6061铝合金锻压温度的智能控制研究

采用模糊PID(比例-积分-微分)控制的智能控制技术对6061铝合金锻压温度进行了控制,并进行了合金力学性能和磨损性能的测试与分析。结果表明,与常规PID控制相比,使用模糊PID智能控制能使合金抗拉强度增大28MPa,屈服强度增大33 MPa,室温20 min磨损体积减小13×10~(-3)mm~3(从36×10~(-3)减小到23×10~(-3)mm~3),合金强度和磨损性能得到提高。     

多向锻造镁合金机械外壳的性能优化

对AZ61Ce0.5镁合金机械外壳试样进行了常规锻造和多向锻造下的显微组织观察和耐腐蚀性能、耐磨损性能的测试与分析。结果表明:经多向锻造的镁合金机械外壳试样的晶粒得到细化,显微组织得到极大改善;腐蚀电位为-0.886 V,较常规锻造时正移了46 mV(-0.932→-0.886V);磨损25 min后磨损体积比常规锻造时减小27%(26×10~(-3)→19×10~(-3)mm~3),多向锻造试样的耐腐蚀性能和耐磨损性能均优于常规锻造。     

基于智能控制的铸造ZM5镁合金组织与性能研究

对ZM5镁合金分别进行了重力铸造和基于智能控制的真空调压铸造试验,且进行了两种铸造方式的镁合金组织、腐蚀性能及磨损性能的测试与分析。结果表明:与重力铸造相比,基于智能控制的真空调压铸造试样的平均晶粒尺寸减小了28μm(从62μm到34μm),晶粒细化;腐蚀电位正移了127 mV(从-0.932V到-0.805V);经20 min磨损后,磨损体积为19×10~(-3) mm~3,较重力铸造的镁合金试样(38×10~(-3) mm~3)减少了50%。采用基于智能控制的真空调压铸造可明显细化ZM5镁合金晶粒,提高耐腐蚀性能和耐磨损性能。     

挤压态AZ631M镁合金显微组织及高温变形行为研究

研究了不同挤压比和挤压温度(挤压桶温度)对AZ631M镁合金晶粒尺寸和力学性能的影响,探索了挤压态AZ631M镁合金最优时效处理工艺和热加工工艺。实验挤压比选用9、32、41、81,挤压温度为200、250、300℃。热处理采用挤压后固溶+时效(T6)和直接时效(T5)处理2种方式,绘制了在变形温度为300~450℃和初始应变速率为5×10~(-2)~5×10~(-4)s~(-1)的热加工图。结果表明:随着挤压温度从300℃降低到200℃,合金晶粒尺寸从31μm减小到14μm,抗拉强度从325 MPa增加到368 MPa,伸长率从13.6%增加至17.3%。随着挤压比增加从9到81,合金晶粒尺寸从24μm减小至8μm,抗拉强度从277 MPa增加至376 MPa,伸长率从16.1%降低至15.3%。挤压温度为250℃,挤压比为32,挤压速度为60 mm/min挤压、T6(420℃/8 h+210℃/18 h)处理后,AZ631M镁合金抗拉强度与挤压态AZ631M(330 MPa)对比提高了18%,达到390 MPa,伸长率降低了40%。和铸态AZ631M相比,挤压态AZ631M的热加工区域增大,最优热加工区域为温度400~450℃,初始应变速率5×10~(-4)~1.5×10~(-3)s~(-1)。     

基于汽车齿圈材料连铸浇注温度的智能控制

采用常规PID(比例-积分-微分)控制和基于模糊自适应PID控制的智能控制方式分别进行了汽车齿圈40Cr Ni Mo钢连铸浇注温度的控制,并进行了试样的耐磨损性能测试与分析。结果表明:智能控制可以明显提高试样的耐磨损性能。与常规控制相比,智能控制试样的室温磨损体积从16.55×10~(-3)mm~3减小到11.38×10~(-3)mm~3,减小了31.24%;高温磨损体积从36.99×10~(-3)mm~3减小到20.00×10~(-3)mm~3,减小了45.93%。     

钛合金机械盘件锻压工艺的模糊PID控制

对TC4钛合金机械盘件的锻压过程进行了常规控制和模糊PID控制,并进行了两种控制的机械盘锻件的力学性能、耐磨损性能和显微组织的测试、分析和比较。结果表明,与常规控制相比,模糊PID控制的锻件的抗拉强度和屈服强度分别增大了32 MPa和38 MPa。当磨损时间分别为5、10、15、20、25 min时,磨损体积分别减小了~3×10~(-3)、7×10~(-3)、11×10~(-3)、14×10~(-3)、17×10~(-3)mm~3。经模糊PID控制后,机械盘锻件的晶粒细化,组织较均匀,力学性能和耐磨损性能均优于常规控制。采用模糊PID控制提高了机械盘锻件的质量。     

