CN114277297B - 一种耐热性能提高的镁基复合材料及其制备方法 - Google Patents

一种耐热性能提高的镁基复合材料及其制备方法 Download PDF

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Abstract

本发明公开了一种耐热性能提高的镁基复合材料。该复合材料中各组分的质量百分比含量为:99%的镁基体合金和1%的AlN/Al复合颗粒,镁基体合金包括Gd:7.5‑8.8%,Zn:1‑2%,余量为Mg;本发明还公开了该耐热性能提高的镁基复合材料的制备方法。本发明通过采用耐热的AlN颗粒强化镁基体合金,同时在熔炼过程引入机械搅拌和超声波分散以促进AlN颗粒的均匀分散;再将所得铸锭进行均匀化热处理及时效处理可以调控镁基体合金中的耐热第二相,从而与AlN颗粒协同发挥高温力学性能的强化效应,进而使得其在高温下具有优异的拉伸屈服强度、抗拉强度和延伸率。

Description

一种耐热性能提高的镁基复合材料及其制备方法
技术领域
本发明属于金属材料制备技术领域,具体涉及一种耐热性能提高的镁基复合材料及其制备方法。
背景技术
金属镁及其合金因具有低密度、高比强度、高比刚度、高弹性模量、高韧性、良好的减振性能、良好的导热性能、优良的加工性能、优良的电磁屏蔽性能等优点,被广泛应用于航空航天、汽车、通讯等行业。不过,当镁合金应用于车辆制造或者航空航天领域时,大部分部件的服役温度都很高且长时间受力。然而,普通镁合金在温度高于120℃后高温性能会急剧下降。因此,研发具有优良高温性能的耐热镁合金成是扩大镁合金应用范围的关键。
Gd元素在镁合金中的固溶度较大,固溶和时效强化效果显著,因此Mg-Gd系镁合金具有优异的高温力学性能。但是,当Mg-Gd合金中Gd元素含量低于10%(wt%)时,Gd在时效过程中就无法发挥良好的强化效果。添加1-2wt%Zn可以显著提高合金的析出强化效果和高温力学性能,因此Mg-Gd-Zn系合金逐渐成为人们研究的热点。在镁合金中加入高弹性模量、高强度、耐高温的陶瓷颗粒,如SiC、Y2O3、AlN等,能够显著增强镁合金的高温力学性能。其中AlN颗粒具有与镁合金相同的密排六方晶体结构,能够作为α-Mg的有效异质形核基体细化晶粒。但是AlN颗粒与镁熔体的润湿性较差,尤其是当AlN颗粒尺寸较小时(如纳米级),AlN颗粒很难在基体中均匀分散,容易团聚在基体中,从而无法有效发挥其弥散强化的作用。
发明内容
本发明旨在至少在一定程度上解决相关技术中的技术问题之一。为此,本发明的主要目的在于提供一种耐热性能提高的镁基复合材料及其制备方法,旨在解决现有AlN颗粒的不能均匀、稳定分散导致复合材料高温性能偏低的问题。
本发明的目的是通过以下技术方案实现的:
第一方面:一种耐热性能提高的镁基复合材料,所述复合材料中各组分的质量百分比含量为:99%的镁基体合金和1%的AlN/Al复合颗粒,所述镁基体合金包括Gd:7.5-8.8%,Zn:1-2%,余量为Mg。
优选地,其中所述AlN/Al复合颗粒包括AlN颗粒和Al颗粒,所述AlN颗粒的粒径为40-80nm,所述Al颗粒的粒径为10-15μm,所述AlN颗粒与Al颗粒的质量比为(3-7):(10-0)。
第二方面:一种上述的耐热性能提高的镁基复合材料的制备方法,包括如下步骤:
1)AlN/Al复合颗粒的制备:在纯氩气保护的手套箱里,将上述质量百分比的AlN颗粒与Al颗粒在形星式球磨机进行混合球磨,制备AlN/Al复合颗粒;
2)镁基复合材料的熔炼、铸锭:按上述配方要求,将步骤1)获得的AlN/Al复合颗粒加入镁基体合金熔体中,采用机械搅拌对AlN/Al复合颗粒进行初步分散,得复合熔体;将复合熔体升温至液相线温度后,采用超声波对复合熔体进行进一步分散,分散完成后,保温静置后浇铸成型,得铸锭;
