铝铁合金范文

铝铁合金范文（精选10篇）

铝铁合金 第1篇

铝铁合金是在轻质铝基材中加入铁元素, 从而提高了合金的硬度、耐磨性和抗腐蚀等性能, 具有广阔的发展前景。但是加入的铁元素含量存在很低的固溶度极限, 一旦超过就会形成脆性针片状富铁相, 凌乱分布在基体中, 使得合金的综合力学性能下降。铝铁合金性能强化研究的重要方向之一就是合金化, 即加入合金元素改变组织中各相的形态及大小, 从而影响合金的力学性能。合金化的元素要具备这样的效果需满足一定的条件, Sc元素就是至今发现的最有效的元素。含钪铝合金除高强度及良好的塑性外, 还具有优良焊接性能和耐蚀性能, 显示了其在铝合金研究发展中的优越性。Zr元素加入到铝合金中能明显改善合金的耐蚀性和稳定合金的变形组织, 还能细化合金晶粒, 从而提高合金的综合性能。在含镁、锌铝合金中复合添加钪锆可以提高室温和高温性能。本试验在过共晶铝铁合金中加入微量钪锆元素, 观察合金组织形貌及力学性能的变化, 在此基础上分析讨论变化机理。

试验材料及方法

试验用材料为工业纯铝和Al-20%Fe、Al-2%Sc及Al-4%Zr中间合金, 按比例配制成含微量Sc、Zr元素的Al-6%Fe合金。

合金的熔炼过程是先在800℃将纯铝熔化, 然后加入小块铝铁、铝钪和铝锆中间合金的混合物再升温到900℃, 既能以液态金属包围小块使之充分熔化, 又能最大限度地防止铝铁混合物燃烧。合金熔化后保温并精炼除渣。最后快速浇注到预热的金属型中, 得到若干尺寸为φ12mm×60mm的试棒。选取部分试棒进行研磨、抛光和腐蚀, 在显微镜下观察合金的组织形貌。其他试棒加工成试样 (具体尺寸见图1) 后以3mm/min速度进行拉伸试验。

试验结果

合金的力学性能

过共晶Al-6%Fe合金中加入微量Sc、Zr元素后, 合金的拉伸力学性能如表1所示。由表中数据可见, 在加入铁元素后, 合金抗拉强度显著提高, 但塑性急剧下降。加入微量钪锆后强度继续得到提高。当加入0.1%Sc和0.1%Zr, 合金的抗拉强度从92MPa提高到105MPa, 而加入0.3%Sc和0.1%Zr后, 更是到了142MPa, 提高近一半多。同时合金的伸长率 (塑性) 也略有提高。

合金的微观组织

图2 a) 、b) 、c) 所示为不同含量钪锆复合的铝铁合金铸态组织形貌。由图a) 可见, 未加入钪锆时, Al-6%Fe合金显微组织中凌乱分布着粗针状的富铁相。复合添加Sc、Zr元素后, 合金铸态组织形貌发生明显改变。在加入0.1%Sc和0.1%Zr时可见, 组织中粗针状相基本消失, 转变成较粗大的分叉状、树枝状 (如图2b) 所示) 。当加入0.3%Sc和0.1%Zr时, 分叉状、树枝状相更加细小, 出现大量的花朵状和颗粒状相 (如图2c) 所示) 。同时从图2 a) 、b) 、c) 可观察到铝基体晶粒逐步均匀、圆整。综上, 钪锆复合对铝铁合金整体铸态组织有明显的细化效果。

合金的断口形貌

图2d) 、e) 、f) 所示为不同含量钪锆复合的铝铁合金试样的拉伸断口形貌。未加入钪锆, 拉伸试样断口近似为大平面, 光滑平整 (图2d) 所示) 。但是加入钪锆元素后 (图2e) 、f) 所示) 比未加入之前, 解理平台表面更加粗糙, 有发展成浅韧窝的趋势。这也是表1中伸长率略有提高的原因。总体来看, 钪锆复合后合金拉伸试样断口为典型的解理断口, 解理平台表面光滑, 尺寸较大, 认为断口形貌仍然是脆性断裂引起的。

分析与讨论

铝铁合金添加微量钪锆元素后, 观察到组织形貌明显细化, 合金的抗拉强度提高, 塑性 (伸长率) 也略有提高。这种组织和性能的改变是合金固溶强化和细晶强化共同作用的结果。

合金元素的固溶强化作用

合金元素 (包括铁、钪、锆) 的加入具有固溶强化作用, 即随着溶质浓度的增加, 固溶体的强度、硬度提高, 而塑性、韧性有所下降。随着合金元素的加入, 在合金熔体中形成Al-Fe、Al-Sc、Al-Zr、Al-Fe-Sc、AlFe-Zr、Al-Fe-Sc-Zr固溶体, 也起到固溶强化的作用。所以合金的强度会而显著提高, 而塑性、韧性却大大降低, 这在图中铝铁合金的抗拉强度递增规律得到体现。

钪锆元素的细晶强化作用

合金元素的加入产生固溶强化, 塑性、韧性会有所下降, 且合金元素中的Fe元素易形成硬而脆的金属间化合物Al3Fe相成粗大针片状凌乱分布在铝基体中, 严重割裂基体连续性, 降低合金的塑韧性。但是拉伸试验结果, 即表1中伸长率反而略有提高。这是因为钪锆元素复合可以促进形核, 细化合金整体组织, 提高合金的塑性。

Fe在α-Al中的固溶度极小 (共晶温度时仅为0.052%) , 而由Al-Sc二元合金相图可知, Sc在铝中的固溶度也很小 (最大溶解度为0.38%) 。因此, 在铝基体晶粒形核与长大过程中发生溶质再分配, Sc或Fe极易富集在结晶前沿;又因为Sc的原子半径为0.164nm, Al的原子半径为0.143nm, 两者相差较大。为了抵消固溶原子晶格畸变引起的自由能变化, Sc原子易于向晶界上富集。Sc原子在富铁相周围偏聚, 阻碍了Fe原子扩散迁移, 阻碍了初生Al3Fe相的生长。同时Fe原子也随之出现浓度梯度, 造成成分过冷。Tiller指出, 当过冷度超过临界过冷度的π倍时, 固液界面将不再光滑而是粗糙界面。由于富铁相周围存在成分过冷, 富铁相上的细小突起易于伸向过冷区长大, 最终长成分叉状。这也是图2c) 中出现树枝状、花朵状和粒状的原因。

钪锆元素复合作为变质剂加入合金熔体中, 产生与α-Al基体的晶体结构相似的有效形核粒子, 促进晶粒细化。合金熔体中析出的Al3Sc粒子与α-Al基体的晶格常数和晶格类型非常接近, 符合晶格相似点阵匹配原理, 因此在铝合金凝固过程中作为异质形核的核心, 可以大幅细化铝基体晶粒尺寸。这是图2 a) 、b) 、c) 可观察到铝基体晶粒逐步均匀、圆整的原因, 也是表1中塑性略有提高的原因。由Al-Zr二元合金相图可知, Al3Zr粒子可以从熔体中直接析出, 限制了粗大Al3Fe相的析出。同时其晶体结构和晶格常数与铝也极为相似, 是α-Al优质的异质形核核心, 因此可显著细化晶粒。Zr还能置换出更多的Sc去形成更多的A13Sc及A13 (Sc, Zr) 相质点, 增加了第二相质点的数目, 增强晶粒细化效果。

结语

钪锆复合对Al-6%Fe合金具有细化作用, 合金组织中粗针状富铁相转变为树枝状、花朵状和粒状, 铝基体晶粒也逐渐均匀、圆整。

钪锆复合对Al-6%Fe合金具有强化效果, 在固溶强化和细晶强化的共同作用下, 铸态抗拉强度明显提高, 伸长率略有提高。

酸碱滴定法测定铝锰合金中铝量 第2篇

酸碱滴定法测定铝锰合金中铝量

试样经酸溶解后,采用定量的氢氧化钠一次沉淀分离铝锰合金中锰、铁等干扰元素.在pH 10的`碱性溶液中,铝与过量的酒石酸钠络合,生成一种络合物,加入氟化钠破坏此络合物,同时定量地游离出碱,以酚酞作指示剂,用硝酸标准溶液滴定碱,进而计算出铝量.与经典的EDTA络合氟化物置换法进行对照,两种方法测定结果相符.该方法简便、快速,可以用于测定铝锰合金中15%～30%铝量,其相对标准偏差(n=5)＜0.5%,加标回收率在99%～101%之间.

作 者：钟国秀 杨浩义 黄清华 ZHONG Guo-xiu YANG Hao-yi HUANG Qing-hua  作者单位：钟国秀,杨浩义,ZHONG Guo-xiu,YANG Hao-yi(湖北省机电研究设计院,湖北武汉,430070)

黄清华,HUANG Qing-hua(湖北省建材研究设计院,湖北武汉,430071)

刊 名：冶金分析  ISTIC PKU英文刊名：METALLURGICAL ANALYSIS 年，卷(期)： 27(6) 分类号：O655.22 关键词：铝锰合金   铝   酸碱滴定法   测定  

铝铁合金 第3篇

欢迎进入铝合金材料普及时代，请看我们的分析。

减重是大势所趋

随着各国政府与大众的环保意识逐渐上升，相关空污排放规定也越来越严格。但由于潜在客户不愿牺牲对性能的坚持，为了在新法规与客户要求之间取得妥协，车厂只剩下唯一的选择：透过使用轻量化材料来大幅减重。就算对普通车主来说，汽车轻量化的优势亦不难理解：除了油耗必将随之降低、轻量化还能带来更好的操控性。由于车重减轻，起步时加速性能更好、刹车时的制动距离也更短。

从量化分析的角度来看，降低车重对于提升燃油效率的效果非常明显：在车辆空载情况下，约70%的油耗用在推动车身重量。Mercedes车厂估计车体重量约占车辆都市行驶油耗的23%左右，若能在新车研发阶段降低车身重量100公斤，则车辆在都市行驶状况下每100公里可节省0.3至0.6升燃油、同时减少7.5～12.5g/km的二氧化碳排放量，汽车重量每降低1%，油耗可降低0.7%。与之相比，透过减少（轮胎）滚动阻力10%，燃油效率可提高3%；若传动轴、变速箱等传动系统效率提高10%，燃油效率可提高7%。可见得提升燃油效率并非只有“混合动力系统”这个唯一答案！透过降低车重的方式事实上比加装任何形式的混合动力系统的成本都更低。现有的省油科技包括可变气门与进气歧管、涡轮增压和个别汽缸熄火等等，但都没有一种能达到5%的节油效果！降低车身重量还能减轻刹车系统运作压力并提高发动机效能。随着环保和节能的需求不断提升，汽车轻量化已成为全球汽车工业发展的潮流。

铝合金材料的优势与劣势

提到降低车重的方式，许多人脑海中第一个想到的是铝合金材料！其实汽车历史上已出现过不少全铝合金车身的车型，包括超级跑车Honda NSX与Audi车厂为了彰显技术实力的迷你车A2，目前在市面上销售的仍有Audi A8和Jaguar XJ采用全铝合金车身，最新的成员则是Tesla Model S。Jaguar XK可说将铝合金技术与轻量化发挥至极致：不仅车身零件总数从5189个降至2761个，车身刚性更一口气提升了48%，还大幅减肥140公斤（从1685公斤大幅减肥至1595公斤）！全新XK的马力输出仅比旧款小幅增加6匹而达到300匹马力，但减肥有成之后的马力/重量比，再加上悬挂系统的改良，换来的就是平易近人、更加灵巧的操控与驾驭感受。

然而除了Audi、Jaguar与Tesla车厂之外，过去对推出“全铝合金车款”有兴趣的车厂可谓寥寥无几，全铝合金车款的全球年度销量也始终在5万辆以下（占全球市占率不到0.1%）。BMW品牌旗下多数车型采用铝钢材料混用的车身结构，但首要原因是为了平衡车身前后配重以提升操控性。BMW 5系列即是钢制车身和铝制车首（主要在发动机盖）的结合体，而X5车型仅在车身前半部有少数铝合金零件，其整体结构仍为钢制。但仅仅是这种混合结构就使制造成本上升了25%，而这还不是让车厂头痛的唯一原因：铝受热后体积大幅膨胀的金属特性，使得铝制车用零件的制造难度大大增加，在焊接车身时必须使用特制夹钳、采用特殊制程才能将铝制零件固定在特定位置。包括GM集团在内的国际车厂，无法将铝合金广泛应用在旗下车型，主因就是考虑到处理铝制零件的特殊设备无法在遍布全球的组装厂与维修点广泛普及，不过若考虑到汽车的生命周期和资源回收性（铝的回收比例高于钢铁），铝优于钢仍是不争的事实。

中国企业逐渐仿效欧美竞争对手

越来越多量产车型开始大量使用铝合金材料！之前Ford车厂发表了一款轻量化Mondeo概念车型：得益于铝合金材料的增加，该款概念车的重量较普通车型降低25%。而在今年初底特律车展上，Ford车厂还推出了2015年式F-150小货卡车型：该车车身97%采用铝材料（成为历史上第一款铝合金车身小货卡），较之前同款钢制车身的车型减重320公斤，燃油效率更提升30%。F-150一直是Ford车厂旗下的经典小货卡，多年高踞美国市场十大畅销车榜首，2014年更以超过76.3万辆的销量占据美国小货卡市场40%市占率。在全新年式F-150车型问世数月之后的今天，还有报导称GM集团亦在推动将铝材料更多用在下一代小货卡车型设计之内，Chrysler车厂则于去年5月份宣布其较小型的Jeep品牌车型牧马人（Wrangler）可能大量使用铝材料。

在应对节能与环保议题上，包括美国、日本等国家以及欧洲的主要汽车制造商都在全力推动“汽车轻量化”的目标：欧洲汽车制造商正在进行“超轻型汽车”计划（争取减轻车重30%）；美国政府主导的PNGV计划（新一代汽车合作计划）由政府每年投入2亿美元，目的也是家庭轿车的减重。中国汽车工程学会也已联合十多家有代表性的中国车厂、钢铁企业以及学术研究单位成立了“汽车轻量化技术战略联盟”，并定下明确的目标：推动中国汽车产品平均车重降低8%至10%。

铝青铜合金研究进展 第4篇

关键词：铝青铜合金,成分,固溶时效,综合性能,组织

0 引言

铝青铜是机械工业领域中广泛应用的重要结构材料,其含Al质量分数为5%～10%。一般分为简单铝青铜(即二元Cu-Al合金)和复杂铝青铜(即以铜铝为基,添加Fe、Ni、Mn、Zn等元素的多元铜合金)。由于简单铝青铜硬度、屈强比、耐磨性等性能的不足,导致其应用受到限制。为了改善铝青铜的这些性能,目前研究及使用的均为复杂铝青铜,这种合金因具有良好的综合力学性能及耐磨耐蚀性而得到广泛应用。

