文摘

混合镁合金纳米复合材料包含抽搐纳米颗粒强化制造使用凝固处理热挤压紧随其后。纳米复合材料表现出类似的单片混合合金晶粒尺寸,合理抽搐纳米颗粒分布、非惯用(0 0 0 2)结构在纵向方向,和单片混合合金硬度高于16%。同时与单片混合合金相比,纳米复合材料表现出较高的抗拉屈服强度(0.2%泰)、极限抗拉强度(ut),破坏应变、断裂的工作(WOF)(+ 14%、+ 7%、+ 81%和+ 92%,职责)。单片混合合金相比,纳米复合材料表现出较低的抗压屈服强度(0.2%半胱氨酸)和更高的极限抗压强度(UCS),破坏应变,WOF(-11% + 7% + 4% + 15%,职责)。抽搐的有利影响纳米颗粒添加的增强混合镁合金的抗拉和抗压性能研究。

1。介绍

锌铝合金(AZ)系列镁合金在结构应用中常用的是由于(a)低成本、(b)易于处理,(c)良好的强度和延性,和(d)耐大气腐蚀1]。这些镁合金通常用AZXY X和Y表明铝的标称重量内容(A)和锌(Z)合金(职责)。AZ31表面强化了SiC microparticulates [2],C60分子(3),而微碳纳米管(4使用搅拌摩擦加工技术。这里,据报道,硬化基础矩阵的表面发生由于粒子分散好。钇加入了AZ61增加其抗氧化性能[干5]。使用的凝固工艺参数是(1)搅拌温度、速度(2),(3)时间的观察合金有时由均匀细圆阶段(5]。AZ61-SiO2纳米复合材料表面获得使用搅拌摩擦加工[6]。这里,350°C的拉伸伸长选择复合材料在1×10达到350%−2年代−1并在1×10 420%−1年代−1。这是暗示SiO充分均匀分散2纳米颗粒导致high-strain-rate超塑性(HSRSP)被展出6]。然而,延伸率几乎100%在同一温度和应变速率较低的1×10−3年代−1(6]。关于AZ91 / SiC microcomposite,高温(250 - 400°C)单轴压缩变形行为(已被调查7]。的压力指数 = 5 和一个真正的活化能 = 9 9 kJ / kmol得到基于有效应力对应变速率和温度的依赖(7]。这 值接近Mg的晶界扩散和随之而来的结论是,位错爬控制高温压缩变形(7]。多个层互层组成的利用AZ91-coated P100 pitch-based纤维和AZ61箔也被研究[8]。这是观察到的反应区包含单和/或混合金属碳化物增长由于热处理8]。

关于抽搐增强复合材料,抽搐和TiB2被用来通过粉加工和烧结主要是相辅相成的,这已经被广泛审查(9]。这里,自蔓延高温合成的影响(合成处理路线TiC-TiB的微观结构和力学性能2综述了复合材料(9]。熔融Al-Mg合金渗透在900°C到抽搐预先形成与流动氩(10]。在这种情况下,润湿的抽搐基质由熔融Al-Mg合金进行了研究。这是观察到4C3是选择性地形成matrix-preform界面和多弧离子镀3对虚拟全球战争矩阵形成的痕迹。拉2O3和抽搐被添加到使用真空热压[W力学性能改善11]。观察到,沿着晶界强化粒子固定和抑制晶粒生长的W在烧结过程中,导致矩阵加强(11]。在某种程度上,洛杉矶2O3颗粒有利于复合材料的烧结和致密化而TiC颗粒表现出良好的界面特征(有效负载转移)与相邻W矩阵(11]。这是观察到洛杉矶的集体加强效果2O3对W和TiC颗粒比拉2O3单独或抽搐(11]。元素粉末钛和C的原位形成一个粗加工,抽搐成立(12]。熔融镁合金.潜入这个Ti-C执行是无压,和拉伸性能的综合比较,整体. [12]。抗拉强度(尤其是在高温)增强了原位形成抽搐钢筋(12]。应变硬化指数(相比 )0.11 - -0.32的单片. . / TiC合成高在0.71 - -0.82(拉伸变形在423 - 723 K在每种情况下)(12]。从技术上讲,可能AZ31合金与纯铝获得其他更多集中在阿兹镁合金系列。然而,混合的两个或多个AZ系列镁合金为同一目的(和顺向形成混合镁合金)也有关。可能有一定的优势在这种方法的基础上,降低液相线温度和较低的熔体密度(在搅拌/混合)的阿兹系列比纯铝镁合金。公开文献检索显示,没有成功的尝试的同时提高抗拉强度和延性AZ31 /混合镁合金AZ91抽搐或其他硬质合金纳米颗粒,使用大容量生产spray-deposition-based凝固加工技术。

