Al-1.6B-0.4C中间合金对AZ63合金晶粒细化及硬度的影响

利用熔体反应法制备了一种Al-1.6B-0.4C中间合金,并用于细化AZ63合金。X射线衍射分析结果表明,中间合金Al-1.6B-0.4C的相组成除α-Al外,还有Al B2相和Al3BC相。在730℃下加入2.0 wt.%的Al-1.6B-0.4C中间合金,可以使AZ63合金的晶粒尺寸由350μm左右细化至60μm左右。AZ63铸态合金的布氏硬度由56.5增加至65.2,T6热处理后其布氏硬度会由62.0增加到71.7,提高15.6%。

AZ63镁合金牺牲阳极的研究进展

镁合金牺牲阳极近年来发展速度很快,应用的领域也越来越广。其中AZ63镁合金牺牲阳极以电流效率高,发生电量大,工作电位稳定,表面溶解均匀等优异的性能得到了越来越广泛的应用。综述了近年来国内外在AZ63镁合金牺牲阳极研究领域的进展。重点介绍了不同合金元素对AZ63镁合金牺牲阳极的性能影响,及AZ63镁合金牺牲阳极在不同介质环境中的电化学性能的研究及应用进展。并探讨了在研究过程中存在的问题,展望了以后的发展方向。

AZ63镁合金牺牲阳极在高阻抗土壤环境中腐蚀行为研究

通过在实验室进行土壤埋样试验,采用失重法、交流阻抗测试、扫描电镜(SEM)和X射线衍射(XRD),研究了AZ63镁合金牺牲阳极在我国库尔勒地区的腐蚀行为。结果表明,随着该地区土壤含水量的增加,其腐蚀速率基本成线性上升趋势,15%含水量的土壤中阳极的腐蚀速率为5%含水量土壤中的2倍。随着时间的延长,腐蚀产物在阳极表面沉积,经过一定时间会出现块状脱落。AZ63镁阳极在该地区的土壤中腐蚀形貌基本不均匀,而且随着土壤含水量的增加,局部腐蚀严重。在库尔勒地区平均含水量为10%的土壤中,AZ63镁合金牺牲阳极的电流效率达到了63.5%,达到了我国阴极保护的国家标准。

AZ63镁合金累积叠轧界面结合机制的研究

基于AZ63镁合金累积叠轧试验,比较了不同道次叠轧后的界面组织特征,利用扫描电镜观察断口形貌,分析了界面断裂特性,研究了界面结合机制。结果表明：AZ63镁合金经过350℃、5道次累积叠轧后,显微组织由细小等轴晶构成,先前结合面的质量在后续叠轧中逐渐得到改善;坯料与轧辊接触面因剪切作用聚集了大量孪晶组织,并在厚度方向上由表面到中心逐渐减少。拉伸断层主要发生在最后一道次叠轧变形的界面处,已形成良好结合的界面拉伸断口表现出与基体相同的韧窝形貌特征。界面结合机制为再结晶结合机制,通过界面处形核、再结晶、晶界连接实现界面结合。

Al-SiC/Al_4C_3中间合金制备及其对AZ63合金晶粒的细化

利用液相烧结法制备了一种Al-10SiC/Al4C3中间合金,并将其用于细化AZ63合金。X射线衍射分析结果表明,Al-10SiC/Al4C3中间合金的相组成除α-Al外,主要为Al4C3相、Si相以及未反应的SiC相。在750℃下加入0.5%的Al-10SiC/Al4C3中间合金,可以使AZ63合金的晶粒尺寸从450μm左右细化到150μm左右。当Al-10SiC/Al4C3中间合金加入量达到0.5%后,AZ63合金的晶粒尺寸不再随中间合金加入量的增加而继续减小。

AZ63+xCa(x=0～2.5%)镁合金的组织与物相分析

本文研究了加入不同含量Ca元素对AZ63镁合金微观组织和硬度的影响。结果表明:加入Ca元素进行合金化,合金中生成了新的第二相Al2Ca;与AZ63合金铸态组织相比,加入Ca后组织中的β-Mg17Al12相数量减少、组织细化、硬度提高;固溶时效处理后,β相部分溶解,而Al2Ca则以骨骼状存在于晶界周围;加入适量的Ca可以提高AZ63合金的室温及高温强度,而过量的Ca则会导致AZ63合金的性能下降。本实验中Ca元素的含量为2.0%时,合金具有较好的组织和性能。

AZ63-Gd_1镁合金的显微组织和电化学性能

采用OM、SEM、XRD及电化学测试等方法,研究了添加1wt.%稀土元素Gd对AZ63镁合金显微组织和电化学性能的影响。结果表明:添加Gd使AZ63镁合金的腐蚀均匀,电流效率提高至62%,提高了约11%;Gd的添加使Mg17Al12环链断开,呈弥散分布,含量降低,从而降低了自腐蚀;合金的相组成中增加了镁和Gd形成的GdMg2合金相。含1wt.%Gd的镁合金牺牲阳极腐蚀电位为-1.72V,负移了0.3V。

