王连登[1]2003年在《原位反应生成粒子增强镁基复合材料的组织与性能》文中进行了进一步梳理本文针对镁合金的高温强度与蠕变性能较差，长期使用时温度不能超过120℃，采用原位反应生成技术，在真空感应炉中使用Ar气保护，使反应添加物与镁液原位反应生成Mg_2Si/MgO增强镁基复合材料；采用OM，ESEM，EDAX和XRD等现代分析析方法及拉伸试验等，探讨了添加物与Mg原位反应生成增强相的热力学、动力学特性及其可行性，初步建立原位反应增强的反应模型；探讨了制备镁基复合材料的工艺因素对纯镁基复合材料组织的影响规律，并选择Si与ZM5反应生成所需的增强相作为研究对象，探讨了Si含量对Mg_2Si/ZM5组织与力学性能的影响规律，并初步研究了Sr对原位反应生成的增强相Mg_2Si的变质效果及作用机理。获得了以下主要研究结果： 1．反应添加物如Si、SiO_2、Al_4(SiO_4)_3(硅酸铝)、Al_2(SO_4)_3、B_2O_3、Al_2O_3等均能与Mg液原位反应生成所需要的增强相Mg_2Si、MgO，但其中Al_2O_3由于反应温度过高，并不适合作为反应添加物。 2．反应添加物Si、SiO_2等与镁液原位反应生成的增强相Mg_2Si、MgO可明显提高纯镁基的力学性能，如加2.5％Si的纯镁基复合材料的室温和高温屈服强度可分别提高85.3％、74.4％；加5％SiO_2的纯镁基复合材料室温和高温屈服强度可分别提高106.8％、72.9％；加5％硅酸铝后，材料的室温和高温屈服强度可分别提高64.6％、82.6％。但增强相Mg_2Si、MgO的形成降低了材料的伸长率。 3．工艺因素(如熔炼工艺、搅拌工艺、反应添加物的粗细等)对MgO/Mg_2Si增强纯镁基复合材料显微组织具有明显的影响作用。采用机械搅拌方法可明显提高复合材料组织中原位反应生成的增强相的分布均匀性；添加物粒子的最佳尺寸为50-100μm；添加物(SiO_2)的预处理也可以进一步提高原位反应生成的粒子的分布均匀性，改善材料组织的均匀性。 4．在ZM5合金中加入Si后，其铸态组织中除Mg_17Al_12相存在外，还可原位反应生成高硬度、高模量、高熔点、热稳定性好的Mg_2Si弥散增强相，主要分布于晶内和晶界处。当Si含量小于0.5％时，在ZM5中主要形成共晶的细小短棒状或片状的Mg_2Si相，Si含量大于1.0％时，出现了比较粗大的块状或汉字状初生Mg_2Si相和片状或短棒状的共晶Mg_2Si相，并随着Si含量的增大而增多增粗。经T6热处理后，ZM5中的过饱和固溶体不经过任何中间阶段直接析出非共格的平衡相γ，并以连续和非连续析出两种方式在晶内与晶界中形成。Si的加入会使晶界处的Mg_17，Al_12相的非连续析出减少，促使晶内连续析出相的形成，且Si对镁基合金晶粒组织有一定的细化作用。时效过程对于Mg_2Si相的大小、形态没有影响。 5．ZM5中加入Si形成的Mg_2Si/ZM5复合材料，其铸态与热处理(T6)态室温与高温(200℃)强度比ZM5有明显的提高，当Si含量为1.0％～1.5％时，铸态的抗拉强度分 福州大学硕士学位论文一别为184．54Wa与187．33Wa，提高幅度分别可达20o与15o，屈服强度提高幅度分别达，61．5％、25厂％；但伸长率均降低。经T6热处理后，与铸态相比，室温和高温强度均有明一显提高，如 0．5％St时，室温抗拉强度和屈服强度的提高幅度分别为 43．l％、33．0％，1．5％St。时，高温抗拉强度与屈服强度的提高幅度为13．9％、18．0％。当山含量超过一定值后，出。现了块状或汉字状的粗大MgZSi相，常温和高温力学性能又有所降低。室温或高温Q00℃）一下铸态 MgZSi ／ZMS复合材料的主要断裂方式为准解理断裂；经 T6热处理后，断裂方式变。成以解理断裂为主。。 6．在 150℃，50Wa试验条件下，与 ZMS相比，Mg布 的抗蠕变性能得到明显。提高，蠕变速率明显降低，仅为Z＊5的33．