浇注温度对液-固轧制A356/6082复合板界面组织及力学性能的影响

采用液-固轧制复合技术制备A356/6082层状复合板,研究浇注温度对A356/6082复合板界面组织及力学性能的影响。结果表明:当浇注温度偏高时,界面区激冷作用强烈,细小的共晶硅在界面处堆积,阻碍元素进一步扩散;当浇注温度偏低时,两种合金仅仅在轧制力作用下形成机械结合,其显微硬度值在界面附近发生突变,由82.4 HV骤降至61.5 HV;当浇注温度为660℃时,复合板界面区组织均匀,元素扩散宽度约为93μm,实现了良好的冶金结合,其剪切强度最高可达到114.2MPa;随着浇注温度的降低,复合板抗拉强度逐渐提高;当浇注温度为620℃时,其抗拉强度最大为205 MPa,断裂位置首先发生在A356铝合金一侧。     

2024/6061铝合金铸造复合行为及其界面组织性能

采用液-液复合铸造法制备2024/6061铝合金铸坯,研究不同浇注间隙时间下双金属复合铸造行为与铸坯组织特点,分析界面组织演变、元素扩散规律和结合性能,揭示双金属铸坯界面的结合机理。结果表明,不同浇注间隙时间下复合铸坯均表现为冶金结合,界面形貌清晰、牢固。界面两侧Mg、Si、Cu元素均存在一定程度扩散,其中Si扩散距离最远。浇注间隙时间为20s时,复合坯料为完全的冶金结合,结合性能介于2024和6061铝合金之间,其硬度(HV)、屈服强度、抗拉强度和伸长率分别为88.7、193.4 MPa、290.4MPa和20.8%。     

Al/Zn双金属复合板的界面研究

采用复合铸造制备了A356/Zn双金属复合板。通过改变两种合金的浇注顺序和A356铝合金浇注温度来改变复合板界面组织和过渡区厚度。通过对复合界面进行SEM+EDS分析,研究了A356/Zn双金属复合板界面组织的形成机制。结果表明,当A356铝合金浇注温度为660℃时,界面实现了良好的冶金结合,形成了发达的树枝晶,过渡区厚度约为2mm,结合界面根据生成相的不同可以分为3个区域;当A356铝合金的浇注温度为620℃时,中间区域的树枝晶有明显减小甚至消失,过渡区的厚度减小到约1mm。     

Zn中间层和浇注温度对A356/2024层状复合材料界面组织及性能的影响

利用液-固铸轧技术制备A356/2024层状复合材料,研究了Zn中间层和浇注温度对液-固铸轧A356/2024层状复合材料界面组织的影响,并分析了复合材料的界面剪切强度和硬度分布。结果表明,采用表面镀Zn预处理能够有效地去除2024铝合金基板表面的氧化膜,并形成Zn包覆层,避免了二次氧化的发生。当浇注温度为700℃时,复合界面剪切强度从未镀Zn预处理的100MPa提升到镀Zn预处理的141 MPa,剪切强度提高近40%。当浇注温度为700℃时,由于Zn中间层的存在,使得镀Zn预处理的复合材料相比于未镀Zn预处理的会在2024铝合金基板一侧出现硬度峰;在高温铝液的热作用下,Zn中间层会使得Al基板表面形成更宽的熔融区域并形成更多的硬化相,导致硬度峰值的出现。     

热处理对A356/6082复合板界面组织及力学性能的影响

采用液-固轧制复合技术制备A356/6082复合板,研究热处理温度对A356/6082复合板界面组织及力学性能的影响。结果表明,随着热处理温度的升高,A356铝合金一侧共晶Si组织发生颈缩、溶断、球化,并且球化现象首先在界面处发生,界面区剪切强度逐渐增大。当热处理温度为550℃时,复合界面处组织分布均匀,Si颗粒细小圆整,界面区元素得到充分扩散,元素扩散宽度约为136μm,复合板剪切强度最大值约为145MPa,复合界面在受到均匀塑性变形时,其剪切断裂方式为脆性断裂。     

