热处理对消失模铸造固-液复合Al/Mg双金属界面组织的影响

研究了不同热处理方式对消失模铸造固-液复合Al/Mg双金属界面组织的影响,探索适合Al/Mg双金属铸件的热处理新工艺。结果表明,均匀化退火+空冷的热处理方式会使Al/Mg双金属界面层产生裂纹缺陷,主要由于在较快的冷却速度下,基体和界面金属间化合物的膨胀系数不同,界面处应力较大,易开裂;而均匀化退火+炉冷的方式下Al/Mg双金属界面层未产生裂纹缺陷,且在Al基体和Al_3Mg_2+Mg_2Si反应层间产生了一个由Al(Mg)固溶体+Mg_2Si组成的新扩散层。随着均匀化退火时间的增加,新的扩散层厚度不断增加,界面处Al_(12)Mg_(17)+δ-Mg共晶反应层的δ-Mg晶粒尺寸逐渐增大,镁基体中的Al_(12)Mg_(17)相不断固溶到初生相中。多级均匀化退火+时效处理相比于单级均匀化退火更能使界面层的组织和成分均匀,并促使镁基体中的Al_(12)Mg_(17)相呈细小层片状析出。     

退火温度对AZ31B/A356轧制复合板组织及性能的影响

通过液-固铸轧技术制备了Mg/Al复合板,随后经过退火热处理,研究退火温度对复合板微观组织及力学性能的影响。结果表明,Mg/Al复合板界面过渡区分为3个区域,靠近AZ31B一侧形成了δ-Mg和Mg_(17)Al_(12)过渡区(Ⅰ),靠近A356一侧形成α-Al和Al_3Mg_2过渡区(Ⅱ),扩散界面中间区(Ⅲ)为Mg_(17)Al_(12)、Mg_2Si和Al_3Mg_2,且Al侧过渡区宽度大于Mg侧过渡区的。界面过渡区的显微硬度明显高于两侧合金。当退火温度不高于250℃时,界面过渡区不会形成新的金属间化合物。当高于250℃时,界面过渡区的厚度随退火温度的升高呈指数型增长。在250℃退火180min后复合板的抗拉强度、屈服强度及伸长率分别达到188MPa、148MPa和10.1%,力学性能最佳。     

消失模铸造液-液复合Al/Mg双合金界面特征研究

通过设置铝隔层,利用消失模铸造实现了Al/Mg双合金的液-液复合。使用扫描电镜(SEM)、能谱分析仪(EDS)和X射线衍射仪(XRD)研究了Al/Mg双合金界面的组织特征。结果表明,铝隔层成功阻止了液态合金混液,被完全熔化,与液态合金一起发生冶金反应。镁合金和铝合金实现了良好的冶金结合,形成了均匀的反应层,其中镁合金侧反应层是由Mg_(17)Al_(12)相和δ-Mg相组成的共晶组织,铝合金侧反应层由连续分布的Al_3Mg_2相和颗粒状的Mg_2Si相组成。     

Sr对Sb变质Mg-5Sn-1.5Al-1Zn-1Si合金组织的影响

用重力铸造法制备Sb及Sr+Sb联合变质Mg-5Sn-1.5Al-1Zn-1Si合金,再进行不同的固溶处理,研究Sr对Sb变质Mg-5Sn-1.5Al-1Zn-1Si合金组织的影响。结果表明:Sb和Sr+Sb联合变质均可以使初生Mg_2Si和Mg_2(Si,Sn)颗粒发生不同程度的球化,而Sr+Sb联合变质比Sb单变质具有更好的细化和球化效果;Sr+Sb联合变质后,共晶Mg_2Si和Mg_2(Si,Sn)相由汉字状变为细小近似球形或多边形颗粒状;Sb变质Mg-5Sn-1.5Al-1Zn-1Si合金在较低固溶温度和较短保温时间下即可使大部分Mg17Al12相和部分Mg_2Sn相固溶到基体中,而Sr+Sb联合变质合金组织中,Mg_(17)Al_(12)和Mg_2Sn依然清晰可见,未完全溶解的Mg_(17)Al_(12)相发生球化,均匀的分散在基体中;Sr+Sb联合变质Mg-5Sn-1.5Al-1Zn-1Si合金固溶温度要比Sb单变质时略高一些,但对固溶时间的影响并不明显。     