4％，蠕变寿命为208h，是ZMS的1．5倍；在一175℃，50MPa试验条件下，Mg布 的蠕变寿命也得到明显提高（为 17lhX与 ZMS一相比，提高了 5．9倍：此外，St的加入，提高了 MgZSi／ZMS的蠕变激活能，表明了其蠕j变抗力得到显着提高，因此在 ZMS中加入a后形成的第二相 Mg￡ i对于提高 ZMS的高温。蠕变性能的效果显着。。 7石r对 Mg水 复合材料中的增强相 Mg布有着较明显的变质效果。对含 5刀％St、j2刀％St与0．5％St的Mg术 复合材料，加入Sr后，Mg￡ 相可由粗大的汉字状、块状｝或树枝状变为细小、多角形的块状，并可细化基体的晶粒组织，明显提高了材料的力学性一2能，在高温强度提高的同时，高温塑性还得到较大幅度的提高。对含2．0防 的Mg￡万 之复合材料，加 0．5％Sr时，与未加 Sr相比，室温抗拉强度、屈服强度和伸长率提高幅度分 j别为 23．8％、34．5o、24二6O；］JO 0．3％Sr时，高温抗拉强度、屈服强度和伸长率提高幅度。分另为 10．7O、ZI．7O、245．40，毛长率比未力 Sr的提高了 3．5倍，含2·0％St的Mg。St／ZM5）复合材料中Sr的最佳加入量为0．1％－0．5％。同时材料的硬度随着Sr含量的增加呈上升趋：势。未加 Sr的Mg企尼 复合材料（含2．0％St或0．5％StL其室温或高温下的断裂机制j主要为准解理断裂，Sr加入后，改变了Mg水化 复合材料的断裂方式，变为准解理和｝韧窝的混合型?
陈晓[2]2005年在《原位自生颗粒增强镁基复合材料的研究》文中进行了进一步梳理镁合金具有密度小,比强度和比刚度高,良好的阻尼减震性能,机械加工方便,特别是易于回收利用,具有环保特性;而且在自然界中镁的资源十分丰富。镁的这些优点使其被公认为是面向21世纪的高新技术产业中最有希望大量采用的金属材料之一。但是现有镁合金存在着弹性模量低,强度低,耐磨性能差,耐热性能差等不足,这极大地制约了镁合金的发展应用。向镁合金中加入高强度、高弹性模量、高熔点的纤维、晶须或颗粒等制成镁基复合材料,是提高镁合金性能的有效途径之一。本文针对镁合金的高温强度与蠕变性能较差的缺点,以工业上广泛应用的低成本的ZM5镁合金为基体,通过原位复合技术获得自生的TiC、MgO或Mg_2Si颗粒增强的镁基复合材料,提高材料的高温强度和抗蠕变性能,促进其在200℃左右的高温领域下应用。 在真空感应炉中氩气保护下,通过在镁合金熔体中分别加入Ti-C-Al粉末预制块、SiO_2或Si等获得自生的TiC、MgO或Mg_2Si颗粒增强镁基复合材料。通过光学显微镜、SEM、TEM、XRD、EDAX、电子拉伸机和高温蠕变仪等分析测试手段,对自生颗粒增强的镁基复合材料的制备工艺、组织结构及力学性能等进行系统的研究。主要研究结果如下: 1、对放热反应法、直接反应法和铸造法叁种原位复合工艺制备TiC、MgO和Mg_2Si粒子增强镁基复合材料的制备机理及工艺、显微组织和力学性能的系统研究和比较发现,用铸造法制备的自生Mg_2Si增强镁基复合材料,不仅工艺简单,而且有良好的力学性能,尤其是高温性能,因而有很好的工业应用前景。 采用放热反应法在Mg液中加入Ti-C-Al、Ti-C或Ti-C-Mg粉末预制块均能得到TiC粒子,但反应获得的TiC粒子烧结严重,无法获得分布均匀的镁基复合材料;采用两步法,即先制备出TiC_p/Al预制块,然后将其加入镁熔体中,通过优化工艺成功地制备出TiC粒子分布均匀的TiC_p/ZM5复合材料,并提出了TiC_p/Al预制块在镁液中的熔化机理。TiC_p/Al预制块在Mg液中的熔化机理是基体Al熔化扩散进入到Mg液中,而聚集的TiC粒子需通过剪切破坏和Mg液流动才能进入到Mg液中。TiC粒子与ZM5基体之间的界面洁净,没有明
