挤压态AZ31镁合金恒温超塑性固态焊接研究

对AZ31镁合金进行了恒温超塑性压缩和恒温超塑性固态焊接试验,研究了AZ31镁合金在大气环境下恒温超塑性固态焊接可行的工艺参数。结果表明:温度对恒温超塑性固态焊接接头强度影响较大,时间的影响其次,应变速率的影响相对较小。恒温超塑性固态焊接过程中组织发生了动态再结晶,并能在更省能源、省时间的条件下,达到与扩散焊相当的接头剪切强度。在预压应力30 MPa、焊接温度450℃、应变速率为1×10~(-4) s~(-1)的条件下,经13 min压接,可实现AZ31镁合金的超塑性连接,剪切强度达到42.08 MPa。     

挤压态AZ31镁合金扩散焊及焊后热处理研究

以AZ31镁合金作为研究材料,首先对AZ31镁合金板材进行退火温度300℃、保温时间30min的焊前预处理,将预处理后的AZ31镁合金进行扩散连接,之后对焊接接头进行焊后热处理。结果表明:扩散连接工艺参数为真空度15Pa、压力l0MPa、温度470℃、保温时间90min时,接头剪切强度达到最大值41.32MPa。焊后热处理能显著提高AZ31镁合金焊接接头强度,将工艺参数为470℃×90min扩散焊接后的试样进行350℃×5h的焊后退火,接头的剪切强度进一步提高到49.29MPa,提升了20%左右。     

挤压态AZ91镁合金真空扩散焊接

采用再结晶退火的方式对挤压态AZ91镁合金晶粒细化,并将细化后的镁合金进行真空扩散焊研究.剪切试验结果表明,在固定压力为10 MPa和真空度为16 Pa的条件下,扩散焊温度470℃、保温时间90 min时,抗剪强度最大为52.83 MPa.在一定范围内升高焊接温度,接头强度有所提高,扩散焊温度和保温时间共同影响扩散焊接头的性能.试样焊接表面的处理,对焊接效果有明显影响.     

镁合金拼焊板焊接性能及覆盖件冲压成形

采用钨极交流氩弧焊的焊接方法成功制备0.8mm厚的AZ31和AZ80镁合金拼焊板,确定了钨极交流氩弧焊接工艺参数。经过300℃×60min退火热处理后,使镁合金拼焊板焊接接头平均晶粒度从23μm细化到16μm。对0.8mm厚的AZ31、AZ80镁合金拼焊板冲压成形,当AZ31薄板的温度范围在190℃～210℃,AZ80薄板的温度范围在310℃～350℃时的成形效果良好。在成形件底部,焊缝向塑性较差的AZ80材料侧偏移,最大移动距离为0.55mm。     

AZ91镁合金热塑性的试验研究

对铸态和均匀化退火的AZ91镁合金进行不同温度、不同应变速率的热模拟试验,研究了其高温热塑性.结果表明,与铸态合金相比,经均匀化退火的AZ91镁合金断面收缩率有较大提高,抗拉强度明显降低;当变形温度在300℃～420℃时,断面收缩率先增大后减小,在380℃～400℃之间达到最大值,抗拉强度趋势呈近似直线递减.在380℃～400℃范围内变形,塑性最好.均匀化处理的合金,在应变速率为0.05 s-1、0.5 s-1、5 s-1时进行热模拟,断面收缩率在变形温度为380℃时达到最大.在不同变形温度下,应变速率减小,断面收缩率增大,抗拉强度降低,塑性提高.     

