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为解决高体积分数Mg_2Si增强镁基复合材料中初生Mg_2Si相尺寸粗大导致的复合材料力学性能不佳的问题，提出了等温热处理细化Mg_2Si形貌的方法。研究了等温热处理对体积分数为10%的Mg_2Si/AZ91复合材料中Mg_2Si形貌、基体组织及硬度的影响规律，并揭示其演化机理。结果表明：在等温热处理过程中，初生Mg_2Si相曲率较小处优先溶解，导致初生Mg_2Si相在枝晶壁处熔断形成独立的颗粒，随后转变为具有最低表面能的球状，随着保温时间的延长，发生合并长大。对复合材料进行不同参数的等温热处理后发现，在510℃保温60 min后，初生Mg_2Si相的细化效果最好，颗粒尺寸达到30.6μm,较...

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Mg_2Si/AZ91复合材料 半固态等温热处理 硬度 组织演变

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新型复合材料在体育器材中有着广阔的应用前景,好的体育器械有利于提高运动员的竞技成绩,推动全民运动的发展.将10vol％B4C增强体添加到Mg-3Al-0.1Ti-0.3Mn-1Zn镁合金中,通过采用搅拌摩擦法以及特质导管辅助熔炼制成了适用于体育器材的新型镁基复合材料,并对此材料进行了的OM、XRD、SEM分析以及腐蚀试验和拉伸实验.实验结果显示:镁基复合材料由Mg17Al12、α-Mg以及B4C组成,在室温与高温环境中有着较好的力学性能与抗腐蚀性能;在室温下,该材料的拉伸强度为428MPa,伸长率为12.5％.相较室温,500℃的拉伸强度只减少了9％,与AZ31镁合金相比,腐蚀电位正移了285mV.实验所制的镁基复合材料在拉伸、抗腐蚀性能上具有充足的优势,适用于制造体育器材,使体育器材的功用得到最大程度的发挥,增长使用寿命.

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抗腐蚀性能 力学性能 镁基复合材料 体育器材

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Mg2Si颗粒增强镁基复合材料中Mg2Si是粗大的长条状,严重降低其力学性能。加入微量Sb元素可细化Mg2Si增强相,但是Sb在Mg2Si/AZ91复合材料中的细化机理尚不明确。为此,采用原位铸造的方法研究了不同Sb含量对Mg2Si/AZ91复合材料微观组织的影响。通过光学显微镜、扫描电子显微镜和电子探针显微分析仪观测了不同Sb含量的Mg2Si/AZ91复合材料中Mg2Si的尺寸和形貌,并探究Sb元素细化Mg2Si的机理。采用Image-Pro Plus软件统计了Mg2Si颗粒的平均尺寸以及形状因子的变化。实验结果表明:添加Sb后基体中汉字状的共晶Mg2Si消失,且初生Mg2Si的平均尺寸不断降低,当Sb的质量分数为2%时,初生Mg2Si颗粒尺寸细化至13.8μm(降低80.1%),分布更均匀;随着Sb含量增加,Mg2Si形状因子越来越趋向于1,形貌由粗大的树突状、长条状转变成细小的多边形;在凝固过程中,Sb富集在Mg2Si固液生长界面前沿,降低了初生Mg2Si的实际析出温度和Mg2Si与熔体的界面张力,提高了过冷度,增大了Mg2Si的形核率。同时,富集在Mg2Si表面的Sb毒化了Mg2Si的生长步骤,Mg2Si各向同性生长,形貌得到改善。

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Mg2Si/AZ91复合材料 Mg2Si细化机理 Sb元素 微观组织

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镁基材料由于其较低的密度而主要用于开发轻质结构;同时,镁合金还具有优良的生物相容性,因此也用作骨替代植入物的生物可降解吸收材料。这些优势使得镁基材料在汽车、航空航天和生物医学领域的应用越来越广泛。而选区激光熔化(Selectivelasermelting,SLM)作为主要的增材制造技术之一,能够制造传统加工方法难以加工的个性化定制、结构复杂的金属部件。同时,随着各大巨头公司广泛涉足SLM加工领域,逐步开发SLM技术优势,相信该技术很快就会打开市场。因此,采用SLM技术制备镁基材料几乎势在必行。本文回顾了镁及镁基复合材料SLM的最新进展,详细讨论了SLM工艺参数和粉末性能对镁基材料成型质量、致密化以及力学性能的影响,总结了主要研究结果并指出了未来SLM方法制备镁基材料的方向和面临的挑战。