曹玮[3]2009年在《原位TiCp增强镁基复合材料制备及其性能研究》文中研究说明随着能源紧缺及环境污染问题的日益突出,汽车工业对高效率,低排放和轻量化的要求逐渐提高。镁合金的开发和应用顺应了汽车节能和环保的趋势,越来越引起人们的关注,但是镁合金的耐热性能较差限制了其在汽车工业上的广泛应用。本文的研究工作主要是针对上述问题进行,运用材料复合化思路和原位制备方法,探索研制耐热性能改善,弹性模量提高,强度提高和阻尼性能优良的结构功能一体化的原位合成镁基复合材料。相对于其它金属基复合材料(如铝基,钛基,铁基和铜基等)的研究发展水平,原位合成镁基复合材料的研究处于初步阶段。因此,研究镁基复合材料的原位反应体系,制备工艺,微观结构和力学性能,阻尼性能以及耐热性能等之间的内在关系,对研制和开发综合性能优越的镁基复合材料及其在汽车工业上的应用具有重要的指导意义。本文首先对原位反应的热力学研究表明,Mg-Al-Ti-C体系可以发生原位反应生成TiC增强颗粒。利用Miedema模型结合Wilson方程,计算并预测了常用合金元素或稀土元素会对Mg-Al-Ti-C体系的原位反应的影响规律。根据计算结果,选用汽车工业上常用的AZ91D作为基体合金,合金中的Zn和Mn等元素,有利于原位反应产物TiC的生成,同时有利于抑制TiAl3中间相的形成。对原位反应的实验研究表明,原位反应形成TiC增强镁基复合材料的过程为:Al先通过Al-Ti反应形成TiAl3金属间化合物,同时释放出大量热量,进一步引发了TiAl3和C以及Ti和C之间反应形成热力学上更稳定的TiC。预制块中的Al不但能够参与原位反应,降低原位反应的温度,使TiC颗粒尺寸减小,同时Al也可以作为稀释剂,有利于TiC颗粒在Mg熔体中的扩散和均匀分布。原位制备的TiC颗粒增强的镁基复合材料,颗粒细小且分布均匀,颗粒附近存在高密度的位错,颗粒与镁基体界面清洁,结合紧密,这些均对提高镁基复合材料的力学性能有利。对TiC/AZ91D镁基复合材料的室温力学性能研究表明,原位合成的TiC增强体的引入,使复合材料的室温拉伸强度和压缩强度均有了提高。与基体合金相比,TiC颗粒增强镁基复合材料的室温拉伸强度提高了约20-26%,弹性模量提高了3-11%。复合材料的强化机理主要归结为细晶强化和位错强化的综合作用。复合材料的失效主要是由颗粒与基体界面处的脱粘和基体的断裂引起。镁合金作为汽车零件主要受螺栓等压应力作用,常见使用温度在25-200°C之间,对以上工况条件下AZ91D镁合金和TiC/AZ91D镁基复合材料的压缩实验研究表明,AZ91D镁合金断裂区域和安全区域的分界线Z=8×1014s-1。TiC/AZ91D镁基复合材料的分界线Z值经计算为Z=5×1013s-1。与AZ91D镁合金相比,TiC/AZ91D镁基复合材料需要更低的Z值,即更高的温度和更低的应变速率以避免材料发生断裂。通过研究镁合金常见变形温度(250-400°C)和常见应变速率(10-3-8s-1)下TiC/AZ91D镁基复合材料的压缩变形行为,构建出TiC/AZ91D镁基复合材料的热加工图。热加工图能预测的加工性能良好区域和加工非稳区,为判定材料的最佳热加工条件和失稳区域,制定合理的热加工工艺提供理论和实践依据。本文进一步研究了原位颗粒增强镁基复合材料的阻尼性能。复合材料的阻尼性能优于基体合金,并且复合材料的阻尼性能随增强体体积分数的增加而提高。在室温时,增强颗粒附近存在高密度的位错,有利于复合材料的室温阻尼性能提高。高温时,增强体与镁基体界面强度随温度的升高而降低,在一定应力作用下,通过晶界滑移,界面滑移等方式消耗振动能量,从而提高高温阻尼性能。最后,本文建立了螺栓载荷保持(Bolt Load Retention,BLR)评价系统,模拟镁合金及复合材料作为汽车零件在螺栓预紧力作用下高温长时间服役的实际工况。AZ91D镁合金及TiC/AZ91D镁基复合材料的BLR行为测试结果表明,随着温度和载荷的增加,镁合金及其复合材料的螺栓剩余载荷比例减少,但是预载荷的增加仍然有利于残余载荷的增大。在本文测试范围内,镁基复合材料在不同温度和载荷下的BLR性能均优于镁基体合金,且随温度提高镁基复合材料BLR性能有较大改善。通过研究归纳的剩余载荷比例的等值线可以用来表示温度和初始载荷对剩余载荷百分数的综合影响。等值线图的建立为镁合金零件的工程设计提供理论依据。
