注射成形增强半固态AZ91D镁合金的组织及性能

为了研究半固态注射成形技术对AZ91D镁合金显微组织、力学性能以及腐蚀行为的影响,通过对半固态注射成形镁合金进行热处理及电化学腐蚀分析,研究了镁合金成形件在注射成形中与热处理后的组织及性能变化。结果表明,相对于压铸镁合金,半固态注射成形镁合金的组织均匀、力学性能优良、晶粒细小且平均晶粒尺寸为20~30μm,能获得质量良好的显微组织。镁合金的热处理对晶界第二相的数量和分布有较大影响,能作用于材料性能。经时效处理后,镁合金硬度从63.47 HV提高到74.05 HV,抗拉强度从125.56 MPa提高到150.91 MPa,抗拉强度提高了20.2%。在质量分数为3.5%的NaCl溶液的电化学腐蚀中,合金的自腐蚀电位为-959.56 mV,经固溶+时效处理后,自腐蚀电位先升高到-927.55 mV后下降至-988.94 mV,耐腐蚀性能先增高后降低。

退火态增材制造AZ91D镁合金在极端条件下的力学行为

本研究使用激光选区熔化技术(Selective laser melting,SLM)制备了AZ91D镁合金(SLM-AZ91D),并对其进行去应力退火处理,采用微观组织表征与力学特性测试研究了退火态SLM-AZ91D镁合金在不同温度与应变速率等极端条件下的力学行为。结果表明:退火态SLM-AZ91D试样中主要包含α-Mg基体、β-Mg_(17)Al_(12)等相,不同区域的蜂窝结构存在明显差异,平均晶粒尺寸非常细小,仅为1.82μm,无明显织构;相较于打印态试样,退火态试样的平均显微硬度值提升了约26.7%;退火态试样的压缩流变应力在173~293 K时对温度不敏感,而在373~573 K时则表现出显著的温度软化效应;随着温度的升高,流变应力呈现下降趋势。尽管应变速率强化效应较弱,但退火态试样的流变应力仍随着应变速率的增大而逐渐增大。基于实验结果拟合了修正Johnson-Cook本构模型,该模型的计算结果与实验结果吻合较好。

硝酸铈添加剂对AZ91D镁合金微弧氧化膜组织与性能的影响

为了进一步提高AZ91D镁合金表面的耐蚀性与耐磨性,在硅酸盐电解液体系中加入不同浓度的硝酸铈添加剂,利用微弧氧化(MAO)技术在其表面原位生长出陶瓷膜层。通过X射线衍射仪(XRD)和扫描电镜(SEM)对陶瓷膜层物相组成和表面微观形貌进行了表征,并通过电化学测试与摩擦磨损试验,评估了陶瓷膜层的耐蚀与耐磨性能。结果表明:硝酸铈添加剂的添加对膜层相组成影响较小,随着硝酸铈浓度的增加,膜层表面先出现较大孔径的孔洞,之后孔洞数量逐渐减少,且孔径也缩小。与无添加剂的膜层相比,硝酸铈的添加量为0.4 g/L时,其被磨穿时长从1 min增加到8 min,耐磨性有所改善;腐蚀电位从-1.69 V增加到-1.26 V,腐蚀电流密度从8.56×10^(-6)A·cm^(-2)降到2.49×10^(-7) A·cm^(-2),耐蚀性显著提高。

AZ91D镁合金筒形件拉深工艺研究

基于H1F60小松伺服压力机,采用电磁感应模内加热系统,对1 mm厚的AZ91D镁合金薄板在不同工艺参数条件下的拉深成形性能进行了研究。研究结果表明:在室温下,板料不能成形圆筒件,温度升高到100℃后,板料被成功拉深成圆筒件,板料的极限拉深比随温度先快速上升,后缓慢上升,最后下降,400℃时,极限拉深比达到最大值1.91,此温度下板料的拉深性能最好;而当压边力、冲压速度增大后,板料的拉深性能却随之降低。

