鎂鋰(Mg-Li)合金由于密度低,在航空航天和軍事工業中得到了廣泛的研究和應用。與其他具有六方晶格結構的鎂合金不同,Mg-Li合金(特別是單β相合金)具有良好的塑性,可通過塑性加工來成形。雖然Mg-Li合金具有超輕、比強度高、可塑性強等重要性能,但在實際工程應用中,仍缺乏足夠的抗拉強度和彈性模量。對常規合金元素Al、Zn和稀土元素Y、Er的強化作用進行了充分探討。針對Mg-Li合金強度不足的問題,還報道了固溶處理和熱擠壓后處理方法。
然而,彈性模量的增強不能依賴于一般的金屬強化方法,因為楊氏模量是微結構不敏感的,與化學鍵合的物理性質有關。雖然在合金中合成具有高彈性模量的金屬間化合物或固溶體結構是可能的,但改進是有限的。輕合金普遍存在模量低的問題。目前提高合金彈性模量的方法是通過復合材料將高模量相引入基體中。研究人員通過原位或原位方法制備了SiC(或CNT,金剛石,Al2O3等)增強金屬基復合材料,具有優異的力學性能。由于基體合金的高反應性導致的界面反應難以控制,在Mg-Li合金中很少進行類似的研究。理論上,化學穩定的陶瓷顆粒可以作為鎂鋰基復合材料的理想增強劑。在以往的研究中,用于增強Mg-Li基復合材料強度的增強劑包括Al2Y,B4C和Co2O3等彈性模量尚未得到充分研究的粒子。
此外,金屬基復合材料的制備方法是至關重要的,它直接影響復合材料的微觀結構(配筋分布)和性能。目前的研究更多地集中在粉末冶金的制備方法和門檻成本較高的滲透方法上,而不是在工業領域可行的攪拌鑄造方法。在制備方法上,雖然粉末冶金制備的材料具有較好的微觀組織可控性,但不可否認的是攪拌鑄造是金屬基復合材料中使用最多的方法,其成本低、工藝簡單、規模大,是不可替代的。然而,不理想的鑄造工藝可能導致嚴重的缺陷,如氣孔、氧化夾雜和界面反應。此外,當顆粒體積分數較高時,由于陶瓷顆粒在熔體中的潤濕性較差,微納米級增強顆粒的比表面能較大,復合材料會發生大規模團聚,從而降低了力學性能。為了改善金屬基復合材料的團聚問題,人們研究了包括PVD、電鍍和化學方法在內的表面處理方法,以及熱擠壓和等通道角擠壓(ECAP)等后處理方法,但這無疑會增加材料制備的復雜性。
考慮到Mg-10Li-3Al的低密度(1.49 g/cm3)和TiB2的高彈性模量(550 GPa),本研究選擇Mg-10Li-3Al基合金與微米TiB2顆粒作為復合體系。Al在合金(LA103)中的加入保證了Mg-Li合金的強度。同時,作為一種典型的單相體心立方(bcc) Mg-Li合金,可以排除其他元素的干擾,更好地研究與TiB2粒子的界面相互作用。將TiB2顆粒以冷壓預制塊的形式添加到攪拌熔體中,由復合粉末(將TiB2顆粒與Mg顆粒或Al顆?;旌?,然后進行球磨)組成。提高了8 wt.% TiB2 /LA103基復合材料的強度和彈性模量,研究了復合材料的力學性能和微觀結構,所研制的材料具有比模量和塑性性能的平衡。
上海交通大學劉文才教授團隊等人將相關研究成果以題為“Strength and elastic modulus enhancement in Mg-Li-Al matrix composites reinforced by ex situ TiB2 particles via stir casting”發表在期刊Journal of Magnesium and Alloys上。
鏈接:https://doi.org/10.1016/j.jma.2022.09.020
圖 1
TiB2 /LA103復合材料的制備工藝示意圖
Mg和Al顆粒的尺寸均勻性基本一致,而TiB2顆粒呈不規則塊狀,TiB2顆粒尺寸不均勻,但均小于10 μm。這些TiB2顆粒是用高溫自傳播法合成的,是目前工業上使用最多的顆粒尺寸。物理氣相沉積(PVD)制備的納米級TiB2顆粒對復合材料的塑性影響較小,但成本過高,難以適應工業復合材料坯料的生產。不僅如此,利用納米顆粒進行復合材料制備,由于納米尺度帶來的高表面能,也不可避免地會遇到與微米顆粒相比嚴重的團聚問題,特別是在液相法制備過程中難以控制。
圖 2
原顆粒的SEM圖像:(a) Mg顆粒;(b)鋁粒子;(c)微米級TiB2顆粒
圖 3
Mg-TiB2和Al-TiB2復合粉末的SEM-BSE圖像和EDS分析:(a)Mg-TiB2;(b)Mg-TiB2的高倍率圖像;(c)Al-TiB2;(d)Al-TiB2的高倍率圖像;(e)EDS分析結果
圖 4
復合粉體和TiB2顆粒的XRD譜圖(前)和鑄態LA103合金和TiB2 /LA103復合材料的XRD圖譜(后)
圖 5
不同預處理工藝制備的鑄態LA103合金和TiB2 /LA103復合材料的光學組織;(a)LA103;(b);TiB2 /LA103(未預處理);(c)Mg-TiB2 /LA103;(d)Al-TiB2/LA103
圖6
不同預處理工藝制備的鑄態TiB2/LA103復合材料的SEM顯微圖:(a)TiB2/LA103(帶有放大的BSE圖像);(b)Mg-TiB2/LA103;(c)Al-TiB2/LA103
圖 7
不同預處理工藝鑄態復合材料基體與TiB2顆粒界面的DF-STEM圖像和EDS分析:(a-d)TiB2 /LA103;(e-h)Mg-TiB2 /LA103;(i-l)Al-TiB2 /LA103
圖 8
不同預處理工藝制備的鑄態LA103合金及復合材料拉伸斷口形貌及斷口側視圖的SEM圖像:(a)(e)LA103;(b)(f)TiB2/LA103;(c)(g)Mg-TiB2/LA103;(d)(h)Al-TiB2/LA103
圖 9
不同預處理工藝鑄態LA103 TiB 2 /LA103復合材料顆粒分散示意圖
綜上所述本研究開發了Mg-10Li-3Al (LA103)基體納米TiB2顆粒增強復合材料,采用攪拌鑄造方法對復合材料進行預處理,詳細研究了復合材料的組織和力學性能??梢缘贸鲆韵陆Y論:
1.采用球磨復合粉體和冷壓預制塊體預處理,獲得了顆粒分散良好的復合材料。較好的分散性是由于熔體中Al-TiB2核殼單元的形成,提高了熔體的潤濕性。
2.TiB2的加入使鑄態LA103合金的晶粒細化率達到93.6% (Al-TiB2 /LA103)。凝固過程中TiB2的非均相成核和晶粒生長限制是晶粒細化的主要原因。
3.Al-TiB2 /LA103復合材料的抗拉強度和屈服強度分別為189.6 MPa和168.9 MPa,分別比鑄態LA103提高了33.8%和34.8%,同時保持了可接受的塑性(8.4%)。較強的晶粒細化效應是提高強度的主要原因。
4.TiB2團聚是導致復合材料拉伸試驗失效的主要因素。Al-TiB2 /LA103復合材料由于顆粒的彌散分布,在一定程度上保持了塑性,而Mg-TiB2 /LA103復合材料由于沿晶界的項鏈狀分布,脆性傾向更強。
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