马宝霞[4]2005年在《TiB_2-TiC颗粒增强镁基复合材料的制备》文中认为本文主要研究了Al-Ti-B4C 体系自蔓延高温合成反应(SHS)的反应机制,探讨了各反应物的相对含量、添加剂以及粉末粒度对Al-Ti-B4C 体系SHS 燃烧合成产物的影响规律和作用机制,并选择较佳的工艺和体系采用中间合金法,成功地制备了(TiB2-TiC)p/AZ91 复合材料,并对复合材料的组织和耐磨性进行了研究。Al-Ti-B4C 体系中TiB2 和TiC 自蔓延形成反应机制为:Al 的熔化,Ti 与Al 之间的固-液反应形成Al3Ti 化合物,放出的热使体系局部温度迅速升高,从而引发Al3Ti 或Ti 与B4C 的放热反应发生,合成TiB2和TiC,进而促进整个体系反应的进行。研究表明各反应物的相对含量(Al 含量)、添加剂(C、B 的加入)以及粉末粒度(B4C颗粒尺寸)对Al-Ti-B4C体系SHS燃烧合成产物的种类和尺寸的影响很大。采用中间合金法制备的(TiB2-TiC)p/AZ91 复合材料,TiB2和TiC 颗粒在基体中分布均匀,TiC 呈近球形,TiB2呈六边形片状,尺寸均在5μm 以下,增强相和基体界面干净,没有明显的界面反应物。(TiB2-TiC)p/AZ91 复合材料的硬度和耐磨性较AZ91 合金基体都有显着地提高。
冯刚[5]2005年在《Mg_2Si粒子增强Mg-Al基复合材料的制备与性能研究》文中指出本文针对镁合金存在的力学性能,尤其是高温力学性能较低的问题,较全面的研究了混合稀土、锶等合金化,以及Mg_2Si自生粒子对Mg-Al合金组织、室温力学性能、高温力学性能及高温性能稳定性等的影响,并从热力学及动力学角度进行了Si与Mg-Al合金熔体的反应可行性分析,推导了SiO_2与Mg-Al合金液反应机理,建立了反应动力学模型。 研究结果表明,Sr对Mg-Al合金具有较好的细化效果,0.1%的Sr使固溶处理后的晶粒尺寸由120-160μm减小到50-80μm;T6状态下室温抗拉强度由147.77MPa增长为183.25MPa,维氏硬度由85增长为102。RE对提高含铝镁合金的力学性能特别是耐热性能具有良好的效果,2%的RE与合金中的Al形成针状或片状高熔点的Al_(11)RE_3增强相,跨于晶界并深入晶内;T6状态下室温抗拉强度增加到173.25MPa,维氏硬度增加到103;断口形貌变为由浅韧窝、窄台阶组成的韧性混合断口。 SiO_2粉末与Mg-Al合金自生反应生成Mg_2Si增强相,研究发现随着SiO_2加入量的增加,Mg_2Si颗粒形态逐渐由共晶态的针条状转变为初生态的箭头或汉字状;复合后T6状态下材料的室温抗拉强度和维氏硬度分别提高了20.7%和22.3%,200℃和250℃高温抗拉强度分别为111.2MPa和79.6MPa。 另外研究还发现,Sr对复合材料中Mg_2Si有变质效果,减小Mg_2Si颗粒尺寸,RE合金化使组织中针状或片状处形成了RE、Si等元素的聚集,可能归因于部分Al_(11)RE_3作为Mg_2Si相形核基底或者RE-Si新相的形成;T6状态下Sr、RE合金化后的复合材料室温抗拉强度分别提高了7.2%和5.1%,维氏硬度分别提高了5.8%和7.7%,200℃高温抗拉强度增长为123.4MPa和143.3MPa,250℃高温强度为87.6MPa和95.5MPa。