人类对铝青铜的研究始于20世纪初,到20世纪50年代,铝青铜已经大规模应用在工程机械中,成为现代工业中不可缺少的铜合金。铝青铜主要具有以下性能:(1)良好的铸造性能。结晶温度范围小,不易产生成分偏析,流动性好,分散缩孔倾向小,易获得致密铸件。(2)力学性能好。铝青铜的力学性能和耐磨性高于黄铜和锡青铜,常用来制作螺杆、螺帽、铜套和密封环等[1]。(3)良好的耐蚀性。在大气、海水及多数有机酸溶液中均具有较好的耐蚀性,因此可用来制造耐腐蚀零件,如螺旋桨、阀门等。(4)导热性能好。在用作拉伸、压延不锈钢板式换热器模具材料时,因其刚度稳定而不会粘模、划伤工件,成为一种新型模具材料[2]。(5)具备良好的特殊性能。铝青铜合金在凝固时,会发生马氏体形态的转变,使其具有形状记忆功能[3]。耐冲击性强,在强冲击下不会产生火花,可用来制造无火花工具材料[4]。光泽性好,Cu-Al二元系中,铝对金属的色泽有重要影响[5]。铝青铜中添加少量锌、镍、锡和稀有元素等,也能对铝青铜的色泽产生作用,如“18合金”和造纸材料QAl5-5-1[6]。铝青铜合金价格较便宜,力学性能较好,可替代部分贵重金属材料,如替代不锈钢、锡青铜和镍基合金等[7]。

基于以上原因,本文较为详细地综述了铝青铜合金的组织性能和热处理工艺等。

1 铝青铜合金的组织

铝青铜的组织随着成分和所处温度区间的改变而发生变化。由图1所示的铜铝二元相图[8]可以看出不同成分的铝青铜合金的结晶过程和组织变化规律。其中,铝含量小于7.4%(质量分数,下同)的所有铝青铜合金在固态时均为单相α固溶体,塑性好,加工成形性好。铝含量在7.4%～9.4%之间的铝青铜合金在1036～565℃温度范围内组织为α+β相,但由于实际生产过程中,合金的冷却速度满足不了充分缓慢冷却的条件,使β→α转变不彻底,导致组织中残留一部分β相,随着温度继续降低,残留β相发生β→α+γ2共析转变。γ2相是一种硬脆相,会使合金的硬度、强度升高,塑性下降。

铝含量在9.4%～15.6%之间的铝青铜合金从高温缓慢冷却到565℃时发生β→α+γ2共析转变,组织呈现层片状。铝含量在9.4%～11.8%之间的亚共析铝青铜在快速冷却过程中,β相发生无扩散相变,形成针状β′相和马氏体组织。含铝量大于11.8%的过共析铝青铜组织变化顺序为:由最初的β固溶体转变为β1有序固溶体,然后随合金中铝含量的增加再转变成β′马氏体、β′+γ′混合物或针状β′马氏体。所以,含铝量大于9.4%的铝青铜合金淬火后组织主要为β′马氏体。由于β′相的硬度和强度均高于α相,在制作铝青铜耐磨材料时往往希望得到此组织。另外,β′相是一种亚稳定组织,不同温度回火时可以得到不同组织。根据相变规律可以得出,铝含量大于11.8%的过共析铝青铜是一种典型的固溶强化合金,在实际生产中经常采用热处理法对此合金进行强化[9]。

对于含有其它微量元素的铝青铜合金,组织中一般会存在α相、β′相、κ相和γ2相。其中,α相是以Cu为基的置换固溶体,属面心立方点阵,显微硬度HV为200～270。β′相和β相属同素异构体,β′相是在实际铸造条件下共析转变受阻而出现的过冷β相,前者具有斜方晶系的点阵结构,在低于325℃时稳定;后者属于体心立方点阵,在高于565℃时稳定。β′相实际上是以Cu3Al电子化合物为基的固溶体,显微硬度HV为290～407。γ2相是以Cu9Al4为基的固溶体,具有体心立方晶格的硬脆相,与碳钢珠光体中的渗碳体相似,γ2相过多会使合金变脆。κ相为[Ni2MnAl]、[AlFe]等化合物,属于体心立方结构[10]。图2为含铝量约9.6%的铝青铜合金的显微组织图,直观地呈现了各个相的形态[11]。

2 铝及其他微量元素对铝青铜组织和性能的影响

材料的成分、组织决定材料的性能,也是决定材料应用范围的关键因素[7]。简单二元铝青铜由于合金组织比较单一,导致其性能不足,使其应用范围受到限制。因此,常采用多元微合金化改变其内部组织结构,改善铝青铜合金的某些性能,从而扩大铝青铜的应用范围。

2.1 铝元素的影响

铝是铝青铜合金的主要添加元素,在铜中的溶解度比较大,其含量对组织影响很大,并对合金起到显著的强硬化作用。王荣滨[12]对铝含量不同的QAl10-4-4和QAl11-6-6铝青铜合金进行高温固溶热处理强化。在温度相同时,随铝含量的增加,β相固溶体含量增加,淬火后得到的针状马氏体β′相含量也增加。由于β′相具有较高强度和硬度,使合金的力学性能得到提高。铝含量增加还可细化晶粒,提高强韧性和耐磨性。铝含量较高时,合金中会产生β、γ2等相。王智平等[13]的研究发现,在QAl9-4、QAl10-4-4和Cu14AlX合金中,随着铝含量的增加,组织中β相明显增多,α相逐渐减少,初生κ相质点也增多,这种初生κ相质点在合金中形成了大量形核质点,显著细化了合金组织,使合金基体强度得到提高(如表1所示)。与普通铝青铜相比,合金的承载能力得到提高,耐磨性得到改善。除此之外,铝含量对高锰铝青铜硬度影响较显著。随着合金中铝含量的增加,组织中金属间化合物增加,α相明显减少且变长,并呈层片状分布,硬度明显提高[14]。继续增加Al含量,把铝青铜中Al含量提到了14%～15%,并加入Fe、Ni、Mn、Co以及稀土等元素,通过热处理可使合金获得优良的物理、化学、力学与摩擦磨损等性能[15,16,17]。

2.2 铁元素的影响

铝青铜中,Fe是主要微量添加元素之一,其含量对组织有明显影响。铁对铝青铜的主要作用是细化晶粒,提高合金的力学性能和耐磨性能。铁在铜中的溶解度较小,为0.5%～1.0%,只有在高温下才有一定的溶解度,并随着温度的下降而析出。铁在Cu-Al合金α相中的溶解度略大于其在Cu中溶解度,为2%～3%[18]。当合金中Fe含量为2%～4%时,铝青铜的组织得到显著改善,晶粒细化,耐磨性提高;当Fe含量过多,会降低腐蚀电位,从而影响腐蚀性能,降低合金的性能[19]。周志明等[20]对Fe含量分别为3.23%、3.26%、3.29%和3.90%的ZQAl9-4合金的研究结果证实,随着合金中Fe的增加,κ相得到细化,合金的抗拉强度显著增加,延伸率基本不变。随着铁含量的继续增加,当合金中Fe含量分别为4%、6%和8%时,超过Fe在铝青铜中溶解度,Fe就会形成细小的弥散分布在基体上的κ相金属间化合物[21]。图3为不同Fe含量铝青铜的金相组织[22]。从图3可以看出,铁含量从4%增加到8%过程中,κ相分布由弥散粒状向球状或梅花状转变,(α+γ2)共析体由少量不连续分布变为围绕κ相的孤立点状分布。铁含量为4%时合金具有较高的力学性能,过多则导致力学性能下降[21,23]。路阳等[24]同时对Fe含量低于和高于4%的铝青铜合金进行了研究,同样得出Fe含量为4%的合金具有最佳的综合力学性能和耐磨性(如表2所示)。但对于耐腐蚀性而言,则需要提高Fe含量,当Fe含量为5%时,合金的耐腐蚀性最好[25]。因此,铝青铜的铁含量一般控制在2%～5%。Fe可使铝青铜中的原子扩散速度减慢,增加β相的相对稳定性,因而能抑制525℃时合金变脆的“自退火”现象,显著减少合金的脆性。

2.3 锰元素的影响

锰在Cu-Al合金α固溶体中有一定的固溶度,可以进行固溶强化处理,从而提高合金的力学性能。锰对β相具有稳定作用,因而随着锰含量的增加,β相稳定性得到提高,降低了相变开始温度,延迟了共析转变,从而避免或减少了γ2相的出现[26]。当铝青铜中锰含量不超过其最大溶解度(14%)时,随着锰含量的增加,合金耐蚀性提高。向含锰的铝青铜添加铁元素,由于Fe具有细化晶粒的作用,使合金的性能得到改善,但同时Fe会减弱锰对β相的稳定作用[27]。

2.4 钛元素的影响

Ti元素化学性质活泼,容易氧化且收缩率较大,对合金材料的性能影响较大。合金中钛含量越多,组织中Ti的化合物含量也越多。适量的钛能够细化晶粒,提高合金组织的硬度。当Ti含量超过一定范围时,随合金中Ti元素含量的增加,基体组织硬度反而下降,高锰铝青铜中适宜的Ti含量为0.20%～0.25%[14]。含钛量为0.3%的QAl10-4-4合金,性能基本不变,不出现明显的缓冷脆性[28]。

2.5 锌、钴、锆等元素的影响

许多学者研究了Fe、Ni、Mn等合金元素对铝青铜合金显微组织和性能的影响,但对Co、Zn等元素的作用研究较少。随着ZQA19-4合金中Zn质量分数的增加,κ相尺寸变得粗大,并且分布不均匀,合金的抗拉强度和延伸率都大大下降[20]。Co能改变合金的显微组织,特别对κ相形貌影响较大。在Cu-4Al-X的高铝青铜中,随着Co质量分数的提高,类梅花形κ相增多,同时细化了合金组织,提高了合金的力学性能[29]。另外,随Co质量分数的增加,合金耐蚀性提高。当Co含量为5.5%时,合金耐蚀性最好[30]。Zr能改善合金的缓冷脆性,向QAl10-4-4合金中添加0.3% Zr,在不降低合金延伸率的情况下,能明显地改善合金的缓冷脆性[28]。

随着研究的深入,新的微量元素不断加入,铝青铜合金成分配比不断发生变化,铝青铜的性能也得到不断改善,从而使铝青铜合金的应用范围更加广泛。

3 热处理工艺对铝青铜性能的影响

合金的性能主要由其组织结构决定,而组织结构除了受制于合金成分外,另一个重要因素是热处理工艺。合适的热处理工艺在提高合金强度的同时,使合金的塑性、韧性、耐蚀性和塑性加工能力也得到大大提高。目前,铝青铜合金主要的热处理强化手段及其主要用途如表3所示[21]。

铝青铜生产中最常用的热处理强化手段是固溶加时效。固溶强化就是将合金加热到能使Al、Mn、Ni、Co等合金元素最大限度地溶入铜基体中,形成饱和或过饱和固溶体。这种过饱和固溶体在一定温度下容易发生分解,弥散析出第二相颗粒,从而提高合金的力学性能,这就是所谓的时效强化。

热处理工艺参数对合金的性能有着重要的影响。铝青铜热处理工艺参数的确定主要基于以下相变过程:(1)固溶处理后,κ相溶解,β相增多,α相减少。(2)固溶处理速冷后能使β相发生同素异形转变,生成β′马氏体,提高合金的硬度。(3)时效处理后,β′相发生分解,低温时转变为(α+γ2)相,高温时则析出(α+β)相,同时有弥散强化κ相从过饱和固溶体中析出。张伟文等[31]对含铝9%的铝青铜合金的固溶与时效处理进行了优化研究,确定出最佳热处理工艺为850℃,保温1h,水淬,350℃时效1h,空冷。研究表明4个工艺参数对合金影响由大到小的顺序依次为时效温度、固溶温度、时效时间、固溶时间。而李文生等[10]对铝含量为14.6%～15.3%的Cu14AlX合金进行的热处理工艺研究表明,热处理过程中影响该合金硬化性能的4个因素的主次顺序是:固溶温度、时效时间、时效温度和固溶时间,并认为(840～880)℃×3h固溶油淬和(570～600)℃×5h空冷时效处理是Cu-14Al-X铝青铜合金获得优良的综合力学性能的最佳热处理工艺。可以看出,对于铝含量不同的合金,热处理工艺参数对其影响程度不同,即不同的固溶温度、固溶保温时间、时效温度、时效保温时间和冷却速度对组织的影响不同。

固溶温度和时间决定了合金中过饱和固溶体的浓度、均匀度和晶粒长大趋势。固溶温度(850℃)较低时,合金组织中β相相对较少,存在大量γ2相和较多κ相。由于γ2相是硬脆相,含量较多时容易形成网状,使合金变脆。固溶温度越高,淬火后合金内部的β′马氏体越多,软相(α相)越少,材料的硬度越高。当固溶温度为900℃时,合金的硬度有所上升,抗拉强度、韧性降低。但固溶温度过高(>920℃)时,晶粒粗大,大量κ相固溶于基体中,少量α相残留在晶界上,将大大降低合金的强度和塑性,如图4所示[32,33]。而李文生等对Cu-14Al-X合金进行固溶处理,试验对比了合金在840℃、880℃、920℃、960℃、1000℃等不同固溶温度(保温2h)对合金组织性能的影响,发现试验合金的最佳热处理固溶温度区间为880～960℃,固溶时间为2～3h,且在920℃合金基体中各相分布均匀,强度最高。图5为固溶温度(保温2h)和固溶时间(920℃)对Cu-14Al-X性能的影响趋势[15]。固溶时间过短,第二相合金元素不能充分溶解于基体中,导致合金成分不均匀。随着固溶时间的延长,铸态组织中先共析相逐渐溶解,合金组织逐渐均匀。当固溶时间过长时,晶粒长大趋势明显,合金力学性能下降。