2024/6061铝合金双金属铸坯热轧行为研究

采用液-液铸造-热轧复合法制备2024/6061铝合金双金属坯,研究了浇注间隙时间为10～20 s及其在轧制温度为450、480℃下的铸造-热轧复合规律。分析了复合界面组织、元素扩散规律及其界面的力学性能。结果表明:在间隙时间为15 s时有利于界面结合,而20 s时界面出现一定缺陷。轧制温度升高能促进界面元素扩散,增强界面复合,Cu元素在15 s时达到最大扩散距离14μm,发生了冶金结合。在靠近6061一侧,复合界面的硬度值有所上升,当浇注间隙时间为15 s、轧制温度为480℃时,复合界面的抗拉强度达到204.7 MPa,伸长率为20.7%。     

A356浇覆温度对铝/钢复合板界面组织及力学性能的影响

先采用热浸镀铝?锌工艺对Q235钢板进行表面镀层处理,后将液态的A356铝合金定量浇覆于经预热的钢板表面,通过液固铸轧成功制备铝/钢复合板。运用光学显微镜(OM)、SEM观察界面结合与组织形貌,结合EDS、XRD分析界面物相成分,并测试微观硬度、室温拉伸和剪切强度。结果表明:随着浇覆温度的提高,复合板界面间隙消失,整体趋势上扩散层厚度逐渐增加。当浇覆温度为710℃及以上时,界面处会形成Fe3Al、FeAl、FeAl2、Fe2Al5和FeAl3相。在同一浇覆温度下,硬度整体趋势为在Q235和A356基体中保持稳定,而在从Q235侧距界面中心100μm至A356侧距界面中心100μm的范围内连续下降。抗拉强度和剪切强度都表现出先增加后减小的趋势,浇覆温度为710℃时,复合板的成形质量最佳,抗拉强度和剪切强度都为最大,分别为336.4 MPa和137.6 MPa。     

复合铸造铝合金接头的显微组织及力学性能（英文）

通过复合铸造的方法将液态A356铝合金与固态6101铝合金连接在一起,研究复合接头的显微组织、元素分布、硬度及拉伸性能,并分析其界面形成机理和断裂行为。结果表明:通过在固态6101铝合金表面电镀锌的方法并精确控制实验参数的条件下,可以使A356铝合金和6101铝合金之间形成冶金结合。在2种铝合金之间会形成过渡区,由于固态6101铝合金表面熔体的高过冷度,过渡区呈致密的等轴晶组织。在拉伸性能测试中,断裂位置总是在A356铸态合金内部,说明接头连接强度高于A356铸态合金的强度(145 MPa)。     

不同挤压比下Mg/Al双金属界面的微观组织与力学性能研究

利用正挤压将镁合金MB26和铝合金7075在不同挤压比下挤压成包覆棒材。重点研究了镁铝复合棒材在不同挤压比下的微观组织和力学性能。结果表明,挤压温度450℃时制备的Mg/Al复合棒材在不同挤压比的试样界面厚度不均,在170~2300μm,且在界面上能看到一些微孔;界面处的硬度值明显高于镁铝两基体的硬度值,高达256HV以上;随着挤压比的增加,镁铝结合界面的硬度增大,界面厚度增加,晶粒变得细小;在高温高压下,Mg/Al复合棒材在界面结合区发生了元素的扩散,进而在结合界面发生冶金反应:近铝侧生成Al_3Mg_2相,近镁侧生成Al_(12)M_(17)相。     

浇注温度对液固铸造复合铝锭界面组织与强度的影响

采用液固铸造法制备4343/3003/4343复合锭,研究了浇注温度对复合锭的界面组织和结合强度的影响,讨论了复合锭的界面结合机理。结果表明,在725~750℃下浇注4343/3003/4343复合锭,复合锭的复合界面表现为冶金结合,由Al-Si固溶体层和Si、Mn元素扩散层构成,Al-Si固溶体层厚薄均匀,Si、Mn元素的扩散距离分别为10μm和32μm,复合界面的结合强度高于3003铝合金的抗拉强度。液固铸造4343/3003/4343铝合金复合锭的界面复合机理为:4343铝合金熔体首先在3003铝合金复合锭表面急冷形成Al-Si固溶体,Al-Si固溶体中的Si和3003铝合金中的Mn再相互扩散,形成冶金结合。     

