退火温度对淬火后冷轧5083铝合金组织及腐蚀性能的影响

采用金相显微镜、电镜、慢应变拉伸、阳极极化及交流阻抗测试研究退火温度对淬火后冷轧5083铝合金耐蚀性的影响。研究结果表明:冷轧后在100℃和150℃退火40 min的5083铝合金仍呈变形组织特征,在局部变形区呈现连续分布的β相(Mg5Al8),合金具有较强应力腐蚀敏感性和较弱的耐点蚀能力;在200℃和250℃退火40 min后的合金,局部开始发生再结晶,但组织中仍包含由位错缠结而成的胞状亚组织,球状β相在晶内和晶界不连续分布,合金具有高的抗应力腐蚀和耐点蚀能力;在300℃和350℃退火40 min的5083铝合金,为完全再结晶组织,β相又趋于连续分布,合金抗应力腐蚀和耐点蚀能力变弱。

退火工艺对5083铝合金热轧板组织性能的影响

铝合金板材在热轧制过程中温度较高,在一定程度上等同于板材的退火处理,但是并没有达到完全退火状态。经过试验研究,5083铝合金热轧板在经过不同温度退火后,对板材进行力学性能和显微组织检测分析,研究其变化规律,确定热轧态板材的后续退火工艺制度;热轧终轧温度为320℃的5083铝合金热轧板,需要在500℃-550℃范围内退火才能达到最佳O态组织和性能。

退火温度对冷轧5083铝合金织构及塑性各向异性的影响

采用光学显微镜、透射电镜(TEM)、扫描电镜(SEM)、X射线衍射、硬度测试、拉伸试验等对冷轧5083铝合金的退火行为、织构演变及塑性各向异性参数进行了分析计算。结果表明:冷轧变形量为70%的5083铝合金起始再结晶温度为240℃,终止再结晶温度为260℃。完全再结晶退火后,再结晶织构以Cube、R-Cube和Goss织构为主。在260~320℃范围内,随退火温度的升高,β纤维织构向Cube织构和Goss织构转变程度增加;Cube织构向R-Cube织构的转变先增加后减少。300℃退火后,RCube织构含量最高,Cube织构次之,Goss织构最少;合金的厚向各向异性指数(r)最高为0.909、平面各向异性指数(Δr)的绝对值较小为0.242,表明该状态下合金具有较好的冲压成形性能和较低的深冲制耳率。

5083铝合金在3．5％NaCl溶液中的电化学腐蚀行为研究

通过阳极化和交流阻抗法研究了不同Mg含量、不同的热处理状态下的5083铝合金在3．5％NaCl溶液中的电化学行为和腐蚀特征。研究结果表明:Mg含量越低,合金中β相(Mg5A18)越少,耐蚀性越好;在轧制态以及150℃退火态,β相先沿晶界连续析出,耐蚀性较差;在200％退火态,β相在晶界以及晶内同时呈不连续的球状析出,耐蚀性好;在280℃、330℃退火态,β相沿晶界呈连续网状析出,耐蚀性差。通过对比研究,进一步探讨了铝合金的腐蚀机理,为制定合理的热加工工艺,提高产品的耐蚀性能提供了依据。

5083-O铝合金管材生产工艺研究

研究了不同冷变形程度、退火温度、保温时间对5083-O铝合金管材组织与性能的影响,确定了退火状态管材的生产工艺及热处理制度。在工业生产条件下使其管材的技术指标达到用户的要求。

5083铝合金铸锭均匀化退火的组织与性能

为研究5083铝合金均匀化退火后的组织及力学性能,利用光学显微镜、扫描电镜、万能力学实验机,分析了5083铝合金铸锭不同均匀化退火工艺后组织演变与力学性能变化。结果表明:随均匀化退火温度的提高,铸锭枝晶β相大部分溶解,剩余β相有球化的趋势。常温力学性能测试表明,均匀化退火后,拉伸强度明显提高,延伸率下降,显示脆性断裂;高温瞬时拉伸表明,均匀化退火降低了铸锭的拉伸强度,显示解理断裂。

再结晶退火对ECAP变形5083铝合金力学性能的影响

为改善5083铝合金的力学性能,先后对其进行一道次等通道转角挤压处理及再结晶退火处理,再进行拉伸实验,分析变形温度、变形速率对合金伸长率和抗拉强度的影响,并观察合金的断口形貌。结果表明,在拉伸温度为100℃,应变速率为6.67×10-4s-1时,合金的抗拉强度最高,达到319.7 MPa;当拉伸温度为300℃,应变速率为1.67×10-4s-1时,合金的伸长率最大,达到75.8%。在拉伸变形过程中,合金出现应变硬化和应变软化现象,并且伴随有锯齿形流变现象。拉伸试样的断裂形式宏观表现为韧性断裂,微观形式为穿晶断裂,断口形貌由韧窝组成。随着变形温度的升高,韧窝的数量增多,尺寸变大,分布变均匀。