时效温度和时间决定了时效过程中过饱和固溶体的分解程度和第二相溶质原子的沉淀和析出效果。由于时效是固态扩散过程,温度较低时,原子扩散速度慢,不利于形核,导致强化相κ相不能充分析出,γ2相呈连续网状分布,合金中各相不能均匀分布,合金性能下降。随着时效温度的升高,先析出的γ2相逐渐成离散分布,κ相和γ2相均匀分布在基体和晶界上。由于强化相呈球形分布,对基体没有割裂作用,成为位错运动的阻力,使合金的强韧性提高。时效温度继续升高,高于共析转变温度(565℃)时,晶粒长大。由于发生β→α+γ2的共析转变,合金中α相增多,导致组织硬度大大降低。同时,由于大量γ2相析出在晶界上形成网状,使合金的脆性增大。时效时间主要影响第二相(κ相)的尺寸、形态和分布。随着时效时间从2h延长至5h,弥散κ相逐渐由粗大变细小,由花瓣状向球状过渡,并脱离γ2硬脆相的包围,镶嵌在强度和硬度较高的β基体中,合金时效硬化效果显著[10]。KK(合金中Cu、Al、Fe、Mn、Ni质量分数分别为84.38%、9.05%、3.20%、1.93%、1.44%)高强耐磨铝青铜合金[34]的最佳热处理工艺为:850℃固溶,保温1h,水淬,350℃时效,保温1h,空冷。Cu-14Al-X合金材料通过900℃固溶油淬和600℃时效空冷后,具有明显的固溶时效硬化特性,满足了铜合金模具材料的性能要求[35]。Foglesong[36]专门对铝青铜的时效行为进行了研究,提出了一套时效强化的物理模型并应用于二元铝青铜的研究,对各种时效状态下时效强化的变化趋势作了精确的模拟,效果良好。

合金的性能同时受到冷却速度的影响。铝青铜在稍高于固体相变温度以上进行短时间保温后,当冷却速率越快时,形成的晶粒越细小。当铝青铜经650℃保温1min空冷后组织中相的平均晶粒尺寸由铸态的64.51μm减小到16.34μm,这为细化铝青铜的组织提供了一个有效途径[37]。关小平等[38]通过实验得出,淬火铝青铜经700℃保温1min后,冷却速度越快,形成板条状组织的趋势越大,形成多边形状组织的趋势越小,当冷速为20℃/min时,铝青铜组织呈细板条状特征,当冷速为5℃/min时,铝青铜组织呈现不规则多边形状特征,且晶粒尺寸明显减小,可获得较理想的细化效果。

提高铝青铜合金性能的方法多种多样,除了上述的合金化法和热处理法以外,还有表面激光处理法、表面离子注入法、粉末烧结法和表面电解硬化法等。

4 结语

铝铁合金 第5篇

1.快速凝固技术

1.1 快速凝固技术的发展现状

快速凝固的研究开始于20世纪50年代末60年代初，是在比常规工艺过程快得多的冷却速度(例如104～109K/s)或大得多的过冷度(可以达到几十至几百K)下，合金以极快的凝固速率(常大于10cm/s，甚至高达100cm/s)由液态转变为固态的过程。1959年没过加州理工学院的P Duwez等人采用一种独特的熔体急冷技术，第一次使液态合金在大于107K/s的冷却速度下凝固。他们发现，在这样快的冷却速度之下，本来是属于共晶体系的Cu-Ag合金中，出现了无限固溶的连续固溶体；在Ag-Ge合金系中，出现了新的亚稳相；而共晶成分为Au-Si合金竟然凝固为非晶态的结构。这些发现，在世界上物理冶金和材料学工作者的面前展开了一个新的广阔的研究领域。随后，各国，特别是发达国家投人了大量的人力和物力，开 发新的非晶合金体系，改进其性能和探索其应用。随后研究者们又相继发现了一些其他非晶合金体系，如Al-Cr，Al-Mn等，再后来又发现了准晶合金。非平衡亚稳材料如非晶、准晶、超饱和固溶体等成为研究新材料的重要途径。

随着对金属凝固技术的重视和深入研究，形成了许多种控制凝固组织的方法，其中快速凝固已经成为一种具有挖掘金属材料潜在性能与发展前景的开发新材料的重要手段，同时也成了凝固过程研究的一个特殊领域。过去对凝固过程的模拟考虑了在熔融状态下的热传导和凝固过程潜热的释放，不考虑金属在型腔内必然存在的流动以及金属在凝固过程中存在的流动。目前，快速凝固技术作为一种研制新型合金材料的技术，已经开始研究了合金在凝固过程时各种组织形态的变化以及如何控制才能得到符合实际生活、生产要求的合金。着重于具有大的温度梯度和快的凝固速度的快速凝固技术，正在走向逐步完善的阶段。[1]

1.2 快速凝固原理及凝固组织

快速凝固是指通过对合金熔体的快速冷却(≥104～106 K/s)或非均质形核被遏制，使合金在很大过冷度下，发生高生长速率(≥1～100cm/s)凝固。由于凝固过程的快冷、起始形核过冷度大，生长速率高使固液界面偏离平衡,因而呈现出一系列与常规合金不同的组织和结构特征。加快冷却速度和凝固速率所引起的组织及结构特征可以近似用图1-1来表示。[2]

图1-1 快速凝固引起的显微组织的变化 1.3 快速凝固的方法 1.3.1表面熔凝技术

表面熔凝技术的特点是用高密度能束扫描工件表面，使其表层熔化，熔体通过向下面冷的工件基体迅速传热而凝固，该技术主要应用在材料表面改性方面。

(1)激光熔凝：采用近于聚焦的激光束照射材料表面层，使其熔化，依靠向基材散热而自身冷却、快速凝固。在熔凝层中形成的铸态组织非常细密，能使材料性能得到改善，增强材料表层的耐磨性和耐蚀性。

激光表面熔凝技术的应用基本上不受材料种类的限制，可获得较深(可达2～3 mm)的高性能敷层，易实现局部处理，对基体的组织、性能、尺寸的影响很小，而且操作工艺方便。

(2)激光超高温度梯度快速凝固：激光能量高度集中的特性,使它具备了在作为定向凝固热源时可能获得比现有定向凝固方法高得多的温度梯度的可能性。

利用激光表面熔凝技术实现超高温度梯度快速定向凝固的关键是在激光熔池内获得与激光扫描速度方向一致的温度梯度，根据合金凝固特性选择适当的激光工艺参数，获得胞晶组织。由于它要求的检测手段更为高超，因而设备昂贵，还没能在实际生产中得到广泛的应用。

1.3.2 快速凝固喷射成型技术

喷射成型技术是一种快速凝固近终成型材料的制备新技术。喷射成型工艺的基本过程是把金属原料置于坩埚中，在大气或真空中熔炼，达到一定过热度后(典型值为50～200℃)，释放金属流进入雾化室。在雾化室中金属流被惰性气体分散成液滴飞向沉积器，沉积成致密的坯体。沉积器为板状或棒状，通常采用水冷或不冷却。根据沉积器形状及运动方式的不同，沉积坯可以为板状、棒状、管状或带状。喷射沉积工艺已广泛应用于铝、铜、镁合金及特种钢的成型制备中。

由此可见，喷射成型最突出的特点在于把液体金属的雾化(快速凝固)与雾化熔滴的沉积(动态致密固化)自然地结合起来，以一步冶金操作的方式，用最少的工序直接从液态金属制取整体致密、具有快速凝固组织特征的接近零件实际形状的大块高性能材料(坯料)，从而彻底解决了传统工艺生产高性能材料一直很难解决的成分偏析、组织粗大及热加工困难等难题。同时也避免了粉末冶金工序复杂、成本较高及易受污染等弊端。为新材料的研制和发展提供了一个崭新的技术手段，有广阔的发展前景。

1.3.3 表面沉积技术

表面沉积技术的特点主要是使通过雾化技术制得的粉末或已雾化的金属熔滴喷射到工件表面上，让其迅速冷凝沉积，形成与基体结合牢固、致密的喷涂层。其主要有等离子喷涂、电火花沉积等技术。

(1)等离子喷涂技术：等离子喷涂是利用等离子火焰来加热、熔化喷涂粉末，使之形成涂层。等离子喷涂工作气体常用Ar或N2和5%～10 %的H2，工作气体通过电弧加热离解形成等离子体，其中心温度高达1500K以上，经孔道高压压缩后呈高速等离子体射流喷出。喷涂粉末被送粉气载入等离子焰流，很快呈熔化或半 熔化状态，高速地打在经过预处理的零件表面并产生塑性变形，粘附在零件表面上。各熔滴之间通过塑性变形而相互钩接，从而获得良好的层状致密涂层。由于等离子喷涂具有形成的涂层结合强度高、孔隙率低及效率高、使用范围广等优点，故在航空、冶金、机械等领域中得到广泛的应用。

(2)电火花沉积技术：金属表面电火花沉积技术是近期发展起来的新技术，是在传统工艺基础上发展起来的新工艺，它具有较强的实用性。电火花沉积工艺是将电源存储的高能量电能在金属电极与金属母材间瞬间高频释放，通过电极材料与母材间的空气电离形成通道，使母材表面产生瞬间高温、高压的微区，同时离子态的电极材料在微电场的作用下融渗到母材基体中，形成冶金结合。由于电火花沉积工艺是瞬间的高温—冷却过程，金属表面不仅会因迅速淬火而形成马氏体，而且在狭窄的沉积过渡区还会得到超细奥氏体组织。该工艺具有沉积层与基体结合非常牢固、不会使工件退火或变形、设备简单及造价低等优点，已在实际生产中得到广泛应用。

1.3.4 大过冷凝固技术

大过冷凝固技术的核心是利用金属本身的特点实现快速凝固。其主要有快速蒸汽冷凝技术、快速卸压淬火等。大过冷凝固技术的特点是在熔体中形成尽可能接近均匀形核的凝固条件，从而在形核前获得大的过冷度。熔体主要是通过导热性差的介质传热或以辐射传热的方式冷却。目前，采用此技术制取的合金的尺寸、数量都很小，而且不能连续生产。因此，要使其不仅在理论上和实验研究中得到广泛应用，而且像急冷凝固技术那样应用于实际生产还需要做进一步的改进。

1.4 快速凝固的发展趋势

快速凝固技术是从1960年才开始出现的一种研制新型合金的技术，它对于Fe-Mo-Al合金、改型304不锈钢等新材料的研究与开发起到了关键性作用，特别是超塑性的利用更是其它方法所不能取代的。有关快速凝固及合金的理论研究将给材料科学和其它有关学科注入新的活力，而且对快速凝固合金的微观组织结构与凝固参数之间的关系、对合金相的形成，特别是亚稳晶态相、非晶和准晶形成机制的研究，都将对固体物理等基础理论构成严峻的挑战。对于用作结构材料的快速凝固合金，需要采用固结成型技术生产，固接成型技术的水平直接影响合金的最终性能和合金的应用广泛性，快速凝固技术基础理论的研究将促进固接成型技术的发展。现代凝固技术的研究与应用，迫切要求以液/固相变理论的新成果为指导，在研究对象的尺度上不局限于宏观的凝固过程的研究，而是要在原子尺度上对移动的液/固界面的行为进行分析，与凝固技术的发展相适应。近年来，凝固理论的研究在下列方面取得进展：从传热、传质和固/液界面动力学三个方面对凝固动力学过程给出了不断改进的定量描述；固/液界面形态稳定性理论继续完善，可在低速生长至高速生长的较宽范围内全面估计界面能、界面曲率、结 晶潜热等对晶体形貌及显微结构的影响，提供晶体形态转变的定量判据；大过冷和高生长速率下凝固热力学和动力学研究的不断深入，为合金快速凝固过程的分析和设计提供了依据。快速凝固技术正在引起人们更多的重视，而且随着实际生产的需要也正在不断的深化。

2.快速凝固技术在铝基非晶合金制备中的应用 2.1 铝基非晶合金的发展现状

随着航天航空、运输工具轻型化的迅速发展及节能降耗的需要，对高强度低密度材料的需求越来越迫切，铝基非晶和纳米晶体弥散分布的非晶合金强度可达到或超过钢材的强度，密度却不到钢材的40％，在600K以下具有很好的高温强度，能满足多种航空结构件的需要，可取代价格昂贵的钛合金。此外，非晶合金和纳米晶体比普通的晶体材料更有活性，其催化活度比较稳定，比同成分的晶态合金高1～2个数量级，因而该类材料可作为石油、化工等领域的加氢、脱氢催化剂。由此可见，铝基非晶合金是一种颇具开发应用潜力的新型材料，其制备及相关性质的研究是目前极具魅力的新兴研究领域。[3]

2.2 急冷法制备铝基非晶合金

近十几年来已经发展起来多种快速凝固方法，究其根源是为了获得大的冷却速度(＞1℃/s)。这就迫使材料至少在一个方向上尺寸很小(一般＜100μm)，由于这一条件的限制，快速凝固技术通常可分为三类：①制取条带材料及薄片材料；②雾化法制取粉末；③表面熔化及强化法。

(1)单辊旋转淬冷法：该法简称MS法，如图2-1所示，通过一定转速的铜质单辊将熔体制成非晶或非晶加微晶相的薄带。该方法使用方便，冷却速度大，易调节，可进行连续生产。在非晶铝合金的研究进程中，几乎每一种成分合金的非晶化都是从MS法开始的，然后才推广至其他的方法(如雾化等)。

图2-1 熔体旋转淬冷装置示意图

Imoue通过铜模铸造方法得到厚度达0.2mm～0.4mm的铝基合金(Al84Ni10Ce6)非晶带，而通过单辊旋转淬冷法所能得到的铝基合金(Al-Ni-Ce)非晶条带的最大厚度为65μm。山东大学的王胜海等人，采用单辊旋转淬冷法制备出厚度达到140μm的Al-Ni-La-Ce-Pr-Nd超厚非晶条带，大大增加了铝基合金非晶条带的厚度，有助于实现其在工程上的应用。

(2)气体雾化法：通过高速气体流冲击金属液流使其分散为微小液滴，从而实现快速凝固。通常的气体雾化法冷却速度可达102 K/s～104 K/s，采用超声速气流可明显改善粉末的尺寸分布，进一步提高冷却速度。另外，冷却介质是该工艺中制约非晶铝合金生产的一个主要因素。由于氦气的传热速度快，采用氦气作为射流介质，冷速比用氢气的大数倍。为了进一步提高冷却速度，有报道采用多级雾化的方式成功地制备出Al-Y-Ni非晶合金。雾化法的生产效率高且合金粉末呈球形，有利于后续的成型工艺消除颗粒的原始边界，适用于工业化生产。但其与MS法相比，冷却速度较低，需要严格控制合金成分。

(3)表面熔化及强化法使铝合金表面非晶化：对于只要求表面具有高耐磨、耐蚀性的材料，只需处理表面得到一强化层即可满足要求。利用铝合金材料导热系数大的特点，可在表面获得具有优异性能的非晶层，以满足产品的某一特殊需要。此方法包括激光、电子束表面熔化处理、激光及电子束表面合金化、激光表面涂覆、激光表面沉积和摩擦上釉等。这些工艺简单可靠，成本低，是一种具有开发前途的新领域，但这些工艺在铝合金材料上的应用还处于准备阶段。

2.3 复合工艺制备铝基非晶合金

此外，复合工艺是目前RS-PM技术的一个发展方向。它是通过结合快速凝固和机械合金化双重制粉工艺制备合金粉末。机械合金化处理对于快速凝固粉末至少具有两个重要作用：①可以提高材料的力学性能；②可以提高显微组织的稳定性。

