半固态触变成形AZ91D镁合金卫星角框件

通过对等径道角挤压处理后的AZ91D镁合金坯的触变成形试验，并借助于金相显微镜、Instron材料拉伸试验机等分析手段，对AZ91D镁合金卫星角框件的半固态触变成形工艺进行了研究。研究结果表明：当坯料加热温度为560℃，保温时间为20min，模具预热温度为400℃，保压时间为40s时，强度可达到292MPa，伸长率达到4．8％；触变成形对材料微观组织的影响主要表现为较明显的固液相分离现象，而对制件晶粒形状的影响比较小，在成形过程中，坯料的流动方式是以液相包裹球状固相颗粒的方式进行的；通过固溶处理和自然时效可以提高触变成形后的卫星角框件的强度；当固溶时间为6h，强度提高幅度在10％以上。     

时效处理对触变成形AZ91D镁合金组织和力学性能的影响

研究了固溶时效处理(T6)对触变成AZ91D合金组织演变的影响及组织与性能之间的关系。结果表明，触变成形AZ91D合金具有明显的时效硬化特征，分布在基体品界处的β相的数量、大小和形态与合金的力学性能有密切的关系。T6处理能明显提高合金抗托强度、屈服强度与硬度．T6处理后的合金的σb=212MPa，σ0.2=122MPa，硬度为83HV；并且热处理后的断口呈现明显的解理断裂特征。     

AZ91D镁合金的触变成形及其磨损性能的研究

研究了加热时间和模具预热温度对AZ91D镁合金触变成形性、组织和磨损性能的影响。结果表明，适合AZ91D镁合金触变成形的最佳加热时间为90min(在585℃)，模具预热温度为350℃；在此工艺条件下，初生相颗粒较圆整、粒度较小，组织最致密，相应地，其耐磨性也最好；与金属型铸造相比，触变成形显著地减少了缩松，因而，也明显地提高了耐磨性。     

成形工艺参数对触变成形AZ91D镁合金滑动磨损性能的影响

研究了模具温度、锭料加热温度和加热时间对触变成形AZ91D镁合金滑动摩擦磨损性能的影响。结果表明,随着模具温度的升高,合金的磨损率逐渐升高;随着锭料加热温度的升高,合金的磨损率先降低后升高;随着锭料加热时间的增加,合金的磨损率逐渐升高。不同的触变成形工艺参数对AZ91D镁合金的摩擦系数影响不大。     

AZ91D镁合金触变成形二次加热技术与工艺优化

结合镁合金半固态加工的特点,确定了AZ91D镁合金触变成形二次加热的方法,研制了AZ91D镁合金实用的二次加热设备,制定了合理的二次加热工艺参数,并且通过二次加热试验验证了设备和工艺参数的可行性.     

成形参数对AZ91D镁合金触变成形性与缺陷形成的影响

研究了不同成形工艺参数,如坯料加热温度、加热时间和模具预热温度(模具温度)对AZ91D镁合金触变成形性与缺陷形成的影响。结果表明:成形性、缺陷形成与加工参数紧密相关。合适的成形参数为:坯料加热温度在575～595℃,加热时间超过75min,模具预热温度超过275℃;主要有冷隔、液相偏析、缩松、裂纹和氧化夹杂5种缺陷。其中,裂纹和氧化夹杂是主要的缺陷。     

成形参数对AZ91D镁合金触变成形性与缺陷形成的影响

研究了不同成形工艺参数，如坯料加热温度、加热时间和模具预热温度（模具温度）对AZ91D镁合金触变成形性与缺陷形成的影响。结果表明：成形性、缺陷形成与加工参数紧密相关。合适的成形参数为：坯料加热温度在575～595℃，加热时间超过75min，模具预热温度超过275℃；主要有冷隔、液相偏析、缩松、裂纹和氧化夹杂5种缺陷。其中，裂纹和氧化夹杂是主要的缺陷。     

触变成形AZ91D合金的组织及磨损性能的研究

研究了触变成形AZ91D镁合金的组织和磨损性能.结果表明,触变成形AZ91D合金长方体零件的组织并不均匀:在纵向远离内浇道的区域和在横向远离中心的部位初生相颗粒分数略有减小;在往复式磨损实验中,随着往复次数的增加,磨损率先急剧增加,最后趋于常数,随着载荷和往复频率的增加,磨损率则一直呈增大趋势;与金属型铸造相比,触变成形能显著提高耐磨性.     