3)对步骤2)所得的铸锭进行均匀化热处理和时效处理,得到耐热性能提高的镁基复合材料。
优选地,其中所述AlN颗粒与Al颗粒进行混合球磨时,球磨转速为80-100rpm,球磨时间为4-8h。
优选地,其中所述镁基体合金熔体的制备过程为:在体积比为99:1的CO2和SF6混合气体的保护下,将上述质量百分比的纯镁锭放置放入电阻炉中随电阻炉升温,升温至720℃,直至完全熔化后,搅拌均匀,得镁熔体;然后将镁熔体升温至740℃后,将镁钆中间合金和纯锌粒加入到镁熔体中,静置5-10min至完全熔化后,搅拌均匀,并刮除合金熔体表面浮渣,得镁基体合金熔体。
优选地,其中所述AlN/Al复合颗粒加入时,将镁基体合金熔体温度降至620-650℃,机械搅拌速度为200-500rpm,搅拌时间为2-5min。
优选地,其中在镁基体合金熔体中加入所述AlN/Al复合颗粒且进行机械搅拌均匀后,得复合熔体,将复合熔体升温至680-720°C,采用超声波分散复合熔体,所述超声波的功率为150-300W,分散时间为5-10min;
优选地,其中所述复合熔体经超声波分散均匀后,扒去复合熔体表面的浮渣,且将复合熔体的温度升至720℃,静置2-10min后,浇铸至金属模具中冷却凝固。
优选地,其中所述均匀化热处理时的温度为500℃,时间为16h。
优选地,其中所述时效处理时的温度为250℃,时间为0-100h。
与现有技术相比,本发明至少具有以下优点:
本发明所提供的耐热性能提高的镁基复合材料的制备方法,通过采用耐热的AlN颗粒强化镁基体合金,同时在熔炼过程引入机械搅拌和超声波分散以促进AlN颗粒的均匀分散;再将所得铸锭进行均匀化热处理(固溶)及时效处理可以调控镁基体合金中的耐热第二相,从而与AlN颗粒协同发挥高温力学性能的强化效应。本发明所得的耐热性能提高的镁基复合材料的高温拉伸屈服强度、抗拉强度和延伸率优异,在200ºC的高温力学性能从原始的69MPa、82MPa、2%提高到135MPa、148MPa、4%左右;该制备方法工艺简单,可重复性高,设备要求低,对耐高温镁基体合金的制备和开发具有重要意义。
附图说明
图1为本发明对比例1中时效态镁基体合金的金相显微组织图;
图2为本发明对比例1中时效态镁基体合金在时效处理温度在250℃的时效硬化曲线;
图3为本发明对比例1中时效态镁基体合金,实施例1、实施例2和实施例3中时效态镁基复合材料的金相显微组织图;
图4为本发明对比例1中时效态镁基体合金,实施例1、实施例2和实施例3中时效态镁基复合材料的高温力学性能对比图。
具体实施方式
下面结合附图和实施例对本发明作进一步详述,以下实施例只是描述性的,不是限定性的,不能以此限定本发明的保护范围。
当以范围、优选范围、或者优选的数值上限以及下限的形式表述某个量、浓度或其它值或参数的时候,应当理解相当于具体揭示了通过将任意一对范围上限或优选数值与任意范围下限或优选数值结合起来的任何范围,而不考虑该范围是否具体揭示。除非另外指出,本文所列出的数值范围值在包括范围的端点,和该范围之内的所有整数和分数。
除非另外说明,本文中所有的百分比、份数、比值等均是按重量计。
本文的材料、方法和实施例均是示例性的,并且除非特别说明,不应理解为限制性的
以下实施例中,所采用的纯镁锭、纯锌粒、镁钆中间合金、AlN和Al为市购产品,其中纯镁锭的纯度为≥99.95%、纯锌粒的纯度为≥99.99%,所选AlN颗粒平均尺寸约为40-80nm;Al颗粒的粒径为10-15μm;
所采用的镁钆中间合金中的钆占镁基体合金总质量的25-35%;
所采用的金相显微镜型号为OLYMPUS PMG3;
所采用的电感耦合等离子发射光谱仪型号为ICP-OES;
所测试的拉伸力学性能采用的检测标准为金属材料高温拉伸试验方法标准(ASTME21-2009)。
对比例1
本发明中镁基体合金(Mg-8Gd-2Zn)的制备方法,包括以下步骤:
1)镁基体合金(Mg-8Gd-2Zn)的制备
在体积比为99:1的CO2和SF6混合气体的保护下,将上述质量百分比的纯镁锭放置放入电阻炉中随电阻炉升温,升温至720℃,直至完全熔化后,搅拌均匀,得镁熔体;然后将镁熔体升温至740℃后,将镁钆中间合金(Mg-30Gd)和纯锌粒加入到镁熔体中,静置5min至完全熔化后,搅拌均匀,并刮除合金熔体表面浮渣,得镁基体合金熔体;待该镁基体合金熔体温度降至720℃后,浇铸至金属模具中凝固冷却,得镁基体合金(Mg-8Gd-2Zn);
对步骤1)所制备的镁基体合金进行性能分析测试;具体的,该镁基体合金的铸态金相组织如图1所示,晶粒呈粗大的树枝晶状;对该镁基体合金的铸态在温度为200℃下进行拉伸力学性能测试,得抗拉强度为81.9MPa,屈服强度为69.1MPa,延伸率为2.2%;
2)均匀化热处理和时效处理:
对步骤1)所获得的镁基体合金(Mg-8Gd-2Zn)放置于温度为500℃的热处理炉中保温16h,保温结束后用水冷却;冷却后,采用铝箔包覆镁基体合金表面,并使用石墨附于镁基体合金表面隔绝空气;均匀化热处理完成后,在该镁基体合金(Mg-8Gd-2Zn)上切取8个10×10×5(mm)的试样,然后将该镁基体合金(Mg-8Gd-2Zn)的试样埋入石墨粉中,再将其放置于温度为250℃的热处理炉中,时效处理时间为0、2、4、8、16、32、64、100h,时效处理结束后用水冷却,得时效态镁基体合金;
对比步骤2)获得的时效态镁基体合金(Mg-8Gd-2Zn)的试样进行性能分析测试,具体为:使用维氏硬度计测试该时效态镁基体合金的硬度:具体为,实验载荷为500g,保荷时间为10s,每个试样测试10-12个均匀分布的点,并计算平均硬度,所得硬度曲线如图2所示,从图2可以看出,时效态镁基体合金的峰值时间为16h。该峰值的时效态镁基体合金的金相显微组织如图3(a)所示,其晶粒平均大小为362.1μm,呈明显等轴晶状分布在镁基体中。同时对该峰值时,且对在温度为200℃下的时效态镁基体合金进行拉伸力学性能测试,具体如图4所示,其抗拉强度为116.6MPa,屈服强度为106.2MPa,延伸率为2.8%;相比较于未经均匀化热处理和时效处理的镁基体合金,该时效态镁基体合金在温度为200℃下的抗拉强度、屈服强度和延伸率为分别提高了42.4%、53.7%和27.3%。
由时效态镁基体合金的性能测试结果可知,该镁基体合金经过均匀化热处理和时效处理后,其拉伸力学性能大大提高,且当该镁基体合金在温度为500℃时热处理16h,以及其在温度250℃时效处理16h时,制备所得的时效态镁基体合金具有最佳的硬度、拉伸力学性能。
实施例1
本发明所提供的耐热性能提高的镁基复合材料的制备方法,包括以下步骤:
1)AlN/Al复合颗粒的制备:在纯氩气保护的手套箱里,将上述质量百分比为3:7的AlN颗粒(40nm)与Al颗粒(10μm)在形星式球磨机进行混合球磨,具体为该球磨机采用正反转交替进行30min,间隔时间10min,球磨转速为100rpm,球磨时间为8h,获得AlN/Al复合颗粒;
2)镁基复合材料的熔炼:在体积比为99:1的CO2和SF6混合气体的保护下,将上述质量百分比的纯镁锭放置放入电阻炉中随电阻炉升温,升温至720℃,直至完全熔化后,搅拌均匀,得镁熔体;然后将镁熔体升温至740℃后,将镁钆中间合金(Mg-30Gd)和纯锌粒加入到镁熔体中,静置5min-10min至完全熔化后,搅拌均匀,并刮除合金熔体表面浮渣,得镁基体合金熔体(同对比例1中镁基体合金熔体的制备方法);然后将镁基体合金熔体降温至650℃后,将步骤2)获得的AlN/Al复合颗粒按照镁基体合金的1.0%质量百分比加入镁基体合金熔体中,加入过程中,采用叶片式搅拌桨将AlN/Al复合颗粒机械分散至镁铝稀土熔体中,搅拌速度为200rpm,机械搅拌时长5min,使AlN/Al复合颗粒均匀分散在镁铝稀土熔体中,得复合熔体;待机械搅拌完成后,将复合熔体升温至720°C,把预热好的超声波搅拌器置于复合熔体中,超声波搅拌头浸入液面4-5cm处,功率为150W,分散时间为10min;待复合熔体经超声波分散均匀后,扒去复合熔体表面的浮渣,且将复合熔体的温度升至720℃,静置5min后,浇铸至金属模具中冷却凝固,得铸态镁基复合材料;