机械曲轴锻造温度的智能控制研究

采用常规PID控制和基于模糊PID的智能控制两种控制方式对锻造温度进行了控制,并进行了42CrMoV钢机械曲轴锻件冲击性能和磨损性能的测试与分析。结果表明,与常规PID控制相比,智能控制获得的机械曲轴锻件冲击吸收功从64 J增大到72 J,增大了12.5%;智能控制获得的机械曲轴锻件磨损体积从31×10~(-3)mm~3减小到23×10~(-3)mm~3,减小了25.8%,曲轴的冲击性能和磨损性能得到明显提高。     

汽车用AZ91-SrCe镁合金的压铸工艺优化

采用不同的浇注温度和压射比压进行了汽车用新型AZ91-SrCe镁合金的压铸试验,并进行了显微组织和高温耐磨性的测试与分析。结果表明,在浇注温度670～710℃、压射比压30～70 MPa,随浇注温度和压射比压的提高,合金的平均晶粒尺寸和高温磨损体积先下降后提高,高温耐磨性先增加后减小。在浇注温度690℃和压射比压60MPa时,合金的平均晶粒尺寸最小(25μm),高温磨损体积最小(51×10~(-3)mm~3)。AZ91-SrCe镁合金压铸时,浇注温度和压射比压分别优选为690℃和60 MPa。     

液态模锻温度对镁合金汽车转向节臂性能的影响

采用不同的液态模锻工艺参数进行了汽车用AZ80镁合金转向节臂的成形,并进行了试样的耐磨性能和冲击性能的测试与分析。结果表明:随浇注温度从690℃增至770℃,模具预热温度从200℃增至320℃,试样的耐磨性能和冲击性能均先提高后下降。与690℃浇注相比,当浇注温度提高到750℃时试样的磨损体积减小31%(从26.0×10~(-3)mm~3到17.9×10~(-3)mm~3),冲击吸收功增大27%(从41.1J到52.2J);与模具预热200℃相比,当模具预热温度提高到280℃时试样的磨损体积减小36%(从28.0×10~(-3)mm~3到17.9×10~(-3)mm~3),冲击吸收功增大24%(从42.1J到52.2J)。液态模锻AZ80镁合金汽车转向节臂的浇注温度和模具预热温度分别优选为750℃和280℃。     

等温锻造应变速率对机械盘件TC4钛合金力学性能和耐磨损性能的影响

采用不同的等温锻造应变速率进行了机械盘件TC4钛合金的锻造成形,并进行了室温力学性能和耐磨损性能的测试和分析。结果表明:等温锻造应变速率对机械盘件TC4钛合金的力学性能和耐磨损性能产生明显影响;随等温锻造应变速率从6×10~(-4)s~(-1)增大到6×10~(-3)s~(-1),试样的抗拉强度先减小后增大,断后伸长率和磨损体积先增大后减小;与6×10~(-4)s~(-1)应变速率相比,采用6×10~(-3)s~(-1)应变速率的抗拉强度增大了15 MPa,断后伸长率减幅较小,减小了1.9%,磨损体积减小了3×10~(-3)mm~3,试样的力学性能和耐磨损性能均先下降后提高。机械盘件TC4钛合金的等温锻造应变速率优选为6×10~(-3)s~(-1)。     

挤压态AZ63M镁合金显微组织及高温变形行为研究

本文研究了不同挤压比和挤压温度(挤压桶温度)对AZ63M镁合金晶粒尺寸和力学性能的影响,探索了挤压态AZ63M镁合金最优时效处理工艺和热加工工艺。实验挤压比选用9、32、41、81,挤压温度为200℃、250℃、300℃。热处理采用固溶+时效(T6)和挤压后时效(T5)处理两种方式,绘制了在变形温度为300℃～450℃和应变速率为5×10_-2s_-1～5×10_-4s_-1的热加工图。结果表明：随着挤压温度降低从300℃到200℃,合金晶粒尺寸从31μm减小到14μm,抗拉强度从225MPa增加到368MPa,伸长率从13.6%增加至17.3%。随着挤压比增加从9到81,合金晶粒尺寸从24μm减小至8μm,抗拉强度从277MPa增加至376MPa,伸长率从15.3%增加至16.1%。挤压温度为250℃,挤压比为32,挤压速率为60mm/min挤压、T6(420℃×8h+210℃×18h)处理后,AZ63M镁合金抗拉强度与挤压态AZ63M(330MPa)对比提高了18%,达到390MPa,伸长率降低了6%,和铸态AZ63M相比,挤压态AZ63M的热加工区域增大,最优热加工区域为温度400℃～450℃,应变速率5×10_-4s_-1～1.5×10_-3s_-1。     

