快速凝固对AZ61组织及性能的影响

通过铜模喷铸的方法制备得到快速凝固态AZ61镁合金,并通过X射线衍射(XRD)分析、扫描电子显微镜(SEM)观察对铸态及快速凝固态AZ61镁合金的组织结构及相的组成进行表征。研究发现快速凝固态AZ61镁合金的组织均匀细小,且样品中弥散分布着颗粒状的Mg17Al12相,除此之外,该合金的α-Mg中还固溶了大量的Al、Zn元素。通过压缩实验发现快速凝固态AZ61镁合金具有极高的强度,其压缩断裂强度达到440 MPa,远高于铸态AZ61镁合金。同时还测试各个样品在3.5%NaCl中性溶液中TAFEL曲线并结合腐蚀表面SEM图研究样品的腐蚀性能。     

AZ31镁合金铸态组织及其退火工艺研究

文中以AZ31合金为研究对象，对其铸锭组织及其退火工艺进行研究．为AZ31镁合金由铸态组织直接塑性变形提供一定的参考依据。     

镁合金温变形后的组织与性能

研究了镁合金(Mg-3Al-lZn)铸棒在不同变形温度和变形程度下的组织演变过程和再结晶行为,并对不同变形条件下试样进行拉伸试验。结果表明:通过挤压变形及动态再结晶,可以显著的细化镁合金的晶粒,其晶粒尺寸可由铸态的约100μm减少到5μm;随变形温度的升高,合金的抗拉强度下降,到一定温度后,趋于稳定;在相同的变形程度下,随着变形温度的升高,晶粒有长大的趋势。     

AZ31和ZK60变形镁合金阻尼性能的研究

在频率为10 Hz、应变为9.6×10~(-5)~1.45×10~(-2)时,对AZ31、ZK60镁合金室温下的阻尼性能进行研究。结果表明:AZ31、ZK60镁合金阻尼性能可用G-L模型来解析;晶粒细化、析出相增多会阻碍位错运动,使镁合金阻尼性能下降;AZ31镁合金阻尼性能要优于ZK60镁合金,不同热加工态AZ31、ZK60合金的阻尼-应变曲线具有相同特点,表现为铸态合金阻尼性能较优,其次为热变形+T6热处理态、热变形态。     

可锻铸铁铸态组织质量控制的研究

研究了可锻铸铁白口铸坯凝固组织的差异与控制。提出了白口铸态组织各种共晶碳化物的形态、数量，白口组织晶粒大小，铸态珠光体组织形态的控制；铸态石墨形态、数量、大小与可锻铸铁铸态组织质量的关系以及对可锻铸铁石墨化退火的影响。     

高速冲击载荷作用下AZ80镁合金抗弹性能研究

以Mg-Al-Zn系中价格较低廉但强度较高的AZ80合金为研究对象,选用3种不同热加工状态的AZ80合金作为靶板材料,进行高速冲击载荷作用下AZ80镁合金抗弹性能研究。结果表明,AZ80合金靶材上的弹坑深度大小依次为铸态、均匀化、变形+热处理态。AZ80合金靶材上弹坑根部均产生了塑性形变带,形变带宽度由大到小顺序为热压缩+T6态、均匀化、铸态。硬度测量表明,形变带部位硬度升高。AZ80合金靶材的抗弹性能强弱顺序是:变形+热处理态、均匀化、铸态。     

固溶处理对流变压铸ZA94镁合金组织和硬度的影响

为探究固溶处理对流变压铸ZA94镁合金二次凝固组织的影响,利用光学显微镜、X射线衍射仪和显微硬度计研究自孕育流变压铸ZA94镁合金在不同固溶温度和时间下二次凝固相的显微组织和硬度变化。结果表明:自孕育流变压铸ZA94镁合金主要由球状的初生α-Mg相、等轴晶状的二次α-Mg相以及网状结构的Mg32(Al,Zn)49+Mg Zn组成;随着固溶时间的延长和固溶温度的升高,二次凝固的α-Mg相不断发生球化且尺寸增大,第二相由连续的网状结构演变为弥散沿晶界分布的颗粒状,硬度值呈先增大后减小的变化趋势,最佳的固溶工艺为340℃+(20~24)h,其硬度值为64.7HV~65.5HV。     

热处理及变质处理对含铬铸钢组织性能的影响

利用动载磨损试验机对经过不同处理的铬铸钢试样进行磨损试验,研究变质处理、热处理或者二者共同作用对含铬铸钢磨损性能及组织的影响。实验结果表明:含Cr钢铸态组织未经过变质时,在铸态组织中容易产生网状碳化物,即使在经过热处理也无法全部断开网状组织;而经0.25%稀土硅变质后再经960℃×4h正火,其耐磨性提高了66%。其主要原因在于稀土变质及热处理使含铬铸钢铸态组织中连续网状的共晶碳化物转变为断续状的小块状碳化物所致。     

热挤压AZ91D镁合金线材的组织与性能研究

对铸态AZ91D合金进行400~460℃不同温度下的正挤压,制备出直径为3~4 mm的线材。利用光学显微镜分析线材的组织,测试其拉伸力学性能和热膨胀系数。结果表明,在不同挤压温度下均可制备出AZ91D镁合金线材,挤压温度越低,线材晶粒越细小。线材具有优异的力学性能,经400℃热挤压成形的线材抗拉强度和伸长率高达285.6 MPa和5.3%,明显高于同牌号铸态合金的性能。线材的平均线膨胀系数为(21.3~27.4)×10-6K-1。较低挤压温度下制备的线材具有较高的力学性能与较小的线膨胀系数。     