林希峰[6]2004年在《原位反应制备Mg_2Si/Mg复合材料的研究》文中认为本文在分析Mg-Si、Mg-SiO_2系统的反应热力学基础上，采用原位反应法—向熔融的镁合金中加入单质Si或SiO_2，使其与镁反应原位生成Mg_2Si增强相，制备了Mg_2Si／Mg复合材料。利用X-射线衍射仪、光学显微镜、扫描电镜、电子探针等对制备的镁基复合材料相组成、组织结构等进行了分析，探讨了Si及SiO_2加入量以及组织结构对镁基复合材料性能的影响。 试验结果表明：制备的镁基复合材料中生成了均匀分布的雪花状Mg_2Si增强相，有效提高了材料的硬度及强度。随着SiO_2加入量的增加，镁基复合材料的性能变好，当SiO_2加入量为8％时，所制备的镁基复合材料的性能较好，强度比原材料的提高30MPa，硬度比原材料的提高HB20。单质Si的加入量超过2％、SiO_2加入量超过8％时，镁基复合材料的缺陷增加，有枝晶角块状富硅相生成，导致镁基复合材料的拉伸性能下降。 本文研究了Mg_2Si／Mg复合材料的时效动力学，利用透射电镜观察了不同时效工艺下试样中第二相Mg_(17)Al_(12)的大小、数量及分布状态。结果表明：通过时效处理，可以改变镁基复合材料中第二相Mg_(17)Al_(12)的分布状态，将镁基复合材料拉伸强度提高了40MPa。 本文还采用PWC-250压铸机，在实验室成功制备了高性能的Mg_2Si／Mg复合材料压铸件。其拉伸性能比铸造件的提高20MPa以上。
严振杰[7]2009年在《原位合成制备Mg_2Si/AZ31镁合金复合材料组织与性能的研究》文中提出镁合金具有诸多优良性能,使其在航天航空、汽车等交通工具行业、电子行业等很多国民经济和军事国防领域的应用日益扩大。但在许多应用领域,由于镁合金的绝对强度较低,达不到使用要求,限制其发展,在很多优势领域中,并没有大规模使用镁合金。研究开发高强度镁合金材料,是扩大镁合金材料在航天航空、军工及交通工具等领域应用的关键。现今,国内外高性能镁合金复合材料的制备工艺主要有普通铸造法,搅拌铸造法,挤压铸造,粉末冶金法,熔体浸渗法,大量开发的增强相被证明具有良好的强化作用,可以显着的提高镁合金材料的综合性能。采用多次循环塑性变形方法制备高性能镁合金材料,增强相在固相反应过程中原位形成,与基体相容性良好、界面结合强度高,可以显着提高多次循环塑性变形方法制备的镁合金材料的力学性能。通过多次循环塑性变形制备Si/AZ31复合胚体,原位固相反应形成Mg2Si/AZ31并通过挤压成型制备得到复合材料,本论文系统研究了复合材料的结构与力学性能,深入分析了不同塑性变形次数以及不同Mg2Si含量对Mg2Si/AZ31复合材料的微观组织、力学性能的影响;研究了复合材料的强化机制以及延伸率的影响因素,并讨论了Mg+Si→Mg2Si反应原位合成机理。多次塑性变形后,经过固相反应与热挤压成型技术,成功制备出高性能Mg2Si/AZ31复合材料,挤压成型后的复合材料中主要存在Mg2Si与Mg基体,Al与Zn主要以固溶形式存在于Mg基体之中,而在复合材料中存在少许MgO相。复合材料中的Mg2Si相均匀的分布于基体之中,而且界面结合良好,通过对比不同次数塑性变形制备而得的复合材料发现随着塑性变形次数的增加,复合材料中的Mg2Si分布更加均匀,而且Mg2Si的尺寸也显着下降。多次循环塑性变形技术制备的复合材料具有优异的性能,在200次塑性变形之后制备的复合材料的综合性能最佳,其抗拉强度、屈服强度以及延伸率分别达到367MPa,302MPa以及6.4%。通过对不同Si添加量制备的复合材料的研究,发现5wt.%Si添加量时的复合材料的综合性能最佳,其抗拉强度、屈服强度以及延伸率分别达到345MPa,267MPa以及5.9%。在多次循环塑性变形制备的Mg2Si/AZ31复合材料的强化主要归因于以下两个方面:1.多次循环塑性变形与随后的挤压成型工艺引起的晶粒细化;2.第二相的增强作用。影响Mg2Si/AZ31复合材料塑性的主要因素为以下叁个方面:1.晶粒细化作用;2.第二相引起的脆性;3.由于织构的出现引起的塑性下降。