多向锻造对汽车用AZ80镁合金组织及性能的影响

为了改善铸态AZ80镁合金组织和性能,对均匀化处理的铸态AZ80镁合金进行了多向锻造试验,并采用金相分析、EBSD(电子背散射衍射)分析和拉伸试验等方法,进行了显微组织和力学性能的测试与分析.结果表明:与锻造前相比,多向锻造后的AZ80镁合金的平均晶粒尺寸减小了约76 μm、抗拉强度增加了66 MPa、屈服强度增加了7...     

锻态AZ80镁合金的高温压缩流变行为

通过热模拟试验研究了锻造开坯后细晶AZ80镁合金的高温压缩流变行为,应变速率范围为10~(-4)~10~(-1)s~(-1),温度范围为250~410℃。结果表明:锻造开坯后镁合金塑性变形能力较铸态明显改善,热激活能降低至178.09 kJ/mol;低温条件下(250~300℃),基体析出大量Mg_(17)Al_(12)相,材料动态再结晶不充分,导致应力集中,在较高应变速率(10~(-1)s~(-1))下变形时,产生了开裂缺陷;高温条件下(350~410℃),材料发生了完全动态再结晶,在变形温度350℃,应变速率10~(-1)s~(-1)条件下,晶粒尺寸由25.6μm进一步细化至12.5μm。AZ80镁合金适宜的模锻成形条件为:温度350~380℃,应变速率10~(-2)~10~(-1)s~(-1)。     

AZ113镁合金显微组织和力学性能的研究

采用OM、SEM和XRD等手段对AZ113镁合金铸态、挤压态、热处理状态下合金相的种类、形态、数量和分布进行了分析,探讨了各种状态下AZ113镁合金的力学性能;同时研究了短时高温对AZ113镁合金的组织和力学性能的影响.结果表明,AZ113镁合金挤压后,晶粒由原来的120μm减小到30μm,抗拉强度从212.8MPa提高到353.0MPa,断后伸长率从2.8%提高到9.5%;T4处理后,合金伸长率达到最大值(10.3%);T5处理后,合金的抗拉强度达到最大值(420.3MPa);T6处理后,合金的抗拉强度和伸长率分别为365.1MPa和8%.     

热处理对挤压变形AZ61M镁合金的组织与力学性能影响

为研究热处理和热成形工艺对铸态镁合金的力学性能影响,采用不同保温时间对铸态镁合金AZ61M进行固溶处理,利用金相显微镜和显微硬度计研究不同固溶时间对镁合金组织和力学性能的影响,利用万能试验机对固溶后镁合金进行3道次多向挤压。结果表明:经过6 h固溶处理后,铸态镁合金AZ61M中的第二相β充分溶入基体,抗拉强度从64提高到244 MPa,硬度略有下降。固溶时间从6 h延长到10 h对提高力学性能作用不大,且延长保温时间使晶粒有长大粗化倾向。将固溶10 h的镁合金进行3道次多向挤压后,晶粒尺寸从200减小至100μm以下,抗拉强度和抗压强度相比未挤压前分别提高19%和44%。在单向拉伸/压缩过程中,裂纹扩展途径显示为穿晶断裂,且压断断口比拉断断口平滑。     

新型镁合金汽车零件的铸造工艺优化

采用不同工艺铸造了AZ91-Cr新型镁合金汽车曲轴后端盖,并进行了组织和耐腐蚀性能的测试与分析。结果表明,随浇注温度从640℃提高到720℃、浇注时间从10 s延长到90 s,后端盖的平均晶粒尺寸均先减小后增大,耐腐蚀性能均先提高后下降。与640℃浇注温度30 s浇注时间比较,680℃浇注温度时的后端盖平均晶粒尺寸减小16μm(48→32μm),腐蚀电位正移了61 mV(-965→-904 mV)。与90 s浇注时间,浇注温度680℃比较,浇注时间30s时的后端盖平均晶粒尺寸减小19μm(51→32μm),腐蚀电位正移了67mV(-971→-904 mV)。AZ91-Cr新型镁合金汽车曲轴后端盖的浇注温度优选为680℃,浇注时间优选为30 s。     