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镁基材料 生物医学 选区激光熔化

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镁合金是最轻的金属结构材料，但是硬度低、强度低、塑性差等因素限制了镁合金的广泛应用。在镁合金中引入微米级颗粒增强相能够显著提升材料的硬度、强度等性能，但会进一步降低材料塑性，而引入纳米级增强颗粒则有望同时提升材料的强度和塑性。此外，通过搅拌铸造法制备复合材料，工艺简单，制备成本低，具有大规模生产应用的可能。两者相结合有望拓宽镁基材料的应用范围。 本文通过Al-K2TiF6-KBF4体系原位反应制备了TiB2/Al中间合金，并以中间合金和其它金属为原料，通过搅拌铸造制备TiB2/AZ91复合材料，对复合材料的微观组织、力学性能以及断裂机制进行研究。此外，对复合材料进行热挤压，研究复合材料的热变形行为，探索颗粒对基体动态再结晶过程的影响，并对变形态复合材料的力学性能以及断裂机制进行了研究。 本文得到了以下主要结论：（1）TiB2颗粒的引入使基体的晶粒尺寸从108.5 μm下降到59.0 μm，减小了45.6%，作为异质形核核心的TiB2与Mg之间存在一定晶体学位相关系：(0001)TiB2 // (101(—)1)Mg且[1(—)21(—)0]TiB2 // [1(—)21(—)0]Mg。（2）纳米级TiB2引入使材料的强度和塑性都得到提升，抗拉强度和断裂应变最高达到211 MPa和6.9%，相比AZ91分别提升27.9%和43.8%。纳米级TiB2颗粒的引入不会促进裂纹的萌生和扩展，而起到的晶粒细化作用能提升塑性。（3）热挤压能够有效细化晶粒，提升材料力学性能，挤压后复合材料的抗拉强度和断裂应变最高分别可达到365 MPa和12.6%。随着挤压温度降低，挤压过程中析出γ-Mg17Al12相增多，裂纹源逐渐由α相晶粒内部向γ相转移，过多的析出相会降低材料塑性。（4）纳米级TiB2颗粒能够促进基体动态再结晶过程，减小动态再结晶晶粒尺寸。

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挤压变形 搅拌铸造 力学性能 镁基复合材料

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本发明公开了一种微米级Al3Ti和Mg2Si增强镁基复合材料及其制备方法，属于合金材料制备技术领域，首先将钛粉压制成预制块，预热后加入到纯铝熔体，在750‑800℃发生原位反应得到Al‑xAl3Ti中间合金熔体，浇铸得到中间合金预制块；将纯镁、铝、锌和镁‑锰中间合金熔化，加入制备好的Al‑xAl3Ti中间合金预制块；升温后加入预热的Si粉预制块，熔解完成后进行半固态机械搅拌，使增强颗粒分散均匀，浇铸到预热的金属模具中得到微米级Al3Ti和Mg2Si增强镁基复合材料。本方法在制备过程中Al3Ti的形貌和尺寸可以通过Ti粉在Al熔体反应温度和时间调控；Al3Ti和Mg2Si增强相均为原位生成，与镁基体界面结合良好；制得的复合材料中Al3Ti和Mg2Si相起到协同强化的作用，具有优异的室温和高温力学性能以及高耐磨性。

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本发明公开了一种双尺寸复相颗粒增强镁基复合材料及其制备方法，属于合金材料制备技术领域，首先以Al‑20Si为基体合金加入混合均匀的氟钛酸钾和氟硼酸钾混合粉末，通过原位反应得到Al‑20Si‑xTiB2中间合金熔体，浇铸的到中间合金预制块；将纯镁、锌和镁‑锰中间合金熔化，加入制备好的Al‑20Si‑xTiB2中间合金预制块，进行机械搅拌使增强颗粒分散均匀，浇铸到预热的金属模具中得到复合材料。该方法工艺简单，成本低廉，易于批量化生产，基体为当前应用最广泛的Mg‑Al系合金；两种增强颗粒尺寸细小、分散性良好，具有协同强化效果，制备得到的复合材料具有良好的高温力学性能和耐磨性等特点。

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本发明公开了一种改善镁合金中Mg2Si强化相组织和形貌的方法，属于镁基复合材料技术领域。通过利用工业纯Mg、纯Zn和Al‑20％Si中间合金加热熔化；升高温度，分别加入Sb颗粒和Al‑10Ce中间合金，保温一段时间；降温进行机械搅拌使溶质均匀分布；静置一段时间后浇铸进预热的模具中，得到Mg2Si颗粒尺寸细小、分布均匀的镁基复合材料。通过调控加入复合变质元素Sb和Ce的含量，可得到不同尺寸的Mg2Si增强颗粒。制备得到的镁基复合材料力学性能明显提高，尤其塑性提升显著，扩大了镁合金的应用范围，并且细化工艺简单，成本低廉，适合工业化生产。

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本发明公开了一种高塑性原位纳米颗粒增强镁基复合材料及其制备方法，属于镁基复合材料制备技术领域。首先，利用纯铝锭和混合盐发生原位化学反应制备Al‑TiB2中间合金熔体；其次，将镁合金加入Al‑TiB2中间合金熔体中，在半固态下进行机械搅拌使颗粒均匀分布，再迅速升温浇铸进金属模具；最后，将浇注后制得的复合材料进行均匀化处理，再用温水淬火，制得高塑性原位纳米颗粒增强镁基复合材料。本发明方法制备得到原位纳米颗粒增强镁基复合材料具有高的塑性，断裂延伸率能达到14.5％，并且制备工艺简单，成本较低，能够进行工业化生产。