通过Ozawa-Flynn-Wall(OFW)以及Kissinger(KAS)非等温反应法测得Mg+Si→Mg2Si反应激活能分别为212.5 kJ/mol以及209.7kJ/mol,而在AZ31中两种方法测得Mg+Si→Mg2Si反应激活能分别393.4 kJ/mol和426.5 kJ/mol,发现在AZ31中Mg+Si→Mg2Si反应激活能较高,反应难度增大;经过用Coats-Redfern方程计算,发现反应模型Avrami方程(A6)所对应的g(α) =[-ln(1-α)]1/2求出的激活能410.3kJ/mol,其激活能E值与非模型方法计算而得的E值最接近。根据反应机理函数的表达式可知非等温反应为形核长大控制过程。通过对固相反应产物微观组织的观察,发现在固相反应中,Mg+Si→Mg2Si的反应却是属于形核长大机制,而反应后产物的微观组织在界面处呈现台阶状。通过对复合材料延伸率的研究,发现在200次塑性变形时制备的复合材料的塑性最好,而在Si添加量增加的同时,材料的延伸率一直下降。而通过对复合材料断口的观察,发现材料断口处存在韧窝,显示出一定塑性,由于Mg2Si的存在,材料的脆性增加,使得材料的延伸率下降。
曹玮[8]2009年在《原位TiC_p增强镁基复合材料制备及其性能研究》文中认为随着能源紧缺及环境污染问题的日益突出,汽车工业对高效率,低排放和轻量化的要求逐渐提高。镁合金的开发和应用顺应了汽车节能和环保的趋势,越来越引起人们的关注,但是镁合金的耐热性能较差限制了其在汽车工业上的广泛应用。本文的研究工作主要是针对上述问题进行,运用材料复合化思路和原位制备方法,探索研制耐热性能改善,弹性模量提高,强度提高和阻尼性能优良的结构功能一体化的原位合成镁基复合材料。相对于其它金属基复合材料(如铝基,钛基,铁基和铜基等)的研究发展水平,原位合成镁基复合材料的研究处于初步阶段。因此,研究镁基复合材料的原位反应体系,制备工艺,微观结构和力学性能,阻尼性能以及耐热性能等之间的内在关系,对研制和开发综合性能优越的镁基复合材料及其在汽车工业上的应用具有重要的指导意义。本文首先对原位反应的热力学研究表明,Mg-Al-Ti-C体系可以发生原位反应生成TiC增强颗粒。利用Miedema模型结合Wilson方程,计算并预测了常用合金元素或稀土元素会对Mg-Al-Ti-C体系的原位反应的影响规律。根据计算结果,选用汽车工业上常用的AZ91D作为基体合金,合金中的Zn和Mn等元素,有利于原位反应产物TiC的生成,同时有利于抑制TiAl3中间相的形成。对原位反应的实验研究表明,原位反应形成TiC增强镁基复合材料的过程为:Al先通过Al-Ti反应形成TiAl3金属间化合物,同时释放出大量热量,进一步引发了TiAl3和C以及Ti和C之间反应形成热力学上更稳定的TiC。预制块中的Al不但能够参与原位反应,降低原位反应的温度,使TiC颗粒尺寸减小,同时Al也可以作为稀释剂,有利于TiC颗粒在Mg熔体中的扩散和均匀分布。原位制备的TiC颗粒增强的镁基复合材料,颗粒细小且分布均匀,颗粒附近存在高密度的位错,颗粒与镁基体界面清洁,结合紧密,这些均对提高镁基复合材料的力学性能有利。对TiC/AZ91D镁基复合材料的室温力学性能研究表明,原位合成的TiC增强体的引入,使复合材料的室温拉伸强度和压缩强度均有了提高。与基体合金相比,TiC颗粒增强镁基复合材料的室温拉伸强度提高了约20-26%,弹性模量提高了3-11%。复合材料的强化机理主要归结为细晶强化和位错强化的综合作用。复合材料的失效主要是由颗粒与基体界面处的脱粘和基体的断裂引起。镁合金作为汽车零件主要受螺栓等压应力作用,常见使用温度在25-200°C之间,对以上工况条件下AZ91D镁合金和TiC/AZ91D镁基复合材料的压缩实验研究表明,AZ91D镁合金断裂区域和安全区域的分界线Z=8×1014s-1。TiC/AZ91D镁基复合材料的分界线Z值经计算为Z=5×1013s-1。