S.Eee在A1-Fe-Ni合金的快冷与机械合金化复合制粉工艺上的成功经验表明，该工艺完全可以扩展到铝基非晶态合金的制备上。该工艺吸取了快速凝固与机械合金化二者的长处，互为补充，从而有希望缩短非晶材料的合金化时间，提高非晶转变温度，提高材料非晶相的稳定性，扩大非晶铝合金的成分范围，从而进一步提高其性能。

3.快速凝固技术在纳米晶/非晶复相材料制备中的应用 3.1 纳米晶/非晶复相材料的发展现状

非晶铝合金由于具有优异的力学性能，近年来逐渐受到人们的关注。同时，纳米材料由于晶粒细小，表现出许多奇异的性能，是目前材料领域最热门的课题。非晶与纳米晶的有机结合可使材料性能获得更大的提高。1988年Inoue首先报道了三元Al基合金能形成具有高强度高韧性的非晶合金，之后Inoue又和Shiflet等人利用快速凝固和塑性变形等方法得到了铝-后过渡金属-稀土(Al-Tm-Re)的纳米非晶复合材料，即纳米级的Al晶体弥散分布在非晶基体上。据有关文献报道，这种材料的强度和塑性是相同成分完全非晶材料和纳米材料的数倍。[11]

3.2 熔体快速凝固法制备非晶/纳米晶复合材料

直接凝固法是先将母合金熔配均匀，然后采用提纯和快冷的方式使合金液在短时间内急冷成形，该法的主要优点是制备简便、制备周期短。

采用单辊旋淬技术制备快速凝固Al-Ni-Zr合金，快凝Al85Ni10Zr5合金形成完全非晶，而快凝Al89Ni10Zr1合金形成完全晶态结构，选择Al87Ni10Zr3合金，在快速凝固条件下能形成非晶纳米复合材料。可见元素Zr的添加对形成非晶的影响。凝固冷速也是需要考虑的因素，冷却速度越快，越易形成非晶；快凝Al91Ni7Y2合金时，可形成由部分非晶和部分晶体组成的复合材料，此材料结构为：纳米级Al晶体均匀弥散分布在非晶基体上。合金元素加入量对材料的组织结构产生直接的影响。当Ni、Y含量较少时，形成完全晶态结构；当Ni、Y含量过高时，形成完全非晶结构；只有当成分合适时，才能形成纳米晶+非晶态的复合材料。

3.3.快速凝固在具体合金制备中的应用

3.3.1 快速凝固在Al-Ce-Ni-Mn合金制备中的应用

以Al-Ce-Ni-Mn合金为例，Al和Ce原子间的键强于Al和Y原子间的键，稀土元素选用Ce能提高其强度，在以其形成的四元合金中，Mn是最有效的提高强度的元素之一。在采用单辊旋淬技术制备Al87-Ce3-Ni8.5-Mn1.5合金的过程中，辊速大于65m/s时获得非晶单相材料，辊速降至40m/s～55m/s间时可制成纳米非晶复合材料，α-Al晶粒尺寸和体积分数由冷凝速度决定，冷速越大，晶粒尺寸越小数量越少。而熔体的冷凝速度与辊速、熔体温度、熔体喷射速度、喷嘴大小、喷嘴到辊面的距离、熔体与辊面的附着程度等因素有关，较难控制。

有文献报道，使用单辊旋淬技术制备成非晶合金，再经过483K退火20min，可以成功制备出硬度高并且韧性好的纳米非晶复合材料Al87-Ce3-Ni8.5-Mn1.5。其显微硬度可以达到527Kg/mm2。

3.3.2 快速凝固在Mg-Ni基非晶/纳米晶贮氢合金制备中的应用

氢能是一种清洁且贮量丰富的能源，贮氢材料的发展及应用对环境保护和能源开发都有重要的意义。作为贮氢材料，镁基合金由于其重量轻、贮氢量大、成本低而成为很有发展前景的新型能源材料之一。镁基贮氢材料的研究最早始于美国布克海文国家实验室，Reilly等人首先采用传统熔炼方法成功制备了Mg2Ni合金。它在2MPa，300 ℃下能与氢反应生成Mg2NiH4，贮氢量达3.6 %。但随后的研究发现，镁基晶态合金作为贮氢材料存在如下缺点：①吸放氢速度较慢，反应动力学性能差；②氢化物较稳定，释氢需要较高的温度；③贮氢能力低，耐腐蚀性能差。这些严重阻碍了镁基贮氢合金的实用化进程。近10年来，贮氢合金的研究主要集中在两个方面：一是研究新型的金属贮氢系统，即通过对贮氢合金中的元素进行合理替代与组合获得新型贮氢合金；另一方面是借助各种手段如改变组织结构、表面处理、添加催化剂等对现有材料体系进行改进。值得一提的是目前广泛研究的制备非晶/纳米晶组织结构的贮氢合金已被证实是改善贮氢合金性能的有效方法，而制备非晶/纳米晶的一种方法就是熔体急冷法。[12]

运用熔体急冷法制备Mg-Ni基非晶/纳米晶贮氢合金的优点是通过控制冷却速度可以制备完整的非晶态合金，进而通过热处理来制备所需要的粒度均匀的纳米晶合金。但由于金属镁和镍的熔点和相对密度相差很大，采用传统的高温熔炼法还有一定难度，因此国际上采用熔体急冷法制备Mg-Ni基非晶/纳米晶贮氢合金的并不是很多。表3-1列出了近几年采用熔体急冷法制备出的Mg-Ni基非晶/纳米晶贮氢合金及其最大贮氢量。

表3-1近年来熔体急冷法之辈出的Mg-Ni基非晶/纳米晶贮氢合金最大贮氢量

合金成分 Mg2Ni

最大贮氢量(%，质量分数)

3.6 3.0 2.0 4.0 3.2 3.1 2.2 2.5

开发年代 1987 1998 1999 2002 2002 2002 2002 2004 Mg63Ni30Y7 Mg87Ni12Y1

Mg75Ni20Mm5(Mm = Ce，La，Sm)Mg76Ni19Y5 Mg78Ni18Y4 Mg1.8NiAg0.2 Mg67Ni23Pd10

根据Inoue提出的制备非晶合金的3个理论原则，要在常规的冷却速度下获得非晶合金，必须向Mg-Ni合金中添加第三种元素。1998年，德国多特蒙德大学的Spassov教授率先采用熔体快淬法制备了Mg63Ni30Y7非晶/纳米晶合金，并详细研究了合金的贮氢性能、热稳定性及其在热处理过程中相的转变机制。他们制得的合金的微观组织结构是大约2～3nm的Mg2Ni相和大量的非晶相共存，合金在180 ℃时以140 kJ·mol-1的活化能开始晶化，晶化的形式是Mg2Ni纳米晶的三维尺寸的长大，合金的最大贮氢能力达到3.0 %，并且在室温下充氢30min即可达到2.1%。1999年，该研究小组又制备了Mg87Ni12Y1非晶合金，其贮氢量为2.0 %，经研究发现其贮氢量少是由于产生了较多Mg6Ni相，而Mg6Ni相不与氢发生反应。2002年，该研究小组制备出了Mg75Ni20Mm5(Mm = Ce，La，Sm)非晶合金，其贮氢量高达4.0%，并且在室温下吸/释氢的速度可达到0.3 %min-1。他们详细研究了该合金的微观组织结构，发现该合金有大量的5～10 nm的Mg2Ni和Mg17Mm2纳米相分布在非晶相当中，而Mg17Mm2在吸/释氢过程中转变为MmHx和Mg，进一步加大了合金的贮氢量。同时，他们指出，该合金有如此高的贮氢量不仅是因为稀土元素代替钇，更主要是因为Mg75Ni20Mm5的成分含量达到了贮氢所需的最优比例，这和Liang等人的研究结果基本一致。

综上所述，可知采用熔体急冷法制备性能良好的非晶/纳米晶贮氢合金，至少需要达到以下条件：①最佳成分含量：Mg 65%～75%；Ni 20%～30%；RE(稀土元素)2%～10%；②最佳相成分：含有Mg2Ni相；③最佳微观组织结构：5～10nm的纳米晶和非晶的混合体。

3.4 纳米晶/非晶复合材料的发展前景

非晶纳米晶复合材料的研究还处在发展阶段，制备技术和工艺水平尚待提高；体系选择及材料性能与工艺的关系研究需要有新的突破；进一步探索非晶纳米晶复合材料的微观组织与性能之间关系，开发具有可控硬度和弹性模量的新功能材料，拓宽非晶纳米晶复合材料的应用领域方面，还应加强研究力度。相信，不久的将来，非晶纳米晶复合材料的研究和应用都会有一个新的飞跃。[15] 结束语

快速凝固技术是近20年发展起来的新技术，使用快速凝固技术制备的材料具有较高的力学性能和良好的物理化学性能。由于在快岁凝固材料制备过程中合金液体的快速冷却，突然从液态变成固态，原来在液态下呈杂乱排列的原子来不及变成有规则排列的晶体结构就被“冻结”下来，成为原子无规则排列的固体。就像玻璃中的原子结构一样，所以这种合金又称为非晶态合金或玻璃金属。这种非晶态合金具有比晶体状合金高得多的磁性，强度和耐腐蚀性。此外，快速凝固还可以生产许多普通方法无法得到的合金。

参考文献

铝镁合金粉尘安全特性实验研究 第6篇

结合相关案例和研究可知,抛光打磨车间以及通风除尘管道系统发生粉尘爆炸的频率较高。铝镁合金粉尘爆炸事故并非铝镁混合粉尘的爆炸事故,关于铝镁合金粉尘在除尘过程中物理特性和相关燃烧、爆炸特性的研究相对较少,而且单从理论层面研究粉尘特性的难度比较大,需要对粉尘的特性参数进行测试研究。

1 汽车打磨工艺分析

实验测试样粉采集于某汽车车身打磨车间。车间内采用机械自动化抛光打磨的生产工艺,产生铝镁合金粉尘。机械抛光打磨过程中产生的铝镁合金粉尘比较容易飞溅和飘散,经常伴随火花的出现。抛光打磨台以及吸尘罩口附近安装大功率易发热的照明灯。车间通风除尘系统除尘效果不理想,铝镁合金粉尘云和粉尘层状态一直在工艺过程中出现。对打磨车间现场的主要敏感点进行粉尘浓度测试,如表1所示。

上述的高能量点火源、粉尘和空气已经满足了粉尘爆炸的三大基本条件,一旦达到触发的最小点燃能量和粉尘浓度,极有可能引发一系列的大规模粉尘爆炸。

2 主要实验设备

(1)BT-1000 型粉体综合特性测试仪。BT-1000型粉体综合特性测试仪主要包括分散度入口、定时器、分散筒、分散度料盘、分散度投料控制器、安息角组件等,可测试休止角、平板角、松装密度、振实密度、分散度等。

(2)20L球爆炸测试装置。20L球爆炸测试装置主要包括20L不锈钢球体、压力传感器、点火和控制记录系统等几部分。

(3)最小点火能测试装置。 粉尘云最小点火能量(MIE)装置采用高压击穿、低压续弧的原理设计,主要包括喷粉装置、放电电极和放电控制装置等。

3 实验样品粉尘的综合物理特性

3.1 铝镁合金主要成分

铝镁合金的主要成分,如表2所示。

3.2 铝镁合金粉尘粒径分布与测试结果分析

通过BT-9300Z型激光粒度分布仪测量铝镁合金轮毂抛光打磨车间铝镁合金粉尘的粒径,未过筛和过筛粉尘的粒径分布累积百分率,如表3、表4所示。

未过筛样品粉体颗粒的中位径为5.45μm,过筛样品粉体颗粒的中位径为4.81μm;未过筛样粉的D６０为6.66μm,D１０为1.22μm(均齐度计算与D６０、D１０有关)。未过筛铝镁合金粉尘粒径近80%为0.10~10.00μm。

通过上述未过筛粉尘粒径测试,在该汽车车身打磨工艺过程中产生的粒径小于10.00μm的粉尘可以达到近80%。铝镁合金长期飘浮在空气中,可到达人体气管深处,对工作人员的健康是极大的威胁;由于可燃性粉尘越细小,爆炸危险性越高,当满足粉尘爆炸条件时,铝合金粉尘潜在的爆炸危险性极大,可能给企业和工作人员造成不可预计的损害。

3.3 铝镁合金粉尘流动性与喷流性测试结果分析

测试条件:环境温度22℃,环境湿度38%,样品湿度5%。粉体的流动性与喷流性对粉尘的除尘效率和除尘系统的设计具有重要意义。笔者利用BT-1000型粉体综合特性测试仪对抛光打磨车间未过筛的铝镁合金样品粉尘进行测量分析,其测量数据如表5所示。

样品粉尘的休止角、平板角、压缩度、均齐度等参数为粉尘流动性指数重要影响因素。通过计算转换得出汽车抛光打磨车间采集样品粉尘的流动性指数为46,流动性评价为不太好,铝镁合金粉尘自然状态下易发生堆积。

喷流性指数与流动性指数、崩溃角、分散度相关。通过计算转换得出样品粉尘的喷流性指数为55,喷流性程度为有倾向,通风除尘过程中粉体被气体流态化的程度比较一般。

3.4 现场结果分析及防护对策

该汽车车身抛光打磨车间通风除尘管道系统管路中存在多处三通、弯头等环节。由于铝镁合金流动性和喷流性不好,气流经过这些环节时速度会改变,甚至产生气流漩涡,更容易导致通风管道内部粉尘的沉积、阻塞等问题的出现。风管阻塞等问题将加剧气流的改变,导致沉积于管道内部的铝镁合金粉尘再次被卷扬,甚至形成达到爆炸极限浓度的粉尘云。

根据上述分析,针对在通风除尘管道系统中的问题,可采取一些改进措施:管路布置重新进行优化设计,过程中应尽量减少弯头、三通;若采取圆形通风除尘管道,则弯头的曲率半径应大于1~2倍风管管径;若采用矩形通风管道,则管道的长宽比越大,其局部阻力越小。

4 粉尘燃烧特性研究

4.1 粉尘云最小点火能测试(MIE)

测试条件:样品粉尘以200目筛子过筛,105 ℃烘箱干燥2h,样粉湿度为4%,环境温度22 ℃,环境湿度42%,样粉测试质量和电极距离采用装置说明书最佳推荐数值(样粉测试质量为0.5g,电极距离为5mm),测试结果如表6所示。表中:1表示着火,0表示不着火。

由表6得出样品粉尘的最小点火能为740mJ。由于装置自身能量转化过程中的损失,实际放电火花的能量比仪器显示值小,所以通过仪器显示值与实际等效能量值转化表得出样品粉尘云的最小点火能为304.5mJ。

4.2 粉尘层最低着火温度测试(MITL)

