铸态微纳双尺寸SiC/AZ61复合材料的组织及性能

采用半固态加超声复合搅拌法制备了不同组分的铸态微纳米双尺寸Si C增强AZ61镁基复合材料。通过OM、SEM、XRD、EDS、电子万能试验机等方法分析了复合材料的显微组织和力学性能。结果表明,在AZ61合金中添加Si Cp不仅可以有效细化晶粒,而且能改善第二相的分布;随着微纳米Si C颗粒体积比的增大,复合材料的晶粒尺寸进一步减小,并且微米颗粒的加入可以减轻纳米颗粒团聚。复合材料的强度力学性能均高于基体合金,其中N-1+M-6复合材料具有最佳的综合力学性能,比基体合金的抗拉强度和屈服强度分别提高了82.9%和41.6%。

超声法制备纳米SiC颗粒增强AZ61镁基复合材料的显微组织

采用高能超声方法制备纳米SiC颗粒增强AZ61镁基复合材料,通过SEM和XRD技术对复合材料的微观组织和成分进行研究与分析。在Lennard-Jones势函数的基础上对超声分散纳米颗粒进行了理论探讨。结果表明:在超声作用下,质量分数为1%的纳米SiC颗粒在AZ61镁合金中得到弥散分布;颗粒之间存在的范德华力使得颗粒连接在一起,范德华力与颗粒半径和颗粒间距离的关系表明:直径为100nm的SiC颗粒之间最大的范德华力约为135nN,分散团聚纳米颗粒的最小压强约为17.2MPa。

时效处理对SiC_p/AZ61镁基复合材料显微组织和力学性能的影响

对超声法制备的SiCp/AZ61镁基复合材料进行时效研究,结果表明:在时效过程中析出的第二相经XRD分析为Mg17Al12,且第二相的脱溶方式为连续脱溶与不连续脱溶两种方式同时存在,与基体相比,SiCp/AZ61镁基复合材料在时效时的孕育期要长,且在过时效期显微硬度下降要慢。试样经420℃固溶10 h后,硬度值为66.5 HV,再经250℃时效,最佳的时效时间为10 h,硬度达到81.5 HV,与基体相比,硬度提高54%。

SiC颗粒、保温时间对SiC_P/AZ61复合材料半固态组织的影响

研究SiC颗粒、保温时间对SiCP/AZ61复合材料半固态组织的影响,并探讨复合材料等温过程中半固态组织演变机理。结果表明,SiCP/AZ61复合材料在温度595℃,不同保温时间(0min～90min)下,其组织的演变过程为,枝晶臂合并→大块状组织→晶界处局部熔化分离→晶粒组织球化→球状组织缓慢长大。在温度595℃,保温30min～60min时,SiCP/AZ61复合材料可以获得最佳的半固态组织;与AZ61基体合金相比,由于SiC颗粒的加入,使得SiCP/AZ61复合材料在等温热处理过程中的半固态组织更为细小,并且随着SiC颗粒体积分数增加,其半固态组织中球状颗粒的尺寸越小。

SiC_p/AZ61复合材料的触变压缩变形研究

利用Thermecmastor-Z热模机对通过搅熔铸造-半固态等温热处理方法制备出的SiCp/AZ61复合材料半固态坯料进行触变压缩试验。分析了应变速率、变形温度以及SiC颗粒体积分数对压缩应力的影响。研究表明,SiCp/AZ61复合材料在半固态条件下的流动应力对变形温度和应变速率敏感,变形温度低,应变速率大,流动应力高。SiC颗粒增强相体积分数越大,流动应力越大。

SiCP／AZ61镁基复合材料局部重熔的组织演变

研究了SiCP/AZ61镁基复合材料在局部重熔中的组织演变及其影响因素。结果表明,SiCP/AZ61镁基复合材料局部重熔最佳工艺参数为,加热温度595℃~600℃、保温时间30min^60min。与AZ61基体合金相比,复合材料在局部重熔时的初始分离速率明显较慢;SiCP/AZ61镁基复合材料在重熔过程中具有较高的稳定性,即随温度的提高和保温时间的延长,获得的半固态触变组织更细小。当局部重熔加热温度高于610℃时,复合材料坯料组织易发生严重变形并出现流淌现象,使得重熔试验无法进行。