与AZ91D镁合金相比,TiC/AZ91D镁基复合材料需要更低的Z值,即更高的温度和更低的应变速率以避免材料发生断裂。通过研究镁合金常见变形温度(250-400°C)和常见应变速率(10-3-8s-1)下TiC/AZ91D镁基复合材料的压缩变形行为,构建出TiC/AZ91D镁基复合材料的热加工图。热加工图能预测的加工性能良好区域和加工非稳区,为判定材料的最佳热加工条件和失稳区域,制定合理的热加工工艺提供理论和实践依据。本文进一步研究了原位颗粒增强镁基复合材料的阻尼性能。复合材料的阻尼性能优于基体合金,并且复合材料的阻尼性能随增强体体积分数的增加而提高。在室温时,增强颗粒附近存在高密度的位错,有利于复合材料的室温阻尼性能提高。高温时,增强体与镁基体界面强度随温度的升高而降低,在一定应力作用下,通过晶界滑移,界面滑移等方式消耗振动能量,从而提高高温阻尼性能。最后,本文建立了螺栓载荷保持(Bolt Load Retention,BLR)评价系统,模拟镁合金及复合材料作为汽车零件在螺栓预紧力作用下高温长时间服役的实际工况。AZ91D镁合金及TiC/AZ91D镁基复合材料的BLR行为测试结果表明,随着温度和载荷的增加,镁合金及其复合材料的螺栓剩余载荷比例减少,但是预载荷的增加仍然有利于残余载荷的增大。在本文测试范围内,镁基复合材料在不同温度和载荷下的BLR性能均优于镁基体合金,且随温度提高镁基复合材料BLR性能有较大改善。通过研究归纳的剩余载荷比例的等值线可以用来表示温度和初始载荷对剩余载荷百分数的综合影响。等值线图的建立为镁合金零件的工程设计提供理论依据。
王强[9]2009年在《原位生成AlN变质细化和复合强化AZ91镁合金组织与性能研究》文中提出本文采用原位反应合成法在镁合金中生成A1N,研究A1N对AZ91镁合金的变质细化作用和AlN作为增强相颗粒的复合强化作用,分析其反应的热力学和动力学过程。采用金相显微镜、SEM(扫描电镜)、XRD(X射线衍射)和EDS(能谱分析)等检测分析手段,分析不同A1N含量的原位镁合金材料的相组成、显微组织及相关的力学性能和摩擦磨损性能。结果表明：在Mg-Al-N体系中,750℃时通过添加Mg3N2原位反应生成A1N在热力学和动力学的推动力很大,反应发生的倾向很大。在AZ91镁合金液中加入Mg3N2粉末,可以原位反应生成A1N质点,使合金组织明显细化,β-Mg17Al12相变得更加分散,以颗粒形态出现较多。加入3wt%的Mg3N2粉末保温30min时,AZ91镁合金细化效果最好,晶粒尺寸最小,力学性能得到显着提高,其压缩强度较AZ91提高了39%,布氏硬度提高了23%,抗拉强度提高了23.5%,延伸率提高了33%。A1N与Mg在(0001)密排面的晶格错配度为3.04%,根据点阵匹配理论,A1N可以作为a-Mg的有效形核基底,在合金凝固时提高形核率,进而细化晶粒。在Mg-Al-N体系中原位反应生成A1N颗粒,制备A1N增强镁基复合材料是完全可行的。当加入Mg3N2粉末后,镁基复合材料基体内有大量A1N颗粒生成,且随Mg3N2加入量和保温时间不同,生成颗粒数量和分布均匀性也不同。当加入20wt%Mg3N2粉末、保温30min时,有较多的A1N颗粒生成,且分布均匀,其对基体合金的细化作用最明显,所得的复合材料组织较为理想,其硬度与AZ91基体合金相比,提高了约72.6%。由于加入Mg3N2粉末,在AZ91合金中原位生成A1N颗粒,形成的复合材料较基体材料具有优良的摩擦磨损性能,而且随着加入Mg3N2粉末质量分数的增加,生成A1N颗粒含量的增多,复合材料的耐磨性也随之提高。复合材料磨损机理主要是磨粒磨损,AZ91基体以粘着磨损为主。