测试条件:样粉湿度为8%,环境温度23 ℃,环境湿度45%,实验初始测试装置加热板温度320℃,粉尘层厚度采用测试装置要求标准厚度(12mm),如表7所示。

依据IEC 61241-2-1:1994《可燃性粉尘环境用电气设备第2部分:试验方法第1节:确定粉尘最低点燃温度的方法》和GB/T 16430-1996《粉尘云层最低着火温度测定》的标准对样品粉尘进行粉尘层最低着火温度的测试。着火判断标准:有火星或明火出现,测试粉尘层温度高出热板20 ℃;未着火判断标准:30min或更长时间未出现着火判断标准的现象出现。由表7得出测试样品粉尘层的最低着火温度为270 ℃。

4.3 结果分析及防护对策

在该汽车车身抛光打磨车间中,抛光打磨台和除尘管道中铝镁合金粉尘都会出现飘散的粉尘云状态和积聚堆积的粉尘层状态,铝镁合金粉尘云的最小点火能为304.5mJ,粉尘层的最低着火温度为270 ℃;在抛光打磨工艺过程中经常会出现打磨火花、机械摩擦过热、机械碰撞或冲击产生的火花等高能量点火源,在通风除尘管道中由于铝镁合金颗粒物之间或颗粒物与管壁之间会摩擦可能导致静电放电火花等高能量点火源,甚至较大粒径的颗粒物可能会通过除尘装置与风机摩擦、碰撞产生高能量火花等,这些潜在的威胁是极大的安全隐患。

根据上述分析,一些点火源无法避免,但是可采取一定工艺改善措施尽量减少点火源出现的次数或限制高于最小点火能的点火源和高于最低着火温度的高温区域出现。另外,从控制粉尘源角度出发,企业应尽可能防止铝镁合金粉尘云或粉尘层的不断出现,改善除尘措施。铝镁合金粉尘属于IIIC导电性粉尘,危险程度较高,企业可针对比较危险的场所,参照国家标准GB 50058-2014《爆炸危险环境电力装置设计规范》,选用符合标准的电气装置设备。

5 20L球爆炸性测试

为了给企业提供爆炸泄压、抑制及隔离的参考依据,减小粉尘爆炸带来的危害,采用20L球爆炸测试装置对抛光打磨产生的铝镁合金粉尘的爆炸特性进行测试。

测试条件:样品粉尘以200 目筛过筛,样粉湿度为4%,环境温度22℃,环境湿度42%,105℃条件下干燥2h,测试点火头为10kJ化学火头。

5.1 粉尘最大爆炸压力

空点火产生的压力为约0.084 MPa,升压超过0.05MPa可认为发生爆炸;铝镁合金粉尘爆炸压力与铝镁合金粉尘浓度关系,如图1所示。在不同粉尘质量浓度的条件下测定3个Pｍａｘ数据。实验发现,在200~1 000g/m３质量浓度范围内,Pｍａｘ随着质量浓度的增加而不断上升,最大爆炸压力为0.50 MPa,之后随着粉尘质量浓度的进一步增加,Pｍａｘ反而逐渐降低。

由以上测试分析可知,当低于最佳爆炸质量浓度500g/m３时,装置内的氧化反应随着浓度的增加而增大。反之,在高于此浓度时,装置内氧气不足,剩余未反应的粉尘颗粒也随之增加,并且会吸收部分冲击波和热量,使粉尘的Pｍａｘ下降。

5.2 粉尘爆炸指数

爆炸指数Kｓｔ与铝镁合金粉尘质量浓度的关系,如图2所示。在不同粉尘质量浓度的条件下,根据测定的3个Kｓｔ数据绘制了曲线图。实验发现,在200~1 000g/m３质量浓度范围内,Kｓｔ随着铝镁合金粉尘浓度的增加而不断上升,最大值为2.28 MPa·m/s;随着铝镁合金浓度的继续增加,Kｓｔ反而逐渐降低。

爆炸指数与铝镁合金粉尘的爆炸压力密切相关。粉尘爆炸烈度等级根据ISO 6184分级标准进行划分,如表8所示。所用铝镁合金样粉粉尘的爆炸烈度为St1级。

6 结论

未过筛的铝镁合金样粉的粒径近80% 分布在0.10~10.00μm;铝镁合金样粉的流动性指数为46,流动性评价为不太好,自然状态下易发生堆积;样粉的喷流性指数为55,喷流性程度为有倾向,通风除尘过程中粉体被气体流态化的程度比较一般。

样粉的粉尘云的最小点火能为304.5mJ;最大爆炸压力为0.50 MPa,最大爆炸指数为2.28 MPa·m/s,爆炸烈度为St1级。

企业在实际的生产过程中,总体可采用控制粉尘浓度的方法或控制高能量源的出现来防止爆炸发生,但是局部区域可能会因一些外来因素干扰,粉尘浓度超过爆炸下限或粉尘云的最小点火能降低,甚至由于铝本身可以氧化放热导致粉尘层在较低的温度下燃烧。即使实际情况在测试结果的安全范围内,同样存在较大的安全隐患。另外,粉尘的物理、燃烧、爆炸特性参数与环境因素关系密切,不同环境下同一种粉尘的特性不尽相同,在进行相关粉尘的危险性评估时,测试数据只能作为参考的一部分,要根据具体环境进行具体的测试和分析。

With the increasing popularization of the Al Mg alloyproducts,polishing and grinding process will also in-crease.There are various reasons that bring about Al Mgalloy dust in the grinding stage and the dust removal pipe-line,which brings security risks and results in frequentexplosion.Especially,related enterprises are often labor-intensive enterprises,accident will have casualties whenthe dust explosion happens.The risk of Al Mg alloy dustexplosion is unrecognized or underestimated by most ofthe Al Mg alloy polishing and grinding enterprises.Al Mgalloy dust explosion accident occurred frequently in recentyears.

With the cases and research,polishing grindingworkshop and ventilation dust removal pipe system arehigh frequency dust explosion places.Al Mg alloy dustexplosion accident is not explosion accident of Al Mgmixed dust.The physical characteristics,relative combus-tion and explosion characteristics research of Al Mg alloydust in the dust removal process are relatively less,and tostudy the characteristics of dust only in the theoreticallevel is relatively difficult.Therefore,we need test andstudy on the characteristics of dust.

1 Analysis of automobile grinding process

The test sample powder was collected from the AlMg alloy dust produced by car during the productionprocess of mechanical polishing and grinding in the work-shop.Al Mg alloy is easy to produce dust and splash inthe mechanical polishing process with the emergence ofsparks.What’s more,the installation of large powerlamps is easy to heat the dust near the mouth of collectorand polishing grinding table.Effect of dust removal andventilation system in the workshop is not ideal.The stateof dust cloud and dust layer of Al Mg alloy appears in theprocess.Dust concentration test at the main sensitive spotof the grinding workshop is shown in Table 1.

The high energy point of fire,dust and air describedabove have met the three basic conditions of dust explo-sion.Once there is something reaching the minimum igni-tion energy and dust concentration,it may lead to a seriesof large-scale dust explosion.

2 Main experimental equipment

(1)BT-1000type powder composite property test-er.The test of BT-1000type powder composite charac-teristics test apparatus mainly includes the dispersion ofthe entrance,the timer,the dispersion,the dispersion ofthe material,the dispersion of the feeding controller,therepose angle components,etc.The properties of the pow-der were measured,such as the angle of repose,the angleof the plate,the apparent density,the tap density and dis-persion degree.

(2)20Lball explosive test device.20Lball explo-sive test device mainly includes 20Lstainless steel ball,pressure sensor,ignition and control system,and so on.

(3)Test device for minimum ignition energy.Dustcloud minimum ignition energy (MIE)device uses highvoltage breakdown and low voltage arc principle of de-sign,mainly includes dusting device,discharge electrodeand discharge control device.

3 Comprehensive physical properties of the sample dust

3.1 Main components of Al Mg alloy

Table 2shows the main components of Al Mg alloy.

3.2 Distribution and test results of Al Mg alloy dustparticle size

The cumulative percentage of the particle size distri-bution sieved or not sieved in the workshop of wheel pol-ishing and grinding is measured by the BT-9300Ztypelaser particle size distribution analyzer,as shown in theTables 3and 4.

The median diameter of the powder particles of thenon-sieving sample is 5.45μm;the median diameter ofthe powder particles of the sieving sample is 4.81μm.The D６０of the powder particles of the non-sieving sampleis 6.66μm;D１０is 1.22μm(The homogeneous calculationis related to D６０and D１０).It can be concluded that the sizeof 80% of the non-sieving Al Mg alloy dust particles is0.10~10.00μm.

With the particle size test of the non-sieving sample,the percentage of dust whose particle size less than 10μmcan reach nearly 80% during the process of automobilebody grinding.Al Mg alloy dust long floating in the aircan reach the human trachea,and threat the health of thestaff.The finer the combustible dust,the higher the riskof explosion.The potential explosion hazard of Al Mg al-loy dust may cause the enterprise and the staff damagedwhen the dust explosion condition is met.

3.3 Liquidity and jet flow properties of Al Mg alloy dust

Test condition:Ambient temperature is 22℃;ambi-ent humidity is 38%;sample humidity is 5%.The prop-erties of the flow and jet of the powder is very importantfor the design of dust removal efficiency and dust removalsystem.The authors used the BT-1000powder compos-ite characteristic tester in polishing grinding workshop tomeasure and analyze no-sieving Al Mg alloy dust sam-ples.Measurement data are shown in Table 5.

The dust liquidity index is an important factor effec-ted by the angle of repose,the angle of the plate,the com-pression degree,the average degree of uniformity.By cal-culating and conversion,the liquidity index of the sampledust in the car polishing workshop is 46,flow evaluation isnot good,so the Al Mg alloy dust in the natural state isprone to accumulation.

The jet index is related to the liquidity index,the col-lapse angle and the dispersion degree.The jet flow indexof the sample is 55by calculation and conversion.Thereis a tendency to jet.The degree of the fluidization of pow-der in the process of ventilation and dust removal is gener-ally.

3.4 Local results analysis and protective measures

There are many tee joint,elbow and other links in theventilation and dust removal pipeline system of the carbody polishing and grinding workshop.It will change theflow velocity and vortex when the air flows through theselinks,which will result in problems of internal dust depo-sition and blockage in ventilation pipeline because of thedefect of liquidity and jet flow properties of Al Mg alloypowder.The wind pipe blocking will exacerbate change ofairflow,resulting in winch of Al Mg alloy dust depositionin the internal pipeline,which may even cause the reachingof explosion limit concentration of dust cloud.

According to the above analysis,some improvementmeasures can be taken to cope with the problems in theventilation and dust removal system:Optimizing the de-sign of piping layout;the use of elbow and tee jointshould be reduced in the process;the curvature radius ofelbow should be greater than 1~2times of the diameterof wind pipe if the circular ventilation and dust removalpipe is taken;the larger length and width of the pipe,thesmaller the local resistance if the rectangular ventilationpipe is used.

4 Research on combustion characteristics of dust

4.1 The test of the minimum ignition energy(MIE)

Test condition:Sieving the sample powder by 200mesh sieve,and drying for 2hours in oven of 105 ℃.Thehumidity of sample powder is 4%;the environmental tem-perature is 22 ℃;the environmental humidity is 42%.The quality and electrode distance of sample powder testare the best recommended values for the device specifica-tion(Sample powder quality is 0.5g,electrode distance is5mm).The test results are shown in Table 6,in which 1indicates fire,0is no fire.

From Table 6,the minimum ignition energy of thesample can be 740mJ.The energy of the actual dischargeis smaller than the value displayed by device because ofthe energy loss in the process of self-conversion of the de-vice,so the minimum ignition energy is 304.5mJ accord-ing to the value conversion table.

4.2 Test for minimum ignition temperature of dust layer(MITL)

Test condition:The humidity of sample powder is8%;the ambient temperature is 23℃;the environmentalhumidity is 45%;the temperature of heating plate of ex-perimental test device is 320 ℃.The dust layer thicknessis standard thickness required by the test apparatus,which is 12mm.The condition and results are shown inTable 7.

According to the standard of IEC 61241-2-1:1994Electrical apparatus for use in the presence of combusti-ble dist-Part 2:Test methods-Section 1:Methods fordetermining the minimum ignition temperatures of dustand GB/T 16430-1996 Determination of the minimumignition temperature of dust layer,the lowest ignitiontemperature of dust layer was tested.Ignition criterion:There are sparks or flames;the test dust layer tempera-ture is higher than the hot plate temperature for morethan 20 ℃.Non ignition criterion:There is no phenome-non of the fire emergence in 30 minutes or longer time.The minimum ignition temperature of dust layer of thetest sample is 270 ℃ according to Table 7.

4.3 Results analysis and protective measures

In the car body polishing workshop,Al Mg alloy dustin polishing plate and dust pipe will have drifted dustcloud and accumulated dust layer.The minimum ignitionenergy of drifted dust cloud is 304.5mJ and the minimumignition temperature of dust layer is 270 ℃.There arehigh energy point of ignition source like grinding sparks,mechanical friction heat and mechanical impact sparks inthe process of polishing.There are high energy point ofignition source in the ventilation and dust removal pipelinedue to the friction between Al Mg alloy particles or be-tween particles and tube wall.Even larger particle maycause the spark by friction and collision with fan in dustremoval device.These are great security risks.

According to the above analysis,some points of firecannot be avoided,but we may take some process im-provement measures to minimize the number of thesepoints,or limit the appearance of high temperature whichis higher than ignition temperature,or limit the appear-ance of area with higher temperature than the minimumignition temperature.What’s more,considering the dustsource control,the enterprise should prevent the appear-ance of Al Mg alloy powder dust or dust layer and im-prove dust control measure as far as possible.Al Mg alloydust is IIIC conductive dust,high risk.The enterprisescan choose electrical equipment in accordance with thestandards for dangerous place,with reference to nationalstandards GB 50058-2014 Code for design of electricalinstallation in explosive atmospheres.

5 20Lball explosive test

In order to provide the reference about explosion re-lief,suppression and isolation,and reduce the harm causedby dust explosion for the company,the authors used the20Lball explosive test device to test the explosive char-acteristics of the Al Mg alloy polishing dust.

Test condition:Sieving the dust samples by 200mesh sieve;the powder humidity is 4%;the environmenttemperature is 22 ℃;the environmental humidity is42%;drying 2hours at 105 ℃;the chemical ignitionhead of 10kJ.

5.1 Dust explosion pressure

The explosion pressure without ignition is about0.084 MPa.It can be considered as an explosion if thepressure rise is larger than 0.05MPa;the relationship be-tween the explosive pressure and the dust concentration ofAl Mg alloy is shown in Fig.1.In this experiment,3 Pｍａｘdata were measured under different dust mass concentra-tion.The experimental results showed that Pｍａｘincreasedwith the increase of the mass concentration in the range of200~1 000g/m３,and the maximum explosion pressurewas 0.50 MPa.Pｍａｘwill gradually decrease with the fur-ther increase of concentration.