基于CEL模型的AZ91D镁合金搅拌摩擦焊材料流动行为数值模拟

基于耦合欧拉-拉格朗日(CEL)方法,利用Johnson-Cook本构模型建立了AZ91D镁合金搅拌摩擦焊热力耦合有限元模型。利用粒子示踪技术并结合温度场、应变场和欧拉场探究了焊接过程的材料流动行为。结果显示,高温区域位于后退侧的搅拌针后方,焊核区后退侧的温度高于前进侧约40℃;峰值温度随旋转速度的增加和焊接速度的减小而升高,高温区域面积也相应增加;焊接速度对峰值温度的影响小于旋转速度;等效应变场与温度场的分布规律基本一致,高温区域塑性应变相应较大。轴肩影响区的材料在轴肩的挤压及剪切共同作用下在后退侧形成飞边。焊核区材料从搅拌针前方移动到后退侧,并在前进侧搅拌针后方完成回填。当旋转速度增加到950 rpm时,热输入过高,材料流失,会在前进侧底部形成隧道缺陷。

挤压态AZ91D镁合金拉伸塑性性能研究

文章通过高温拉伸测试,分别对比未处理与固溶和时效处理的挤压态AZ91D镁合金在等应变速率与等温度条件下的延伸率,并测定不同拉伸状态下的微观形貌验证拉伸测试结果。研究了固溶和时效处理的挤压态AZ91D镁合金在250~350℃、应变速率在10-5~10-3的超塑性流变行为。结果显示:在280℃、0.0005s-1的条件下获得的最高延伸率达185.3%。在AZ91D镁合金超塑性成形过程中,初始应变速率的影响比变形温度更显著。得出结论:固溶处理和时效处理可减小AZ91D的晶粒尺寸;根据AZ91D镁合金超塑性变形后的晶粒组织验证固溶和时效处理能提高合金的超塑性。

混合稀土对AZ91D镁合金组织和力学性能的影响

研究了添加混合稀土(0．02%—1．2%,质量分数)对AZ91D镁合金晶粒大小、枝晶大小、共晶组织,凝固曲线特征参数和力学性能的影响．结果表明,混合稀土与合金中Al_8(Fe,Mn)_5或ε-AlMn相反应生成Al-RE-Mn三元相,减少了合金熔体中异质形核核心的数目,从而导致晶粒和枝晶的粗化；混合稀土还与Al反应生成Al_(11)RE_3相,消耗了部分Al,使得共晶组织减少．在砂型凝固条件下,随着混合稀土添加量的增加,AZ91D镁合金的初晶形核最低温度从595．2升到597．3℃；共晶最低温度先从427．7升到431．2℃,再降到428．7℃；共晶生长温度先从428．7升到431．8℃,再降到429．9℃；共晶再辉温差则存在波动．添加混合稀土降低了AZ91D镁合金的室温强度,但提高了合金的高温强度和延伸率．

Y对AZ91D镁合金组织及力学性能的影响

研究了稀土元素钇(Y)对AZ91D镁合金铸态及热处理态的组织和力学性能的影响。结果表明:Y会强烈地细化合金组织,并在合金中生成方块状的Al6Mn6Y相及杆状的Al2Y相。少量的Y能显著提高合金的力学性能,当Y含量(质量分数)达到1.5%时,合金得到最佳的力学性能。另外,含Y的AZ91D合金固溶处理后硬度及抗拉强度皆高于原AZ91D合金,并且Y会推迟镁合金的时效过程,延长时效峰值的到来时间。

氧化时间对AZ91D镁合金微弧氧化膜微观组织和性能的影响

采用恒定小电流密度工艺于硅酸盐体系中在AZ91D镁合金表面制备微弧氧化膜。采用数字式涂层测厚仪、扫描电子镜、表面粗糙度测量仪和涂层附着力划痕试验机等研究其微观结构,利用电化学工作站和球-块往复式摩擦试验机进行耐蚀性和耐磨性的评定。结果表明:随着氧化时间的延长,阳极电压趋于稳定;氧化膜层的厚度和粗糙随之增大;氧化膜层的结合力、孔隙率则先增大后减小,都在60 min时出现最大值;膜层表面熔融物颗粒尺寸增大,大孔洞的数目随之增多,且分布变得不均匀;氧化时间为40 min时制备的膜层耐蚀能力最强并具有良好的耐磨性。

AZ91D镁合金近液相线铸造半固态坯料的部分重熔

对近液相线铸造AZ91D镁合金半固态坯料进行部分重熔,通过改变部分重熔时的加热温度和保温时间来研究其微观组织的演化规律.结果表明,适当控制加热温度和时间,坯料部分重熔时可获良好的触变结构,且坯料铸造时的高冷却速率因促进了坯料组织细化和蔷薇化而在部分重熔时加快固相颗粒球化进程并使球化效果改善;坯料在近液相线温度静置30 min用水冷铁模浇注时,在 575-580℃,保温15-30min可获得较理想的重熔结构;而用石墨模浇注时,则为580℃保温15-30 min.研究还表明,重熔组织演化过程分球化预备、固相颗粒细化和球化及固相颗粒长大3个阶段.该进程是溶质和空位扩散以及相界面张力共同作用的结果.其中,前者在初期、后者在中后期起支配作用.