基于铬青铜超塑变形的铬青铜/钨合金固相焊接

探讨了在铬青铜超塑变形条件下实现铬青铜与钨合金固相焊接的可行性及影响因素 ,试验表明 ,将铬青铜与钨合金试样待焊表面认真清洗后对接 ,并施加 10～30MPa的预应力 ,然后在 740～ 80 0℃、初始应变速率 (1.6 7～ 13 .3)× 10 -4 s-1变形条件下恒温压接 3～ 10min即可实现接头剪切强度达铜基母材强度的固相焊接。焊接过程中铬青铜发生了超塑性流变 ,钨合金变形甚微 ,原界面两侧原子发生了明显扩散     

AZ31镁合金超塑性及其变形机制图

在温度为400～440 ℃、应变速率为10-2～10-4 s-1范围内,研究挤压态AZ31镁合金的超塑性.结果表明,当应变速率较高时,颈缩是超塑性断裂的主要原因.温度越高,应变速率敏感指数m值越大, AZ31镁合金的超塑性伸长率越高.当应变速率较低时,空洞扩张是影响超塑性断裂的主要原因,温度越高,超塑性伸长率越低.研究了超塑性变形机理,建立了超塑性变形机制图,结果表明,温度为400 ℃或420 ℃、应变速率较低时,AZ31镁合金的超塑性变形属于溶质拖曳的位错蠕变机制;当应变速率较大时,属于攀移控制的位错蠕变机制.温度为440 ℃时,AZ31镁合金的变形机制符合晶格扩散控制的位错蠕变.     

AZ31B镁合金冷轧及退火后的组织与性能

研究了AZ31B镁合金的冷轧工艺与冷轧后的组织变化,以及退火过程中退火温度、保温时间以及冷轧变形量对再结晶组织的影响,获得了静态再结晶图.当冷轧变形量大于15%,退火温度不超过400 ℃,可以获得细小的再结晶晶粒.最佳的冷轧及退火工艺为:冷轧变形量15%～25%,退火温度200～350 ℃,时间为30～60 min.冷轧退火AZ31B镁合金板材具有较好的力学性能,应变速率对镁合金冷轧退火板材的伸长率影响较大,而应变速率对强度基本上没有影响.     

半固态等温热处理AZ91D镁合金的显微组织及压缩变形行为

研究了AZ91D镁合金半固态等温热处理后的组织及其压缩变形行为。结果表明,AZ91D镁合金经570℃×60min半固态等温热处理后,枝晶组织特征已不明显。此外,AZ91D镁合金经570℃×60min半固态等温热处理后,半固态压缩应力在压缩应变近似为0.025时达到最大值,然后随着压缩应变的增加而逐渐减小,最后几乎保持不变;进一步,其半固态压缩变形应力还随着变形温度降低或变形速率增加而增加。     

镁合金与钛合金的瞬间液相扩散焊

为实现镁合金AZ31B与钛合金Ti6A14V的可靠连接，研究了两者以Al为中间层的瞬间液相扩散焊接头的微观结构与连接强度。研究结果表明：当焊接时间为180min时，焊接温度是影响界面反应热力学与动力学的主要参数，其对接头的微观组织、接头界面新生相构成与连接强度有重要影响。保温温度低于450℃时，AZ3IB／AI界面无液相产生，无法实现AZ31B与Ti6A14V的可靠连接；保温温度在450℃～480℃变化时，温度对AZ31B／Al／Ti6A14V界面反应的动力学因素有明显影响，且直接决定了焊后接头新生相的构成与分布。470℃保温180min的接头剪切强度较高（72．4MPa），达到AZ31B母材（86MPa）的84．2％。     

AZ91镁合金/7075铝合金异种金属扩散焊

采用真空扩散焊对AZ91镁合金,7075铝合金进行了扩散连接,对焊接接头进行金相显微组织分析.并利用显微硬度计和微机控制电子万能试验机对接头界面扩散区的显微硬度和接头抗剪强度进行分析.研究结果表明.焊接温度和保温时间对接头抗剪强度有显著影响,在连接温度为470℃,保温时间为60min时,过渡层宽度为34.36μm,接头...     