因此,本研究的主要目的之一是同时提高抗拉强度和延性AZ31 /混合镁合金AZ91抽搐纳米颗粒。本研究的另一个目的是探讨AZ31的抗压性能/ AZ91抽搐混合合金纳米复合材料。解体融化沉积(DMD) [13,14]其次是热挤压被用来合成AZ31 / AZ91抽搐混合合金纳米复合材料。

2。实验程序

2.1。材料

在这项研究中,AZ31(名义上2.50 - -3.50 wt %, 0.60 - -1.40 wt %锌、0.15 - -0.40 wt % Mn, 0.10 wt % Si, 0.05 wt %铜、0.01 wt % Fe, 0.01 wt %倪,平衡毫克)和AZ91(名义上8.30 - -9.70 wt %, 0.35 - -1.00 wt %锌、0.15 - -0.50 wt % Mn, 0.10 wt % Si, 0.030 wt %铜、0.005 wt % Fe, 0.002 wt %倪,0.02 wt %,平衡毫克)这两种合金由东京镁有限公司(日本横滨),被用作基质材料。相同质量的AZ31和冶金升级AZ31 AZ91涨跌互现。这种基因混合的目的是增加名义铝AZ31 3 wt %的内容。的平均锰(Mn)内容混合合金(0.17%)略高于AZ61根据手册值(0.15%)(1]。锰是下一个重要的合金元素AZ系列镁合金在铝和锌(依次)。同时,相对较低的组分混合合金不匹配的一致性在商用AZ61成分均匀性较高。AZ31和AZ91块,小的碎片。使用加工表面氧化和规模都删除。所有表面在加工后用乙醇洗净。抽搐纳米粒子(98 + %纯洁,30 - 50 nm大小)由纳米和非晶态材料公司(美国TX)用作强化阶段。

2.2。处理

单片AZ31 / AZ91混合合金(名义AZ31铝含量增加3 wt %)是使用DMD方法(13,14]。这涉及到AZ31和AZ91块加热到750°C的惰性Ar气氛在石墨坩埚使用电阻加热炉。坩埚是配备了一个安排底部浇注。到达过热温度、熔浆搅拌2.5分钟在460 rpm使用双叶片(音高45°)低碳钢叶轮促进热量的均匀分布。叶轮是涂有Zirtex 25 (86% ZrO2,8.8% Y2O3,3.6%的SiO2,1.2% K2O和Na2O, 0.3%微量无机物)为了避免铁熔融金属的污染。融化然后释放通过10毫米直径孔底部的坩埚。氩气的融化是由两架飞机解体的正常熔化流从熔体浇注点位于265毫米。氩气流量保持在25升分钟。解体融化泥浆随后沉积到金属衬底距离蜕变点500毫米。40毫米直径的锭后得到沉积阶段。形成了AZ31 / AZ91/1.5vol %抽搐混合合金纳米复合材料,抽搐纳米粉是孤立的铝箔包装的最小重量(< 0.50 wt %对AZ31和AZ91矩阵总重量),安排在AZ31和AZ91合金块(见图1),和所有其他模式参数不变。所有坯料加工35毫米直径和热挤压使用20.25:1 150吨液压机挤压比率。挤压温度为350°C。举行了铸坯在400°C在炉前挤压60分钟。胶体石墨用作润滑剂。棒的8毫米。


