热处理工艺对Al-Si-Mg-Cu合金微观组织和力学性能的影响

采用扫描电镜(SEM)、透射电镜(TEM)和万能拉伸试验机等研究了固溶温度、固溶时间、时效温度以及时效时间等工艺参数对Al-Si-Mg-Cu合金微观组织与力学性能的影响。结果表明,固溶温度由500℃升高至545℃时,合金的共晶硅尺寸逐渐减小,545℃时共晶硅平均尺寸达到最小,超过550℃合金会发生部分过烧现象;固溶温度为545℃时,固溶时间由2 h增加至16 h,共晶硅尺寸随着固溶时间增加先减小后增大,固溶时间为12 h时,共晶硅的平均尺寸最小;时效处理后合金的硬度显著提升,时效温度由155℃升高至185℃时,峰值时效时间从8 h减少至4 h,在175℃时效时合金的峰值硬度最高;155℃时效时合金的组织中仅观察到β″相,在高于155℃峰值时效时组织中均观察到β″相与θ′相,实现了双析出相强化,175℃峰值时效时合金的抗拉强度可达365 MPa,但断后伸长率下降至2.1%。综合考虑合金的强度和韧性,合适的热处理工艺为545℃×12 h+165℃×8 h。

热处理后7A85合金的组织和拉伸性能研究

7A85合金是我国自主研发的Al-Zn-Mg-Cu合金,被广泛应用于航空航天领域。研究了热处理后7A85合金的组织和拉伸性能,这对加速并拓宽7A85合金的工业化应用具有十分重要的意义。结果表明,热处理之后7A85合金的晶粒为长条形且存在很多亚晶。热处理后的7A85合金由GP区和η'相协同强化。微米级的晶界第二相主要由Al、Zn、Mg、Cu元素在晶界处偏聚形成,Zr元素没有在晶界处发生偏聚形成晶界第二相。纳米级的晶界主要由Mg和Zn偏聚形成,在某些第二相中含有Cu。热处理后7A85合金的抗拉强度为596 MPa,屈服强度为572 MPa,伸长率为10.6%。

Sc和Zr联合添加对ZL114A合金组织和力学性能的影响

利用偏光显微镜、差示扫描量热仪(DSC)、扫描电镜(SEM)和维氏硬度仪研究了Sc和Zr联合添加对ZL114A合金组织和力学性能的影响。结果表明,对于利用Al-Ti-B细化晶粒的ZL114A合金,联合添加Sc和Zr后,初生α-Al晶粒的形核温度由619.2℃升至621.6℃,且其核心数量增多,形核更容易,晶粒进一步细化,晶粒尺寸由319.2μm减至287.8μm,减小了9.8%。联合添加Sc和Zr对ZL114A合金共晶Si几乎无影响,ZL114A+Sc+Zr合金力学性能变化主要归因于初生α-Al晶粒尺寸变化。联合添加Sc和Zr后,由于晶粒细化,ZL114A合金的硬度提高。

淬火水温对7B50铝合金厚板组织和强韧性的影响

采用室温拉伸测试、断裂韧性测试并结合扫描电镜及透射电镜等组织分析方法,研究淬火水温(20~60℃)对7B50铝合金厚板组织和强韧性的影响,并探究不同时效处理制度对淬火水温的敏感性.研究结果表明:7B50合金的室温拉伸性能对淬火水温不敏感,但断裂韧度随淬火水温改变变化显著,当淬火水温从60℃降至20℃时,峰时效态和过时效态合金的断裂韧性分别增加12.9%和11.4%.当淬火水温较高(40℃和60℃)时,与过时效态合金相比,峰时效态合金的断裂韧性对淬火水温更敏感.透射电镜观察揭示了晶界组织的差异导致的合金断裂韧度的变化.随着淬火水温降低,淬火态合金的晶界脱溶析出相尺寸逐渐减小,并且在时效处理后使晶界析出相尺寸减小、无沉淀析出带宽度变窄,特别是峰时效态合金的晶界析出相尺寸和晶界无沉淀析出带宽度随温度变化更为显著.