From the above test analysis,when the concentrationwas lower than the optimal explosive mass concentrationof 500g/m３,the oxidation reaction increased with the in-crease of concentration.Otherwise,the oxygen in the de-vice was not enough,the unreacted dust particles in-creased and absorbed some of the shock wave and heat,sothe Pｍａｘdecreased.

5.2 Dust explosion index

Relationship between explosion index(Kｓｔ)and AlMg alloy dust concentration is shown in Fig.2.Thecurves of the 3 Kｓｔwere plotted according to the condi-tions of different dust concentrations.The experimentalresults showed that the Kｓｔincreased with the increase ofthe concentration of Al Mg alloy dust in the range of 200~1 000g/m３,and the maximum value was 2.28 MPa·m/s.With the further increase of the concentration of AlMg alloy powder,Kｓｔdecreased gradually.

Explosion index is closely related to the explosivepressure of Al Mg alloy dust.Dust explosion intensity lev-el is divided according to the ISO 6184classification crite-ria,as the following Table 8.Therefore,the explosive in-tensity of Al Mg alloy powder dust is St1grade.

6 Conclusions

The particle size of nearly 80% of the no-sieving AlMg alloy powder sample is in 0.10~10.00μm;the fluidi-ty index of Al Mg alloy powder is 46;the evaluation ofliquidity is not good;the powder is easy to accumulateunder natural state;the jet index of the sample powder is55,jet flow prone;the fluidization degree of powder bygas is general during the dust removal.

The minimum ignition energy of the dust cloud of thesample powder is 304.5 mJ.The maximum explosionpressure is 0.50 MPa;the maximum explosion index is2.28 MPa·m/s;the explosion intensity is St1-level.

铝铁合金 第7篇

过共晶高硅铝合金因具有低的密度,优良的耐磨性,低的热膨胀性以及优良的铸造和焊接性能的特点,在很多领域得到广泛应用,如可用来制造发动机齿轮、油泵及缸体,而在电子工业、航空航天工业及兵器工业中也具有重要用途。随着研究工作的不断深入,研究人员逐渐发现由于受传统铸锭冶金工艺条件的限制,进一步提高Si含量而改善性能的空间已趋于穷尽。

粉末冶金技术虽然能解决铸造生产晶粒粗大、偏析严重的缺陷,但由于其易受污染,工艺复杂,其应用也得到一定的限制。喷射成形(Spray Forming-SF)技术继承了粉末冶金技术快速凝固的技术优势,也弥补了粉末冶金工序多、易污染的不足。该技术一经产生便得到迅速的发展,为高硅铝合金的研究、制备及性能的进一步挖掘,提供了有效途径。利用喷射成形制备铝硅合金,在保持高Si含量情况下,能够获得细小晶粒,过饱和固溶度得到提高,得到少偏析甚至无偏析的独特组织特征,因此具有与常规铸造合金不同的性能特点,兼有优良的耐磨、耐热性、高强、质轻及低热膨胀性等。在汽车工业和国防机动设备中,发动机性能的改善尤为重要,高硅铝合金作为一种新型材料,因其快速凝固性能,能够很好的改善发动机性能。由其制造的发动机缸体和活塞的耐热、耐磨性能大大提高,而且密度也大大减轻,从而提高了发动机效率,节约能源。因此,喷射成形高硅铝材料的研制和开发对于我国的汽车和国防工业具有战略性意义。由于硅含量高,使材料的塑性成形能力下降,模具结构和工艺对高硅铝合金缸套变形过程影响较大,对此进行研究具有重要的实际应用价值,同时,采用先进的喷射成形技术制备高硅铝合金材料,使得材料的组织和相结构发生本质变化,因此,喷射成形高硅铝合金的变形行为对于完善材料成形理论也具有重要的理论意义。

2研究过程

为了提高研究效率,本研究采用数值模拟的方法研究。模拟采用DEFORM软件。DEFORMTM是20世纪80年代初由美国Battle Columbus实验室开发的有限元分析软件,现已发展成为一个较成熟的用于金属塑性变形过程有限元分析的商品化软件,是目前国际上最著名的2D/3D成形加工和热处理工艺模拟分析软件。DEFORMTM专为生产实际应用而设计开发,使用起来非常简便,确保用户缩短设计、生产周期,优化最佳工艺,提高生产率。

在本章模拟中,由于管材挤压属于轴对称变形,故采用轴对称模型,考虑到计算速度,采用DEFORMTM-2D近似模拟实际压缩过程,不考虑上下平模板的变形,视该材料为刚性体;圆环设为刚塑性体,网格划分过程中不同区域网格疏密程度相同,采用四节点单元,数量在990~1010之间,具体数目取决于模型的尺寸。温度均为20℃,忽略温度的变化。模拟过程中,上模下行速度恒定为1mm/s。

3结果分析

本次数值模拟选取不同锥角角度进行模拟,角度分别为30°、45°、60°和75°。从中选取优化。当锥角很大或很小时产生较大应力,已经达到材料最大承受能力,挤压管材容易出现表面断裂。45°和60°的锥角产生应力较小,比较45°和60°的锥角应力可以发现。60°锥角的应力层次比较明显,在压头部位和锥角位置的应力较大,坯料的压头位置受压头挤压力的作用产生挤压应力,中间部分进入稳定流动区域,受力均匀,仅进行刚性移动。剧烈变形区集中在锥角附近,随着成形过程的进行,模底处等效应力数值变大。这是因为在锥角处坯料受到摩擦力的作用较大,发生较大的变形,因此应力升高。

挤压力是衡量挤压工艺的重要参数,挤压力过大会影响模具使用寿命,并且需要较大的动力能源,使挤压不容易进行下去。因此在相同情况下,较小的挤压力能使模具寿命延长,方便进行操作。随着行程的变化,载荷先是迅速的升高然后趋于平缓,这是由于开始坯料的运动并没有进入塑性流变区。当挤压力迅速升高,金属开始挤压成形,进入塑性流变区,挤压力趋于稳定。通过比较可知锥角为45°时会产生很大的剪切力,金属受到剪切力的作用,而在开始成形时剪切力起主导的作用,应力升高。当进入金属流变区后,金属的运动沿着塑性变形最容易的方向进行,应力趋于平稳。

对模具采用锥角的设计主要是由于坯料在挤压过程中受到三向压应力的挤压,同时还受到摩擦力的影响。锥角过大虽然可以获得比较好的三向压应力,但是容易产生很多缺陷,如表面的折叠、表面折缝、裂纹等。这些缺陷对挤压件的应用会产生致命的影响,并直接影响到挤压件的应用寿命。当锥角比较小时,会在变形区域产生较大的摩擦力,这些摩擦会产生附加应力和残余应力,当他们的值超过挤压材料的许可值时,可能会产生环形裂纹,增加挤压力,产生工业硬化,使挤压件的力学性能降低。因此如何降低摩擦、减少模具的死区范围是挤压能否成功的关键。合理的锥角设计可以有效的减少摩擦,当金属进入死区时,不会发生流动。金属总是沿着最容易运动的方式进行滑动,即沿塑性变形区进行滑动。因此锥角的设计有利于减少摩擦,提高金属的流动性。(图1)

4结论

对于模具结构的优化可以有效地改善挤压件的内部结构,减少应力与温度的升高。减少摩擦,使挤压过程更加流畅。60°锥角的行程载荷最小且可有效地改善材料内部的缺陷。

参考文献

[1]刘达利,齐丕骧.铝合金活塞[M].北京:国防工业出版社,1999,103.

[2]黄良余.铝硅合金变质机理的新发展和新观点[J].特种铸造和有色合金,1995,(4):30.

[3]孙宝德,李克,王俊等.镧,钇稀土在过共晶铝硅合金中的作用[J].上海交通大学学报,1999,33(7):795.

[4]谢长安,尚成嘉,贺信莱,熊柏青,石力开.气/液比和挤压比对过共晶铝-硅合金初晶硅相的影响[J].北京科技大学学报:1999,21(5):465-468.

[5]袁晓光,徐达鸣,张淑英,李庆春.喷射沉积Al-Si-Fe-Cu-Mg合金的微观组织和力学行为[J].金属学报;2004;33(3):248-252.

铝铁合金 第8篇

1 材料特性

中石化镇海炼化分公司35000Nm3/h O2空分装置所用铝镁合金管为5083和5052。此类材料具有一定的抗蚀性与可焊接性能,以及中等强度。

5083主要化学成分: Mg为4.0%~4.9%,含Mn为0.4%~1.0%;

5052主要化学成分: Mg为2.2%~2.8%,含Mn为0.1%[1]。

2 清洗和脱脂

空分装置具有低温深冷、氧气助燃、遇油易爆等特点,因此,对空分装置冷箱内管道必须进行清洗脱脂处理。

铝镁合金管道脱脂剂严禁使用四氯化碳溶剂,推荐使用四氯乙烯或三氯乙烯溶剂。由于脱脂剂是易燃和危险性物质,因此,在脱脂剂使用和储存时,必须采取环境通风、避免阳光直接照射和加强劳动者的身体保护等措施。除上述脱脂溶液外,尚可用其他方法如碱洗。但是,碱液浓度过高会引起金属锈蚀,特别是铝镁合金材料。用于铝镁合金制件的碱液,其pH≤10,清洗温度为70℃~80℃。碱液清洗后应用清水冲洗制件至无残留碱性,再进行干燥。管道脱脂后宜在24h内施焊,并严防二次污染[2]。

小口径管道和配件脱脂时,可采取直接浸泡在脱脂剂中的方法;大口径管道可采用脱脂剂灌注浸泡脱脂法。脱脂过程中,需要使管道反复倾斜,从而使管道脱脂充分。根据实际情况,有时也可采用擦洗脱脂法或喷雾法。

经脱脂的管道应无脱脂剂气味。检查方法是:可用紫外线灯照射,以无乳白色荧光为合格,对氧气管道还需用油脂分析仪进行定量分析,油脂含量不得超过125mg/m2[2]。

3 管道预制安装

空分装置冷箱内管道空间位置紧凑,走向复杂,管径大小不一,给管道安装增加很大难度。为保证施工质量,管道施工应尽可能多地在冷箱外预制,然后在冷箱内组装。因此,在施工前,必须根据管道单线图,甚至有时会利用制作模型的方法,从而提高管道预制的深度、质量和速度。

铝镁合金管道预制需要在室内进行。由于铝镁合金材料较软,因此,预制场地上应铺设4mm厚的橡胶垫,以防产生电位腐蚀和划伤。铝镁合金管道制作必须与碳钢和不锈钢等区分开。

铝镁合金管道安装必须按照以下原则:先大管,后小管;先下部,后上部;先主管,后辅管;先预制,后配置;加热管与低温管、液体容器壁面距离不小于300mm;管道安装从空分装置冷箱上部开始向下进行。

铝合金管道预制安装使用的工具为不锈钢丝刷、铝制水平尺、木榔头、尼龙绳等。在管道吊装时,应采取保护措施,以防止损伤管道表面,不得采用钢丝绳进行吊装。

铝合金管坡口采用机械加工的方法。加工后的坡口表面应平整,且无毛刺和飞边,坡口及焊件表面的油污和氧化膜应清除,用丙酮除去表面油污,坡口两侧的清除范围应不小于50mm。对接焊口装配有以下几点要求:(1)组对焊口应避免强制进行,以减小焊接后产生较大的残余应力;(2)对口应做到内壁齐平,错边量不得超过管壁厚度的10%,且不大于1毫米,内壁同样要求光洁,不得有毛刺、粒屑;(3)内部不加衬圈焊口,要求间隙尽可能等于零,特别是仰焊部位,管内壁应倒1~1.5mm的圆角;(4)使用衬圈时,衬圈必须与管壁贴紧。

4 焊接技术

为保证焊接质量,焊接铝合金的焊工均须经过严格的技术培训,考试合格后,发上岗证书,并严格按焊接工艺规定上岗操作。铝合金焊接设备采用交流钨极手工氩弧焊机。在使用前,对焊接设备进行全面检查和调试,保证水、气无漏、无阻,电流稳定及高频引弧正常,氩气纯度必须不低于99.99%。焊接环境的湿度不超过80%,并应有防雨、防风措施。

由于铝在液态时能溶解大量的氢,随着温度下降,接近凝固点时,氢的溶解度急剧下降。在凝固点时氢从0.69mL/100g降到0.036mL/100g,相差近20倍(在钢中只相差不到2倍),况且铝的导热性能很强,在同样的工艺条件下,铝熔合区的冷却速度可为高强钢的4~7倍,不利于气泡的溢出。这样部分氢原子H++H+→H2形成气孔。在横焊或仰焊的特定位置下,这些气孔在焊缝金属凝固过程中上升至焊缝上部熔合线附近,被上部固态金属阻挡而无法溢出,因而在焊缝上部形成链状气孔[3]。为减少焊接缺陷,提高焊接一次合格率,镇海炼化空分装置的施工单位中国化学工程第三建设公司根据多年的铝焊施工经验,采用了双弧焊接技术。其要点是:双弧相对,外面填充焊丝,内弧只需做轻微摆动,内弧随外弧运动方向行走;焊丝要挡在两弧间,防止两弧相互排斥;两面均在熔融状态下进行;对小口径管道和固定口,无法采用双弧焊接的,加不锈钢衬圈。双弧焊接示意图如图1。焊接工艺参数见表1。

铝合金管道焊接工艺要求:(1)不得在母材或坡口内直接引弧,需先在引弧板上燃烧炽热后再到坡口内引弧。(2)焊前用工业酒精或丙酮除去焊件、焊丝、不锈钢衬垫的表面油污,焊件两侧坡口的清理范围不应小于50mm。清除油污后使用不锈钢丝刷清理坡口至露出金属光泽。使用后的钢丝刷应定期进行脱脂处理。(3)焊接过程中焊丝端不应离开氩气保护区,焊丝与焊缝表面夹角宜为150,焊枪与焊缝表面夹角宜为800~900。当钨极前端出现污染或形状不规则时,应进行修改或更换钨极。当焊缝出现触钨现象时,应将钨极、焊丝、溶池处理干净后方可继续进行施焊;(3)焊接宜采用大电流快速施焊法,焊丝的横向摆动不宜超过其直径的3倍,多层焊时宜减少焊接层数,层间温度宜冷却至室温且不应高于150℃,层间的氧化铝,可使用不锈钢钢丝刷将氧化铝等杂物清理干净;(4)焊接必须连续进行,中断时间不能超过15min,焊接完每一层,必须及时检查和清理焊道;(5)在定位焊和开始焊接时,必须保证不烧焦或烧熔不锈钢垫环。不加衬圈的焊口,在局部有间隙时,则送丝速度要更快些,连续推送,否则易造成烧穿;(6)焊缝应与母材表面圆滑过渡,其表面不得有裂纹、未熔合、气孔、氧化物、夹渣及过烧等缺陷;焊缝余高、咬边、表面凹陷等均应符合规范要求。

5 施工效果

中石化镇海炼化分公司35000Nm3/h O2空分装置冷箱内约20000DB铝合金工艺管线采用上述的施工工艺和有关技术后,焊接一次合格率达到98%以上,位居镇海炼化100万吨/年乙烯工程各装置焊接一次合格率之首。冷箱裸冷试验未出现一处泄露点,该装置开车一次成功。

参考文献

[1]变形铝及铝合金化学成分[S].GB/T 3190-2008.