图1
安排在坩埚的原材料铸造AZ31 / AZ91 /抽搐纳米复合材料。
2.3。热处理

热处理是对所有型材挤压在200°C 1小时使用电阻加热炉。这个温度和时间的选择是为了放松整体AZ31 / AZ91混合合金(名义AZ31铝含量增加3 wt %)。没有再结晶软化。AZ61镁合金再结晶温度(如最近的匹配合金的成分)后20%冷工作1小时后288°C (1])。在热处理之前,部分被涂上一层胶状石墨和包裹在铝箔与氧气反应出现在炉内气氛降到最低。

2.4。微观结构表征

微观结构表征研究进行了显微抛光单片和纳米复合材料挤压样本,以确定特征以及纳米颗粒强化颗粒分布。使用的腐蚀剂是醋酸苦酸浸蚀液(1]。使用了日立S4300场发射扫描电镜。图像分析使用接穗软件进行了确定纹理特征。使用CuK XRD进行了研究α辐射( = 1 。 5 4 0 6 一个 )的扫描速度2°/分钟自动日本岛津公司LAB-X xrd - 6000衍射仪确定金属间化合物阶段(s)的存在和占主导地位的纹理在横向和纵向(挤压)方向。

2.5。硬度

显微硬度测量了抛光单片和纳米复合材料挤压样本。维氏显微硬度测量的自动数字日本岛津公司HMV显微硬度测试仪使用25 gf-indenting负载和15 s停留时间。

2.6。拉伸试验

光滑的酒吧单片的拉伸性能和纳米复合材料挤压基于ASTM E8M-05样品测定。张力轮试验样品直径5毫米和25毫米计量长度受到张力使用MTS 810机器配备一个轴向伸长计十字头速度设定为0.254毫米/分钟。金相进行使用日立S4300 FESEM拉伸断裂表面。

2.7。抗压测试

抗压性能的单片和纳米复合材料挤压样本测定基于ASTM e9 - 89 a。8毫米长度的样品( )和8毫米直径( ), / = 1 ,受到压缩使用MTS 810机0.005分钟−1应变率。金相进行使用日立S4300 FESEM压缩断裂表面。

3所示。结果

3.1。Macrostructural特点

没有观察到的大孔隙或收缩蛀牙单片和纳米复合材料。没有观察到macrostructural缺陷的挤压棒单片和纳米复合材料。

3.2。微观结构特征

微观结构分析结果表明,颗粒大小和长宽比统计上保持不变的情况下纳米复合材料如表所示1和数字2(一个)和2 (b)。抽搐纳米复合材料的纳米粒子强化和金属间化合物颗粒分布相当均匀,如图2 (c),2 (d),2 (e)。

表1
的纹理特征和显微硬度结果AZ31 / AZ91和AZ31 / AZ91 /抽搐纳米复合材料。
(一)
(一)
(b)
(b)
(c)
(c)
(d)
(d)
(e)
(e)
图2
代表显微图显示整体粒度AZ31 / AZ91和AZ31 / AZ91 /抽搐纳米复合材料:(一)降低放大和(b)更高的放大倍数。(c, d, e)代表显微图显示个人抽搐的存在纳米颗粒和细12毫克17金属间化合物颗粒在AZ31 / AZ91 /抽搐纳米复合材料:(c, e)降低放大和(d)更高的放大倍数。

纹理结果列在表中2,如图3。在单片和纳米复合材料,占主导地位的结构在横向和纵向方向(1 0−1 1)。在这里,挤压并没有导致(0 0 0 2)飞机被强烈挤压方向平行(我们之前的报道指出)15]。