7A85铝合金板材的拉伸应变特征及本构方程

通过对退火态7A85铝合金挤压板材进行横向热拉伸实验,研究了在不同拉伸温度(200、300、400℃)和不同应变速率(0.001、0.005、0.01 ·s^(-1))下的拉伸应变特征。结果表明,退火态7A85铝合金板材在热拉伸过程中存在着加工硬化和动态回复过程。当应变速率相同时,7A85铝合金板材的抗拉强度随着变形温度的升高而降低,同时当变形温度相同时,板材的抗拉强度随应变速率的增加而增大。通过对热拉伸数据进行线性参数拟合,建立了满足温度和流变应力之间的Arrhenius型本构方程。

时效制度对2A97铝锂合金组织和力学性能的影响

采用硬度测试、拉伸性能测试、DSC分析和透射电镜(TEM)等方法研究不同时效制度对2A97铝锂合金组织和性能的影响。结果表明:采用165℃人工时效时,峰值强度最高,但其塑性也最差,且达到峰值的时间长达60 h;200℃人工时效时,达到峰值的时间缩短为6 h,而其峰值强度和塑性均很差;(200℃,6 h)十(165℃,6 h)双级时效优化后,可获得比200℃峰时效更高的强度,其抗拉强度为545 MPa,只比165℃峰时效强度低11 MPa,伸长率却提高至7.1%,且时效时间比165℃峰时效时缩短了48 h。2A97铝锂合金峰时效状态下的析出相有T_1(A1_2CuLi)相、θ′相和一定量的σ(Al_5Cu_6Mg_2)相。根据不同升温速率下的DSC曲线,采用Kissinger法求得T_1相的析出激活能为75.9 kJ/mol。综合分析可知,采用(200℃,6 h)+(165℃,6 h)双级时效可以得到比单级时效更加优异的综合性能。

金属型铸造中Sb对重力浇铸ZL114A合金组织的影响

利用偏光显微镜、扫描电子显微镜和透射电子显微镜研究了金属型铸造条件下Sb对重力浇铸ZL114A合金组织的影响。结果表明,金属型铸造条件下,在ZL114A合金中添加Sb后,其初生α-Al晶粒的尺寸和形貌没有变化,共晶相(包括共晶α-Al和共晶Si)的体积分数减少,共晶Si被变质,铸态合金中的共晶Si变短但没有出现明显的分枝,热处理之后共晶Si更短、球化程度更高,其变质机理为共晶Si的形核核心增加。

TiAl-B合金细棒状十字形TiB_2的生长特征

用原位自生法制备了Ti-54Al-xB(at%)和Ti-50Al-xB(at%)合金并利用XRD和SEM对合金的相组成和微观组织进行了研究。结果表明:细棒状TiB2主要以数个或更多个呈族聚形式分布于晶界处,细棒状TiB2狖1010狚面存在与犤0001犦晶向垂直的薄片状凸耳;有些细棒状TiB2生长成垂直交叉状的简单十字形或“T”字形;族聚形式细棒状TiB2实际为三维空间较复杂的十字或“T”字形的复合形。研究还表明,细棒状十字形TiB2晶体的这种结构与其｛1010｝面上的生长台阶有关。

喷射共沉积SiC_p/2024复合材料的显微组织与力学性能

利用喷射共沉积-热挤压-轧制工艺制备SiCp/2024复合材料板材。研究该复合材料轧板热处理后的显微组织及力学性能,并确定其最佳的热处理工艺条件。结果表明:轧制态复合材料组织细小均匀,晶粒尺寸为3～4μm,SiC颗粒均匀分布在基体合金中;采用490℃、1h固溶处理和170℃、8h时效后,SiCp/2024复合材料轧板的抗拉强度、屈服强度和伸长率分别为480MPa、358MPa和6.4%,基体合金中存在大量细小的第二相颗粒,为Al2MgCu及Al2Cu相;峰时效状态时复合材料的布氏硬度值为228HB,与轧板原始硬度相比较增幅达130%;喷射共沉积SiCp/2024复合材料轧板到达峰时效时间比铸造2024铝合金的短,这主要是因为喷射沉积基体合金内细小均匀的晶粒组织、基体合金内高密度的位错组态以及SiC颗粒的引入,均有利于沉淀相的提前析出。

TiAl/TiB_2复合材料高温氧化膜的结构和形成机制

利用XRD,SEM,EDS及TEM对TiAl/TiB2复合材料在静止空气中高温氧化后的氧化膜结构及其形成机制进行了研究。结果表明:TiAl/TiB2复合材料的氧化膜主要由TiO2外层与由TiO2和Al2O3混合内层构成。TiO2和Al2O3混合内层为孔洞较多的疏松状结构。TiO2外层亦可分为内外两层,TiO2的内层部分存在一些与TiB2的轮廓相似的“孔洞”,TiO2的外层部分没有此类孔洞。由于TiAl/TiB2复合材料中的TiB2被氧化后生成的B2O3在高温下蒸发掉,使氧化膜中TiB2所处的位置留下了孔洞。因此,氧化膜中的部分孔洞是由于TiB2被氧化后产生的;氧化温度达到1000℃时,TiAl/TiB2复合材料中的TiB2使氧化膜中的孔洞数量增加,复合材料的抗氧化性能急剧下降。