合工艺制备半固态A356铝合金浆料的研究

将晶粒细化处理引入低过热度浇注和弱电磁搅拌技术中,形成了制备半固态合金浆料的复合工艺.应用复合工艺制备了半固态A356铝合金浆料,研究了复合工艺对所制备的半固态初生0相形貌和尺寸的影响.研究结果表明,细化处理的液态A356铝合金经低过热度浇注和弱电磁搅拌可制备具有颗粒状和蔷薇状初生α相的半固态浆料,并且浇注温度可适当提高.与未经细化处理的A356铝合金试样相比,细化处理可显著改善A356铝合金中初生α相的晶粒尺寸和颗粒形貌及其沿铸锭径向上的分布.     

浇注温度对304不锈钢/纯铝复合材料界面组织及性能的影响

采用热浸镀铝工艺对不锈钢管表面进行镀铝处理，再用固-液复合铸造法制备304不锈钢/纯铝管状复合材料，用SEM观察复合界面的微观形貌，结合EDS与XRD物相检测对复合材料结合界面的物相成分与分布进行分析，并测试其显微硬度、抗拉强度和剪切强度。结果发现，随着浇注温度提高，界面处裂纹消失，结合层厚度逐渐增加。界面处形成金属间化合物，主要以FeAl₃和Fe₂Al₅相为主，Fe和Al的含量在界面附近呈现相反的阶梯梯度分布，且存在一个稳定的台阶。随浇注温度升高，纯铝基体的硬度基本保持稳定，304不锈钢基体的硬度有所降低。抗拉强度和剪切强度都呈现出先上升后下降的趋势，当浇注温度为740℃时抗拉强度和剪切强度均达到最大，分别为512.3 MPa和41.6 MPa。     

304钢/QAl9-4铝青铜复合界面的显微组织及性能

采用真空扩散焊接技术制备304不锈钢与QAl9-4铝青铜双金属复合材料,通过金相显微镜(OM)、扫描电镜(SEM)、透射电镜(TEM)、X射线衍射仪(XRD)分析了钢/铜复合界面的显微组织、相结构及化学成分,利用硬度测定仪及拉伸试验测试了界面处的力学性能。结果表明:在(1150±50)℃、4.0×10~(-2)Pa真空条件下,界面结合紧密,基体两侧的Fe、Al、Cu等合金原子发生互扩散,形成宽约140μm的过渡层,主要物相为Al Cr Fe_2、Al_4Cu_9、Al Ni3等,显微硬度最大值为420 HV0.02。复合材料的抗拉强度是278 MPa,拉伸断口在复合界面处,呈脆性断裂特征。钢/铜扩散焊接的机理是基体钢中Fe、Cr等元素优先在铜表面铺展润湿,在界面处与其他合金原子(Al、Cu等)发生相互扩散形成过渡层,最终形成良好的冶金结合。     

活塞用铝合金复合铸造的界面及硬度

在ZL109合金表面电镀Cu改善其润湿性,并用重力铸造成功制备ZL109-Al99.5和ZL109-ZL109复合铸造件。利用扫描电镜和能谱仪分析复合铸造件的显微结构和元素组成,并测试其室温硬度。结果表明:ZL109-Al99.5和ZL109-ZL109复合铸造件均具有良好的冶金结合界面,界面结合为熔合结合与扩散结合作用;ZL109-Al99.5显微硬度从Al99.5侧的30HV左右向ZL109合金侧逐步递增至85HV,而ZL109-ZL109的硬度则在界面处出现波谷,硬度为64HV左右,界面组织主要表现为α(Al)柱状晶。     

转动输送管制浆工艺参数对A356合金半固态组织的影响

利用开发的低转速输送管控制浇注工艺制备了A356合金半固态组织,从不同浇注温度、不同转动速度下晶核的来源和不同结晶器冷却强度下游离晶演变的2个角度,结合凝固微观组织模拟技术分析了非枝晶组织的形成与演变规律.结果表明:适当的低温浇注和输送管转速可极大地提高有效形核数目,降低熔体的冷却强度有利于初生相呈球形生长;晶粒周围溶质扩散层的叠加影响着液/固界面处引起界面失稳的浓度梯度,进而影响初生相的生长形态.     

