SiC_p/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。

钇对Mg_2Si/AZ91D复合材料中Mg_2Si相变质的影响

研究了不同含量的钇对Mg2Si/AZ91D复合材料中Mg2Si相形貌的影响。结果表明:Y对Mg2Si/AZ91D复合材料中共晶Mg2Si有明显的细化变质效果,合金液经0.8%Y变质后,共晶Mg2Si相由粗大的树枝状或汉字状转变为颗粒状。在1.2%添加范围内,随Y加入量的增加,对共晶Mg2Si相的细化变质效果增强,未出现过变质现象。固溶处理能使Mg2Si/AZ91D复合材料中枝状或汉字状Mg2Si发生部分溶解,并依靠原子扩散自发粒状化,Y的细化变质能促进Mg2Si相固溶处理时的粒状化。

铋含量对原位自生Mg_2Si/AZ91D复合材料组织与性能的影响

制备原位自生Mg_2Si/AZ91D复合材料,研究铋变质剂含量对复合材料组织与力学性能的影响。结果表明,加入铋变质剂后,原位自生Mg_2Si/AZ91D复合材料中初生相Mg_2Si由粗大的树枝状变成细小的多边形状和颗粒状,共晶相Mg_2Si由汉字状变成短棒状和蠕虫状,Mg17Al12相由连续网状分布变成弥散板条状分布。铋含量为0.8%时,初生相Mg_2Si最细小,平均晶粒尺寸为13μm,比未变质时减小了81%。铋含量为0.8%时Mg_2Si/AZ91D复合材料力学性能最佳,抗拉强度和延伸率分别为290 MPa和6.7%,比未变质时分别提高25.5%和109%。

(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。

保温时间对Al_2O_(3f)/AZ91D复合材料抗拉强度的影响

采用熔体浸渗法制备了Al2O3f/AZ91D复合材料,并利用光学显微镜、SEM、XRD等手段对其成分、组织及保温时间与抗拉强度之间的关系进行了研究。结果表明,Al2O3f/AZ91D复合材料组织中有硬脆相Mg2Si生成;保温40min时复合材料的抗拉强度较基体合金略有增强;随着保温时间的延长,材料组织中的Mg2Si相大量增加,从而使复合材料的抗拉强度下降。

往复挤压对Al_2O_(3f)/AZ91D复合材料组织与高温蠕变性能的影响

通过金相组织观察、扫描电镜分析以及高温压缩蠕变试验,研究了往复挤压对Al2O3f/AZ91D复合材料组织和高温蠕变性能的影响。结果表明,Al2O3f/AZ91D复合材料经过两道次的往复挤压后,基体组织显著细化,挤压消除了纤维的偏聚,改善了纤维的分布,但高温蠕变性能显著降低。

漂珠/AZ91D复合材料的动态压缩性能

采用搅拌铸造法制备了漂珠粒径为80μm、体积分数为6%的漂珠/AZ91D复合材料。利用分离式Hopkinson压杆(SHPB)装置对漂珠/AZ91D复合材料进行不同高应变率下的压缩试验,分析了复合材料在高应变率条件下的压缩力学性能的变化规律。通过光学显微镜、扫描电镜分析了复合材料的组织和断口显微形貌。结果表明,漂珠/AZ91D复合材料在室温动态压缩下,具有显著的应变率敏感性,其压缩强度随应变率的增加而增大。复合材料中的漂珠具有较好吸能作用,其断口具有明显的脆性断裂特征。

Te变质处理对原位自生Mg_2Si/AZ91D复合材料的影响

研究了Te变质处理对原位自生Mg_2Si/AZ91D复合材料组织与力学性能的影响,探索了变质机理。结果表明:Te变质使复合材料中初生Mg_2Si基本消失,共晶Mg_2Si数量增多,尺寸减小,并且部分共晶Mg_2Si由汉字状变成了蠕虫状和短杆状,β-Mg_(17)Al_(12)由断续的网状变成了细小的板条状、颗粒状。α-Mg基体的晶粒尺寸随Te含量的增加而减小。Te含量为0.7%时,复合材料的室温和高温(150℃)力学性能最佳。

镀铜CNTs/Ti_(3)AlC_(2)增强AZ91D复合材料的制备及机理研究

采用自蔓延高温合成法制备Ti_(3)AlC_(2)陶瓷粉体,对CNTs粉体、Ti_(3)AlC_(2)粉体进行化学镀铜,表面改性.以镀铜后的CNTs粉体、Ti_(3)AlC_(2)粉体为增强相,AZ91D粉末为基体,采用热压烧结法制备CNTs/Ti_(3)AlC_(2)/AZ91D复合材料.确定复合材料的最佳原料配比为:镀铜后的CNTs∶镀铜后的Ti_(3)AlC_(2)∶AZ91D=1∶25∶74,热压烧结的最佳工艺参数为:压力为35MPa,烧结温度为500℃.测试了复合材料的各项性能,随着CNTs粉体含量的增加,复合材料的密度逐渐减小,硬度先增加后减小.复合材料的力学性能:弯曲强度为342 MPa、压缩强度为427MPa、剪切强度为119MPa,复合材料拉伸强度提高了25.52%,屈服强度提高了122.46%,延伸率提高了33.54%.并分析了影响复合材料性能的U相生成机制、位错强化机制、载荷强化机制等机理.