TiAl-B合金中初生TiB_2晶体的表面形貌和形成机制

用原位自生法制备了Ti-40Al-xB(r(B)t%)合金并利用XRD、SEM对合金的相组成和微观组织进行了研究.结果表明:初生TiB2颗粒呈六面棱柱状,在其(0001)面存在凸台或棒状分枝,而在其{1010}面存在分布较均匀的薄片状凸耳;有的初生TiB2的凸耳比较发达,凸耳呈一层层环状围绕初生TiB2晶体.这些凸台或棒状分枝及薄片状凸耳的晶面取向与母体的取向一致.分析表明,在不平衡凝固条件下,初生TiB2固-液界面前沿产生的富Al边界层和随着初生TiB2晶体的长大导致固-液界面上B原子过饱和度不均匀性增加的共同作用使固-液界面失稳,从而导致初生TiB2表面结构发生了变化,使初生TiB2(0001)面上的分枝具有较快的[0001]方向生长速度,呈棒状;而{1010}面上的凸耳具有较快的〈1010〉方向生长速度,使其呈片状.

不同工艺时效后2A97铝锂合金的组织与性能

对2A97铝锂合金进行自然时效(0~90d)、不同温度的单级人工时效(145,165,185℃)和自然时效(T4)+185℃人工时效的双级时效处理,研究了时效工艺对合金硬化曲线、组织和力学性能的影响,并分析了拉伸断口形貌。结果表明:试验合金经自然时效(T4)处理后的主要强化相为δ′、GP区和δ′/β′复合粒子,此时合金的强度较低、塑性较高,拉伸断口上分布着较多韧窝;经不同温度单级人工时效处理后,合金抗拉强度显著提高的同时塑性明显下降,断口形貌呈冰糖状,其中185℃×10h单级时效处理后的强塑性均较好,其抗拉强度、屈服强度和伸长率分别为537,506MPa和7.0%;与185℃单级时效的相比,T4(60d)+185℃双级时效后,合金的硬度出现了先下降后上升的现象,并且达到峰值的时间推迟了20h,但强度和塑性均有所提高,断口为沿晶、穿晶约各占一半的混合型断裂,塑性有所改善。

TiAl-B合金中TiB_2微观形态的主要存在方式

用XRD、SEM和TEM对原位自生法制备的Ti5 0Al x( % )B合金的金相组成和微观组织进行研究。结果表明 :合金中TiB2主要以片状、板片状、细棒状和块状形式存在 ;TiB2 微观形貌随着合金中B含量的变化而发生显著变化。当合金中B含量由w0 .4%增加到w1.4%时 ,TiB2 的微观形貌由片状依次演变为板片状、细棒状直至块状 ,而基体形貌没有发生明显的变化。根据TiB2 晶体形核与生长条件对TiB形貌演变过程进行了分析。

服役U71Mn钢轨疲劳裂纹萌生及扩展分析

采用HV-1000型显微维氏硬度计、光学显微镜、扫描电子显微镜和能谱仪等手段,研究了服役后U71Mn钢轨表层力学性能、轨距角处的显微组织以及裂纹萌生和扩展机理.结果表明:钢轨表层轨距角处的硬化程度最严重,并且该区域沿列车运行方向呈现出较为严重的剪切塑性变形,裂纹容易在该处萌生.钢轨轨距角处的裂纹萌生受到表层切应力分布状态、表面摩擦因数以及表层夹杂物等的综合影响,钢轨表层受到循环应力的反复作用,在加工硬化的作用下材料局部发生硬化,塑韧性降低,另外钢轨表层有大量长条状的MnS夹杂物,这些因素都极大地促进了疲劳裂纹的萌生.轨距角处的裂纹沿着钢轨表层剪切塑性变形的方向扩展,主要方式是穿晶扩展,裂纹间隙中较多的氧化物对裂纹扩展有较大的促进作用.