3)将步骤2)所得的铸态镁基复合材料放置于温度为500℃的热处理炉中保温16h,保温结束后用水冷却;冷却后,采用铝箔包覆镁基体合金表面,并使用石墨附于镁基体合金表面隔绝空气;均匀化热处理完成后,再将该铸态镁基复合材料埋入石墨粉中,且将其放置于温度为250℃的热处理炉中,时效处理时间为16h,时效处理结束后用水冷却,得时效态镁基复合材料。
本实施例对制备所得的时效态镁基复合材料进行性能测试。具体的,该时效态镁基复合材料的金相显微组织如图3(b)所示,其晶粒明显细化,平均晶粒尺寸约为127.2μm。同时对在温度为200℃下的时效态镁基复合材料进行拉伸力学性能测试,具体如图4所示,其抗拉强度为148.4MPa,屈服强度为134.6MPa,延伸率为3.9%。相比较于未经均匀化热处理和时效处理的镁基体合金,
该时效态镁基复合材料在温度为200℃下的抗拉强度、屈服强度和延伸率为分别提高了81.2%、94.8%和77.3%。
该时效态镁基复合材料在温度为200℃下的抗拉强度、屈服强度和延伸率为分别提高了45.9%、56.2%和86.3%。
该时效态镁基复合材料在温度为200℃下的抗拉强度、屈服强度和延伸率为分别提高了49.3%、58.3%和45.5%。
实施例2
本发明所提供的耐热性能提高的镁基复合材料的制备方法,包括以下步骤:
1)AlN/Al复合颗粒的制备:在纯氩气保护的手套箱里,将上述质量百分比为5:5的AlN颗粒(80nm)与Al颗粒(12μm)在形星式球磨机进行混合球磨,具体为该球磨机采用正反转交替进行30min,间隔时间10min,球磨转速为80rpm,球磨时间为8h,获得AlN/Al复合颗粒;
2)镁基复合材料的熔炼:在体积比为99:1的CO2和SF6混合气体的保护下,将上述质量百分比的纯镁锭放置放入电阻炉中随电阻炉升温,升温至720℃,直至完全熔化后,搅拌均匀,得镁熔体;然后将镁熔体升温至740℃后,将镁钆中间合金(Mg-30Gd)和纯锌粒加入到镁熔体中,静置8min至完全熔化后,搅拌均匀,并刮除合金熔体表面浮渣,得镁基体合金熔体;然后将镁基体合金熔体降温至620℃后,将步骤2)获得的AlN/Al复合颗粒按照镁基体合金的1.0%质量百分比加入镁基体合金熔体中,加入过程中采用叶片式搅拌桨将AlN/Al复合颗粒机械分散至镁铝稀土熔体中,搅拌速度为200rpm,机械搅拌时长5min,使AlN/Al复合颗粒均匀分散在镁铝稀土熔体中,得复合熔体;待机械搅拌完成后,将复合熔体升温至680°C,把预热好的超声波搅拌器置于复合熔体中,超声波搅拌头浸入液面4-5cm处,功率为250W,分散时间为6min;待复合熔体经超声波分散均匀后,扒去复合熔体表面的浮渣,且将复合熔体的温度升至720℃,静置10min后,浇铸至金属模具中冷却凝固,得铸态镁基复合材料;
3)将步骤2)所得的铸态镁基复合材料放置于温度为500℃的热处理炉中保温16h,保温结束后用水冷却;冷却后,采用铝箔包覆镁基体合金表面,并使用石墨附于镁基体合金表面隔绝空气;均匀化热处理完成后,再将该铸态镁基复合材料埋入石墨粉中,且将其放置于温度为250℃的热处理炉中,时效处理时间为16h,时效处理结束后用水冷却,得时效态镁基复合材料。