SiC颗粒对SiC_P/AZ61复合材料触变压缩行为的影响

利用Thermecmastor-Z热模机对经过搅熔铸造法-半固态等温热处理法制备的SiCp/AZ61复合材料半固态坯料进行触变压缩实验。重点分析了SiC颗粒体积分数对真实应力和微观组织的影响。研究表明:在压缩变形前后的SiCp/AZ61复合材料中,SiC颗粒增强相主要位于晶粒晶界处;SiC颗粒增强相体积分数越大,SiCp/AZ61复合材料在半固态条件下的真实应力越大、组织颗粒越细小,塑性变形越明显。

SiC_P/AZ61复合材料半固态触变成形的数值模拟

采用等温热处理法制备SiCP/AZ61复合材料半固态坯料。运用所建立的高固相SiCP/AZ61复合材料本构模型,对其触变成形过程进行数值模拟,得到成形过程中的应力和应变分布,并对比了触变成形和常规成形的成形特点。结果表明,SiCP/AZ61复合材料触变成形具有变形抗力小、应力分布均匀的特点。通过对比试验结果和模拟结果可知,两者吻合较好,所获结果可指导镁基复合材料触变成形工艺实践。

高固相率SiC_P/AZ61复合材料触变成形的数值模拟

采用等温热处理法制备SiCP/AZ61复合材料半固态坯料,在自制实验装置上进行触变成形实验。采用所建立的高固相率SiCP/AZ61复合材料本构模型,对触变成形过程进行了数值模拟,得到了不同成形温度下的应力、应变和温度场分布。结果表明,与成形温度为530℃相比,560℃时复合材料触变成形具有变形抗力小、应变与温度场分布均匀的特点。通过实验和模拟结果对比可知(成形温度为560℃),两者吻合较好,所获结果可指导高固相率镁基复合材料触变成形工艺实践。

预变形SiC_P/AZ61复合材料在半固态等温热处理时的组织演变

采用半固态等温热处理法研究了预变形SiCP/AZ61复合材料的微观组织变化。研究表明,SiCP/AZ61复合材料经15%预变形后,其最佳非枝晶组织的制备工艺参数：加热温度600℃、保温30～60min,这一温度区间可获得均匀、圆整的球状组织;当加热温度高于605℃时,复合材料试样液相体积分数较高,产生严重变形和流淌,难以满足后续半固态触变成形时的组织要求。变形后SiCP/AZ61复合材料组织演化机制分析表明,在加热初期,晶粒主要呈熔合合并;加热中后期,晶粒主要通过熔化分离、球化并粗化长大。

SiC_P/AZ61复合材料触变铸造的有限元模拟

采用DEFORM3D软件对SiCP/AZ61复合材料汽车中间轴螺塞触变铸造过程进行了数值模拟,分析了汽车中间轴螺塞材料的流动规律,着重研究了冲头速度和SiC颗粒体积分数对其触变铸造成形过程的影响,并进行了相应的触变铸造工艺试验研究。结果表明,在相同的成形工艺条件下,SiCP/AZ61复合材料汽车中间轴螺塞的等效应力随着SiC颗粒体积分数的增加而增大;而冲头速度的提高,使得其等效应力明显增大,等效应变分布更均匀。

基于BP神经网络的SiC_P/AZ61复合材料力学性能预测

利用人工神经网络(ANN)的BP(back propagation)算法,建立了复合材料力学性能预测模型。模型由三层神经元组成,分别为输入层、隐含层和输出层。以SiC_P/AZ61复合材料的力学性能与SiC的颗粒体积分数的关系为研究对象,选取了七组试验数据作为学习样本,用建立的网络预测未知,并给出预报曲线和预测程序界面图。与试验结果比较表明,所建立的网络能反映SiC_P/AZ61复合材料中SiC的颗粒体积分数与其力学性能之间的关系,为试验设计提供了一种新的思路。