累积叠轧工艺对AZ63镁合金耐蚀性能的影响

采用累积叠轧ARB工艺对AZ63镁合金板材在400℃下进行了5个道次剧塑性变形,通过析氢实验、失重实验、电化学实验和腐蚀形貌观察研究了经过累积叠轧工艺后AZ63镁合金板材在3.5%(质量分数)Na Cl溶液中的腐蚀行为。结果表明,随着累积叠轧道次的增加,AZ63镁合金发生动态再结晶,晶粒得以显著细化和均匀化;ARB4后的镁合金板材晶粒最为细小、均匀(约10μm),ARB5后有晶粒部分长大的现象。累积叠轧后的AZ63镁合金的耐蚀性能得以提高,其中轧制4个道次后耐腐蚀性能最好,失重速率为47.4672 mg·cm-2·h-1,自腐蚀电位为-1.3350 V,自腐蚀电流密度为1.0 A·cm-2,腐蚀行为由严重的全面、均匀腐蚀转变为局部腐蚀。

AZ63镁合金累积叠轧界面焊合条件研究

累积叠轧变形金属的界面焊合质量是影响叠轧工艺及材料成形性能的关键因素。利用累积叠轧技术研究了道次变形量对界面焊合强度的影响,比较了单道次下焊合坯料不同变形区域的组织特征,分析了界面焊合特征及焊合条件。结果表明:经300℃加热、50%压下量后的叠轧组织虽明显细化,但沿轧制方向分布极不均匀。道次变形量是影响界面焊合质量的一个基本因素,界面焊合质量随着道次变形量的增大而提高,当道次变形程度大于临界变形程度(50%)时,可以促进界面焊合,保证界面焊合质量:界面焊合较好区域已被再结晶覆盖,无明显界面层存在;抗拉强度和结合强度也随变形量增加而增大。

磷化处理对AZ63镁合金化学镀Ni-P的影响

为了提高AZ63镁合金表面化学Ni-P镀的质量,本文在AZ63镁合金表面分别进行了Mn系和Zn系磷化处理,然后进行化学镀Ni-P的研究,利用扫描电子显微镜(SEM)、能谱仪(EDS)等测试方法分析镍磷镀层的形貌、成分、镍磷含量和耐蚀性得到以下结论:AZ63镁合金经Mn系或Zn系磷化处理后化学镀均可得到致密、厚度均匀的Ni-P镀层,Ni-P镀的速率达到25 um/h以上;Zn系磷化中间层化学Ni-P镀的镀速高于Mn系磷化中间层的化学Ni-P镀速。磷化处理的中间层主要影响Ni-P镀层的P的含量,非晶态结构,镀层硬度和耐蚀性;Ni-P镀层中P含量越低,耐蚀性越差。

时效时间对触变成形AZ63合金组织及力学性能的影响

研究了触变成形AZ63镁合金经不同时效时间处理后,组织及其力学性能的变化。结果表明,触变成形AZ63镁合金具有优良的时效强化效果,析出β相的分布位置、数量、形态随时效时间不断变化。连续析出相具有优异的弥散强化作用,而不连续析出相产生相反的作用。时效处理能够明显提升合金的抗拉强度和硬度,但伸长率有所下降。经过215℃时效处理2h后,抗拉强度达到最大值,为348MPa;硬度值(HV)在时效8h时达到最大,为69。与触变成形相比分别提高了53%和26%。断口形貌呈现明显的准解理特征。

T6处理对AZ63镁合金在模拟海水中耐蚀性的影响

为研究热处理工艺对合金耐腐蚀性的影响,采用X射线衍射仪(XRD)、扫描电镜(SEM)、析氢失重以及多种电化学测试等方法研究了经T6处理(固溶处理+人工时效)的AZ63镁合金在模拟海水中的腐蚀行为。结果表明:T6处理(固溶处理+人工时效)镁合金第二相沿晶界呈网状分布,与铸态镁合金相比氢气析出多、腐蚀速度快,并有点蚀产生;T6处理(固溶处理+人工时效)改变了镁合金的组织结构以及分布,增大了稳定相第二相与基体相的接触,降低了合金的耐蚀性。

加钙AZ63镁合金的热处理工艺研究

选用AZ63镁合金为基体材料,通过合金化制备、固溶处理、硬度测试分析和光学金相显微分析(OM)等测试分析方法,研究了不同的固溶处理温度对加1.0、2.0Ca AZ63的显微组织和硬度影响。研究结果表明:AZ63合金中加入Ca之后,可以细化晶粒,增加硬度,当Ca的含量在2.0时的硬度值最高,固溶处理之后的硬度值均下降,在390℃时固溶处理后硬度较铸态组织降低的最多,塑性较好,加之晶粒相对较细,从而确定390℃为最佳固溶处理温度。

Ca的不同加入量对AZ63镁合金组织性能的影响

选用AZ63镁合金为基体材料,通过合金化制备、光学金相显微分析(OM)等测试分析方法,研究了不同含量的合金元素Ca(1.0%、1.5%、2.0%和2.5%)对AZ63镁合金微观组织的影响。研究结果表明:在AZ63镁合金中添加适量钙进行合金化可以细化其铸态组织,提高硬度,此外,适量的合金元素Ca能够改善镁合金的冶金质量;Ca元素含量为2.0%时,合金具有较好的显微组织和综合性能。