温度和时间对触变成型AZ91D镁合金摩擦磨损行为的影响

以AZ91D镁合金为对象,研究了触变成型坯料保温温度、加热时间和模具预热温度对摩擦磨损性能的影响,通过磨痕面、磨屑的SEM和EDS分析,优化了成型工艺参数并探讨了磨损机理。结果表明:触变成型工艺能显著提高合金的耐磨性,相对理想的成型工艺参数为保温温度585℃、加热时间60 min、预热温度300℃。较低载荷下,AZ91D镁合金主要发生氧化磨损,摩擦表面易形成MgO、Al_2O_3氧化薄膜,其在连续接触的切应力往复作用下极易脱落而生成新的氧化膜,磨屑呈细小颗粒。随着试验载荷的增加,磨痕面可观察到唇边撕裂和不同程度的塑性变形迹象,合金发生轻微剥层磨损、轻微粘着磨损到严重粘着磨损的转换,磨屑由片状剥层向棉絮团状转变,堆积在磨道两侧且粘着力明显增加。     

AZ91D镁合金在两种盐溶液和空气中的一般腐蚀和应力腐蚀

分别在pH值为6的0．60mol/L NaCl,0．60mol/L NaNO_3溶液和空气介质中对AZ91D压铸镁合金进行了一般腐蚀和慢应变速率试验。结果表明：该合金发生的一般腐蚀或应力腐蚀都具有明显的离子选择性,在含Cl~-的溶液中一般腐蚀较严重,在含NO_3~-的溶液中应力腐蚀更为明显。该合金在实验室空气介质中不易发生应力腐蚀。应变速率是该合金发生应力腐蚀的又一重要参数,当应变速率低于8．33×10~(-5)s~(-1)时,该合金在两种溶液中均发生应力腐蚀,在4．17×10~(-5)s~(-1)的应变速率下,应力腐蚀最为严重,应力腐蚀是阳极溶解和氢致开裂共同作用的结果。     

SO2大气中AZ91D镁合金的腐蚀规律

通过室内模拟实验,研究了含体积分数4×10-6SO2大气中AZ91D镁合金的腐蚀行为。利用原子力显微镜、金相显微镜和扫描电镜观察腐蚀形貌,用XRD分析腐蚀产物。AZ91D镁合金腐蚀1200h的增重变化分为2个阶段,第1阶段符合线性增加规律,第2阶段符合指数衰减规律。腐蚀过程中,β相作为阴极,α相作为阳极,在其上形成颗粒状腐蚀产物,产物不断增多蔓延,直至完全覆盖镁合金表面。同时,在这层产物的裂纹处出现大颗粒产物。腐蚀产物主要为MgO,Mg(OH)2,MgSO3·6H2O,MgSO4·6H2O,随着腐蚀时间的延长,MgO与Mg(OH)2的量减少,而MgSO3·6H2O和MgSO4·6H2O的量增加。     

AZ91D镁合金在含Cl-溶液中腐蚀机理的研究

探讨了溶液中的Cl-离子、合金的成分及微观组织结构、氧化膜的结构对AZ91D镁合金腐蚀的影响。从腐蚀速率、腐蚀形貌、腐蚀类型及表面膜的状态等几个方面对AZ91D镁合金的腐蚀行为进行了定量和定性的描述。表面膜的疏松多孔,溶液中的活性阴离子是造成AZ91D镁合金腐蚀的动力学因素,由于Cl-（高解离度,高吸附性,高导电性,表观尺寸小）的特殊作用,合金表面所发生的是有选择的点蚀,最后呈蜂窝状;随着Cl-浓度的增加,腐蚀速率也随之增大。     

触变成形AZ91D镁合金腐蚀过程中表面合金元素浓度变化分析

通过EPMA-1600电子探针对触变成形AZ91D镁合金在3.5%NaCl溶液腐蚀过程中表面主要合金元素浓度变化进行跟踪分析。结果表明:表面合金元素浓度的变化与合金元素所处的区域有关,在整个腐蚀表面上,Mg浓度随腐蚀的进行而降低,Al浓度升高;其中,原液相区Al浓度升高幅度最大。这是因为在β相(Mg17Al12)表面析出H2的扰动破坏了共晶α相表面腐蚀产物成膜的稳定性,使得共晶α相因无法得到腐蚀产物膜的保护继续腐蚀;Zn主要以固溶方式随β相凝固,作为腐蚀电池的阴极,在腐蚀过程中浓度基本不变化。     

触变成形AZ91D镁合金腐蚀过程中表面合金元素浓度变化分析

通过EPMA-1600电子探针对触变成形AZ91D镁合金在3.5%NaCl溶液腐蚀过程中表面主要合金元素浓度变化进行跟踪分析.结果表明：表面合金元素浓度的变化与合金元素所处的区域有关,在整个腐蚀表面上,Mg浓度随腐蚀的进行而降低,Al浓度升高;其中,原液相区Al浓度升高幅度最大.这是因为在β相（Mg17Al12）表面析出H2的扰动破坏了共晶α相表面腐蚀产物成膜的稳定性,使得共晶α相因无法得到腐蚀产物膜的保护继续腐蚀;Zn主要以固溶方式随β相凝固,作为腐蚀电池的阴极,在腐蚀过程中浓度基本不变化.     

