往复挤压Mg-4Al-2Si合金的高温拉伸性能

利用往复挤压制备细晶Mg-4Al-2Si合金,采用OM、XRD和SEM分析合金组织,在150℃和1.33×10-3s-1初始应变速率下测试合金的拉伸性能。结果表明:铸态组织由α-Mg、β-Mg17Al12、共晶型汉字状Mg2Si和少量初生块状Mg2Si组成。经过8道次往复挤压后,α-Mg和Mg2Si颗粒的尺寸分别为2.1和1.3μm,高温抗拉强度、屈服强度、伸长率和拉伸强度保持率分别为250MPa、197MPa、62%和88%。优良的高温性能归因于细小的基体组织和稳定的Mg2Si颗粒对晶界的有效钉扎作用。

铸态Mg-4Al-2Si合金的显微组织与力学性能

采用重力铸造法制备Mg-4Al-2Si(AS42)镁合金,研究了铸态合金的显微组织和室温力学性能。结果表明:铸态AS42合金主要由α-Mg基体、β-Mg17Al12相及Mg2Si相组成;β-Mg17Al12相呈网状和棒状分布于晶界上,粗大的汉字状Mg2Si相沿晶界或穿晶分布,多边形块状Mg2Si相随机分布于基体组织中。铸态合金的硬度为64.5 HV,室温抗拉强度为113.5 MPa,屈服强度为86 MPa,伸长率为4.1%;拉伸断裂形式为准解理脆性断裂。

热处理对往复挤压态Mg-4Al-2Si合金组织和性能的影响

研究了往复挤压态Mg-4A l-2Si合金经固溶处理及固溶+时效处理后的组织与性能。结果表明,固溶处理后合金的硬度、抗拉强度与屈服强度均降低,伸长率出现最大值;经固溶+时效处理后合金的晶粒明显长大,硬度、抗拉强度及塑性降低,屈服强度降低显著。合金挤压态与往复挤压后固溶处理态的断裂形式为韧性断裂;挤压态合金经过固溶+时效处理后的断裂形式为脆性准解理断裂。

Sb对Mg-4Al-2Si合金显微组织和力学性能的影响

研究了合金元素Sb对Mg-4Al-2Si合金显微组织和力学性能的影响。结果表明，加入少量的Sb（0．25％～0．75％）能有效细化汉字状Mg2Si相颗粒和α（Mg）基体组织，并在合金中形成Mg1Sb2相，提高合金的力学性能：当Sb含量为0．25％时，Mg2Si颗粒显著细化；当Sb含量为0．75％时，α（Mg）基体组织的细化效果最佳，形成了细小、均匀的α（Mg）等轴晶组织，此时合金的抗拉强度和屈服强度达到最大值；当Sb含量大于0．75％时，Mg2Si相颗粒向晶界大量偏聚并粗化，导致材料力学性能迅速下降。

Mg-4Al-2Si合金固溶处理过程中Mg_2Si相颗粒的球状化

实验研究了Mg-4Al-2Si合金固溶处理过程中汉字状Mg2Si相颗粒的球化现象及其工艺参数对球化的影响。结果发现:Si沿Mg/Mg2Si界面扩散,使粗大的汉字状Mg2Si颗粒发生部分溶断,并依靠自发球化的趋势通过向未溶的粒状Mg2Si扩散聚集完成球化;最佳球化工艺为420℃保温16h。

固溶处理对铸态Mg-4Al-2Si合金组织和性能的影响

研究了固溶处理对铸态Mg-4Al-2Si(AS42)合金组织和性能的影响。结果表明,铸态与热处理态合金均由α-Mg基体、β-Mg17Al12相和Mg2Si相3部分组成。固溶处理使合金中的β-Mg17Al12相发生部分溶解,汉字状Mg2Si相颗粒出现球状化,合金的力学性能有较大幅度的提高。铸态与热处理态合金的断裂形式均为准解理脆性断裂。

