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文檔簡(jiǎn)介
1、本文以制備高阻尼SiC顆粒增強(qiáng)鎂基復(fù)合材料為目標(biāo),使用阻尼性能和強(qiáng)度兼顧的Mg-Zn-Zr合金為基體、平均粒徑50μm的SiC顆粒為增強(qiáng)體,采用攪拌鑄造的方法制備了鎂基復(fù)合材料。對(duì)鎂基復(fù)合材料的微觀組織進(jìn)行了表征,對(duì)鎂基復(fù)合材料的阻尼性能和力學(xué)性能進(jìn)行了測(cè)試,并對(duì)鎂基復(fù)合材料的阻尼機(jī)理進(jìn)行了分析。
實(shí)驗(yàn)結(jié)果表明:
(1)Zr含量較高時(shí)Mg-Zr合金屬高阻尼合金。鑄態(tài)Mg-Zr合金中Zr含量在0.13~0.24
2、%范圍內(nèi)耗出現(xiàn)最低值,之后隨Zr含量增加內(nèi)耗值變大。Mg-Zr合金在應(yīng)變振幅較小時(shí)產(chǎn)生由頻率決定而與應(yīng)變振幅無(wú)關(guān)的阻尼;在應(yīng)變振幅較高時(shí)產(chǎn)生與應(yīng)變振幅有關(guān)而與頻率無(wú)關(guān)的阻尼,阻尼急劇增加。鑄態(tài)Mg-0.38%Zr合金及純鎂的內(nèi)耗Q-1都隨溫度的升高而增大,前者在230~260℃范圍內(nèi)產(chǎn)生晶界弛豫內(nèi)耗峰,后者在300~370℃范圍內(nèi)出現(xiàn)機(jī)理不明的內(nèi)耗峰。
(2)隨著Zn含量的增加,Mg-Zn-Zr合金中MgZn強(qiáng)化相增多,所
3、以Mg-Zn-Zr合金的力學(xué)性能明顯提高。Zn含量在0.8~2.1%范圍內(nèi),Mg-Zn-Zr合金的阻尼性能變化不大,繼續(xù)增加Zn含量合金的阻尼性能急劇下降。Mg-2.1%Zn-0.7%Zr合金在50~100℃和200~300℃的溫度范圍內(nèi)分別出現(xiàn)內(nèi)耗峰。前者為位錯(cuò)割階攀移和空穴沿位錯(cuò)擴(kuò)散引起的內(nèi)耗峰,后者為晶界滑移內(nèi)耗峰。對(duì)Mg-Zn-Zr合金的阻尼性能和力學(xué)性能進(jìn)行綜合考慮,選定Mg-2.1%Zn-0.7%Zr作為鎂基復(fù)合材料的基體合
4、金。
(3)采用攪拌鑄造的方法可以制備較大SiC顆粒增強(qiáng)的鎂基復(fù)合材料,顆粒在基體合金中分布均勻,復(fù)合材料的氧化較輕。隨著SiC加入量的增加,鎂基復(fù)合材料的硬度提高。隨著SiC體積百分?jǐn)?shù)的增加,復(fù)合材料的內(nèi)耗值先下降,隨后有所上升。SiC體積分?jǐn)?shù)為1%的復(fù)合材料的內(nèi)耗值最大,體積分?jǐn)?shù)為7%的復(fù)合材料的內(nèi)耗值最小。溫度在25~300℃時(shí)鎂基復(fù)合材料的內(nèi)耗低于純鎂和基體合金的內(nèi)耗;在350℃以上的高溫下鎂基復(fù)合材料的內(nèi)耗高于純
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