变形条件对SiC_P/AZ61复合材料力学行为的影响

利用Thermecmastor-Z热模机对6vol%SiC_p/AZ61复合材料初始态和半固态坯料进行压缩变形试验。分析了变形条件对真应力和微观组织的影响。研究表明:在相同应变速率下,随变形温度升高,该复合材料的真应力相应下降,峰值应力和稳态应力明显降低。与半固态复合材料坯料相比,在半固态温度区间(变形温度530℃)进行压缩,初始态复合材料的峰值应力达到17.6 MPa,约为半固态复合材料坯料的1.5倍;在高温固相压缩(变形温度400℃)时,初始态复合材料的峰值应力达75.4 MPa,晶粒局部呈纤维状,变形抗力较高。

SiC颗粒增强AZ91基复合材料拉伸性能研究

针对风力发电机组摩擦材料对性能的要求,在不同的温度下,成功制备出了SiC颗粒增强的AZ91镁合金基复合材料,并且对其拉伸性能进行研究。结果表明,SiCp/AZ91复合材料的抗拉强度高于AZ91基体镁合金;在同样的烧结温度下,直径较小的SiC颗粒对复合材料的抗拉强度提高幅度较大。

Ni颗粒增强AZ61复合材料的微观组织和力学性能

采用密闭半固态搅拌铸造工艺结合热挤压制备Ni颗粒增强AZ61复合材料板材,Ni颗粒含量(质量分数,下同)分别为3%,6%和9%,研究Ni_p/AZ61复合材料的微观组织、力学性能以及强化机制。结果表明:Ni_p/AZ61复合材料的增强相主要为细小的Mg_2Ni相和大块Al Ni相,尺寸分别为2～4μm和10～20μm。Mg_2Ni和AlNi能有效细化晶粒、促进再结晶,与镁基体结合良好。颗粒周围存在位错塞积,基体存在孪晶。Mg2Ni和Al Ni相都能有效提高材料的硬度、弹性模量和抗拉强度,但伸长率降低。9%Ni_p/AZ61复合材料的抗拉强度达到286.5±1.2 MPa,伸长率为4.3%±0.9%。Ni_p/AZ61复合材料的强化机制为细晶强化、Orowan强化以及载荷传递效应。

(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。

SiC颗粒增强AZ81镁合金基复合材料

采用熔体搅拌法制备SiC颗粒增强AZ81镁合金基复合材料,并对其摩擦磨损性能进行研究。应用熔体搅拌法制备的SiCp/AZ81镁合金基复合材料具有SiC颗粒分布均匀、与基体结合紧密的特点;10μmSiCp/AZ81复合材料的抗拉性能较好,且加入SiC颗粒可使AZ81镁合金复合材料的耐磨性提高15.4%～18.3%。

试验确定AZ91/SiC复合材料异质形核模型中决定于SiC质量分数和过冷度的晶粒密度函数

镁合金及其复合材料作为重要的轻质材料在汽车和航空工业中的应用一直引人注目。由于镁不能形成任何稳定的碳化物,SiC颗粒被大量用于增强镁基复合材料。AZ91/SiC复合材料凝固后固态晶粒密度NV是合金液态最大过冷度ΔT的函数。这类函数决定于异质形核位置特征与合金中存在的SiC数量。本文的目的是为描述初生相晶粒密度与过冷度关系的模型选择参数。这一模型与基于化学元素扩散和晶界动力学的结晶模式有关,能够用于预测铸件质量及其显微组织。形核模型通常有未知确切值的参数,甚至其物理意义都是待讨论的,对试验数据进行分析之后可以获得这些参数。制备了SiC强化的AZ91合金基复合材料,其中SiC颗粒含量分别为0、1%、2%、3%和4%(质量分数)。把这种复合材料铸造成具有4种厚度的试验板。从热电偶测温点附近获取数据,分析不同复合材料与不同厚度试板的过冷度及其对晶粒尺寸的影响。显微组织和热分析给出的一套数据建立了晶粒尺寸与SiC颗粒质量分数及过冷度联系,这些数据用于近似形核模型的参数调节。获得的模型在模拟复合材料显微组织方面是非常有用的。

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。