本实施例对制备所得的时效态镁基复合材料进行性能测试。具体的,该时效态镁基复合材料的金相显微组织如图3(c)所示,其晶粒明显细化,平均晶粒尺寸约为355.5μm。同时对在温度为200℃下的时效态镁基复合材料进行拉伸力学性能测试,具体如图4所示,其抗拉强度为119.5MPa,屈服强度为107.9MPa,延伸率为4.1%。相比较于未经均匀化热处理和时效处理的镁基体合金,该时效态镁基复合材料在温度为200℃下的抗拉强度、屈服强度和延伸率为分别提高了45.9%、56.2%和86.3%。
实施例3
本发明所提供的耐热性能提高的镁基复合材料的制备方法,包括以下步骤:
1)AlN/Al复合颗粒的制备:在纯氩气保护的手套箱里,将上述质量百分比为10:0的AlN颗粒(60nm)与Al颗粒(15μm)在形星式球磨机进行混合球磨,具体为该球磨机采用正反转交替进行30min,间隔时间10min,球磨转速为100rpm,球磨时间为6h,获得AlN/Al复合颗粒;
2)镁基复合材料的熔炼:在体积比为99:1的CO2和SF6混合气体的保护下,将上述质量百分比的纯镁锭放置放入电阻炉中随电阻炉升温,升温至720℃,直至完全熔化后,搅拌均匀,得镁熔体;然后将镁熔体升温至740℃后,将镁钆中间合金(Mg-30Gd)和纯锌粒加入到镁熔体中,静置10min至完全熔化后,搅拌均匀,并刮除合金熔体表面浮渣,得镁基体合金熔体;然后将镁基体合金熔体降温至640℃后,将步骤2)获得的AlN/Al复合颗粒按照镁基体合金的1.0%质量百分比加入镁基体合金熔体中,加入过程中采用叶片式搅拌桨将AlN/Al复合颗粒机械分散至镁铝稀土熔体中,搅拌速度为200rpm,机械搅拌时长5min,使AlN/Al复合颗粒均匀分散在镁铝稀土熔体中,得复合熔体;待机械搅拌完成后,将复合熔体升温至700°C,把预热好的超声波搅拌器置于复合熔体中,超声波搅拌头浸入液面4-5cm处,功率为300W,分散时间为5min;待复合熔体经超声波分散均匀后,扒去复合熔体表面的浮渣,且将复合熔体的温度升至720℃,静置2min后,浇铸至金属模具中冷却凝固,得铸态镁基复合材料;
3)将步骤2)所得的铸态镁基复合材料放置于温度为500℃的热处理炉中保温16h,保温结束后用水冷却;冷却后,采用铝箔包覆镁基体合金表面,并使用石墨附于镁基体合金表面隔绝空气;均匀化热处理完成后,再将该铸态镁基复合材料埋入石墨粉中,且将其放置于温度为250℃的热处理炉中,时效处理时间为16h,时效处理结束后用水冷却,得时效态镁基复合材料。
本实施例对制备所得的时效态镁基复合材料进行性能测试。具体的,该时效态镁基复合材料的金相显微组织如图3(d)所示,其晶粒明显细化,平均晶粒尺寸约为592.2μm。同时对在温度为200℃下的时效态镁基复合材料进行拉伸力学性能测试,具体如图4所示,其抗拉强度为122.3MPa,屈服强度为109.4MPa,延伸率为3.2%。相比较于未经均匀化热处理和时效处理的镁基体合金,该时效态镁基复合材料在温度为200℃下的抗拉强度、屈服强度和延伸率为分别提高了49.3%、58.3%和45.5%。
对比例2
本对比例涉及一种耐热性能提高的镁基复合材料,该镁基复合材料的组分与实施例2基本相同,该镁基复合材料的制备方法与实施例2相同,不同之处在于步骤2):具体的,在体积比为99:1的CO2和SF6混合气体的保护下,将上述质量百分比的纯镁锭放置放入电阻炉中随电阻炉升温,升温至720℃,直至完全熔化后,搅拌均匀,得镁熔体;然后将镁熔体升温至740℃后,将镁钆中间合金(Mg-30Gd)和纯锌粒加入到镁熔体中,静置8min至完全熔化后,搅拌均匀,并刮除合金熔体表面浮渣,得镁基体合金熔体;然后将镁基体合金熔体降温至620℃后,将步骤2)获得的AlN/Al复合颗粒按照镁基体合金的0.5%质量百分比加入镁基体合金熔体中,加入过程中采用叶片式搅拌桨将AlN/Al复合颗粒机械分散至镁铝稀土熔体中,搅拌速度为200rpm,机械搅拌时长5min,使AlN/Al复合颗粒均匀分散在镁铝稀土熔体中,得复合熔体;待机械搅拌完成后,将复合熔体升温至680°C,把预热好的超声波搅拌器置于复合熔体中,超声波搅拌头浸入液面4-5cm处,功率为250W,分散时间为6min;待复合熔体经超声波分散均匀后,扒去复合熔体表面的浮渣,且将复合熔体的温度升至720℃,静置10min后,浇铸至金属模具中冷却凝固,得铸态镁基复合材料。