Mg-Sn-Al-Zn-Si合金的设计原则与元素含量分析

研究了Mg-Sn-Al-Zn-Si多元合金的设计原则及合金元素含量。结果表明:合理控制Al、Zn的含量能避免生成Mg_(17)Al_(12)及MgZn低温相,而生成Mg_(32)(Al,Zn)_(49)三元相。合金元素Si与基体Mg生成Mg_2Si高温相,Si的含量控制在1.2%以下(质量比,下同)较为适宜,加入量高于1.2%时易出现粗大Mg_2Si初晶相。主加元素Sn与基体Mg生成Mg_2Sn,含量为5%时合金铸态组织较佳,Sn的加入对改善Mg_2Si的形貌与分布有重要作用。     

AZ31B镁合金表面激光熔敷+搅拌摩擦加工改性层结构与性能

采用激光熔敷和搅拌摩擦加工相结合的方法在AZ31B镁合金表面分别制备了Cu+Al和Si+Al改性层。通过SEM、XRD、显微硬度测试以及电化学腐蚀对表面改性层的微观组织、相组成、显微硬度及耐腐蚀等性能进行分析。结果表明,用Cu+Al和Si+Al粉末制备的改性层化合物分别主要由β-Al_(12)Mg_(17)及少量的Al Cu_4、Al Mg和Mg_2Si、Al Mg及少量的β-Al_(12)Mg_(17)组成。搅拌摩擦加工改性层与镁合金基体结合良好,表面平整光滑、组织均匀细小。与镁合金基体相比,表面改性层的显微硬度和耐腐蚀性能均得到明显提高,经搅拌摩擦加工之后的添加Si+Al混合粉末改性层的HV显微硬度值最高可达2.96 GPa,比母材提高了385.3%;添加Cu+Al混合粉末改性层的自腐蚀电位最高可达–0.975 V,比母材提高了37.4%。     

高含量自生Mg_2Si/Mg-9Al复合材料组织与形成机理

在Mg-9Al合金中添加3%~9%的Si,采用高频感应加热熔炼、随炉冷却凝固,获得了Mg_2Si含量高达10%~30%的Mg-9Al基复合材料。利用光学显微镜、扫描电镜、能谱分析、X射线衍射分析及差热分析(DTA),研究了复合材料的凝固组织与形成机理。结果表明,复合材料都是由Mg_2Si、Mg17Al12和α-Mg等3种相组成,而Mg_2Si和Mg17Al12含量随Si含量增加而增加;复合材料凝固过程中,首先析出初生Mg_2Si,之后形成Mg+Mg_2Si共晶组织,共晶Mg_2Si依附初生Mg_2Si相生长而不形成汉字状Mg_2Si相;随着Si含量增加,Mg-9Al基体中Al含量逐渐增加,凝固行为也随之变化。     

Al_2O_3陶瓷与5A05铝合金的间接钎焊工艺

利用Al-Si-Mg钎料和自制工艺罩内置Mg粉方法,实现化学镀镍Al2O3陶瓷与5A05铝合金的真空钎焊连接,并分析保温时间及连接温度对接头界面结构和抗剪强度的影响。结果表明:连接温度570℃,保温时间15min为最佳工艺参数,此时接头界面结构为Al2O3/Ni(Ⅰ区)/Al3Ni2(Ⅱ区)/Al3Ni+Mg2Si(Ⅲ区)/α(Al)+Mg2Si(Ⅳ区)/5A05,接头的抗剪强度为25MPa。随着保温时间的延长,Ni层变薄,Al3Ni2组织的变化不大,Al3Ni+Mg2Si组织逐渐变宽,且呈分散趋势;当保温时间延长到50min时,Al3Ni+Mg2Si完全变成零乱的形状、大小不一的块状分布,且靠近5A05侧的Mg2Si消失。连接温度对界面组织结构的影响与保温时间的影响相似,接头断裂形式为脆性断裂。当接头的强度较低时,断裂发生在铝合金侧的α(Al)+Mg2Si附近;当接头的强度较高时,断裂发生在镀Ni层+界面区(Ⅱ区与Ⅲ区)。     