退火制度对热轧态5083铝合金性能和组织的影响

采用光学显微镜、扫描电镜、显微硬度仪及电子万能拉伸试验机等研究了退火温度和退火保温时间对5083铝合金热轧厚板力学性能和显微组织的影响。结果表明:随着退火温度升高与保温时间延长,5083铝合金热轧板的强度逐渐下降而伸长率增大;退火温度比保温时间对力学性能的影响更为显著;热轧过程中表层和心部变形不均匀,导致在后续退火过程中板材的显微组织演化规律大不相同。在不同退火制度下,5083铝合金热轧板材的拉伸断口均为微孔聚集性韧性断裂。综合考虑,在450℃退火保温2 h后5083铝合金热轧板材的组织和性能较好。

冷变形及退火对船用5083铝合金板腐蚀性能的影响

为合理制定5083铝合金板材的生产工艺,对冷变形及稳定化退火后的5083铝合金板材的组织与晶间腐蚀性能进行了试验研究。结果表明,船用5083铝合金板材的晶间腐蚀性能与β相的分布、析出量密切相关。采用25%~35%冷加工变形并稳定化退火后,板材的力学性能满足相关标准要求,腐蚀性能优良,β相在晶粒内均匀分布,无连续的沉淀析出网状结构。

补充退火对船用5083-H116铝合金板材腐蚀和力学性能的影响

船用5083-H116铝合金板材经过240℃3 h,随炉冷的初退火后,板材内析出了大量β相,耐腐蚀性能严重下降。为了改善它的耐腐蚀性能,同时保证其力学性能也合格,对该板材进行了不同温度、相同保温时间(3 h)、不同冷却方式(水冷,空冷,炉冷)的补充退火。结果表明:240℃补充退火不能明显改善板材的耐腐蚀性能,且随冷却速度的降低,晶间腐蚀性能恶化,而强度随冷却速度的变化不明显,且与初退火试样的相比下降不大。270℃补充退火后板材的耐腐蚀性能大幅度上升,而力学性能与240℃补充退火的相近。300℃补充退火后板材的晶间腐蚀性能进一步改善,但强度明显降低。因此,5083铝合金船板在实际大生产中宜采用的补充退火工艺制度为270℃3 h、空冷。

重型汽车用5083-H32深冲铝合金板材工艺研究

采用扁铸锭,经热轧、冷轧生产重型汽车用5083铝板材,对材料组织和性能等试验指标分析,确定合适的退火制度,生产出满足客户力学性能和深冲性能的5083-H32铝合金板材。

微合金化元素Zr对5083铝合金组织和性能的影响

在实验室中用井式坩埚炉熔炼铸造了5083和5083+0.1Zr两种铝合金,轧制后在100~450℃范围内退火。通过金相显微镜、显微硬度计、扫描电镜、电子万能试验机、透射电镜对合金的铸态组织、板材纤维组织、力学性能、耐蚀性能、第二相粒子成分进行了分析,研究了微量元素Zr对5083铝合金组织性能的影响。结果表明,添加微量元素Zr能够细化合金组织,与未添加Zr相比,添加0.1Zr的5083合金的铸态晶粒尺寸从123μm降至73μm,并使第二相粒子Al6Mn(Fe)尺寸变小;同时使晶间腐蚀坑变小,合金耐蚀性得到提高。添加微量元素Zr还能抑制合金板材再结晶,300℃退火1 h无明显再结晶现象;尤其是5083+0.1Zr合金经250℃退火1 h,抗拉强度为389.50 MPa,屈服强度为215.62 MPa,伸长率为18.2%,仍完全满足使用要求。

