退火温度对铸轧3003铝合金冷轧板带材冲压制耳率的影响

3003铝合金在铸轧工艺过程中,存在制耳率不理想的问题。基于此,以3003铝合金冷轧1 mm板带材为研究对象,并结合EBSD检测手段,研究了不同退火温度下3003铝合金冷轧板材冲制过程中制耳率与退火温度及织构组织之间的关系,并最终得出影响制耳率的关键因素。结果表明:3003铸轧产品冷轧退火后铝合金板材中的织构主要由Copper、Brass、S、Goss等形变织构和Cube、CubeND、P、R、黄铜R等再结晶织构组成,随着退火温度的升高,形变织构向再结晶织构的转变倾向增大,且显著伴随S型织构及R型织构的减少,Cube型及CubeND型织构的逐渐增加,当形变织构与再结晶织构比值在0.67~0.73时,冲压效果明显改善,制耳率效果理想。

不同固溶处理对亚共晶Al-Si合金组织和性能的影响

铸态的亚共晶Al-Si合金中,粗大的α-Al晶粒和针片状共晶Si是造成其性能降低的主要原因。通过对Al-Ti-La和Nd细化变质后的Al-7Si合金进行了不同条件的固溶处理,研究了不同固溶温度和时间对其微观组织及性能的影响。结果表明:铸态Al-7Si合金随着固溶温度的升高,二次枝晶臂间距(SDAS)逐渐增大,共晶Si尺寸逐渐减小,并且共晶Si由长条状和纤维状向短棒状转变。随着固溶时间的延长,共晶Si的演变过程为:长条状→短棒状→粒状→粗化长大。当固溶温度为535℃、固溶时间为3 h时,合金的显微硬度为62.5 HV,相比于铸态提升了10.5%,极限抗拉强度(UTS)和断裂延伸率(El)由铸态的170.2 MPa和11.1%提升至174.0 MPa和13.1%,分别提升2.2%和18.0%,断口的解理平台小且出现大面积韧窝,由脆性断裂转变为韧性断裂。

重熔对Al-Ti-La中间合金中Ti_(2)Al_(20)La相的影响

通过扫描电镜、X射线衍射和电子探针等分析研究了重熔过程中不同保温时间和温度对Al-Ti-La中间合金中Ti_(2)Al_(20)La相的含量、形态尺寸和稳定性的影响。结果表明:在750℃下,随着保温时间的延长,Ti_(2)Al_(20)La相的溶解度逐渐增大,含量由未处理的20.776%下降至13.72%,形态由块状演变为圆整和细小的片状,长宽比由2.33下降至1.52;在1000℃下,保温15 min后溶解度较大,含量降低至4.5%,形态演变为尖锐的长条状,长宽比上升至2.55;溶解产生的La原子与Al在晶界处形成La-Al金属间化合物(IMC),Ti原子在基体中的分布密度随保温时间的延长和保温温度的升高而增高,以游离态均匀分布在基体中。

新型Al-Ti-Nd中间合金制备及其对Al-10Si合金的细化变质作用

采用铝原位熔体法制备了一种新型的Al-3Ti-4.5Nd中间合金,通过X射线衍射(XRD)、扫描电镜(SEM)等手段分析了Al-3Ti-4.5Nd中间合金的组织,探究了Al-3Ti-4.5Nd中间合金对Al-10Si合金显微组织及力学性能的影响。结果表明,当Al-3Ti-4.5Nd中间合金的添加量为0.15%时,Al-10Si合金的宏观组织由粗大的柱状晶细化为细小的等轴晶,二次枝晶臂间距由16.69μm减小到13.44μm;共晶硅由粗大的针状转变为短棒状,平均长度由26.75μm减小到16.47μm;抗拉强度由165.86 MPa提升到177.43 MPa,断后延伸率由4.21%提升到6.72%。合金的质量指标Q由259.50 MPa提升至301.54 MPa,提升了16.2%。Ti_(2)Al_(20)Nd相的能够有效细化α-Al相,稀土元素促进了共晶硅中孪晶的形成,改善了共晶硅的形貌及尺寸。