AZ31/AZ61/AZ91镁合金超塑性压缩变形的本构方程

对再结晶退火后的AZ31、AZ61、AZ91镁合金进行热压缩试验，研究该系列镁合金在变形温度423～673 K和应变速率1×10^-4～1×10^-2 s^-1范围的超塑性行为，分析工艺参数、显微组织和超塑性行为之间的关系。试验结果表明，在673 K和1×10^-2 s^-1的初始应变速率下，该系列镁合金的应力应变曲线表现为明显的超塑性特征，其应变速率敏感指数分别为0.25、0.23、0.24，超塑性变形激活能分别为105.8、165.4、126.2 kJ/mol，接近其晶界自扩散活化能，并由此建立相应的超塑性压缩本构方程。     

焊前固溶处理对铸态AZ91镁合金搅拌摩擦焊接接头组织和性能的影响

对AZ91镁合金进行了直接搅拌摩擦焊接及焊前预固溶搅拌摩擦焊接实验。采用扫描电镜(SEM)、透射电镜(TEM)、电子探针(EPMA)和拉伸实验等分析了焊接接头的微观结构和力学性能。结果表明：直接搅拌摩擦焊接后接头搅拌区的微观结构由于晶粒细化和粗大第二相的破碎、溶解及再析出而得到改善，然而大量粗大的β相在焊缝后退侧过渡区连续性聚集，使得该β相与基体之间的界面成为裂纹萌生源。直接搅拌摩擦焊接头的拉伸强度及断后伸长率分为136.68 MPa和2.34%,对铸态AZ91镁合金在400℃固溶12 h后，其焊接接头的拉伸强度及断后伸长率分别为184.81 MPa和6.79%。尽管焊前预固溶搅拌摩擦焊接接头的搅拌区平均晶粒尺寸较直接焊接接头的稍大，但是微观结构较直接焊接更加均匀。说明预固溶处理能够显著改善焊缝区域第二相的分布，使镁合金变形协调性增加，显著提高了焊件的强度和塑性。     

AZ91D镁合金高温压缩变形行为

针对AZ91D镁合金,采用Gleeble1500D热模拟实验机对原始铸态试样在不同温度和应变速率下的高温压缩变形行为进行了实验研究.结果表明,AZ91D镁合金在压缩温度为200℃时,随着应变速率增大,应力升高加快;压缩温度为300～400 ℃、应变速率为0.001～1 s-1时,材料呈现出稳态流变的特性;当应变速率提高到5 s-1时,未出现稳态流变现象.建立了AZ91D镁合金低、高温压缩的变形力学模型,其结果可为镁合金的塑性成形工艺的制订提供理论依据.     

采用冷喷涂铜涂层做中间层的镁合金与钢共晶接触反应钎焊工艺及接头性能

采用厚度为50 μm的冷喷涂铜涂层作为中间层,研究了连接温度和保温时间对AZ31B镁合金/钢异种金属接触反应钎焊接头剪切强度的影响规律.通过金相显微镜、扫描电镜（SEM）、X射线衍射仪（XRD）、显微硬度和剪切强度试验,研究了AZ31B镁合金/钢钎焊接头界面微观组织和力学性能.结果表明,当连接温度为530℃,保温时间为60 min时,接头剪切强度达到最大值36.9 MPa.AZ31B镁合金/钢钎焊接头界面反应产物主要为Mg₂Cu,α-Mg固溶体和Mg-Cu-Al三元相.Mg-Cu-Al三元相的尺寸和分布,以及08F钢侧是否存在Mg₂Cu共晶相共同决定了接头的强度.由钎焊接头断口可知,最佳工艺参数下断裂方式为脆性断裂与韧性断裂的混合方式.     