Si对AZ91D镁合金显微组织与力学性能的影响

利用光学金相显微镜OM和XRD分析了加入微量Si的AZ91D合金显微组织和相组成,测试了合金室温拉伸力学性能和硬度,利用SEM分析了合金拉伸断口形貌。结果表明,加入一定量Si后AZ91D合金组织中形成汉字状Mg2Si相,富集于固液界面前沿,阻碍α-Mg基体的自由长大,从而细化合金铸态组织;汉字状Mg2Si相的存在导致合金力学性能的降低;AZ91D合金室温拉伸断口是以解理断裂为主的脆性断裂,加入Si后,断裂常发生于α-Mg基体和汉字状Mg2Si相间的界面处。

电磁搅拌下半固态AZ91D镁合金的组织形成

利用电磁搅拌装置、合金熔体淬火方法和EBSD位相显微分析技术 ,在不同的搅拌功率下 ,研究了电磁搅拌对半固态AZ91D镁合金微观组织的作用。结果表明 ,在电磁搅拌条件下凝固 ,AZ91D镁合金组织中的初生α Mg得到明显细化 ,初生α Mg转变为细小的蔷薇状或球状 ,EBSD检测表明这些球状初生α Mg晶粒在空间上大多属于不同的晶粒 ;电磁搅拌功率是重要的制备参数 ,搅拌功率越大 ,半固态AZ91D镁合金组织中的蔷薇状初生α Mg越少 ,而球状初生α Mg越多 ,晶粒也越细小 ;在电磁搅拌条件下 ,AZ91D镁合金熔体的激烈流动导致了较为均匀的温度场和溶质场 ,也导致了更加剧烈的温度起伏 ,这些现象导致了半固态AZ91D镁合金组织的形成。

AZ91D镁合金高温压缩过程中的微观组织演变

采用Gleeble-1500热模拟实验机对AZ91D镁合金在400℃、0.01 s-1的条件下进行不同压缩真应变量(1%、10%、60%、100%)的高温压缩实验,利用光学显微镜、透射电镜观察压缩变形过程中合金的显微组织演变。结果表明:在压缩变形的初始阶段,{101 2}孪生是主要的变形机制,孪晶的尺寸较大;在随后的变形过程中孪晶发生破碎,尺寸变小;随着变形的进一步进行,孪晶之间相互交叉,在孪晶界及孪晶交叉畸变较大的区域成为再结晶的形核区。

触变成形AZ91D镁合金的组织与二次凝固行为

采用光学显微镜和扫描电镜对AZ91D镁合金组织进行分析,研究AZ91D镁合金在半固态触变成形过程中的组织特征与二次凝固行为。结果表明,成形件的充型过程是按先底部后上部的顺序填充。触变成形件中心线部位的组织中初生相含量比边缘部位的高,产生宏观上的液相偏析。沿高度方向上,中心线处的初生相颗粒尺寸从上部到底部,先减小后增大。二次凝固过程包括3个阶段:第1阶段是初生α-Mg相生长;第2阶段是液相内部重新形核并生长成细小的等轴晶;第3阶段是剩余的液相发生共晶反应形成共晶体。共晶反应按离异方式生长,共晶组织中的Mg17Al12在初生相颗粒周围形成"晕圈"。