高强超声波处理对Al-2Si合金凝固组织及除气效果的影响

试验研究了高强超声波处理对Al-2Si合金凝固组织及除气效果的影响(除气的效果用密度法来表征)。研究结果表明:应用超声波处理可达到很好的细化晶粒和除气效果,2000 W超声波处理120 s的细化效果最好,铸锭断面几乎为100%等轴晶;高强超声波处理60 s的除气效果最好,铸锭密度和除气率分别为2.6701 g/cm^3和85.2%。对高强超声波处理的细化晶粒和除气机制进行了讨论。

铸态Mg-4Al-2Si合金的显微组织与高温力学性能

采用光学显微镜、扫描电子显微镜、XRD衍射和拉伸试验等方法,研究了Mg-4Al-2Si(S42)镁合金的铸态组织和高温力学性能。结果表明,铸态合金主要由α-Mg基体、β-Mg17Al12相和Mg2Si相组成。其中,离异共晶β-Mg17Al12相呈网状分布于晶界上,初生Mg2Si相呈多边形块状随机分布于基体组织中,共晶Mg2Si相呈粗大的汉字状沿晶界或穿晶分布;150℃高温短时拉伸,合金的抗拉强度为97 MPa,屈服强度为58 MPa,伸长率为18%;拉伸断裂形式为准解理脆性断裂。

往复挤压Mg-4Al-2Si合金时Mg_2Si颗粒的破碎规律

采用往复挤压工艺细化Mg-4Al-2Si(AS42)镁合金组织,研究了挤压过程中Mg_2Si颗粒的细化效果、破碎特征、分布规律及破碎机制。结果表明:从铸态到挤压8道次态,随挤压道次的增加,颗粒不断细化,均匀度和弥散度逐渐提高;挤压11道次时,颗粒发生粗化;合金在400℃、应变速率0.01s^(-1)条件下的压缩峰值应力约为75MPa,大于Mg_2Si颗粒的断裂应力(48MPa),挤压使颗粒发生开裂;随挤压道次的增加,位错密度逐渐增大,位错在Mg_2Si颗粒处的数量增多,应力集中急剧增大,从而导致颗粒发生破碎。

水热封孔处理对半固态Al-2Si合金阳极氧化膜耐蚀性影响

研究了水热封孔处理对半固态成形Al-2Si合金表面阳极氧化层耐蚀性能的影响。结果表明,水热封孔处理后,半固态成形Al-2Si合金试样表面阳极氧化膜产生大量裂纹,且裂纹主要集中于共晶区的氧化膜区域;由于裂纹存在,水热封孔处理后试样耐蚀性极差;分析蚀坑可知,经过水热封孔处理试样表面腐蚀严重,蚀坑数量明显多于未经水热封孔处理试样。这些蚀坑主要位于共晶组织部位,且在蚀坑中观察到富Fe金属间化合物,这表明引起蚀坑的主要因素仍为Al-Si基体中的富Fe金属间化合物。

均匀化处理对Al-5.6Mg2Si合金耐静态腐蚀性能的影响

采用X射线衍射、扫描电镜等测试手段研究了均匀化处理对Al-5.6Mg_(2)Si合金耐静态腐蚀性能的影响。结果表明:均匀化处理提高了Al-5.6Mg_(2)Si合金凝固组织的均匀化程度,降低了易于发生原电池现象的点敏感度,使该合金在3.5%NaCl溶液中的耐腐蚀性能提高。对比未经均匀化处理的Al-5.6Mg_(2)Si合金,其平均晶粒尺寸由42.5μm变成16.4μm,约为未均匀化处理的38.6%;Mg_(2)Si相体积份数由61.72%降低到57.20%,为未均匀化处理的92.7%,其平均腐蚀速率由0.38180g/m^(2)·h减小到0.00807g/m^(2)·h,约为未均匀化处理时的2.11%。