[2]大型空分设备安装技术要求[S].HTA1107-2003.

铝铁合金 第9篇

铝镁合金是最轻的工程金属材料之一, 具有很好的比强度、比刚度等性能, 特别适合制造有重量轻、强度高、减震降噪要求的工程结构部件和有一定强度要求的壳体类零件。中国作为铝镁资源大国, 如何利用铝镁资源的优势正受到越来越多国内有识之士的关注。随着铝镁合金及其相关技术的发展, 铝镁合金在中国各个领域的应用也得到了进一步的推广。下面分别介绍中国在新型铝镁合金开发和加工工艺 (液态成型、固态成型和半固态成型三个方面) 的研究进展。

一、新型铝镁合金的开发

由于交通工具轻量化的推动, 世界各国都展开了对铝镁合金的研究, 寻找一种可以满足要求的新型合金, 是各国科技工作者的一个共同目标, 在这方面中国科技人员也进行了大量的研究工作。限制铝镁合金发展的一个主要原因是铝镁合金的高温性能——抗蠕变能力和高温疲劳性能较差, 因此新材料的研发主要是针对这一问题进行的, 概括的说主要包括两个方面:一是对现有合金的优化, 主要是针对现有的商业铝镁合金, 特别是对Mg-Al系合金进行改性, 通过添加合金元素以期改善合金的高温性能;二是新合金系的开发, 主要是指新型Mg-RE系合金的研发。

1. Mg-Al耐热铝镁合金

目前, 对于Mg-Al系耐热铝镁合金的研究主要集中在以下两方面:1 AZ系 (Mg-Al-Zn) 铝镁合金的耐热性改善, 其主要通过添加微量合金元素 (如RE、Si、Ca、Ba、Bi、Sb和Sn等) 改善AZ系合金中β相 (Mg17Al12) 的形态结构和/或形成新的高熔点、高稳定性的第二相来提高其耐热性;2新型耐热铝镁合金系列的开发, 其主要以Mg-Al二元合金为基础, 通过单独或复合添加Si、RE、Ca、Sr等合金元素, 以形成具有抗高温蠕变性能的新型耐热铝镁合金系列。表1显示了部分新开发的Mg-Al系耐热铝镁合金的化学成份及主要强化相。

2. Mg-RE合金

稀土元素的价格相对较为昂贵, 但由于稀土元素特殊的价电子结构以及在铝镁合金中的显著的强化效果, 使Mg-RE系成为发展高强度耐热铝镁合金的一个重要合金系。中国关于MgRE系合金的研究近年来不断增多和深入, 中国作为稀土资源第一大国, 铝镁稀土合金的成功研发将有助于我们利用这一优势。

混合稀土, 尤其是轻稀土, 是较早发现对铝镁合金具有良好强化效应的元素。上海交通大学的研究发现, 在中国牌号ZM6合金的基础上通过纯钕元素替代富钕混合稀土、调整合金元素含量范围以及添加微量合金元素等手段开发的Mg-2.5~3.5Nd-0.2Zn-0.5Zr-X合金的综合性能远远超过ZM6合金和EZ33A合金, 而且无须氢化处理。这种合金采用了高温固溶工艺, 从而可以提高固溶处理后的N d元素在基体中的固溶量以及后续时效强化效果。

稀土元素Y和Gd的优良时效强化作用是近年的重要发现之一。何上明等人在Rohklin和Kamado等人的工作基础上系统地研究了Mg-Gd-Y-Zr-Ca系合金的显微组织和力学性能, 并开发高强度铝镁合金Mg-10Gd-3Y-0.6Zr-0.4Ca (GW102K) 以及Mg-12Gd-3Y-0.4Zr-0.4Ca (GW123K) , 两种合金经过热挤压后的力学性能如图1所示。与日本Kamado等人的研究结果不同的是, 他们发现Mg-Gd-Y-Zr系合金的时效沉淀析出顺序应为Mg (SSSS) →β〞 (D019) →β′ (bco) →β1 (fcc) →β (fcc) , 而不是常规报导的Mg (SSSS) →β〞 (D019) →β′ (bco) →β (bcc) 序列, 其中β〞和β′在时效峰值处共存, 并以极细的针状或片状弥散析出, 沿铝镁基体的{11-20}棱面分布, 首次在该合金系内发现一种具有面心立体的新型过渡相β1, 该相在基面上呈现菱形颗粒状。几种主要的过渡相的形貌与斑点如图2所示。

此外, 上海交通大学还对Mg-Dy-Nd, Mg-Y-Sm, Mg-Gd-Nd等其它稀土系合金进行了研究与优化, 得到不同稀土含量的铝镁合金, 与Mg-Gd-Y和Mg-Nd系合金类似, 这些铝镁稀土系主要强化方式为高温时效析出的亚稳相, 因此具有良好的强度与耐热性, 为高强度耐热铝镁合金。

二、液态成型

当前, 铝镁合金的液态成型仍然以压力铸造 (HPDC) 、重力铸造为主, 铝镁合金采用其它铸造方式, 如低压铸造 (LPDC) 、熔模铸造等形式较少, 表2为2005年中国国内铝镁合金消费领域的比较 (来自铝镁业分会) 。

中国铝镁合金零部件的主要生产厂家有一汽铸造公司、东风汽车公司、上海铝镁铝镁合金压铸有限公司、长安汽车等。这些公司的产品以汽车用铝镁合金压铸件为主。此外, 台湾香港等企业在大陆投资的铝镁成型企业主要生产3C铝镁合金压铸件, 目前已经成为全球最大的3C铝镁合金零件供应商。利用铝镁合金压铸件代替传统铸铁、铸钢件, 甚至代替铝合金压铸件, 正成为制造业特别是汽车制造业的发展趋势。

随着模具设计水平和压铸零件性能的提高, 铝镁合金压铸件的应用领域已经从传统的笔记本电脑外壳、手机外壳等发展到了发动机支架、轮毂、框架件等受力部件以及安全部件。为了满足不断提升的零件性能要求, 在传统压铸工艺的基础上衍生出了真空压铸、挤压铸造、低压铸造、超低速压铸等诸多技术分支。

真空压铸是一种在压射过程中抽除型腔和压室内的气体, 从而减少铸件中的气孔缺陷, 提高铸件质量的压铸工艺。该工艺以其极低的铸件含气量、较好的设备兼容性和优异的铸件性能等优点得到了高度重视和大力发展。

上海交通大学轻合金国家工程中心对铝镁合金AZ91D的真空压铸进行了研究, 研究结果表明﹕真空压铸可以明显降低AZ91D压铸件中孔洞的含量, 改善合金填充过程, 提高合金的密度, 特别是提高远离浇口处的密度 (图3) ;真空压铸铸件经过热处理后相对于普通压铸而言表面气泡有明显改善, 只有微量气泡产生, 铸件可以热处理;真空压铸件热处理后, 由于AZ91D的固溶强化和时效强化效果, 合金T4与T6态的力学性能较压铸态有明显的改善, 抗拉强度平均提高80MPa以上。清华大学也对铝镁合金的真空压铸进行了研究, 研究结果表明随着真空度的提高, 合金的强度与延伸率呈上升趋势, 真空压铸提高了合金的室温力学性能。挤压铸造, 是一种集铸造和锻造特点于一体的新工艺, 该工艺是将一定量的金属液体直接浇入敞开的金属型内, 通过冲头以一定的压力作用于液态或半凝固的金属上, 使之充填、成型和结晶凝固, 并在结晶过程中产生一定量的塑性变形, 从而获得零件毛坯的一种金属成形方法。该成型工艺生产的铸件具有组织致密、晶粒细化的特点, 因此特别适合生产高品质铝镁合金。

重庆大学采用一种新型的挤压铸造方式生产铝镁合金摩托车轮毂, 取得了较好的结果:本体拉伸性能为230~250MPa, 延伸率10~16%, 同时生产效率较高。上海交通大学对铝镁合金挤压铸造的研究也在进行当中, 铝镁合金AZ91D挤压铸造后的金相如图5所示, 合金中第二相分布比较细小, 有利于提高合金性能。合金铸态下的室温抗拉强度在200-230MPa, 相对于重力铸造有明显提高, 约15-30%, 达到压铸水平;同时由于合金致密无缺陷, 又可以发挥合金热处理强化的优势。

低压铸造是介于重力铸造和高压铸造的一种铸造方法, 具有充型平稳, 补缩效果良好的特点。同时密封充型可以防止铝镁合金暴露在大气中而引起氧化燃烧, 是铝镁合金成型方法中一种比较好的方式。但长期以来这种成型方式在铝镁合金中应用很少, 主要是人们对于铝镁合金低压铸造的过程缺乏了解。

上海交通大学对铝镁合金AZ91D和AM50低压铸造工艺进行了研究, 结果表明AZ91D低压铸造时组织中很容易产生缩松, 而且第二相和晶粒很容易粗化, 对合金性能产生负面影响, 因此在采用低压铸造生产铝镁合金AZ91D铸件时, 对工艺参数的控制要求比较严格, 采用优化后的工艺才可以生产出致密的铸件;而AM50合金的低压铸造性能比较优良, 容易得到致密的铸件, 但合金的屈服强度较低。

超低速压铸是在常规压铸的基础上, 降低压铸时低速阶段的压射速度, 从而达到减轻压铸过程中卷气现象的一种新工艺。清华大学对铝镁合金的超低速压铸进行了系统的研究, 发现在压铸充型过程中, 低速阶段的压射速度对压室液态金属流动形态及压室中气体的卷入情况影响较大, 存在一个临界低速速度。在该速度条件下, 液体金属在压室中的流动将不会卷入气体。在此基础上, 他们提出了优化的低速压射工艺:在压射充填阶段采用优化的低速速度, 而在流道系统充填阶段降低速度以保证流道系统的平稳充填。

熔模铸造在铝镁合金中采用的比较少, 尚处于研发阶段。上海交通大学等高校对AZ91D熔模铸造进行了尝试, 发现合金中第二相和晶粒比低压铸造更易粗化, 铸造中应当采用必要的细化措施。而对于采用Zr细化的铝镁合金而言, 熔模铸造并不会带来晶粒的明显粗化, 目前为止, 已经有性能良好的熔模铸造铸件产出。

电磁铸造对AZ91D的组织有一定的细化作用, 可以使Mg17Al12相和共晶组织增多, 有利于Zn元素的均匀分布。快速凝固AZ91D合金薄带截面组织由靠近辊面晶粒约9μm的粗大等轴晶区、中部方向不同的柱状晶区和自由表面层晶粒在215~4μm的细小等轴晶区三部分组成, 三层组织均为过饱和α-Mg固溶体, 并观察到较高的位错密度。快速凝固条件下的压缩强度均高于铸态, 并随冷却速度的增大, 压缩性能有所降低。

三、固态成型

铝镁合金固态成型产品与铸态相比具有明显的性能优势, 因此铝镁合金型材板材的应用前景被广泛看好, 国内铝镁合金型材板材的应用也呈较快的上升趋势。据有关专家预测, 在未来10-15年铝镁合金板材巿场将会达到15-20万吨。从应用来看, 中国部分企业和研究机构已经具备铝镁合金固态成型加工能力。中铝洛阳铜业有限公司依靠自主创新成为中国首家打入世界铝镁合金板材产品高端巿场的企业, 目前该公司生产的铝镁合金连续铸扎薄板已经成功的应用在了美国波音公司生产的飞机上。以上海交通大学为技术依托的上海美格力轻合金制品有限公司的铝镁合金型材也销售良好, 呈较快的发展劲头。此外, 东北轻合金加工厂、营口银河铝镁铝合金公司、福州华铝镁新技术开发公司、重庆奥博铝材制造公司等国内多家企业也都具备了生产铝镁合金挤压型材和轧板的能力。

铝镁合金在室温下塑性很低, 延伸率只有4%~5%, 容易脆裂, 轧制加工比较困难, 但200℃以上时塑性明显提高, 使挤压加工成为理想的方法。目前, 铝镁合金管材、棒材、型材、带材主要采用挤压方法加工成形。挤压成型方式相对于铸造方式而言可以明显提高合金力学性能, 如AZ91D经过挤压后合金拉伸强度和塑性均得到提高, 抗拉强度由铸态的205MPa提高到336MPa, 延伸率由铸态的6%提高到11%。图5为上海交通大学研制的铝镁合金型材与管材。

铝镁合金在室温下塑性很低, 延伸率只有4%~5%, 容易脆裂, 轧制加工比较困难, 但200℃以上时塑性明显提高, 使挤压加工成为理想的方法。目前, 铝镁合金管材、棒材、型材、带材主要采用挤压方法加工成形。挤压成型方式相对于铸造方式而言可以明显提高合金力学性能, 如AZ91D经过挤压后合金拉伸强度和塑性均得到提高, 抗拉强度由铸态的205MPa提高到336MPa, 延伸率由铸态的6%提高到11%。图6为上海交通大学研制的铝镁合金型材与管材。

轧制是铝镁合金薄板的主要成型方式, 陈彬等人的研究表明, AZ31铝镁合金在铸态和挤压态下都可以轧制出性能良好的铝镁板;如图6所示, 上海交通大学已经成功轧制出AZ31薄板 (0.5~4mm) , 目前正与企业合作进行大规模生产的尝试。湖南大学对铝镁合金的异步轧制进行了研究, 结果表明异步轧制可使其晶粒得到细化, 基面织构减弱, 力学性能提高。中南大学在AZ31中添加少量稀土元素, 发现少量的Ce和Nd的加入可以提高轧制后合金的强度与塑性。

利用冲压工艺可制造出各种形状复杂的工件, 这对铝镁合金在汽车、3C等产品上的应用极具吸引力。冲压工艺中以拉深工艺较为典型, 拉深是把平面形状的毛坯, 借助于模具的作用, 制成开口空心形状零件的一种冲压工艺方法。以往拉深研究中以AZ31合金为主, 目前研究有扩展到其它合金的趋势。南昌大学对Mg-Mn-RE合金的拉深性能进行了研究, 发现合金的拉深高度对拉深温度有明显的依赖性, 拉深温度越高拉深高度也越高。暨南大学对ZE10合金拉深性能的研究表明, 230℃拉深时, 在冲头温度为20~50℃、拉深速度为50mm/min的条件下, 可顺利拉深最大直径为142.5mm的板料, 极限拉深比 (LDR) 为2.85。上海交通大学也开展了这方面的研究, 目前在200℃下可以做到LDR>3.2。

