Sr细化AZ91D合金部分重熔过程的组织演变

研究了添加微量Sr细化的AZ91D镁合金部分重熔过程中的组织演变.考察了加热温度和等温时间对合金初生相形态和尺寸的影响.结果表明:添加质量分数为0.1%的Sr,在610℃浇注的AZ91D镁合金部分重熔后,可以获得初生相为球状或粒状的非枝晶半同态合金,基本具备触变过程所需要的组织状态;等温时间一定时,随着重熔温度提高,半固态组织球化过程加快,但加热温度过高,试样表面有大量液相渗出,并在自重作用下严重变形;当重熔温度一定时,随等温时间延长,初生相变得愈加膪l整,但等温时间过长,初生相有长大倾向.     

加热工艺对AZ91D镁合金部分重熔组织的影响

提出半固态金属坯料先在液相线以上温度适当加热再降低温度至两相区温度继续等温保温的二次加热工艺。采用该工艺对晶粒细化AZ91D镁合金坯料进行部分重熔,研究了其组织演变规律,并与等温二次加热工艺进行比较。结果表明,与等温二次加热工艺相比,坯料先在液相线以上温度适当加热再降低温度至两相区温度继续保温,坯料重熔速度明显加快,相同加热时间时,晶粒更加细小和圆整。组织演变机理分析表明,加快液相形成速度可适当抑制晶粒的合并,降低晶粒长大速度,并促进晶粒球化。     

半固态ZA96镁合金部分重熔过程中的组织演变

对自孕育法制备ZA96镁合金半固态坯料进行了部分重熔,研究了等温温度和保温时间对微观组织演变的影响。结果表明,随着等温温度增加和保温时间延长,半固态组织中固相率降低,其晶粒尺寸和圆整度呈先减小后增大的变化趋势。在530℃保温20min可获得理想的半固态组织,其平均晶粒尺寸、圆整度和固相率分别为75.69μm、1.45和58%。保温10min左右,其晶粒的粗化、枝晶臂合并及分离基本结束,其后晶粒发生球化、吞并和长大,其长大规律符合Ostwald熟化理论。     

重熔时间和模具温度对AZ63H合金组织和性能的影响

研究了部分重熔时间、模具温度对于触变成形AZ63H镁合金微观组织和力学性能的影响。结果表明,抗拉强度和伸长率随着部分重熔时间的延长和模具温度的升高先上升后下降。这是因为,相对于金属型铸造的AZ63H,触变成形大大减少了气孔率,也影响了熔体中溶质的分布,使得β-Mg17Al12相中的Al元素在初生α相中的固溶度也发生了很大的改变,即空隙、杂质、气孔等缺陷减少甚至消失,固溶强化增加,提高了材料的力学性能,在模具温度为300℃时,抗拉强度和伸长率的最大值分别为273MPa和10.3%。     

脉冲电场下制备AZ91D镁合金部分重熔过程的组织演变

研究利用低压脉冲电场技术制备的AZ91D镁合金在部分重熔过程中的组织演变,考察加热温度和保温时间对不同脉冲电压制备的AZ91D合金初生相形态和尺寸的影响。结果表明:经低压脉冲电场处理后,将AZ91D镁合金进行部分重熔可得到非枝晶的半固态合金,随坯料制备的脉冲电压增加,重熔时初生相变得圆整且尺寸减小,但制备坯料的脉冲电压过高,重熔时初生相尺寸有所增加;脉冲电场处理后的AZ91D镁合金坯料经适当的部分重熔处理可获得具备触变过程所需要的组织状态。     

AZ91D镁合金近液相线铸造半固态坯料的部分重熔

对近液相线铸造AZ91D镁合金半固态坯料进行部分重熔，通过改变部分重熔时的加热温度和保温时间来研究其微观组织的演化规律，结果表明，适当控制加热温度和时间，坯料部分重熔时可获良好的触变结构，且坯料铸造时的高冷却速率因促进了坯料组织细化和蔷薇化而在部分重熔时加快固相颗粒球化进程并使球化效果改善、坯料在近液相线温度静置30min用水冷铁模浇注时，在575－580℃，保温15－30min可获得较理想的重熔结构，而用石墨模浇注时，则为580℃保温15－30min，研究还表明，重熔组织演化过程分球化预备，固相颗粒细化和球化及固相颗粒大长3个阶段，该进程是溶质和空位扩散以及相界面张车共同作用的结果，其中，前者在初期，后者在中后期起支配作用。     

6061粉末压制块在部分重熔过程中的组织演变

研究了部分重熔过程中,6061铝合金粉末压制块的组织演变过程及其机理,讨论了重熔温度对半固态组织的影响。结果表明,6061铝合金粉末压制块经部分重熔后,能获得细小、圆整的半固态组织。部分重熔可分为3个阶段:初期晶粒的快速粗化、组织分离与球状化以及最后初生相颗粒的粗化。适当提高温度有利于获得理想的半固态组织。     

半固态2024合金部分重熔新工艺与组织演变

提出半固态坯料先在液相线以上某温度适当等温加热,然后再降低温度至两相区继续等温保温的两步法部分重熔新工艺.采用该工艺对低过热度浇注半固态2024合金坯料进行部分重熔试验,利用光学显微镜和金相图像分析系统,研究了坯料组织演变规律,并与两相区等温部分重熔工艺进行了比较.结果表明,采用两步法部分重熔工艺.由于坯料升温速度加快和熔化过热温度提高,抑制了晶间共晶相的溶解扩散,晶间液相形成速度明显加快,对晶粒合并长大具有一定的抑制作用,并加速晶粒球化,坯料部分重熔后,晶粒更加细小和圆整.     