AZ80-Ce0.9镁合金电子束焊接接头组织性能研究

为提高铸态AZ80镁合金焊接接头性能,用真空电子束焊接工艺焊接85 mm厚的AZ80-Ce0.9镁合金,用X射线衍射仪、金相显微镜、扫描电镜和万能试验机等研究焊接接头的显微组织和力学性能。结果表明:焊接接头焊缝区的晶粒细小,尺寸为5～10μm,晶内存在点状Al3Ce相,其尺寸和数量均小于母材,且焊缝区硬度高于母材,平均硬度为66.94HV;焊接接头拉伸断裂均发生在母材位置,抗拉强度、伸长率为184.6 MPa、5.2%;焊接接头拉伸断口呈解理台阶和韧窝状特征的混合断裂形式;添加Ce可提高AZ80-Ce0.9镁合金焊接接头的综合性能。     

钇和铈对AZ91D镁合金的组织及力学性能的影响

采用真空熔炼金属型铸造方法,在AZ91D镁合金中添加适量的稀土元素钇和铈,研究钇和铈对AZ91D组织和力学性能的影响规律。结果表明,在AZ91D中添加适量钇和铈可以使合金的组织细化,Mg17Al12第二相分布均匀弥散,提高AZ91D镁合金的力学性能。     

钇对AZ91D镁合金组织和力学性能的影响

研究在通氩气下Y精炼剂对AZ91D镁合金组织和性能的影响。试验结果表明,AZ91D镁合金加入Y后,显微组织主要由α-Mg基体相、β相(Mg17Al12)、Al2Y相和Al6Mn6Y相组成。经复合净化处理后的AZ91D镁合金力学性能明显改善,平均抗拉强度由101.88MPa提高到141.91MPa,但延伸率提高不明显。     

AZ91D镁合金流变铸轧板材微观组织分析

采用自行研制的镁合金半固态流变铸轧机,利用斜槽法制浆技术进行AZ91D镁合金半固态板材加工实验;采用扫描电镜(SEM)、"Image-Pro Plus"图像分析软件、能谱分析仪(EDS)、对板材试样进行微观组织分析。结果表明,半固态AZ91D镁合金板材的微观组织由近似球形的等轴初生α-Mg晶粒及晶粒周围黑色部分的条状物β-Mg17Al12共晶组织所组成。     

稀土钇对AZ91D镁合金微观组织和腐蚀性能影响的研究

为改善镁合金的耐腐蚀性能,进一步拓宽镁合金的应用范围,研究通氩气下加入稀土Y对AZ91D镁合金组织和性能的影响。结果表明:AZ91D镁合金加入Y后,显微组织主要由α-Mg基体相、β相(Mg17Al12)、Al2Y相和Al6Mn6Y相组成。加入1%Y能显著降低合金的腐蚀速度,提高合金的平衡电位和腐蚀电位,降低腐蚀电流。     

镁合金AM50-1Y和AZ91-1Y腐蚀机理的探析

通过金相分析、扫描电镜等测试手段,对含有1%稀土Y元素的AM50和AZ91镁合金的微观组织和腐蚀性能进行研究,结合镁合金的腐蚀形貌,分析对比两种镁合金在相同腐蚀条件下的腐蚀机理。结果表明,由于两种镁合金成分上的差异,使得AM50-1Y较AZ91-1Y在实验室所采取的腐蚀条件下具有不同的耐腐蚀性能。     

镁合金微弧氧化膜表面层与致密层界面组织的研究

研究镁合金微弧氧化膜的表面层与致密层界面处的组织形态。在磷酸盐碱性电解液(5～20g/LNaH2PO4,1～5g/LNaOH,5～8g/LKF,0.5～2g/LNa3C6H5O7,0.5～2g/LEDTA)中,以AZ91镁合金为基体制备出微弧氧化陶瓷薄膜,制备时采用恒电流控制模式,电流密度为10～30A/dm2。采用透射电镜(TEM)和扫描电镜(SEM)研究氧化薄膜界面及附近区域的微观结构。结果表明:微弧氧化膜的表面层靠近表面层与致密层界面处的组织以微晶和纳米晶为主,含有少量非晶态物质;微弧氧化膜的表面层与致密层界面处的组织以非晶态物质为主;微弧氧化膜的致密层靠近表面层与致密层界面处的组织为混晶组织,主要为MgO晶粒,少量为MgAlO4晶粒,并含有少量非晶态物质。     

NaCl介质中AZ31镁合金的动态电化学腐蚀行为研究

通过自腐蚀电位、电化学阻抗谱以及介质pH值测量研究AZ31镁合金在3.5%NaCl介质中的动态腐蚀行为,用光学显微镜、扫描电子显微镜对腐蚀形貌进行观察,讨论AZ31镁合金的腐蚀机理。结果表明:AZ31镁合金在3.5%NaCl介质中的耐蚀性能较差;腐蚀从局部区域开始,初期以点蚀为主要特征;由于Mg(OH)2等腐蚀产物结构松散、分布不均匀,不能有效阻止腐蚀的发展,致使镁合金表面在较短时间内被严重破坏。     

喷射沉积过程对快速凝固Al－Li合金组织形态的影响

采用新型的喷射沉积快速凝固工艺制备了Ａｌ－３．８Ｌｉ－０．８Ｍｇ－０．４Ｃｕ－０，１３Ｚｒ合金，对其沉积态组织及合金凝固过程进行了初步分析。半凝固态试验合金雾滴沉积时撞击打碎的枝晶和重熔脱落的枝晶臂可作为新的晶核长，在沉积体内形成大量细小，均匀的等轴晶组织。在当地冷却速度较快的沉积坯底部边缘区域还发现存在另外两种组织形态：层状结构和原始颗粒结构。沉积体内部基本上避免了较大的缩孔，减弱了粉末冶金材料原始颗粒界面的问题，但在基本上仍然分布着一定数量、形状各异的孔隙。