由于铝镁合金在较高温度下特别是在400℃以上很容易产生氧化腐蚀, 因此, 目前对铝镁合金的热锻成形技术研究不多, 精锻工艺研究更少, 发展也较慢, 一定程度上影响了变形铝镁合金的大量应用。

最近两年国内研究铝镁合金锻造有回升的趋势, 湖南大学对AZ80多向锻造后的组织和力学性能进行了研究, 结果表明, 多向锻造工艺下, 材料内部易形成交错变形带, 有利于组织细化, 形变诱导晶粒细化是主要的晶粒细化机制。晶粒细化过程存在一临界应变量εc (2≦εc≦2.4) , 当实际应变量εc超过临界应变量εc时, 材料基本为动态再结晶细晶组织, 进一步细化变得困难。多向锻造后合金力学性能有了明显的提高。东北大学对AZ31锻造后的织构进行了研究, 发现锻造产生的面织构将增加铝镁合金的各向异性, 不利于改善铝镁合金的塑性变形能力和力学性能。广州工业大学对锻造工艺参数的影响进行了研究, 结果表明保持锻造时的温度是保证锻造质量的关键所在, 因此每次锻打的时间要尽量缩短, 而且锻打之前锻件保温时间要恰当。

三、固态成型

半固态加工技术是提高铝镁合金制件性能的有效途径之一, 这类技术是当前的研究热点, 但目前还与实际生产有一定距离。

福建工程学院对半固态AZ91D铝镁合金组织与性能进行了研究, 结果表明坯料微观组织中未见明显的溶质扩散层, 在细小的网状共晶相中析出了大量的晶粒尺寸为5~10μm的二次

α-Mg相;半固态流变压铸成形工艺在提高铸件致密度的同时, 也提高了铸件的硬度, 与液态压铸成型试样相比, 其密度提高了0.33%, 硬度提高了4.6%。南昌大学对铝镁合金AZ91D的半固态轧制进行了研究, 发现搅拌速度、铸轧温度对半固态铝镁合金组织有显著的影响;过快过慢的搅拌速度都不利于半固态组织的形成, 试验表明搅拌速度300r/min最佳;铸轧温度从高到低, 固相率明显从小到大;半固态连续铸轧技术可以提高板带的塑性加工性能, 细化晶粒, 提高生产效率。吉林大学对不同注射速度的半固态触变注射成形铝镁合金显微组织进行了分析, 结果表明固相率不能与材料的抗拉强度建立有效的对应关系, 能够综合表徵颗粒形态的分布描述则可以与材料抗拉强度建立有效的对应关系, 为研究半固态成型铝镁合金的工艺-组织-性能之间的关系提供了一个理想的定量分析参数。

五、结束语

虽然中国对各类新型铝镁合金和铝镁合金各种可能的成型方式都进行了比较系统的研究, 但目前国内铝镁合金企业的产品仍然以商业铝镁合金常规压铸、重力铸造为主, 铝镁合金的挤压、轧制成型工艺刚刚开始应用于实际生产, 而半固态成型等其它成型工艺则使用较少。

中国铝镁资源极为丰富, 2006年原铝镁产量达到52.6万吨 (全世界为72.6万吨) , 如何更好的利用这一得天独厚的资源, 更好的发展中国的铝镁产业, 尚需要深入的探讨与不断的创新。虽然目前中国的铝镁产业大发展的局面已经形成, 但铝镁的资源优势尚不能转化为高附加值的产品。中国铝镁加工企业众多, 但工艺技术、产品质量、企业管理等方面与国外先进企业相比还有很大的差距, 弥补这一差距尚需科研院所与铝镁合金企业的共同努力。只有不断的培育铝镁合金巿场、提高中国铝镁加工企业的技术水平和产品质量, 才能提升中国铝镁产品的国际竞争力, 使中国真正成为铝镁合金强国。

其加工过程及腐蚀和力学性能有许多特点:质量轻、刚性好、具有一定的耐蚀性和尺寸稳定性、抗冲击、耐磨、衰减性能好及易于回收;另外还有高的导热和导电性能、无磁性、屏蔽性好和无毒的特点。应用范围:镁合金广泛用于携带式的器械和汽车行业中, 达到轻量化的目的。

镁合金的比重虽然比塑料重, 但是, 单位重量的强度和弹性率比塑料高, 所以, 在同样的强度零部件的情况下, 镁合金的零部件能做得比塑料的薄而且轻。另外, 由于镁合金的比强度也比铝合金和铁高, 因此, 在不减少零部件的强度下, 可减轻铝或铁的零部件的重量。

镁合金相对比强度 (强度与质量之比) 最高。比刚度 (刚度与质量之比) 接近铝合金和钢, 远高于工程塑料。在弹性范围内, 镁合金受到冲击载荷时, 吸收的能量比铝合金件大一半, 所以镁合金具有良好的抗震减噪性能。镁合金熔点比铝合金熔点低, 压铸成型性能好。镁合金铸件抗拉强度与铝合金铸件相当, 一般可达250MPA, 最高可达6 0 0多M p a。屈服强度, 延伸率与铝合金也相差不大。镁合金还个有良好的耐腐蚀性能, 电磁屏蔽性能, 防辐射性能, 可做到100%回收再利用。

镁合金件稳定性较高压铸件的铸造行加工尺寸精度高, 可进行高精度机械加工。

铝铁合金 第10篇

随着能源的枯竭及对环保的日益关注,作为一种环保、清洁的新型化学储备电源,铝-空气电池的研究受到越来越广泛的关注,应用范围也越来越广泛[1],近年来得到了长足的发展。铝合金电极作为电池用材料显得至关重要,以下就铝-空气电池中铝合金阳极的发展现状进行综述。

1电池用铝合金阳极面临的问题

作为电池材料,铝合金阳极主要存在以下2 个问题: ( 1) 在很多电解液中表面易生成一层致密的氧化膜而钝化,影响了其电化学活性; ( 2) 在很多电解液中尤其是碱性电解液中易发生严重的析氢自腐蚀,导致其利用率较低。因此,提高铝合金阳极的电化学活性和抗自腐蚀性能是亟待解决的问题。目前,主要通过添加微量合金元素来改善铝合金阳极的电化学性能。合金元素按在铝合金中的功能主要分为3 种: 能破坏钝化膜、降低氧化膜电阻的Sn,Ga,In等; 形成低温共熔体合金的Ga,In,Sn,Bi,Tl等; 使铝活化、降低自腐蚀速度的高析氢超电位元素Pb,Sn,Hg,Cd等。此外,铝合金阳极适当的塑性变形及热处理也能显著抑制其析氢腐蚀[2]。

2电池用铝合金阳极的研究进展

2. 1铝合金阳极活化机理

对铝合金阳极在电解液中表现出的各种现象,有多种理论解释,如“场逆”或“场促进”模型[3]: 假设卤族元素离子、特别是氯离子对铝合金阳极的活化效应是由外层氧化物表面的离子吸附导致氧化膜内电场符号的改变所引起的; 该过程使得阻碍离子传递的电场变成了帮助离子传递的电场,增加了腐蚀速度或阳极溶解速度。但该理论并没有指出合金元素对铝合金阳极的作用机理。随后针对含In,Hg,Zn的铝合金阳极的“溶解-再沉积”机理认为[4]: 相对于Al为阴极的Hg,In等元素的阳离子和Al发生电化学交换反应而沉积到Al表面,局部分离铝合金表面的氧化膜,使Al的电位向很负的方向移动,铝合金阳极得以活化。该理论在实际试验中得到了广泛的验证,成为很多铝合金阳极活化机理的基础。由“溶解- 再沉积”机理直接发展出来的“第二相优先溶解机理”认为[5]: 合金元素在铝中以2 种形态存在,一是与铝形成固溶体,另一种是以偏析相( 也可称为第二相) 的形态存在。合金元素中的固溶体部分使Al阳极的电极电位向负方向移动,活化阳极,直到暴露出基体相; 而偏析相的分布状态和分布量直接影响着铝合金阳极的电化学行为。在实际反应中,与铝合金基体紧密接触的第二相作为活化源首先参与反应; 铟对铝阳极活化过程的影响[6]: ( 1) 阳极中In以偏析相( 其中Si,Fe富集) 形式存在,作为合金的活化点首先溶解,直到暴露出基体铝; ( 2) 基体铝大量溶解,同时溶解在溶液中的In3 +沉积在铝基体表面使铝基体和氧化膜分离,有利于阳极活化。研究含Ga,Sn的铝合金电极在碱性介质中的极化特性[7，8]发现:Al -Sn -Ga多元合金阳极溶解时,Sn和Ga也溶入溶液,锡离子在铝电极表面沉积,随后镓离子在沉积锡上欠电位沉积,电极表面不断地形成新的活化点,使Al -Sn -Ga多元合金在较负电位下具有高的活化特性。

2. 2 合金元素对铝合阳极性能的影响

铝阳极微合金化是提高其电化学活性和耐腐蚀性能的常用方法。目前,研究的合金元素主要有2 类:Ga,In,Tl,Mg,Hg等活化元素会破坏铝合金阳极致密的钝化层; Sn,Pb,Bi,Zn,Mg,Hg等缓蚀元素,具有较高的析氢过电位。

合金元素Sn对铝合金阳极的影响: 使铝表面钝化膜产生孔隙,降低铝表面钝化膜的电阻; 具有较高的析氢过电位,能有效地抑制析氢腐蚀,并能与Ga,In等形成低共溶混合物,破坏铝表面钝化膜。

Ga与Bi,Pb等元素的影响: 在电极工作温度( 60 ~100 ℃ ) 下形成低温共溶混合物,阻止铝表面产生钝化膜; Ga的存在也可以改变纯晶粒在溶解过程中存在的各向异性,从而使铝阳极腐蚀均匀[9]。Ga和Bi对Al -Zn -Sn合金电化学性能的影响: 加入适量的Ga和Bi,铝合金的微观组织结构发生改变,由粗大的枝晶结构变为等轴晶,且晶粒分布更加均匀,电化学性能也得到改善[10]。

Mg元素有助于改善铝合金的性能,但是需要控制Mg的最大浓度,过量的Mg易于同Al反应生成具有阳极特性的中间产物Mg5Al18,导致晶间腐蚀,降低电流效率。研究表明Mg能够改变Al合金阳极的微观组织结构,有利于它的均匀溶解及其极化性能的提高[11]。

添加Bi,Zn后,Al -Ga -In合金的析氢腐蚀速率明显下降,在4 mol/L KOH溶液中,析氢速率为0. 12m L / ( cm2·min) ,较纯铝在同环境中的析氢速率0. 25m L / ( cm2·min) 约下降50%[12]。

加入Hg,Ga,In等元素后,铝合金阳极电位可大幅度负移,阳极极化降低; 加入Zn,Sn,Pb,Bi等高析氢过电位元素,对铝合金阳极析氢有抑制作用,可提高其电流效率及铝合金电极的利用率[13]。

在碱性电解液中,Al -In -Zn合金的腐蚀电位比纯铝要负70 m V,Zn元素有助于降低铝合金阳极极化;在极化过程中,Zn( OH)2附着在铝合金电极表面而减小了析氢腐蚀[14]。

通过正交试验考察Mg,Sn,Ga和In 4 种元素对铝合金阳极电化学性能及腐蚀性能的影响发现: Mg是影响铝合金阳极电化学性能的最主要因素,低含量的Mg有利于提高铝合金阳极的电化学性能; In是影响铝合金阳极析氢的最主要因素,适当含量的In有利于抑制析氢; 而金属Sn和Ga经反应溶解进入溶液,锡离子先于Ga沉积在铝合金阳极表面,镓离子又在沉积的Sn上沉积,低熔点的Ga和Sn具有良好的流动性,能够局部分离氧化膜,活化铝合金阳极[15]。

此外,稀土金属具有较高的化学活性,电位很负,是一种良好的还原剂,而且稀土金属的原子半径大,添加到有色金属中有脱氧、除氢、去硫、加快熔化速度、减少金属烧损以及改变铁、硅等有害杂质的形态分布和细化变质等作用[16]。加入稀土元素后对铝合金阳极电化学性能的影响: 固溶处理的含稀土元素的铝合金阳极性能明显优于未加稀土的铝合金阳极,稀土元素的细化作用使晶粒尺寸变小,晶界面积增大,主要存在于晶界的偏析相比未添加稀土元素的阳极的更细小,分布范围更宽、更均匀,所以腐蚀形貌较为均匀[17]。

2. 3 热处理对铝合金阳极性能的影响

热处理是减少合金元素偏析及改善铝合金阳极电化学性能的有效途径,通过热处理能够改善铝合金阳极材料的性能,是由于热处理过程改变了晶粒和偏析相的分布,减少了晶体缺陷,增强了合金元素的固溶效果,在很大程度上影响了合金的电化学性能。

不同的退火温度对铝合金阳极性能的影响: 随着退火温度的升高,铝合金阳极开路电位负移,耐蚀性提高,阳极效率增大[18]; 经过一定温度长时间的均匀化后,元素能够较大限度地固溶到基体内[19],合金表面的活化元素减少,表面活化性能降低,剩余的活化元素在缓冷过程中过饱和析出,呈弥散分布,能够促进合金阳极的均匀溶解,因而合金均匀化退火后自腐蚀速率和析氢速率显著降低。

再结晶退火温度对合金的电化学性能及自腐蚀性能也有影响,对不同温度处理后铝阳极电化学性能的测试结果显示: 随温度升高,铝阳极电化学性能和溶解性变差; 高温下铝阳极晶粒脱落、自腐蚀严重,阳极效率降低[20]。固溶处理对Al -Zn -In合金阳极性能的影响: 510 ℃固溶处理使析出物中Zn扩散进入铝基体,含量降低,Fe,Si基本被保存,因析出物尤其是晶界析出物中Al2Zn,Al Zn化合物数量减少,析出物发生断裂、球化现象; 基体中析氢过电位高的Zn元素含量增加,使组织更加均匀,析氢减缓,电流效率损耗降低。这是因为晶界具有阳极性的化合物Al2Zn,Al Zn数量减少,铝阳极晶间腐蚀减弱,晶粒脱落造成的电流效率损耗也降低[21]。

热处理工艺对铝合金阳极的微观结构的影响: 铝合金阳极的电化学性能及自腐蚀性能同合金微观组织结构有着密切联系[22],合适的热处理工艺能够显著改善铝合金阳极微观组织[23],由此可改变铝合金阳极的性能。

3 铝合金阳极的发展展望