表2
纹理的结果AZ31 / AZ91和AZ31 / AZ91抽搐基于x射线衍射的纳米复合材料。

图3
示意图显示材质单片AZ31 / AZ91和AZ31 / AZ91抽搐基于x射线衍射的纳米复合材料。在每种情况下,垂直轴(虚线)平行于挤压方向。每个单元由2 HCP单位有1常见的(0 0 0 2)底面。
3.3。硬度

显微硬度测量的结果列在表中1。纳米复合材料表现出更高的硬度比单片材料。

3.4。拉伸行为

整体环境温度挤压材料的拉伸试验的结果如表所示3和图4(一)。断裂强度、破坏应变和工作(AZ31 WOF) / AZ91/1.5vol %抽搐高于整体AZ31 / AZ91。WOF是由计算应力-应变曲线下的面积断裂点。所有挤压材料的断裂表面表现出混合(韧性+脆性)的断裂模式如图5(一个)和5 (b)。

表3
拉伸试验的结果AZ31 / AZ91和AZ31 / AZ91 /抽搐纳米复合材料。
(一)
(一)
(b)
(b)
图4
代表:拉伸(a)和(b)的抗压应力-应变曲线整体AZ31 / AZ91和AZ31 / AZ91 /抽搐纳米复合材料。
(一)
(一)
(b)
(b)
(c)
(c)
图5
代表拉伸断口组织(a)单片AZ31 / AZ91和(b) AZ31 / AZ91 /抽搐纳米复合材料。(c)代表压缩断口组织整体AZ31 / AZ91和AZ31 / AZ91 /抽搐纳米复合材料。
3.5。压缩行为

环境温度的总体结果挤压材料的抗压测试如表所示4和图4 (b)。比较AZ31 / AZ91/1.5vol %抽搐整体AZ31 / AZ91,屈服强度降低,极限强度,破坏应变,WOF都高。的断裂表面AZ31 / AZ91/1.5vol %抽搐和单片AZ31 / AZ91出现同样粗糙,如图5 (c)。

表4
的抗压测试结果AZ31 / AZ91和AZ31 / AZ91 /抽搐纳米复合材料。

4所示。讨论

4.1。合成的单片AZ31 / AZ91和AZ31 / AZ91 /抽搐纳米复合材料

单片和纳米复合材料的合成,最终形式被挤压棒,是成功地完成,没有检测到金属氧化石墨坩埚和融化之间或反应。惰性气氛中使用DMD是有效防止氧化的Mg融化。没有稳定的碳化物Mg或铝由于石墨坩埚反应形成的。

4.2。微观结构特征

讨论了挤压样品的微观结构表征(a)的特点和(b) TiC纳米颗粒强化颗粒分布。

近等轴颗粒被观察到在单片材料和纳米复合材料如表所示1和数字2(一个)和2 (b)。粒径在纳米复合材料的情况下,在统计层面提出的无能抽搐纳米颗粒作为成核站点或阻碍晶粒生长在固态冷却。这是观察到,β状态”12毫克17金属间化合物颗粒晶界的整体装饰材料和纳米复合材料。x射线衍射(XRD)分析显示的存在β状态”12毫克17阶段(15]。

抽搐的合理均匀分布的纳米粒子如图2 (c),2 (d),2 (e)可以归因于,(a)最小gravity-associated隔离由于搅拌参数(明智的选择13),(b)良好的润湿抽搐合金纳米粒子的矩阵(16- - - - - -19),(c)氩气解体金属流(20.),(d)动态沉积复合浆衬底热挤压紧随其后。类似合理均匀分布的氧化物纳米颗粒(晶粒和晶界内)最近在镁合金ZK60A也被报道(19]。在纳米复合材料中,没有反应产品基于Mg(或铝)和抽搐(如毫克2C3,艾尔。4C3或基于及金属间化合物在这种情况下)有超过2%被发现使用x射线衍射分析。