AZ91D镁合金表面堆焊Al-Si合金涂层微观组织及分析

目的在镁合金上堆焊Al-Si合金涂层,分析Mg/Al界面处过渡区的组织、成分与形成过程。方法采用低成本、高效的直流脉冲熔化极气体保护焊(DC-PMIG welding),在低热输入下将ER4043(AlSi5)焊丝堆焊到AZ91D镁合金表面,形成Al-Si合金涂层。采用金相显微镜、扫描电镜、能谱仪、X射线衍射仪分析Mg/Al过渡区的微观组织,讨论过渡区的组织、成分,并分析其形成过程与机理。结果过渡区分为两部分。区域Ⅰ的主要成分依次为Mg+Al_(12)Mg_(17)、Al_(12)Mg_(17)、Al_(12)Mg_(17)+Al_3Mg_2和Al_3Mg_2,不规则块状Mg_2Si相弥散分布于其中。区域Ⅱ的主要成分为柱状α-Al,表面析出了大量点状Al_3Mg_2,α-Al柱状晶晶界处存在黑色点状Mg_2Si。结论直流脉冲熔化极气体保护焊能够在AZ91D镁合金表面制备Al-Si合金涂层,基体与涂层之间存在过渡区,过渡区中不同位置的镁、铝相对含量不同,成分也不相同。区域Ⅰ与区域Ⅱ中Mg_2Si不同的析出顺序,使其微观结构不同:Mg_2Si在镁含量相对较多的区域Ⅰ中优先析出并长大,形成块状Mg_2Si;而区域Ⅱ中率先析出α-Al,随后在α-Al晶界处形成了黑色点状Mg_2Si。     

退火工艺对Al/Mg/Al复合板组织及界面扩散的影响

通过累积叠轧法制备出Al/Mg/Al三明治复合板,采用超景深光学显微镜、扫描电镜和能谱仪研究了退火工艺对Al/Mg/Al复合板组织和界面扩散动力学的影响。结果表明:退火处理后,Mg层中的剪切带和变形组织消失,晶粒明显长大,且Mg/Al界面原子间的扩散加剧。随着退火温度的升高,扩散层厚度逐渐增加,产生了金属间化合物Al_3Mg_2和Mg_(17)Al_(12)。扩散层厚度受到退火温度和时间的共同影响,退火过程中Mg/Al界面的扩散机制为扩散层厚度以抛物线状的方式生长。     

室温累积叠轧Mg/Al多层复合板材的界面表征

通过室温累积叠轧技术制备了Mg/Al多层复合板材,借助SEM、EDS、TEM和同步辐射CT形貌观察等先进表征手段对累积叠轧Mg/Al金属复合板材界面结合进行表征,揭示累积叠轧Mg/Al金属复合板材界面宏观结合状态以及微观界面结构。结果表明,Mg/Al复合板材界面总体上结合良好,没有明显孔洞和开裂,但板材内部仍然存在一些孔洞和局部微小裂纹。3次循环后Mg/Al界面处形成了厚度为150 nm的Mg_(17)Al_(12)层。Mg和Mg_(17)Al_(12)之间存在一种确定的晶体学位相关系[111]Mg_(17)Al_(12)//[1210]Mg、(110)Mg_(17)Al_(12)//(1011)Mg,而Mg_(17)Al_(12)和Al之间是否有位相关系并不明显。     

激光沉积Mg_2Si/Al的原位反应动力学（英文）

通过激光沉积制备了原位Mg_2Si/Al复合材料,建立了其动力学模型。结果表明,激光功率(温度)、富Mg层厚度、Si颗粒大小及A1含量是影响原位生成Mg_2Si/Al复合材料的速率及程度的主要因素。增加激光功率(温度)、降低富Mg层厚度、缩小Si颗粒大小及减少Al含量使原位反应的速率及程度提高。     