固液混合铸造对高铬铸铁抗拉强度的影响

采用固液混合铸造制备了高铬铸铁并对其机械性能进行了研究,结果表明:高铬铸铁中的碳化物比普通铸造的细小,形貌圆整,分布均匀.同时通过改进固液混合铸造工艺,使试样的抗拉强度有了显著提高,由普通铸造的524 MPa提高到707 MPa.

TiAl-B合金凝固过程中初生TiB_2的固-液界面形态演变特征

用原位自生法制备了 Ti Al- B合金 ,并用 XRD、SEM对材料的相组成、微观组织和初生 Ti B2 晶体的界面结构特征进行了研究。结果表明 :该合金主要由 Ti Al和 Ti B2 两相组成 ;初生 Ti B2 呈六面棱柱状 ,在其 (0 0 0 1)面存在清晰的生长台阶、凸台状或柱棒状分枝 ,它们的各晶面取向与母体的取向一致。分析表明 ,在 Ti Al- B合金凝固过程中初生 Ti B2 晶体的固 -液界面是不稳定的 ,使固 -液界面由一完整光滑的界面逐渐演变为由多个相互独立的次级界面构成的复杂界面 ,次级界面亦为小面结构。

TiB_2/Ti-Al复合材料中棒状TiB_2晶体的微观特征

用XDTM法制备了TiB2/Ti Al复合材料并利用XRD、SEM和TEM对复合材料的相组成和微观组织进行了研究。结果表明:复合材料中棒状TiB2的{1010}面存在与[0001]晶向垂直的薄片状凸耳,其厚度一般小于0.2μm,伸出表面高度可达4μm,并且这些凸耳的晶面取向与棒状TiB2本身是相同的;棒状TiB2一般以垂直交叉的十字或数个十字构成的辐射状形式分布于α2/γ层片基体中;在较快的凝固过程中,棒状TiB2固液界面前沿产生的富Al、Ti边界层和随着棒状TiB2晶体的长大,导致固液界面上B原子过饱和度不均匀性增加,共同作用使固液界面失稳,从而形成了棒状TiB2的形貌特征。

2A66铝锂合金时效行为的研究

通过DSC分析、硬度测试、拉伸测试、SEM和TEM检测等手段,研究了2A66铝锂合金时效组织和性能的变化.研究结果表明:对于同一时效温度,随着时效时间的延长,强度出现峰值;时效温度越高,出现峰值的时间越短.2A66铝锂合金最佳的峰值时效制度为165℃保温64h,此时合金获得了良好的强塑性结合,硬度为146 HB,抗拉强度为526.5MPa,屈服强度为448.9 MPa,延伸率为10.1%.165℃时效过程中合金的主要强化相为δ',θ'和T_1相,时效初期合金的主要强化来源为GP区、δ'和θ'相,峰值时效时合金的主要强化相为θ'和T_1相.

往复镦挤对SiC_p/2024铝基复合材料组织性能的影响

采用室温拉伸测试、扫描电镜及透射电镜等手段研究了往复镦挤变形工艺对SiCp/2024铝基复合材料显微组织和力学性能的影响.结果表明,SiCp/2024铝基复合材料经过往复墩挤后,基体组织出现细化,SiC颗粒发生破碎,基体中SiC颗粒由团聚变得分布均匀;在交替剪切变形作用下,基体中的位错发生重组和湮灭,形成细小的亚晶;相对于挤压态,经过4道次变形后,复合材料抗拉强度由271 MPa提高到378 MPa,屈服强度由203MPa提高到260 MPa;经过往复镦挤变形后,拉伸断口以界面脱粘和颗粒断裂方式为主.

5083铝合金热压缩应力-应变曲线修正与热加工图

在Gleeble-3500热模拟试验机上对圆柱体5083铝合金试样进行温度为300～500℃、应变速率为0.001～1 s^(-1)条件下的热压缩试验。对实验获得的真应力应变曲线进行摩擦修正,依据摩擦修正后的应力应变曲线计算本构方程,采用包含Zener-Hollomon参数的本构方程描述摩擦修正后的5083铝合金流变应力行为,其热变形激活能为164.17 kJ/mol。根据摩擦修正后的真应力-应变曲线绘制热加工图,随着真应变的增加,失稳区域向着高应变速率、高变形温度区域扩展,5083铝合金适宜热变形工艺参数:变形温度为400～500℃、变形速率为0.01～0.1s^(-1)与340～450℃、变形速率为0.001～0.01 s^(-1)。随着变形温度升高与应变速率降低,晶粒内位错密度减少,主要软化机制逐渐由动态回复转变为动态再结晶。