材料。

热挤压对TiB_2/AZ31镁基复合材料组织和性能的影响(英文)

采用原位合成-半固态搅拌铸造法制备了 TiB2/AZ31 镁基复合材料,研究了热挤压对 TiB2/AZ31 镁基复合材料组织和力学性能的影响。结果表明:热挤压不仅能显著细化合金组织,而且能有效改善 TiB2颗粒分布的均匀性。与铸态 AZ31 镁合金相比,铸态 TiB2/AZ31镁基复合材料的硬度、抗拉强度都有一定程度的提高。经过热挤压后,TiB2/AZ31 镁基复合材料的硬度和抗拉强度分别比基体合金提高了 126.2%和 98.8%,达到 950 MPa 和 322 MPa。磨损表面形貌显示,TiB2颗粒的引入以及对 TiB2/AZ31 镁基复合材料进行热挤压,都可有效地提高材料的耐磨性。

TA1/AZ31B多层复合材料在等温压缩过程中的变形行为

采用等温压缩实验研究了在变形温度为573~723 K,应变速率范围为0.01~10 s-1,压下量30%~50%的条件下TA1/AZ31B多层复合材料的塑性变形行为并利用光学显微镜观察显微组织的变化。研究表明:TA1和AZ31B在压缩复合过程中均发生塑性变形,但是钛/镁多层复合材料各层的变形不同时且不均匀,AZ31B层的变形程度大于TA1层,且在变形过程中AZ31B层发生了动态再结晶。当应变速率为10 s-1时,中间TA1层出现颈缩和断裂。计算结果证明,Arrhenius本构方程可以准确预测TA1/AZ31B多层复合材料的流动应力行为,其平均绝对相对误差为3.976%,相关系数为0.991。此外,基于动态材料模型(DMM)理论建立了TA1/AZ31B多层复合材料在真应变为0.5下的加工图,确定最佳加工条件为723 K温度下,应变速率为0.01 s-1,此时最大功率耗散值为28%。同时,TA1/AZ31B多层复合材料的加工图中存在一个不稳定区域,即变形温度范围为573~692 K时应变速率范围为0.6~10 s-1。

热挤压法制备双尺寸Al_2O_3/AZ31镁基复合材料的组织与性能

采用热挤压法制备了双尺寸Al_2O_3颗粒增强AZ31镁基复合材料,利用光学显微镜(OM)、扫描电镜(SEM)、维氏硬度仪和电子万能拉伸试验机等研究了Al_2O_3/AZ31镁基复合材料的组织和力学性能。结果表明:经过热挤压后,双尺寸Al_2O_3颗粒均匀地分布在AZ31基体中,通过纳米颗粒对基体位错运动的钉扎作用和微米颗粒对晶粒长大的抑制作用,使复合材料的晶粒被显著细化。相比于单一尺寸,当添加双尺寸Al_2O_3颗粒时,复合材料的力学性能达到最大值,其硬度、抗拉强度和伸长率分别为85 HV、295 MPa和6.8%。

铝合金/镁合金爆炸复合界面低温退火后的结构演化

对AZ31B/7075爆炸复合材料进行220℃以下低温退火。用Axiover 40 MAT型光学显微镜、Quanta 200型扫描电镜、EDAX能谱仪及INSTRON 3367型力学性能试验机对复合界面结合区进行金相组织观察、成分线扫描以及剪切强度测试,研究复合界面结合区的低温退火演化机制。结果表明:随着加热温度的升高和保温时间的延长,在结合区镁合金发生回复、再结晶和晶粒长大,爆炸形成的绝热剪切带逐渐消失;原清晰的复合界面转变为具有一定厚度的由镁、铝互扩散形成的扩散层,扩散层组织结构由以固溶体为主逐渐转变为以金属间化合物为主,界面剪切断口由韧性断裂转变为脆性断裂;复合界面剪切强度取决于扩散层的组织结构,当扩散层组织以固溶体为主时,适当的加热可产生固溶强化而提高界面剪切强度,当扩散层组织以金属间化合物为主时,将降低界面剪切强度。