半固态A356铝合金浆料的行波搅拌制备工艺

采用行波电磁搅拌和低过热度浇注复合制备工艺,成功制备出初生α-Al为球状的较大尺寸A356铝合金半固态浆料.研究了浇注温度、搅拌频率和搅拌功率对A356铝合金半固态浆料组织的影响.结果表明,随着浇注温度的降低,半固态A356铝合金组织中的初生α-Al更圆整.当搅拌频率达到或高于10Hz时,半固态A356铝合金浆料中的组织比较理想.当电磁搅拌功率增大时,半固态A356铝合金熔体中的蔷薇状初生α-Al受到更剧烈的附加温度起伏而使枝晶根部熔断,形成更多更圆整的球状初生相.因此,在630℃浇注、搅拌频率为10Hz和搅拌功率为1.72kW下,能制备出更圆整、细小的初生α-Al.     

浇注温度对Cu/Ni水套材料界面结合特性的影响

利用固-液复合法制备了一种预埋纯镍管的新型Cu/Ni水套材料,采用金相、扫描电镜、显微硬度和剪切强度测试,重点分析不同浇注温度下铸铜水套材料的基体与顸埋镍管的界面结合特性,如界面原子扩散行为、显微硬度、结合强度等.结果表明,在1 100℃、1 200℃和1 300℃3个浇注温度下,随着浇注温度的升高,界面处扩散层厚度增加,显微硬度增大;当浇注温度过高(1 300℃)时,镍管表面易于附着铜基体中析出的微小气孔,降低界面的结合强度,在1 200℃浇注温度下获得了约为162 MPa的最佳界面剪切强度.     

TA1-304不锈钢爆炸焊接复合板组织和性能的探究

通过爆炸焊接的方式复合TA1和304不锈钢两种材料从而获得复合板,对复合板结合界面的微观组织进行测试分析,观察发现复合板的结合界面呈周期性波状结合。在界面波形的端部存在较大的熔化区,熔化区附近有漩涡存在。对界面进行EDS面扫描,结果显示,界面处存在元素扩散现象。显微硬度测量结果表明:界面处维氏硬度最高,为413.10 HV,而且距界面结合处距离越远,显微硬度越低,并逐渐降低至和原材料一致。     

定向凝固下Ti-48Al合金与不同氧化物铸型涂层界面反应的研究

通过SEM、EDS以及XRD等检测方法对Ti-48Al合金分别与Al2O3、Y2O3、ZrO2铸型涂层的界面反应处的微观组织、元素分布以及界面处的相组成等进行检测;同时结合对界面处的硬度测量,得到界面反应层厚度。结果表明,合金熔体与不同铸型涂层均发生了界面反应。铸型涂层材料不同,界面反应剧烈程度也不同。反应过程中在熔体和扩散元素的冲击下,物理侵蚀和化学反应同时存在形成了反应层,反应的强弱则与涂层材料有关。更值得注意的是,对钛铝合金与铸型涂层的热力学性质进行了计算。研究还表明,熔体在界面处的反应层主要由涂层材料的脱落扩散程度控制,涂层中的元素尤其是O元素的扩散是控制界面反应进程的重要因素。     

包覆率对直接水冷铸造法制备包覆铸锭界面组织和性能的影响（英文）

采用数值模拟和实验相结合的方法研究了不同包覆率的AA4045/AA3003铝合金包覆铸锭的制备,并对界面处的温度场和组织性能进行了详细分析。结果表明,采用直接水冷铸造法可得到不同包覆率的铸锭,Si和Mn在界面处发生了互扩散并形成扩散层。随着包覆率的增加,两种合金接触时界面区域由半固态-固态转变为液态-固态,界面处硬度由HV 47增加到HV 55,扩散层厚度由10增加到25μm。界面处硬度高于AA3003合金一侧,低于4045合金一侧,这是由元素扩散引起固溶强化造成。均匀化退火后,在包覆铸锭被反向挤压成复合管材的过程中,界面处保持层状结构不变,包覆率在变形过程中的遗传性得到证实。