镁合金表面化学镀镍磷工艺优化与镀层性能研究

为了提高镁合金表面的硬度和耐蚀性,首先在镁合金表面制备了一层Zn磷化层,然后利用正交试验方法,筛选出适合AZ63镁合金磷化层表面化学镀镍磷的最佳配方,利用扫描电镜(SEM)和电化学等方法分析了最佳镀液配方条件下镀层的表面形貌,成分和耐蚀性等。结果显示,最佳化学镀镀液配方为:硫酸镍7.69×10^(-2)mol/L,次亚磷酸钠1.70×10^(-1)mol/L,3.40×10^(-2)mol/L柠檬酸钠,1.32×10^(-5)mol/L硫脲,1.80×10^(-1)mol/L氟化氢铵;施镀条件为pH=8,T=80℃,t=1 h;最佳镀液配方下所得镀层的沉积速率达26μm/h以上,制备镀层硬度达648 HV,约为镁合金的5倍,镀层中镍元素含量为90.55%,磷元素含量为9.45%,在3.5%的NaCl溶液中自腐蚀电位高达-0.66 V,自腐蚀电流密度仅为1.25×10^(-5)A/cm^(2)。

AZ63镁合金在部分重熔过程中的组织转变

研究了未细化和经1.2%的MgCO3细化处理的AZ63镁合金在部分重熔过程中的组织演变,并对其机理进行了分析。结果表明,细化处理和未细化处理的AZ63镁合金经部分重熔后均可获得理想的半固态组织。但细化处理后的球化速度加快,其主要原因是细化处理前后铸态组织中β相的分布不同;未细化的枝晶臂较为发达,晶界面积较大,β相的分布较为分散,在达到共晶温度时几乎消失,固溶到晶粒内部,使相邻的晶粒相连接,并且合并长大。

固溶时间对触变成形AZ63镁合金组织和力学性能的影响

研究了在430 ℃固溶温度下不同固溶时间对触变成形AZ63镁合金组织和力学性能的影响。结果表明，固溶处理使得二次凝固组织中共晶β相逐渐溶解。固溶处理过程分为3个阶段：β相的溶解及颗粒的快速粗化阶段（固溶0.5 h前）、颗粒的正常长大阶段（1～12 h）和颗粒快速长大阶段（24～36 h）。在固溶起始阶段，抗拉强度和伸长率快速提升；随着固溶的进行其增长速率减缓，然后降低。在430 ℃固溶12 h时其抗拉强度和伸长率达到最大值，分别为341 MPa和17.8%。同时，金属型铸造相比于触变成形来说，其固溶进程更加缓慢。

触变成形对AZ63镁合金组织及性能的影响

研究了触变成形工艺对AZ63镁合金组织及其力学性能的影响。结果表明,在模具温度为200℃,重熔时间为60min时,随着部分重熔温度的升高,初生相晶粒尺寸先减小后增大,抗拉强度和伸长率均先升高后降低;在重熔温度为600℃时,随着部分重熔时间的延长,初生相晶粒尺寸和圆整度均有所增大,抗拉强度和伸长率均有所降低。在模具温度为200℃,重熔时间为60min,重熔温度为600℃时,晶粒尺寸、圆整度、抗拉强度和伸长率达到最佳值,分别为66μm、1.3、247MPa和13.7%。AZ63镁合金在触变成形过程中均表现出很好的工艺可控性,其性能均较常规铸态有很大的提高。

压力和压头速度对挤压铸造AZ63H镁合金组织和性能的影响

研究了压力和压头速度对触变挤压铸造AZ63H镁合金组织及其力学性能的影响。结果表明,随着压力升高,AZ63H镁合金的晶粒尺寸先降低后增大,抗拉强度也随之先升高后降低,在140MPa时达到峰值。随着压头速度增大,由于充型能力和补缩能力的提高,组织致密度得到改善,进而使力学性能提高,但当压头速度超过140mm/s时,气孔的数量和尺寸增大,力学性能降低。综合考虑组织致密度和力学性能,AZ63H镁合金最合适的触变挤压铸造工艺是在140 MPa的压力下,以140mm/s的压头速度进行成形。

重熔时间和模具温度对AZ63H合金组织和性能的影响

研究了部分重熔时间、模具温度对于触变成形AZ63H镁合金微观组织和力学性能的影响。结果表明,抗拉强度和伸长率随着部分重熔时间的延长和模具温度的升高先上升后下降。这是因为,相对于金属型铸造的AZ63H,触变成形大大减少了气孔率,也影响了熔体中溶质的分布,使得β-Mg17Al12相中的Al元素在初生α相中的固溶度也发生了很大的改变,即空隙、杂质、气孔等缺陷减少甚至消失,固溶强化增加,提高了材料的力学性能,在模具温度为300℃时,抗拉强度和伸长率的最大值分别为273MPa和10.3%。