AZ61合金半固态二次加热工艺及组织演变

研究了应力诱发熔体激活法(SIMA)制备的AZ61镁合金半固态坯料在二次加热时加热温度和保温时间对其组织的影响,研究表明,二次加热初期半固态组织首先熔合合并,随着保温时间延长,晶粒逐渐长大和球化,液相份数增加;保温温度越高,晶粒长大和球化速度加快。在592℃加热、保温20min~40min,可以获得均匀、圆整的半固态组织,晶粒大小为80μm~90μm,液相率为40%~42%。高于597℃时,试样重熔过程中易发生严重变形。     

SiCP/AZ61镁基复合材料局部重熔的组织演变

研究了SiCP／AZ61镁基复合材料在局部重熔中的组织演变及其影响因素。结果表明,SiCP／AZ61镁基复合材料局部重熔最佳工艺参数为,加热温度595℃-600℃、保温时间30min-60min。与AZ61基体合金相比,复合材料在局部重熔时的初始分离速率明显较慢;SiCP／AZ61镁基复合材料在重熔过程中具有较高的稳定性,即随温度的提高和保温时间的延长,获得的半固态触变组织更细小。当局部重熔加热温度高于610℃时,复合材料坯料组织易发生严重变形并出现流淌现象,使得重熔试验无法进行。     

AZ61镁合金连续流变成形过程的组织演化行为

采用自行设计的连续流变挤压成形设备成功制备出声10mm的AZ61镁合金线材。合金从辊靴型腔人口到出口的过程中，受到轧辊的剪切作用，枝晶臂不断受到剪切破碎，合金从浇注口到挤压区，逐渐由发达的枝晶状组织演化为细小的破碎晶、等轴晶和球形晶。在挤压成形时，中心部位固相变形小，边部大，在圆弧流动区产生了优良的超细晶组织。在合理的技术条件下，制备的AZ61合金线材断面组织优良，呈现两相塑性流动的特征。     

半固态2A12铝合金部分重熔组织的演变

对低压脉冲磁场技术制备的2A12铝合金半固态坯料进行部分重熔,利用光学显微镜和图像分析仪等,对半固态坯料部分重熔微观组织的演变进行了研究.结果表明,随着加热温度的提高或保温时间的延长,坯料的平均晶粒尺寸增大,重熔液相增加,晶粒的圆整度提高.最佳的部分重熔工艺参数如下:加热温度为620℃左右,保温时间为20～40 min.形成初生α-Al晶粒为均匀的近球形颗粒,平均晶粒尺寸为116～120 μm,液相率在40％左右,适合于半固态触变成形.组织演化机制分析表明,部分重熔的初期阶段,重熔液相较少,晶粒主要通过凝并快速长大;随加热温度的升高和保温时间的延长,重熔液相增加,晶粒主要通过原子扩散慢速长大并发生球化.     

非枝晶A356合金半固态重熔加热时的组织演变

采用光学显微镜和图相分析仪，研究了用电阻炉对液相线浇铸法制备的半固态A356合金进行二次加热过程中的组织变化。结果表明：在固液两相区内共晶体首先重熔，共晶相中的Si相通过向α相中扩散溶解，其团块状α相逐渐演变成球状；随着加热温度的升高，α相的生长和球化的速度变快；保温温度过高或保温时间过长，试样易发生变形。二次加热最佳工艺为585℃下保温30min，此时，晶粒平均直径为42．6μm，晶粒平均圆度为2．13。     

树枝晶SiCp/ZA27复合材料部分重熔过程中的组织演变

用扫描电镜 (SEM )背散射成像技术对金属型铸造树枝晶SiCp/ZA2 7复合材料部分重熔过程中的组织变化进行了观察。结果表明 :在 460℃加热过程中 ,因晶界共晶组织向初生晶的扩散 ,造成树枝晶二次枝晶臂和晶粒间的快速合并 ,形成无明显晶界的组织 ,将分布于枝晶间的SiCp 裹入晶内 ,接着 ,剩余共晶组织开始熔化 ,组织发生分离 ,形成不规则的大块状组织 ,并将SiCp 返还于晶粒间的液相中 ,随后 ,因不规则组织突出部位 (曲率大 )的溶化 ,组织趋于圆整 ,最后经球状化形成尺寸较大的近球状颗粒。还从相变角度分析了组织的演变过程。     

加热温度对AZ91D镁合金部分重熔组织的影响

分别在固液两相区580 ℃和600 ℃、620 ℃对晶粒细化AZ91D镁合金坯料进行等温部分重熔,利用光学显微镜,研究了加热温度对坯料部分重熔组织的影响.结果表明,加热温度越高,坯料重熔速度越快,重熔后晶粒越细小.组织演变机理分析表明,提高加热温度,加快液相形成速度对晶粒合并长大具有一定的抑制作用,有利于细化部分重熔晶粒组织.     

流变铸轧AZ91D镁合金半固态组织演变特点

采用旋转管浇注法制得AZ91D镁合金半固态浆料,在水平双辊铸轧机上进行了流变铸轧试验研究,对铸轧前后组织的特点进行了分析比较.结果表明,铸轧可使初晶更加圆整,620 ℃浇注温度下,静置时间短,铸轧对初晶圆整化效果更加显著;铸轧后初晶尺寸略微减小,分布更加均匀;铸轧后薄板面上的初晶晶粒密度低于半固态浆料的晶粒密度,620 ℃浇注温度下,铸轧后晶粒密度显著下降.