AZ91D镁合金在模拟酸雨溶液中的腐蚀行为

采用动电位极化曲线和电化学阻抗谱(EIS)的方法研究了AZ91D镁合金在不同pH值的模拟酸雨溶液中的腐蚀行为,并用扫描电镜观察了试样腐蚀后的表面形貌。结果表明:随着溶液pH值升高,AZ91D镁合金的极化电阻变大,腐蚀电流密度减小;当pH值为2.7和3.0时,EIS由两个容抗弧组成,随着pH值的继续升高,EIS转变为单一容抗弧,镁合金表面形成了完整的表面膜,对基体金属具有一定的保护性;在模拟酸雨溶液中AZ91D镁合金整个表面受到腐蚀,腐蚀程度随着pH值的升高而变小,白色腐蚀产物主要由镁、铝、硫和氧元素组成。     

钕对AZ91镁合金腐蚀性能的影响

利用静态失重法、极化曲线、电子探针和X射线衍射仪研究了AZ91-XNd镁合金在3.5%NaCl水溶液中的腐蚀行为。结果表明,加入Nd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。探讨了显微组织与腐蚀性能之间的关系。     

AZ91D镁合金电偶腐蚀的研究

在自来水和3.5%NaCl溶液中测试了铸造AZ91D镁合金与铝合金、锌合金、Q235碳钢和Cu偶合后的电偶腐蚀行为,研究了腐蚀环境、偶接材料和阴阳极面积比(CAAR)对铸造AZ91D镁合金电偶腐蚀行为的影响。在电偶腐蚀过程中测量溶液的pH值以及电偶腐蚀电流;用失重法计算了铸造AZ91D镁合金的电偶腐蚀速率,利用SEM观察了AZ91D镁合金的腐蚀形貌,并对腐蚀产物进行XRD分析。结果表明,AZ91D镁合金在电偶腐蚀过程中会使溶液的pH值升高,并伴有以Mg(OH)₂为主的腐蚀产物的生成;溶液中Cl^-的存在会加速AZ91D镁合金的电偶腐蚀速率;低氢过电位金属Q235碳钢和Cu对AZ91D镁合金的电偶腐蚀加速效果明显高于中氢过电位金属铝合金和锌合金,偶接材料的极化性能对AZ91D镁合金的电偶腐蚀速率有较大影响。同时,大的阴阳极面积比会加速AZ91D镁合金的电偶腐蚀速率,且AZ91D镁合金的电偶腐蚀电流随阴阳极面积比的增大而呈线性增长趋势。     

AZ91D镁合金耐腐蚀性膜层的腐蚀行为

目的 为了获得耐蚀性能更加优异的AZ91D镁合金。方法 研究了铸态、半固态、成膜铸态及成膜半固态AZ91D,在模拟生理盐水(0.9%NaCl)和模拟海水(3.5%NaCl)中的腐蚀特征,并引入分形理论表征其腐蚀程度及均匀性。通过对不同状态AZ91D进行NaCl溶液腐蚀、电化学腐蚀,运用扫描形貌(SEM)和能谱(EDS)分析各状态AZ91D的腐蚀形貌,引入分形理论对各状态AZ91D的腐蚀形貌进行计算及分析。结果 在同一腐蚀时间,各状态AZ91D在模拟海水中出现更多的腐蚀区域,成膜铸态及半固态的腐蚀最早出现于膜层组织的裂纹处。在电化学实验中,随着电解液NaCl质量分数升高至3.5%,未成膜铸态及半固态的腐蚀电位分别从–1.4111 V和–1.4323 V下降为–1.5066 V和–1.5089 V,电流密度分别从6.270×10^–10 A/m²和9.847×10^–10 A/m²上升为4.863×10^–9 A/m²和 8.396×10^–9 A/m²;成膜铸态及半固态的腐蚀电位分别从–1.3884 V和–1.3430 V下降为–1.4856 V和–1.4331 V,电流密度分别从5.854×10^–10 A/m²和8.592×10^–10 A/m²下降为2.050×10^–11 A/m²和1.189×10^–11 A/m²。结论 在分形计算中,随着腐蚀液浓度或腐蚀时间的上升,铸态及半固态AZ91D的腐蚀倾向和腐蚀速率提高;膜层的腐蚀倾向提高,腐蚀速率降低。同时,各状态AZ91D的分形维数DH随腐蚀程度的增加而增大,Δa值随腐蚀均匀性的降低而增大。