Al_2O_3-SiO_2/AZ91D复合材料蠕变行为的研究

研究了Al2O3-SiO2短纤维增强AZ91D复合材料在不同温度下的蠕变性能。结果表明,Al2O3-SiO2/AZ91D复合材料具有良好的抗高温蠕变性能。显微分析发现,复合材料在蠕变过程中部分纤维发生断裂,纤维/基体界面处的缺陷和微裂纹在加载应力的作用下逐渐扩展,最终导致复合材料的蠕变断裂。

Si含量对Mg_2Si增强AZ91D复合材料组织与性能的影响

熔炼并浇注了Mg2Si增强AZ91D复合材料铸锭,并研究了Si含量对其铸态组织和力学性能的影响规律。结果表明:Mg2Si增强AZ91D复合材料中初生Mg2Si数量随着Si含量的增加而增多,其形状由细小的树枝状、块状、颗粒状变成粗大的树枝状。Si含量为2%时,初生Mg2Si最细小,平均晶粒尺寸达到15μm。随着Si含量的增加,Mg2Si增强AZ91D复合材料室温力学性能呈下降的变化趋势,Si含量为2%时,室温抗拉强度、条件屈服强度、伸长率分别达到281 MPa、132.3 MPa和6.4%。Si含量为2%时,Mg2Si增强AZ91D复合材料拉伸断口中出现了许多韧窝,撕裂棱非常明显,说明材料的塑性较好。

高密度脉冲电流下Cu-SiC_p/AZ91D复合材料的组织及力学性能分析

研究了高密度脉冲电流(EP)下Cu-SiCp/AZ91D复合材料凝固组织的细化机理。分析了EP对Cu-SiCp/AZ91D复合材料组织演化及力学性能的影响。结果表明:施加EP后深灰色基体与浅灰色枝晶形成的网状组织变得浓密,晶粒细化显著。Mg2Si相沿β-Mg17Al12枝晶下方生长,Mg2Si周围组织由浅灰色α-Mg和Al4C3混合组成,同时伴随少量Cu在枝晶上方,β-Mg17Al12枝晶减少。添加Cu-Si Cp颗粒后AZ91D镁中β-Mg17Al12的衍射峰消失,Mg2Si相的衍射峰得到增强。施加EP可以有效抑制Si Cp偏聚,使Si Cp能与熔体一起处于均匀混合状态。添加Cu-SiCp后,材料的力学性能得到明显提升,但伸长率却降低。Cu-SiCp/AZ91D具有更致密的断口组织,EP作用下,Cu-SiCp/AZ91D断口韧窝更加细小。添加Si C颗粒后基底硬度发生较小幅度的提升;施加EP后,硬度得到明显的提升。

SiC/AZ91D复合材料中孔隙缺陷对裂纹萌生和扩展行为的影响

采用内聚力模型及有限元分析方法,在含真实形貌SiC颗粒增强AZ91D镁基复合材料中引入孔隙缺陷,分析不同孔隙率及孔隙形状在单轴拉伸过程中对SiC/AZ91D复合材料力学行为的影响。结果表明:孔隙长径比为1时,孔隙率为0%、0.5%、1.0%、1.5%的复合材料的抗拉强度分别为351.214 MPa、339.452 MPa、325.735 MPa、306.791 MPa,抗拉强度随孔隙率的增加逐渐降低,复合材料中裂纹萌生和裂纹扩展时间均随孔隙率增加而提前。孔隙长径比越大,其尖端部位应力集中越严重,复合材料抗拉强度也越低。无孔隙缺陷的SiC/AZ91D复合材料裂纹萌生扩展机制是颗粒与基体交界处萌生微裂纹,微裂纹相互连接形成主裂纹绕开颗粒进行扩展致使材料断裂,含孔隙的SiC/AZ91D复合材料裂纹萌生扩展机制为微裂纹在孔隙周围萌生,与颗粒和基体交界处产生的微裂纹相互连接,汇集成主裂纹绕开颗粒扩展使材料断裂。

基于三维微观结构的SiC/AZ91D复合材料单轴拉伸过程中裂纹萌生扩展机制

为避免基于线弹性力学对裂纹问题模拟时,需要在试件中预制裂纹且在裂纹尖端存在奇异性的弊端,提出在颗粒界面引入内聚力单元来模拟研究SiC/AZ91D镁基复合材料在单轴拉伸情况下裂纹萌生扩展机制,提供一种解决裂纹扩展问题的新手段。结果表明:SiC颗粒的引入能够有效阻挡裂纹的萌生扩展,颗粒体积分数增加或者颗粒尺寸的增加均会加速复合材料的裂纹扩展过程,降低其伸长率,与试验情况吻合较好;SiC/AZ91D镁基复合材料拉伸过程中裂纹萌生扩展机制是颗粒与基体交界处萌生裂纹,微裂纹相互连接形成主裂纹,并绕开颗粒进行扩展致使材料断裂。