往复挤压Mg-4Al-2Si镁合金的晶粒细化

研究往复挤压Mg-4Al-2Si(AS42)合金的显微组织和晶粒细化机制。结果表明:挤压过程中发生受位错攀移控制的动态再结晶,随挤压道次的增加,合金的晶粒尺寸迅速减小;对合金挤压8道次后,得到晶粒细小、均匀分布的等轴晶组织,晶粒尺寸由铸态的45μm减小至1.5μm,此时,合金组织的细化趋于稳定,达到细化极限;晶粒细化机制是在往复挤压过程中通过累积动态再结晶,使再结晶得以彻底完成;增加位错密度和加剧晶界畸变使再结晶形核数目增多;大量挤压破碎、均匀分布的Mg2Si第二相颗粒成为再结晶形核核心,从而使晶粒得以细化;往复挤压11道次时,由于挤压温度过高,导致晶粒发生异常长大,最大尺寸约为10μm。本试验条件下晶粒发生异常长大的温度阀值约为400℃。

往复挤压Mg-4Al-2Si合金的显微组织与高温力学性能

研究了往复挤压Mg-4Al-2Si合金的显微组织与高温力学性能。结果表明,往复挤压可显著细化Mg-4Al-2Si合金的组织,随着挤压道次的增加,基体晶粒与Mg2Si相颗粒不断细化,其中,基体晶粒由于动态再结晶而细化。挤压8道次时,基体晶粒和Mg2Si颗粒的平均尺寸分别由铸态的45μm和20μm减小至1.5μm和1.3μm;但是,当挤压道次为11时,基体晶粒与Mg2Si相颗粒均出现粗化现象。往复挤压可使合金的高温力学性能大幅度提高,挤压8道次时,高温屈服强度最高,为197 MPa;挤压11道次时,高温抗拉强度最高,为256 MPa,与铸态高温强度相比,分别提高了163.9%和239.7%。合金的高温强化机制为Mg2Si颗粒的弥散强化作用,高温拉伸断裂形式为微孔聚合型韧性断裂。

往复挤压Mg-4Al-2Si合金晶粒尺寸稳定性

对铸态Mg-4Al-2Si合金经4道次往复挤压后,在长时间保温条件下晶粒尺寸的稳定性进行了研究。结果表明,随保温时间延长,Mg-4Al-2Si合金晶界及晶内析出相的数量变化不大,平均晶粒尺寸逐渐增大。尺寸在15μm以下的晶粒数量呈下降趋势,而尺寸超过15μm的晶粒所占比例则逐渐增多。

往复挤压Mg-4Al-2Si镁合金的组织细化与力学性能

研究往复挤压变形对Mg-4Al-2Si合金组织和性能的影响性能,探讨基体组织和Mg2Si颗粒相的细化效果与细化机制,分析Mg2Si颗粒对再结晶的影响规律。结果表明:挤压过程中发生受位错攀移控制的动态再结晶,通过晶界迁移、亚晶合并与转动机制形成细小的α(Mg)再结晶等轴晶;随着往复挤压道次的增加,动态再结晶速度加快,晶粒尺寸迅速减小;α(Mg)与Mg2Si的晶粒尺寸在铸态下分别为45和60μm,往复挤压6道次后,晶粒尺寸减小到3和1μm,形成了细小、均匀的α(Mg)等轴晶组织,Mg2Si颗粒呈细小、弥散分布;合金的力学性能随往复挤压道次的增加而显著提高。

电磁搅拌对Al-18Mg_2Si合金组织与性能的影响

为了研究电磁搅拌对Al-18Mg2S i合金组织及性能的影响规律,对Al-18Mg2S i合金进行了不同磁感应强度和搅拌时间的电磁搅拌实验.通过显微组织分析和力学测试表明,提高磁感应强度和延长搅拌时间,合金中的初生Mg2Si相明显圆整、细化;合金的抗拉强度和硬度也有一定程度的提高.但磁感应强度过大,会导致合金组织粗化;搅拌时间过长,会使性能降低.磁感应强度在0.01~0.012 T、时间持续60 s的电磁搅拌能够显著改善Al-18Mg2Si合金的显微组织和力学性能.