稀土Y改性6063铝合金阳极氧化及耐蚀性研究

通过对含稀土Y的铸态及挤压态6063铝合金进行阳极氧化,研究了阳极氧化膜在6063铝合金上的形貌,并分析了其对合金硬度和耐腐蚀性能的影响。结果表明:与普通的6063铝合金相比,稀土Y改性6063铝合金氧化膜与基体结合紧密且表面致密无缺陷,其挤压态表面粗糙度Sa值最小,为1.36。阳极氧化膜化学成分主要为氧化铝,作为覆膜的氧化铝能显著提升合金表面硬度。通过对覆膜后挤压态稀土Y改性6063铝合金的自腐蚀电位研究,发现自腐蚀电流密度较小,总阻抗值较高,且在高频区表现为容抗弧的特性,耐蚀性更好。

微合金钢连铸坯角部裂纹控制技术研发及应用

微合金钢连铸过程频发铸坯角部裂纹缺陷是钢铁行业的共性技术难题。基于微合金钢铸坯角部裂纹组织结构与析出特征检测,以及铸坯在结晶器与二冷铸流内的凝固热/力学行为演变规律定量化模拟,开发形成了基于新型角部高效传热曲面结晶器和铸坯二冷高温区角部晶粒超细化控冷工艺与装备的微合金钢连铸坯角部裂纹控制技术。研究结果表明,传统板坯连铸工艺下,窄面直线型结晶器无法充分补偿坯壳收缩,致使厚保护渣膜与气隙在坯壳角部集中生成,大幅降低了结晶器中下部坯壳角部传热,引发微合金碳氮化物沿奥氏体晶界析出。传统二冷配水条件下,奥氏体晶界不可避免生成先共析铁素体膜低塑性组织。两者共同作用致使铸坯角部高温塑性不足而引发裂纹。通过开发新型曲面结晶器,坯壳角部于其内高效传热,凝固全程冷却速度大于5℃/s,弥散化了微合金碳氮化物高温析出。同时,基于窄面足辊超强冷新控冷结构,对铸坯角部实施γ→α→γ循环相变,铸坯角部晶粒显著超细化,高塑化控制了铸坯角部裂纹产生。

双相变回温温度对钢组织及其热塑性的影响

含铌钢连铸过程极易产生铸坯角部横裂纹。对连铸坯角部实施γ→α→γ双相变控冷工艺,可提高其组织的高温热塑性而减少裂纹产生。其中,α→γ相变阶段的回温温度是影响双相变控冷工艺实施效果的重要参数。通过Gleeble热模拟与金相观察、析出物透射以及断口扫描相结合的检测手段,研究分析了双相变过程回温温度对Q345D-Nb钢组织演变及其热塑性的影响规律。结果表明,回温温度为850℃时的奥氏体晶粒相比传统冷却工艺下的晶粒尺寸未产生细化,平均晶粒尺寸为502.2μm;回温温度升至900℃时,回温奥氏体出现了明显的混晶现象;当回温温度达到950℃时,晶粒细化至61.2μm;当回温温度达到1000℃时,回温奥氏体晶粒出现了一定程度粗化,相比950℃回温温度下的奥氏体平均晶粒尺寸增加了38.07%。传统冷却工艺和不同回温温度时的双相变控冷工艺(回温温度为850、900、950、1000℃),钢组织在700~900℃温度区内的断面收缩率最低值分别为29.6%、45.0%、56.3%、68.2%、63.2%。在传统冷却工艺下,钢组织在750℃时晶界铁素体膜的厚度为20~25μm,且碳氮化物呈大尺寸链状分布,其断裂形式为沿晶脆性断裂。而相同拉断温度下,双相变控冷工艺的钢组织奥氏体晶界的铁素体膜厚度减小至5~10μm,碳氮化物呈弥散细小析出,断裂形式逐渐转为塑性断裂,塑性显著提高。采用双相变控冷工艺生产Q345D-Nb钢,铸坯角部皮下5 mm与10 mm深处的奥氏体平均晶粒尺寸细化至186μm与362μm,增大铸坯抵抗裂纹的能力。