本对比例对制备所得的时效态镁基复合材料进行性能测试。具体的,该时效态镁基复合材料的平均晶粒尺寸约为504.5μm;同时对在温度为200℃下的时效态镁基复合材料进行拉伸力学性能测试,其抗拉强度为105.4MPa,屈服强度为96.8MPa,延伸率为5.2%;相比较于未经均匀化热处理和时效处理的镁基体合金,该时效态镁基复合材料在温度为200℃下的抗拉强度、屈服强度和延伸率为分别提高了28.5%、40.3%和160%。相比总质量为1%的AlN/Al颗粒,总质量为0.5%的颗粒的强化效应明显减弱;这是因为颗粒越多,造成的欧罗万强化效应越明显,高温强化效应越显著。
以上,仅为本发明较佳的具体实施方式,但发明的保护范围并不局限于此,任何熟悉本技术领域的技术人员在本发明揭露的技术范围内,可轻易想到的变化或替换,都应涵盖在本发明的保护范围之内。因此,本发明的保护范围应该以权利要求书的保护范围为准。

Claims (4)

1.一种耐热性能提高的镁基复合材料的制备方法,其特征在于,包括如下步骤:1)AlN/Al复合颗粒的制备:在纯氩气保护的手套箱里,将上述质量百分比的AlN颗粒与Al颗粒在形星式球磨机进行混合球磨,制备AlN/Al复合颗粒;
2)镁基复合材料的熔炼、铸锭:按上述配方要求,将步骤1)获得的AlN/Al复合颗粒加入镁基体合金熔体中,采用机械搅拌对AlN/Al复合颗粒进行初步分散,得复合熔体;将复合熔体升温至液相线温度后,采用超声波对复合熔体进行进一步分散,分散完成后,保温静置后浇铸成型,得铸锭;
3)对步骤2)所得的铸锭进行均匀化热处理和时效处理,得到耐热性能提高的镁基复合材料。
其中,所述AlN/Al复合颗粒加入时,将镁基体合金熔体温度降至620-650℃,机械搅拌速度为200-500rpm,搅拌时间为2-5min;在镁基体合金熔体中加入所述AlN/Al复合颗粒且进行机械搅拌均匀后,得复合熔体,将复合熔体升温至680-720℃,采用超声波分散复合熔体,所述超声波的功率为150-300W,分散时间为5-10min;所述均匀化热处理时的温度为500℃,时间为16h;所述时效处理时的温度为250℃,时间为16h;
且所述复合材料中各组分的质量百分比含量为:99%的镁基体合金和1%的AlN/Al复合颗粒,所述镁基体合金的组分为Gd:7.5-8.8%,Zn:1-2%,余量为Mg,其中所述AlN/Al复合颗粒由AlN颗粒和Al颗粒组成,所述AlN颗粒的粒径为40-80nm,所述Al颗粒的粒径为10-15μm;所述AlN颗粒与Al颗粒的质量比为3:7。
2.根据权利要求1所述的耐热性能提高的镁基复合材料的制备方法,其特征在于,所述AlN颗粒与Al颗粒进行混合球磨时,球磨转速为80-100rpm,球磨时间为4-8h。
3.根据权利要求1所述的耐热性能提高的镁基复合材料的制备方法,其特征在于,所述镁基体合金熔体的制备过程为:
在体积比为99:1的CO2和SF6混合气体的保护下,将上述质量百分比的纯镁锭放置放入电阻炉中随电阻炉升温,升温至720℃,直至完全熔化后,搅拌均匀,得镁熔体;然后将镁熔体升温至740℃后,将镁钆中间合金和纯锌粒加入到镁熔体中,静置5-10min至完全熔化后,搅拌均匀,并刮除合金熔体表面浮渣,得镁基体合金熔体。
4.根据权利要求1所述的耐热性能提高的镁基复合材料的制备方法,其特征在于,所述复合熔体经超声波分散均匀后,扒去复合熔体表面的浮渣,且将复合熔体的温度升至720℃,静置2-10min后,浇铸至金属模具中冷却凝固。
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