用单摆划痕法研究Al_2O_(3f)/Al-9Si合金在不同冲击速度下的磨损行为

为揭示MMCs材料的冲击磨损机理 ,采用单摆划痕法对Al2 O3f/Al 9Si合金耐冲击磨损行为进行了研究 ,结果表明 :(1)在 3m/s冲击速度下 ,随着增强相的体积分数增多 ,Al2 O3f/Al 9Si合金抗冲击磨损性降低。在 4m/s冲击速度下 ,2 0 %Al2 O3f/Al 9Si合金具有最高的抗冲击磨损性 ,而 2 5 %Al2 O3f/Al 9Si合金的抗冲击磨损性最弱。对同一种Al2 O3f/Al 9Si合金材料 ,冲击速度为 4m/s时的耐冲击磨损性优于速度为 3m/s时的的耐冲击磨损性。(2 )在冲击磨损过程中 ,Al2 O3f/Al 9Si合金表面出现严重的犁沟和伴随发生的Al2 O3

高性能Al-5Mg-2Si-xCe合金的制备及其力学性能研究

以Al-5Mg-2Si合金为基体合金,通过掺杂稀土Ce元素对合金进行改性,制备了不同Ce掺量的Al-5Mg-2Si-xCe(x=0,0.2,0.4和0.6)合金。采用XRD、SEM、EDS和力学性能分析等方式,研究了合金的结构、微观形貌和力学性能。结果表明,Al-5Mg-2Si-xCe(x=0,0.2,0.4和0.6)合金主要由α相组合而成,掺杂Ce元素后出现了Al_(8)CeFe_(4)三元含铁相的化合物,说明Ce具有促进β-Fe相转化成α-Fe相Al_(8)CeFe_(4)的作用;不掺杂Ce元素的Al-5Mg-2Si合金的枝晶排列紊乱且尺寸较为粗大,掺入稀土Ce元素后,枝晶的排列得到了明显改善,并且随着Ce掺量的增加,晶粒逐渐细化,分布更为均匀,α-Al的尺寸也逐渐缩小;当Ce掺量为0.4%(质量分数)时,合金的抗拉强度和延伸率均达到最佳,分别为133.70 MPa和1.64%,相比Ce掺量为0时,分别增长了26.49%和115.79%;未掺杂Ce的合金主要为解离断裂,掺入Ce后,合金的断裂方式主要为延晶断裂,且断口处晶粒均较为完整未被拉裂。

P和La对Al-20Mg2Si合金凝固组织及力学性能的影响

研究了0~0.75%的P、La以及0.5%P和0.5%La复合处理对Al-20Mg2Si合金凝固组织和力学性能的影响。结果表明:P、La及其复合变质均可改善合金的凝固组织和力学性能。随着P或La加入量的增加,合金中初生Mg2Si相的尺寸都先减小后增大,转折点均为0.5%,同时组织中出现了Mg3(PO4)2P和Al11La3相;在复合处理条件下,初生Mg2Si相的尺寸最小,比未变质时减小了63.7%。合金的力学性能均与初生Mg2Si相的尺寸对应,随P或La加入量的增加,力学性能先增加后减小。复合处理时,合金力学性能最优,其抗拉强度和伸长率分别比未变质试样提高了40.5%和159%。

U-10Mo/Al-2Si扩散层性质研究

采用热压扩散偶方法研究了U-10Mo/Al-2Si的扩散层性质。实验在真空热压炉中完成,温度550～570℃,时间5～21 h。结果表明:扩散层随时间的延长和温度的提高而增厚;U-Mo侧生成了抑制U-Mo/Al的扩散反应,Si含量高达47.4%(原子分数)的富Si层。从U-Mo侧到Al-2Si侧,U和Mo的含量递减而Al的含量递增;Si含量在U-Mo侧出现最大含量后递减。U-Mo侧主要为(U,Mo)(Al,Si)3相;Al-2Si侧为(U,Mo)(Al,Si)3和UMo2Al2相,从U-Mo侧到Al-2Si侧UMo2Al2的数量在增加。