镁铝轻质复合板多层挤压复合工艺

采用挤压工艺对AZ31镁合金板和6061铝合金板进行多层挤压复合,结合扫描电镜、能谱分析仪、金相显微镜、EBSD以及万能拉伸试验机等分析手段,研究了不同坯料层数对AZ31/6061复合板的微观组织及力学性能的影响。实验结果表明:复合板镁合金侧中存在大量的细小再结晶晶粒和少量变形组织,复合板铝合金侧的晶粒呈现典型的带状结构,且周围有大量细小再结晶晶粒生成;此外,复合板中Mg/Al界面具有良好的冶金结合,且有不同厚度的界面反应层生成,其中P1板的界面反应层以Mg_2Al_3为主,P2板靠近镁合金侧有Mg_(17)Al_(12)生成,靠近铝合金层有Mg_2Al_3生成。     

Mg_2Si-Al合金材料的凝固与半固态组织制备

Mg_2Si-Al合金具有较多的优点,有着广泛的应用前景。探讨了Mg_2Si-Al合金的凝固行为,研究了半固态合金的制备方法,探讨了形成机制。结果发现,Mg_2Si/Al复合材料按照如下凝固过程进行:L→L_1+Mg_2Si_p→L_2+(Al+Mg_2Si)e+Mg_2Si_p→(Al+Si+Mg_2Si)e+(Si+Mg_2Si)e+Mg2Si_p。     

退火处理对Al/ZE42/Al复合板界面组织和腐蚀行为的影响

采用光学显微镜、扫描电镜、盐水浸泡等方法研究了退火热处理工艺对Al/ZE42/Al复合板界面微观组织和该复合板在5.0%Na Cl(质量分数)水溶液中腐蚀行为的影响。实验结果表明:Al/ZE42/Al复合板经退火处理后,界面区域发生Mg和Al等元素的互扩散,界面扩散层包含2个反应层,靠近ZE42镁合金一侧的反应层为Mg_(17)Al_(12)相,靠近Al板一侧的反应层为Al_3Mg_2相,随着退火温度的升高或者保温时间的延长,ZE42/Al界面扩散层的厚度增加,ZE42镁合金发生了再结晶组织转变;退火热处理没有明显改善Al/ZE42/Al复合板的耐腐蚀性能,提高了腐蚀速率,其腐蚀机制为复合板边部向内部扩散而导致的电偶腐蚀加剧。     

Mg_2Si及Si粒子在Al-Mg-Si合金晶间腐蚀中协同作用机理的多电极偶合研究

通过测定Al-Mg-Si合金晶界各组成相的极化曲线及不同Mg/Si比Al-Mg-Si合金晶界组成相(AlMg_2Si及Al-Mg_2Si-Si)间的动态电化学偶合行为,研究了不同Mg/Si比Al-Mg-Si合金的晶间腐蚀机理。研究表明,晶界Si电位比其边缘Al基体正,在整个腐蚀过程中作为阴极导致其边缘Al基体的阳极溶解。晶界Mg_2Si电位比其边缘Al基体负,在腐蚀初期将作为阳极而发生阳极溶解;由于Mg_2Si中活性较高元素Mg的优先溶解,不活泼元素Si富集,致使Mg_2Si电位正移,甚至与其边缘Al基体发生极性转换,导致其边缘Al基体的阳极溶解。Mg/Si1.73的Al-Mg-Si合金晶界只存在不连续分布的含Mg、Si的析出相,不能在晶界形成连续腐蚀通道,合金不表现出晶间腐蚀敏感性。Mg/Si1.73的Al-Mg-Si合金晶界同时析出含Mg、Si析出相和Si粒子;腐蚀首先萌生于Mg_2Si相;而后,Si粒子一方面导致其边缘无沉淀带严重的阳极溶解,另一方面通过加速Mg_2Si和晶界无沉淀带的极性转换,协同促进了Mg_2Si边缘无沉淀带的阳极溶解,即腐蚀沿晶界Si粒子及Mg_2Si粒子边缘的无沉淀带发展。Si粒子促进了腐蚀的发展,导致合金表现出严重的晶间腐蚀敏感性。     