4.3。力学行为
4.3.1。硬度

观察显微硬度大幅提高16%的纳米复合材料相比,单片材料表中列出1。这是符合早期观察Mg /2O3,AZ31 / C60和AZ31 / MWCNT纳米复合材料(21- - - - - -23]。纳米复合材料的硬度的增加目前的研究可以归因于(a)相当困难抽搐纳米颗粒的均匀分布矩阵和(b)更高的约束矩阵局部变形在压痕由于纳米粒子的存在21,22,24]。

4.3.2。拉伸和压缩行为

单片材料和纳米复合材料的抗拉和抗压强度表中列出3和4(如图4(一)和4 (b)),分别。泰0.2%,生产提高了14%和7%,分别在AZ31 / AZ91/1.5vol %抽搐相比,单片材料。压缩的优点相比,0.2%半胱氨酸和UCS的AZ31 / AZ91/1.5vol %抽搐较低和较高的11%和7%,分别比单片AZ31 / AZ91。然而,压应力检测到在任何给定的应变相似AZ31 / AZ91/1.5vol %抽搐和单片AZ31 / AZ91如图4 (b)。抗拉强度和UCS提高AZ31 / AZ91/1.5vol %抽搐相比,单片AZ31 / AZ91可以归因于以下著名的因素(与强化):(a)位错一代由于弹性模量和热膨胀系数不匹配不匹配矩阵和强化22,23,25,26),(b)奥罗万加强机制(25- - - - - -27),和(c)荷载传递矩阵钢筋(22,25]。轻微下降,0.2%半胱氨酸AZ31 / AZ91/1.5vol %抽搐相比,单片AZ31 / AZ91可能归因于脆性钛铝合金的压缩剪切屈曲3片/针(由XRD和可能发生在痕量探测不到太好使用扫描电子显微镜观察)在AZ31 / AZ91/1.5vol %抽搐如图6。关于这个压缩剪切屈曲,先前报道,多弧离子镀3阶段形成脆片/针凝固加工及主合金(28)和挤压铸造和热处理Al / TiO2复合材料(29日]。多弧离子镀的3阶段据说已经形成在Al /抽搐复合材料(30.,31日]。之前也被报道,Mg降低多弧离子镀的温度3形成阶段(催化作用多弧离子镀3形成阶段)在Mg-Al-Ti系统(32]。此外,多弧离子镀的针状的形态3阶段一直强烈认为(理论及实验)其各向异性价电子结构(类型)33]。脆弱的多弧离子镀的压缩剪切屈曲3片/针诱发略低限制因素与强化(如前所述)。


图6
脆弱的多弧离子镀的原理图说明压缩剪切屈曲3片/针AZ31 / AZ91 /抽搐纳米复合材料。 1 和 2 代表平面剪切应力 1 < 2 。 (夸张的)代表非常低的脆性多弧离子镀的角度偏移3片/针在屈曲。

AZ31 / AZ91/1.5vol %抽搐和单片AZ31 / AZ91, 0.2%泰半胱氨酸0.2%,2.27和1.77倍。这里,拉伸/压缩屈服应力各向异性(泰0.2% / 0.2%半胱氨酸)在场尽管晶体结构表现出在哪里 { 1 0 1 − 2 } ⟨ 1 0 1 − 1 ⟩ 类型孪生是激活的c设在HCP晶胞图3比较类似的轻松地在张力和压缩c设在根据45°角之间c设在和纵轴34,35]。拉伸/压缩屈服应力各向异性(ty 0.2% / 0.2%半胱氨酸)通常可以归结到一半的应变率(更少的应变硬化)用于抗压测试相比,拉伸测试。高拉伸/压缩屈服应力各向异性对AZ31 / AZ91/1.5vol %抽搐相比,单片AZ31 / AZ91(2.27比1.77,职责)。这是类似于观察ZK60A / 1.0卷%问的情况相比,单片ZK60A(1.64比1.27,职责。)最近报道(36]。这可以将可能归因于脆性钛铝合金的压缩剪切屈曲3片/针(XRD)发生在痕量探测不到AZ31 / AZ91/1.5vol %抽搐如图6。脆弱的多弧离子镀3片/针很容易弯曲,随后在AZ31 / AZ91矩阵骨折在压缩变形和在拉伸变形。