MgF_2+MgO微弧氧化膜层的组分质量比率、结构与性能

为了同时提高AZ61的MgF_2+MgO微弧氧化膜层的电化学腐蚀与磨损性能,运用复合电介质顺序放电学术思想,通过减弱击穿熔体的喷发,使膜层进一步致密,进而使其性能得到提高。膜层的MgF_2+MgO质量比率α、微观组织、电化学腐蚀与磨损性能的研究结果表明:α=1.2时,减弱击穿熔体喷发的效果显著好于α=0.1和α=11.8时,膜层的内部致密层厚度可提高到3.6μm,是现有微弧氧化膜层的3倍,外部疏松层的阻抗可提高到13 555Ω·cm~2,比α=0.1和α=11.8的大30%。该膜层可将AZ61的自腐蚀电压E_(corr)由-1.912 V_(SCE)提高到-0.455 V_(SCE),自腐蚀电流密度Icorr由378 6×10~(-6) A/cm~2减小到0.453×10~(-6) A/cm~2、磨损率由921×10~(-5) mm~3/N·m降低到0.5×10~(-5) mm3/N·m。     

机械壳体用Mg-Al-Zn-Ti合金的压铸工艺及性能研究

使用不同的浇注温度、压射比压和型腔温度进行了机械壳体用Mg-Al-Zn-Ti合金试样的压铸试验,并进行了磨损试验与分析。结果表明:当浇注温度从660℃增大到740℃,压射比压从35MPa增大到75MPa时,合金的耐磨性均先提高后下降;当型腔温度从150℃增大到250℃时,合金耐磨性先提高后基本不变。与660℃浇注相比,浇注温度700℃时合金的磨损体积(30.5×10~(-3)mm~3)减小33.7%;与压射比压35MPa相比,压射比压65MPa时合金的磨损体积(30.5×10~(-3)mm~3)减小31.2%;与型腔温度150℃相比,型腔温度200℃时合金的磨损体积(30.5×10~(-3)mm~3)减小35.4%。合金的浇注温度、压射比压和型腔温度分别优选为700℃、65MPa、200℃。     

搅拌摩擦加工高强度建筑钢工艺与组织性能研究

采用改变旋转速度对超高强度钢进行了FSP改性研究。进行了显微组织、力学性能、耐磨损性和耐腐蚀性的分析。结果表明:随旋转速度从300r/min提高至900r/min,FSP改性超高强度钢的晶粒先细化后粗化,力学性能、耐磨损性和耐腐蚀性能先提高后降低,抗拉强度从734 MPa先增加至926 MPa再降低至858 MPa;磨损体积从83×10~(-3)mm~3先减小至41×10~(-3)mm~3再增加至59×10~(-3)mm~3;中性盐雾腐蚀240h后的质量损失率从10.4%先减小至2.7%再增大至6.5%。旋转速度优选600 r/min。     

激光表面强化对镁合金在模拟体液中腐蚀行为的影响

目的通过对镁合金表面进行激光强化处理,改善医用AZ91D镁合金在模拟体液中的耐腐蚀性能。方法采用不同脉宽的Nd:YAG脉冲激光对医用AZ91D镁合金表面进行处理,激光能量密度分别为28、23、18 J/mm~2,对激光处理后镁合金强化层的组成、显微结构、厚度、元素分布以及耐腐蚀性能等进行测试和分析。结果 AZ91D经过激光强化处理后形成致密的强化层,强化层中相的组成与基材相的组成相同,均由α-Mg和β-Mg_(17)Al_(12)组成,强化层的厚度达到300μm。Mg和Mg_(17)Al_(12)的X射线衍射峰均向低角度偏移(约0.2°),且镁合金表面晶粒均得到细化,β相的大小从平均55.705μm减小到平均6.447μm。EDS分析表明,经过激光处理后,Mg的质量分数由82.88%减少为70.13%,Al的质量分数由16.28%增加为28.08%,且Al的分布更均匀。激光处理后,镁合金在模拟体液中的电化学测试结果表明,镁合金的腐蚀电位从原来的-1274mV增加到-1215 mV,腐蚀电流密度从8.920×10~(-5) A/cm~2减小为8.826×10~(-6) A/cm~2,同时,阻抗也从原来的1000Ω增加到60 000Ω,可知激光强化镁合金的耐腐蚀性能较原始镁合金的耐腐蚀性能均有一定程度的改善。结论医用AZ91D镁合金在不同脉宽的Nd:YAG脉冲激光处理后,表面晶粒得到了细化,强化层中富集Al,在模拟体液中的耐腐蚀性能得到改善。