焊后热处理对AZ91D镁合金搅拌摩擦焊接头组织的影响

对厚度6 mm的AZ91D镁合金搅拌摩擦焊接头热处理前后的焊缝微观组织和静态再结晶动力学进行研究。结果表明:热处理后,AZ91D接头焊核区组织发生了静态再结晶,等轴晶组织明显细化,β-Mg_(17)Al_(12)相在焊核区的分布由原来的团簇状变为细小弥散的短棒或点状,且含量减少。AZ91D接头焊核区再结晶激活能为42.6 k J/mol,在300、350、400和450℃退火条件下,接头焊核区发生完全再结晶的时间分别为75、37.5、25和15 min。     

镁合金与不锈钢的瞬间液相扩散连接

以Cu箔为中间夹层对AZ31B镁合金与304不锈钢进行瞬间液相扩散连接,研究了焊接接头的微观结构和连接强度。结果表明,在510℃/30 min、530℃/10 min下进行扩散连接时,接头界面区没有出现共晶液相,界面结合较弱;520℃/30 min、530℃/20 min时,接头界面区形成Mg-Cu共晶液相,焊缝宽度显著增加,界面结合强度提高;530℃/30min时,镁基体一侧形成350μm的层状扩散区,接头显微组织依次是Mg-Cu共晶组织层、富Mg固溶体层、弥散分布于镁合金基体的Mg17(Cu,Al)12相和分布于镁合金晶界的Mg-Cu-Al三元化合物所组成的镁合金基体渗透区,其剪切强度达到最大(52 MPa);540℃/30 min、530℃/40 min时,界面扩散区的共晶液相发生等温凝固,镁合金基体晶界处Mg-Cu-Al三元金属间化合物呈连续网状分布,接头的剪切强度降低。AZ31B基体发生了再结晶及晶粒长大。     

工艺参数对半固态镁合金表观粘度的影响

通过制备AZ91D镁合金半固态浆料,研究不同剪切速率、固相分数和搅拌时间对半固态镁合金AZ91D表观粘度的影响。结果表明,半固态镁合金表观粘度的大小随固相分数的增加而增加,随剪切速率的增大和剪切时间的延长而降低。在剪切温度570℃左右,其相对应的固相分数fs=0．41时较适合镁合金的半固态流变成形。剪切速率越大,合金浆料到达稳态的时间越短。     

AZ31B-AZ91D异种镁合金自动弧焊工艺研究

本文利用焊接机器人夹持氩弧焊炬对AZ31B-AZ91D异种镁合金自动弧焊工艺进行了研究,并在焊后利用金相显微镜、扫描电子显微镜、电子能谱仪和拉伸试验机等先进手段对焊接接头的微观组织、析出相类型、拉伸性能及断口形貌进行了表征分析。研究结果表明,在焊接电流130A、焊接速度0. 65m/min、填丝速度0. 7m/min、正面保护气体流量16L/min、背面保护气体流量19L/min的焊接工艺条件下,可得到外观形貌良好的AZ31B-AZ91D异种镁合金焊接接头。邻近焊接接头AZ31B一侧的微观组织可以清晰地分为AZ31B母材区,热影响区和焊接熔化区,邻近AZ91D一侧析出相数量明显增多,EDS分析结果表明,该析出相为β-Mg17Al12相。拉伸结果显示,AZ31B-AZ91D异种镁合金焊接接头的屈服强度、抗拉强度和断后延伸率分别达到了AZ31B母材的76. 38%、88. 45%和42. 77%。表明该焊接接头力学性能优异。焊接接头拉伸断口形貌呈现出韧性-脆性复合断裂特征。     

镁合金AZ31轧制板材的单向拉伸行为

通过单向拉伸试验研究了AZ31镁合金轧制板在不同温度和应变速率下的力学性能。根据镁合金在50℃~400℃范围内的单向拉伸曲线分析结果,找出AZ31镁合金的抗拉强度、伸长率随变形温度、变形速度的变化规律。结果表明:AZ31镁合金轧制板的塑性随着应变速率的降低有明显提高;温度的升高可明显改善轧制板的塑性;当应变速率为1.5×10-2s-1、温度为400℃时,伸长率达到123.9%。