单片材料的拉伸和压缩失败菌株和纳米复合材料表中列出3和4(和基于应力-应变曲线如图4(一)和4 (b)),分别。整体材料相比,拉伸断裂应变增强(+ 81%)在AZ31 / AZ91/1.5vol %抽搐。整体材料相比,抗压破坏应变较高(+ 4%)在AZ31 / AZ91/1.5vol %抽搐。明显的拉伸断裂应变增加AZ31 / AZ91/1.5vol %抽搐而整体AZ31 AZ91可以归结(有关钢筋)的存在和合理均匀分布陶瓷纳米颗粒(21,37]。这里,在以前的研究中显示,纳米粒子提供网站解理裂纹在哪里打开之前推进裂纹前缘。这解理裂纹开消散在裂纹前沿的应力集中,否则存在,改变了当地的有效应力状态从平面应变平面应力在裂纹尖端附近的21,37]。的抗压破坏应变相比,这种效果是淡化了考虑到crack-closing压缩变形的性质,导致只略高(+ 4%)破坏应变AZ31 / AZ91/1.5vol %抽搐。

单片材料和纳米复合材料的拉伸断裂行为不一(韧性+脆性)如图5(一个)和5 (b)。然而,纳米复合材料的拉伸断裂表面有更高的小dimple-like特性和缺乏微裂隙的情况下,比单片材料。拉伸气蚀阻力较低,微裂纹形成阻力较高的纳米复合材料相比,单片材料。压缩骨折AZ31 / AZ91/1.5vol %抽搐相对类似的行为(类似断裂表面表现出)相比,单片材料,如图5 (c)。在这种情况下 / 样本的比例相对较低( / = 1 )[38),样品失败剪切而不是屈曲如最近的工作(39,40]。

骨折的抗拉和抗压工作(WOF)单片材料和纳米复合材料中列出的表3和4(见图4(一)和4 (b)),分别。WOF量化材料来吸收能量的能力负荷下骨折(41]。整体材料相比,拉伸WOF增强(+ 92%)在AZ31 / AZ91/1.5vol %抽搐。整体材料相比,压缩WOF增加(+ 15%)在AZ31 / AZ91/1.5vol %抽搐。相当高的增量在拉伸WOF和增量压缩WOF展出AZ31 / AZ91/1.5vol %抽搐显示其潜在增加用于设计。

5。结论

(1)单片AZ31 / AZ91和AZ31 / AZ91/1.5vol %抽搐纳米复合材料可以使用DMD技术成功地合成了热挤压紧随其后。(2)单片AZ31 / AZ91相比,拉伸(产量和最终)和抗压(只有终极)优势AZ31 / AZ91/1.5vol %抽搐都增强。这可以归因于众所周知的因素与强化。单片AZ31 / AZ91相比,抗压(只有)屈服强度AZ31 / AZ91/1.5vol %抽搐略下降。这可以将可能归因于脆性钛铝合金的压缩剪切屈曲3片/针(发生在微量)纳米复合材料。(3)单片AZ31 / AZ91相比,抗拉和抗压破坏应变AZ31 / AZ91/1.5vol %抽搐显著增强,略有增加,分别。的显著增强,拉伸断裂应变可以归因于抽搐纳米颗粒的存在和合理的均匀分布。这种效应是淡化了考虑到crack-closing压缩变形的性质,导致仅略有增加抗压破坏应变AZ31 / AZ91/1.5vol %抽搐。(4)单片AZ31 / AZ91相比,AZ31 / AZ91/1.5vol %抽搐已经表现出相当高的增量在压缩WOF拉伸WOF和增量。

确认

作者要感谢新加坡国立大学(NUS)和淡马锡防御系统研究所(TDSI)资助这项研究(TDSI / 09-011/1A和WBS # R265000349)。