冷轧变形量和退火制度对超快速加热下5083铝合金晶粒尺寸的影响

利用Gleeble-3500热模拟系统和电子背散射衍射(EBSD)技术对5083铝合金的超快速退火组织演变规律进行研究,探讨了快速加热速度、退火温度及冷轧变形量对5083铝合金晶粒尺寸的影响。结果表明,5083铝合金经80%的冷轧变形后分别以25、250、500℃/s的加热速度升温至450℃保温3s后以40℃/s冷却时,平均晶粒尺寸随加热速度的增加由7.43μm细化至4.98μm。5083铝合金经80%冷轧变形后在不同退火温度(350、400、420、450和500℃)下进行超快速退火(加热速度500℃/s,保温时间3 s,冷却速度40℃/s)后,所得晶粒尺寸先减小再增大,在420℃退火时,晶粒尺寸达到最小,为4.82μm。再结晶晶粒尺寸受晶界迁移速率和形核率的耦合作用,在350~420℃超快速退火时,由于快速加热使形核率急剧增大,而形核温度较低,使晶界迁移速率较小,导致晶界迁移速率小于形核率,因而再结晶晶粒尺寸由5.23μm细化至4.82μm;在420~500℃超快速退火时,形核温度变高,晶界迁移速率快速增大,则晶界迁移速率大于形核率,使合金晶粒由4.82μm粗化至6.20μm,420℃是5083铝合金晶界迁移速率和形核率之间竞争的一个临界点。5083铝合金经50%、60%、71.4%、80%和87.5%的冷轧变形后以500℃/s的超快速加热速度升温至450℃保温3 s后以40℃/s冷却,所得平均晶粒尺寸分别为7.94、6.82、6.03、4.98和4.84μm,随轧制变形量的增大晶粒尺寸减小,但是冷轧制变量达到80%以后再进行超快速退火晶粒尺寸减小不明显。

超快速加热退火下保温时间对5083铝合金组织及力学性能的影响

利用Gleeble-3500热模拟系统和电子背散射衍射(EBSD)技术对5083铝合金超快速退火组织的演变规律进行了研究,探讨了5083铝合金经过80%冷轧变形后以500℃/s加热至450℃时,不同保温时间(1~60 s,冷却速度40℃/s)对退火组织及力学性能的影响。结果表明,随退火保温时间从1 s延长到60 s,5083铝合金的平均晶粒尺寸由4.94μm增大到6.44μm,合金中主要产生了再结晶立方退火织构{001}<100>、旋转立方织构{001}<110>,以及少量的高斯织构{011}<100>和黄铜型织构{011}<211>。当退火保温时间从1 s增加到60 s,整体上合金中的再结晶退火织构先增强再减弱。退火保温时间对5083铝合金的强度影响较小,5083铝合金的屈服强度、抗拉强度没有明显的变化,分别约为170 MPa、326 MPa,而其伸长率由25.63%逐渐增大至30.06%,最后又降低至25.20%。

升温速率与固溶时间对超高强铝合金挤压材组织性能的影响

采用电导率、硬度测试、拉伸性能测试、X射线衍射仪（XRD）分析、电子背散射衍射检验（EBSD）、晶间与剥落腐蚀试验,研究了不同初始形变储能超高强铝合金Al-11.54Zn-3.51Mg-2.26Cu-0.24Zr-0.0025Sr挤压材在不同升温速率与固溶时间下组织性能的影响。结果表明：慢速升温退火能够降低合金的晶粒尺寸,24 h固溶较2 h固溶能够减少合金难溶第二相。合金硬度值在HV 220左右,快速升温合金硬度较慢速升温合金的硬度高。导电率在25.0%IACS左右。慢速升温2 h固溶、24 h固溶时效后合金试样的屈服强度由647.9 MPa变为697.1 MPa,增加了49.2 MPa。强度的提升主要来自于固溶强化与时效沉淀析出相强化的总强化,其次为低角度晶界强化。快速升温、慢速升温24 h固溶X方向合金试样的晶间腐蚀深度分别为42.17,64.70μm,晶间腐蚀等级为3级,合金的抗剥落腐蚀性能Y方向明显好于X方向,固溶24 h合金抗剥落腐蚀性能较固溶2 h得到了轻微改善。

不同焊接速度下焊缝区及铝合金母材的耐蚀性研究

为了研究不同焊接速度下的焊缝中心及铝合金母材在海水环境中的耐蚀性,利用YAG激光-MIG电弧复合焊接设备对10 mm厚的5083铝合金进行了焊接实验;采用体显微镜、金相显微镜及电化学工作站等设备研究了不同焊接速度下5083铝合金焊缝中心及母材的微观组织、动电位极化曲线、自腐蚀电流密度及腐蚀形貌。结果表明,随着焊接速度的逐渐减小,晶粒细化能力增强;等温线清晰度增加、条数增多、宽度减小,元素烧损量逐渐降低,微气孔率呈先减小后增加的趋势。焊接速度v=0.8m/min及1.0m/min时,无钝化区的存在,抗点蚀能力较弱;焊接速度为v=0.9、1.1 m/min及1.2 m/min时,出现钝化区,抗点蚀能力较强;随焊接速度的增加,耐蚀性呈先降低后增加的趋势。焊缝区整体的耐蚀性低于母材,随焊接速度的增加,腐蚀形貌由均匀腐蚀向局部腐蚀转变且腐蚀坑逐渐增大,母材局部腐蚀最严重,较易失效。