焊后退火Al-Mg界面金属间化合物生长行为

研究了6061Al铝合金和AZ31B镁合金的搅拌摩擦搭接焊(FSLW)接头微观组织及焊后热处理过程中接头界面金属间化合物(IMC)生长行为. 结果表明,在接头界面处,金属间化合物层由连续的β-Al3Mg2(靠近铝侧)相和γ-Al12Mg17(靠近镁侧)相组成. IMC层的厚度随着时间延长或者温度的提高而增加,并且β-Al3Mg2相生长快于γ-Al12Mg17相. 整个IMC层的生长厚度与退火时间的平方根成线性关系,其生长受扩散机制影响. 随着温度从300 ℃增加到400 ℃,IMC层生长的扩散系数从2.88×10-14m2/s增加到3.67×10-13m2/s. 界面IMC层的生长激活能为82.5 kJ/mol.     

Al-Mg-Si合金中Mg_2Si和Si粒子在晶间腐蚀过程中的作用机理

研究Al-Mg-Si合金晶界组成相（Al-Mg2Si及Al-Mg2Si-Si）间的电化学行为和动态电化学耦合行为,提出Al-Mg-Si合金的晶间腐蚀机理。研究表明,晶界Si的电位比其边缘Al基体的正,在整个腐蚀过程中作为阴极导致其边缘Al基体的阳极溶解;晶界Mg2Si的电位比其边缘Al基体的负,在腐蚀初期作为阳极发生阳极溶解,然而由于Mg2Si中活性较高的元素Mg的优先溶解,不活泼元素Si的富集,致使Mg2Si电位正移,甚至与其边缘Al基体发生极性转换,导致其边缘Al基体的阳极溶解。当n（Mg）/n（Si）〈1.73时,随着腐蚀的进行,合金晶界同时会有Mg2Si析出相和Si粒子,腐蚀首先萌生于Mg2Si相和Si边缘的无沉淀带,而后,Si粒子一方面导致其边缘无沉淀带严重的阳极溶解,另一方面加速Mg2Si和晶界无沉淀带的极性转换,从而促使腐蚀沿晶界Si粒子及Mg2Si粒子边缘向无沉淀带发展。     

Ca对铸态AZ61镁合金显微组织和压入蠕变行为的影响（英文）

研究含1%和3%(质量分数)Ca的AZ61镁合金的显微组织和蠕变性能。用压痕法研究在423～491K、200～500MPa应力作用下的蠕变性能。AZ61合金的显微组织包含α(Mg)基体相和Mg_(17)Al_(12)金属间化合物相。结果表明,在AZ61合金中加入Ca可通过形成(Mg,Al)_2Ca相从而减少Mg_(17)Al_(12)相含量,当Ca含量达到3%时,形成(Mg,Al)_2Ca相,Mg17Al12相消失。Ca的加入可以改善AZ61合金的蠕变性能,这是由于Mg_(17)Al_(12)相减少而形成的(Mg,Al)_2Ca相具有高的热稳定性。根据蠕变数据可以推断,管扩散-攀移控制的位错蠕变是主要的蠕变机制,Ca添加对此机制没有影响。预变形对AZ61+3%Ca合金蠕变性能的影响表明,合金的抗蠕变性能取决于(Mg,Al)_2Ca相的连续性,该相的连续性越低,合金的抗蠕变性能就越差。     

铝/钢异种合金激光-电弧复合焊接接头的界面性能及抗拉强度

以铝硅共晶合金Al-12Si为填充材料,采用光纤激光-冷金属过度(CMT)复合焊接技术制备铝/钢异种金属优质对接接头。通过SEM、EDS和XRD分析,结果表明:不锈钢和熔合区界面存在明显的金属间化合物(IMCs)层。从接头上部到下部,IMCs界面层逐渐增厚,并由锯齿状变成板块状。IMCs层通常表现为两层结构,分别为靠近钢基体侧的θ-Fe4(Al,Si)13层和靠近焊缝侧的τ5-Al8(Fe,Cr)2Si层组成。当激光偏移量为0.4 mm时,热输入的优化范围为80~110 J/mm。在此范围内,IMCs界面层厚度范围为3~8.5μm,接头抗拉强度大于130 MPa,达到铝母材的80%以上。