王彦[10]2007年在《TiB_2颗粒增强镁基复合材料制备及其凝固行为的研究》文中研究表明本文采用中间合金法成功地制备了TiB_2p/AZ91复合材料,很好地解决了TiB_2颗粒增强镁基复合材料制备过程中的关键科学问题即增强颗粒引入、界面污染与颗粒分布等;并对Al-Ti-B体系SHS反应的热力学和动力学进行了研究;同时,详细地研究了TiB_2/AZ91复合材料的凝固行为和磨粒磨损性能。计算了Al-Ti-B体系反应的热力学函数(吉布斯自由能、反应生成焓)和绝热温度;DTA和燃烧波淬熄实验(CFQT)研究表明,50wt.%Al-Ti-B体系SHS的反应机制为反应-溶解-析出机制;Al-Ti-B体系SHS反应的动力学因素(Al含量、紧实率等)中,Al含量对SHS反应的燃烧波速度、燃烧温度、相组成和TiB_2颗粒尺寸影响最大。TiB_2-Al中间合金在镁液中均匀化研究为中间合金法制备颗粒增强镁基复合材料提供了科学依据,采用中间合金法成功地制备了不同TiB_2含量的颗粒增强AZ91复合材料,但复合材料中含有粗大的TiAl3相;当50wt.%Al-Ti-B体系中Ti与B元素摩尔比值为1/_2.5时,可消除TiB_2-Al中间合金的TiAl3相,采用该中间合金制备的TiB_2p/AZ91复合材料中不含有TiAl3相,TiB_2颗粒分布较为均匀;另外,采用两步处理法成功地制备出了不同TiB_2含量的颗粒增强AZ91复合材料。凝固实验研究结果表明,TiB_2颗粒的加入,促使复合材料初生α-Mg的结晶温度降低,并且,初生α-Mg的结晶温度随着TiB_2颗粒含量的增加而降低,而共晶反应温度基本不变;复合材料的凝固时间随着TiB_2颗粒含量的增加而逐渐减少,而冷却速度逐渐增大;TiB_2颗粒细化了复合材料中初生α-Mg晶粒,TiB_2颗粒含量的增加促使初生α-Mg晶粒细化程度增强。结合冷却曲线的分析,揭示了在本实验条件下,TiB_2颗粒不能作为初生α-Mg的形核核心,并且提出了TiB_2/AZ91复合材料的凝固过程模型。建立了单辊旋淬系统中7.5wt%TiB_2/AZ91复合材料的冷却速度方程:利用上述方程计算了不同辊轮转速下7.5wt%TiB_2/AZ91复合材料薄带自由端的冷却速度。冷却速度对TiB_2/AZ91复合材料凝固组织实验表明,在低的冷却速度下(_20K/s),复合材料由α-Mg、TiB_2和Mg17Al12叁相组成,而在较高冷却速度下(≥4.16×104K/s),复合材料由α-Mg、TiB_2两相组成;冷却速度≤4.16×104K/s时,TiB_2颗粒团聚,冷却速度≥1.77×105K/s时,TiB_2颗粒分布较为均匀。TiB_2/AZ91复合材料磨粒磨损行为研究表明,TiB_2/AZ91复合材料的耐磨性明显高于AZ91合金,并且复合材料耐磨性随着TiB_2含量的增加而增强,当TiB_2含量达到7.5wt.%时,其在1000号砂纸25N载荷下耐磨性比AZ91合金提高了73.4%。复合材料的磨损机制为“犁削”磨损。
参考文献：
[1]. 原位反应生成粒子增强镁基复合材料的组织与性能[D]. 王连登. 福州大学. 2003
[2]. 原位自生颗粒增强镁基复合材料的研究[D]. 陈晓. 中南大学. 2005
[3]. 原位TiCp增强镁基复合材料制备及其性能研究[D]. 曹玮. 上海交通大学. 2009
[4]. TiB_2-TiC颗粒增强镁基复合材料的制备[D]. 马宝霞. 吉林大学. 2005
[5]. Mg_2Si粒子增强Mg-Al基复合材料的制备与性能研究[D]. 冯刚. 山东大学. 2005
[6]. 原位反应制备Mg_2Si/Mg复合材料的研究[D]. 林希峰. 武汉科技大学. 2004
[7]. 原位合成制备Mg_2Si/AZ31镁合金复合材料组织与性能的研究[D]. 严振杰. 北京工业大学. 2009
[8]. 原位TiC_p增强镁基复合材料制备及其性能研究[D]. 曹玮. 上海交通大学. 2009
[9]. 原位生成AlN变质细化和复合强化AZ91镁合金组织与性能研究[D]. 王强. 西安理工大学. 2009
[10]. TiB_2颗粒增强镁基复合材料制备及其凝固行为的研究[D]. 王彦. 吉林大学. 2007