(NaPO_3)_6对AZ91D镁合金微弧氧化陶瓷层电化学腐蚀特性的影响

在Na2SiO3-KOH电解液体系中添加一定量的(NaPO3)6,利用微弧氧化(MAO)技术在AZ91D镁合金表面制备了原位生长的陶瓷层.采用动电位极化和电化学阻抗谱(EIS)技术研究了添加(NaPO3)6前后,制备的陶瓷层在3.5%(w)NaCl溶液中的室温电化学行为.结果表明,添加(NaPO3)6后,陶瓷层的自腐蚀电位显著上升,自腐蚀电流密度明显减小.这主要是由于(NaPO3)6增加了反应过程中基体镁合金表面的"氧空位"和溶液中PO34-的含量,促使元素Mg在金属/膜层(M/F)界面上快速形成相应氧化物,从而增加了陶瓷层的厚度和致密性.根据电化学反应体系和陶瓷层的特殊结构,建立了合理的等效电路,并结合EIS数据,分析了添加(NaPO3)6提高陶瓷层耐电化学腐蚀性能的机理.

往复挤压及正挤压AZ91D镁合金丝材的组织及性能

将AZ91D镁合金铸锭在330℃往复挤压4道次后,在300℃连续正挤压制成φ5mm的丝材,用OM,SEM分析不同方式挤压前后组织的变化,研究往复挤压及随后正挤压对其组织与性能的影响。研究表明,AZ91D镁合金往复挤压4道次及连续正挤压制备的φ5mm丝材组织均为等轴晶,晶粒尺寸分别为小于10μm及1μm^3μm。经往复挤压及随后的正挤压,AZ91D铸造镁合金的综合力学性能均可得到显著提高,其主要原因是基体组织α-Mg和强化相β-Mg17Al12的细化。往复挤压4道次后,材料真应变高达20.36,正挤压过程中等效应变速率达到0.192s-1,AZ91D镁合金往复挤压及正挤压晶粒的细化机制主要包括破碎、动态再结晶和动态回复。

Sr对AZ91D镁合金枝晶生长和相析出的影响

加入微量Sr(0.01%—0.1%,质量分数)可明显细化AZ91D镁合金晶粒,随Sr含量增加,初生相α-Mg尺寸逐渐减小,而二次枝晶间距变化不大,同时β-Mg_(17)Al_(12)析出相增多.Sr添加量为0.1%时,针状或块状Al_4Sr相依附在枝晶间的β-Mg_(17)Al_(12)相上析出.Sr在AZ91D合金凝固固-液界面前沿富集,并且优先在曲率较大的枝晶端面富集,从而抑制晶粒长大,细化了合金中初生相α-Mg;同时,Sr在枝晶的尖端富集降低了初生相α-Mg的尖端生长优势,改变了初生相形貌.

AZ91D镁合金表面机械研磨处理后显微结构研究

采用表面机械研磨(SMAT)技术在AZ91D镁合金上制备出纳米晶结构表层,利用X射线衍射(XRD)仪、透射电子显微镜(TEM)及高分辨透射电子显微镜(HRTEM)研究由表层沿厚度方向的组织结构变化特征。结果表明:经过表面机械研磨处理,样品表层形成了厚度约为40μm的变形层,平均晶粒尺寸由约40nm逐渐增加到约200nm。

AZ91D镁合金波浪型倾斜板振动技术触变成形

采用自制的波浪型倾斜板振动装置对AZ91D镁合金半固态坯料的制备及触变成形进行研究。结果表明,在倾角为45？,振幅1.45 mm,浇注温度630-650℃的条件下,采用波浪型倾斜板振动技术可以制备出组织优良的半固态AZ91D镁合金坯料,坯料由细小的等轴晶组成,并在二次加热温度为575℃、保温时间30-60 min的条件下球化理想。通过触变锻压,在模具的预热温度为400-450℃时,制备出表面光洁、组织优良的成品制件。触变锻压时,液相流动是主要的变形方式。制品上部由于液相偏聚,硬度较低;下部由于固相的微塑性变形,硬度较高。

热处理对AZ91D镁合金显微组织的影响

研究了铸态、固溶及时效AZ91D镁合金的微观组织,分析了热处理对合金组织和显微硬度的影响。结果表明,薄片状共晶α相和粗大块状β相的热稳定性都不高,但可分别经过380和410℃固溶处理加以消除;Al-Mn相主要呈颗粒状或针状,尺寸为10～50μm,经410℃×24h固溶处理未发生明显改变。固溶样品经200℃×12h时效后有大量长10μm、直径1～2μm的杆状相析出,且主要垂直或斜交于基体,但当时效温度继续升高时析出相将转变为大部分平行于基体分布,使第二相的强化效果减弱。