SiC_(p)/AZ91D镁基复合材料中SiC_(p)颗粒分散情况的无损检测方法

SiC_(p)/AZ91D镁基复合材料在航空航天领域应用较为广泛,但由于国内外对于超声波检测方法研究SiC_(p)/AZ91D镁基复合材料中SiC_(p)颗粒分布情况鲜见报道。本工作通过挤压铸造法,制备体积分数分别为0%,2%,4%和6%的SiC_(p)颗粒增强镁基复合材料。为了研究复合材料中颗粒分布情况,本工作采用超声声速法、超声衰减法、超声波特征扫描成像检测及非线性超声检测方法对SiC_(p)颗粒分散性进行研究。探索各种声学参量随SiC_(p)体积分数的变化关系及不同的检测方法对SiC_(p)颗粒分布情况检测能力的差异,并进行实验验证。结果表明:超声特征扫描检测及超声速度法能够定量检测SiC_(p)宏观团聚,超声衰减法对表征微观团聚和宏观团聚都能达到一个很好的效果,非线性超声检测方法对于检测SiC_(p)微观团聚更为敏感,颗粒不均匀时对力学性能影响最为突出,抗拉强度大大降低。

热处理对搅拌铸造Ti_(p)/AZ91 D镁基复合材料组织与力学性能的影响

采用光学显微镜、扫描电子显微镜、X射线衍射和显微硬度及室温拉伸力学性能测试等方法,分析研究了固溶、时效热处理对搅拌铸造Ti_(p)/AZ91D复合材料(体积分数4.0%,平均粒径6.5μm)的微观组织和力学性能的影响规律。结果表明,400℃固溶热处理时,Tip/AZ91D复合材料的固溶时间为2 h,比基体AZ91D合金缩短8 h,原因是复合材料组织中的共晶β-Mg17Al12相比基体合金中的较细小、弥散,更快溶解进入α-Mg基体相。在168℃时效热处理时,复合材料中的Ti颗粒界面促进β相析出,使其峰值时效时间只需16 h,比基体合金缩短一半。经过固溶时效热处理后,复合材料的屈服强度和抗拉强度分别达到150 MPa和217 MPa,比基体合金均有所提高。

Al2O3-SiO2／AZ91D镁基复合材料的制备及其性能研究

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：基体温度650℃、模具温度550℃、浇注温度760℃和压力30～50MPa。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。

稀土对Mg_2Si/AZ91D复合材料中Mg_2Si相的影响

研究了不同含量的富La混合轻稀土(RE)和钇(Y)对Mg2Si/AZ91D复合材料中初生Mg2Si相形貌的影响。结果表明,混合轻稀土RE和Y对Mg2Si/AZ91D复合材料中的初生Mg2Si相均有明显的细化变质效果,但Y对初生Mg2Si相的细化变质效果优于等量混合轻稀土。合金液经0.8%的混合轻稀土RE或Y变质后,初生Mg2Si相由粗大的树枝状转变为细块状或颗粒状;当RE或Y加入量达到1.2%时,均出现过变质现象,初生Mg2Si相再次明显粗化。其变质机理主要与RE、Y和它们的化合物富集于Mg2Si相生长表面,从而抑制其生长有关。

Nd对Al_2O_(3f)/AZ91D复合材料高温蠕变性能的影响

利用高温压缩蠕变实验研究了Nd对复合材料的高温蠕变性能以及压应力对蠕变应力指数的影响。结果表明稀土元素Nd的加入可以明显改善复合材料的高温蠕变性能,试验中添加0.8%Nd的Al2O3f/AZ91D复合材料的抗高温蠕变性能最好;当应力为60～90MPa与156～180MPa时复合材料的蠕变机理为基体和增强体之间的载荷传递,纤维的开裂和破断是其失效的主要机制;应力为90～156MPa时复合材料的蠕变机理为位错滑移与位错攀移共同作用。

脉冲磁场对SiC_P/AZ91D复合材料凝固组织的影响

研究了不同的脉冲电压、频率及模具预热温度对SiCP/AZ91D复合材料凝固组织的影响。结果表明,通过控制脉冲磁场参数和模具预热温度,可以有效改变SiC颗粒在合金凝固组织中的分布;在0～200V范围内,随着脉冲电压的增加,SiC颗粒逐渐分散均匀,但是当电压升高到250V时,SiC颗粒有团聚的趋势;在0～5Hz范围内,随着脉冲频率的增加,SiC颗粒分布逐渐均匀;在室温到600℃范围内,在磁场处理条件下,随着模具温度的升高,SiC颗粒分布逐渐均匀。