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摘 要 轻质高强结构材料对航空航天、节能和环保工业的应用显得尤为重要，镁合金是工程应用中最轻的金属结构材料，但是镁合金存在弹性模量低、强度低、耐腐蚀性差等缺点，限制了其应用领域和范围。通过在镁合金中加入增强体颗粒而改善其性能的复合强化技术是提高镁合金及其复合材料应用领域和范围的有效途径。AlN强度高、弹性模量高，同时具有较低的密度和热膨胀系数，以及高的热导率等特点，弥散分布的AlN颗粒作为增强相可有效提高镁合金基体材料力学性能。本文结合了Mg合金与AlN陶瓷各自的特点，首先采用粉末冶金技术，将AlN增强体颗粒引入到Mg基体合金中制备出AlNp/Mg-Al复合材料。通过对微观组织、致密度等分析来优化粉末冶金法制备过程中的工艺参数，并对不同增强体含量时AlNp/Mg-Al复合材料弯曲强度和断裂行为以及AlN颗粒增强机理进行了系统分析和研究。其次，通过对复合材料热挤压处理，优化了复合材料的微观组织，并研究了复合材料力学性能提高的形变强化机理。最后，为了有效控制AlN增强颗粒在复合材料基体中的分布，对复合材料进行了的微结构设计，并分析了在AlNp/Mg-Al复合材料中获得晶内颗粒弥散、均匀分布的主要形成机理。得到如下主要结论： 1）不同气氛下粉末冶金工艺制备AlNp/Mg-Al复合材料的研究表明，真空气氛下烧结制备的AlNp/Mg-Al复合材料试样严重变形，且因Mg蒸发导致材料质量损失严重；而在氩气气氛烧结下，氩气在作为保护气氛的同时，相比真空状态也抑制了材料中Mg的蒸发。随着烧结温度的提高，AlNp/Mg-Al复合材料的致密度随着物质扩散能力和液相的流动填充能力的提高而增加，当温度达到620℃时最高，致密度达到了97.1%。 2）制备的不同增强体含量AlNp/Mg-Al复合材料三点弯曲试验表明，当AlN增强体含量为5wt.%时，增强体颗粒均匀地分布在Mg晶粒之间，其复合材料的致密度高、弯曲强度的改善最为明显（245.3MPa），相比Mg-Al基体合金（155.6MPa）提高了57.6％；随增强体含量进一步增加，增强颗粒在晶界处发生聚集并沿晶界团聚区域扩大，且添加更多AlN颗粒时复合材料的致密性恶化严重；复合材料的断裂随着增强体含量的增加由塑性模式变为脆性模式，团聚颗粒区域更易成为在外部载荷下的损伤点。 3）对AlN颗粒（5wt.%）添加后复合材料的强化机理研究表明，位错密度的增加、Mg17Al12相形貌的改变以及有效的载荷转移是复合材料强度增加的主要机制。主要表现为：AlN由于与Mg-Al基体的热失配使得复合材料中的位错密度增加；AlN颗粒的存在使得复合材料中Mg17Al12相主要呈现为颗粒状且尺寸更小，而基体合金中Mg17Al12相主要是板条状且尺寸更大；AlN增强体与Mg-Al基体合金良好的界面结合使得外部载荷有效地转移到增强颗粒上。 4）对AlNp/Mg-Al复合材料进行了挤压处理发现，热挤压后的AlNp/Mg-Al复合材料的拉伸强度为334.3MPa，伸长率为4.7%，力学性能相比挤压前有显著提高，这主要归因于热挤压处理导致的基体晶粒尺寸的减小、AlN颗粒分布的改善以及位错密度的增加。挤压处理在提高材料密度的同时也提高了复合材料的界面结合强度以及AlNp/Mg-Al复合材料的断裂行为，断裂模式从层裂变为同时含有韧窝和解理面的混合的断裂形式。其中，热挤压后复合材料中的基体晶粒尺寸显著减小主要归因于挤压过程中基体晶粒的断裂、DRX过程以及AlN和Mg17Al12颗粒的晶界钉扎作用；挤压过程中由于流变应力的作用基体中的AlN增强颗粒聚集现象得到有效改善，同时由于增加的应变梯度在基体中形成了高密度的位错。此外，AlN颗粒的加入有效地降低了复合材料的热膨胀系数，提高了材料的尺寸稳定性。 5）为实现AlN增强颗粒在基体合金中颗粒均匀分布的自主控制，分别对增强颗粒进行了表面改性和对基体合金颗粒进行了细化处理，使得AlN增强颗粒表面形成了Mg涂层，同时基体颗粒尺寸细化且Al均匀分散在Mg基体颗粒中。复合粉体优化的制备工艺为对AlN-Mg（15h）和Mg-Al（20h）分别混制，然后再共混（8h），高能球磨转速均为400r/min。通过这种材料复合粉体微结构设计、烧结制备的AlNp/Mg-Al复合材料获得了均匀的增强颗粒晶内分布的结构，其主要机理是基体和增强体颗粒的相对尺寸差异减小，次量金属（Al）在基体金属颗粒（Mg）中分散均匀，以及增强颗粒和基体合金之间润湿性的提高。

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氮化铝 粉末冶金 镁基复合材料 热挤压 微观结构

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