Al-1.8Cu-0.4Mg-0.4Mn合金冷轧织构的演变

对Al-1.8Cu-0.4Mg-0.4Mn合金冷轧织构演变过程进行了研究。结果表明:冷轧试样呈现"铜式"织构特征,但G组分较强,在70%变形量时达最大;再结晶退火后,织构较弥散;分级加热再结晶退火后再次进行80%压下量的冷轧,初次冷轧50%的试样形成弱的旋转立方织构,而70%的试样则形成"铜式"织构;在快速加热再结晶退火条件下,初次冷轧50%的试样形成强的旋转立方织构,而初次冷轧70%的试样则形成弱的{001}〈110〉旋转立方织构。

Al-1.8Cu-0.4Mg-0.4Mn合金一次冷轧织构与二次冷轧织构的研究

将Al-1.8Cu-0.4Mg-0.4Mn合金进行50%、60%、70%、80%不同压下量的一次冷轧,随后分别将一次冷轧压下率为50%和70%的样品进行等温中间退火并进行80%压下率的二次冷轧,对其织构演变过程进行研究。研究结果表明,当压下量大于60%时,一次冷轧的样品呈现“铜式”织构特征,即在α、β取向线上分布G、B、C及S组分,C、B和S组分强度随变形量的增加而增大,G组分则先增大后减小,在70%变形量时达最大。中间退火再结晶织构较弥散,但中间退火对二次冷轧织构有较大影响。初次冷轧变形量50%的样品形成弱的{001}<110>旋转立方织构,初次冷轧变形量70%的样品形成“铜式”织构。

Al3Ti4B中间合金对Mg-7Al-0.4Zn-0.2Mn合金显微组织和性能的影响

研究了Al3Ti4B中间合金对 Mg 7Al 0.4Zn 0.2Mn合金的显微组织、力学性能及耐腐蚀性能的影响。结果表明: 当Al3Ti4B加入量小于0.3%(质量分数)时, 合金的平均晶粒尺寸显著减小; 当 Al3Ti4B加入量为0.3%时, 合金组织显著细化, 平均晶粒尺寸由未变质合金的 135μm细化到 30μm, 合金拉伸力学性能和耐腐蚀性能最好; 当加入量超过0.3%时, 晶粒粗化; 具有密排六方结构的高熔点化合物 TiB2 (θm =2 980 ℃)和 AlB2(θm=980℃)均可作为α Mg的异质核心, 大量异质结晶核心的存在是导致α Mg晶粒细化的主要原因。

硼对Mg-7Al-0.4Zn-0.2Mn合金组织及性能的影响

研究了B对Mg-7Al-0.4Zn-0.2Mn合金显微组织和力学性能的影响。结果表明:加入微量的B就能使合金的晶粒得到显著的细化,并且随着B加入量的增加,细化效果越明显,当B的加入量(质量分数,下同)为0.15%时,平均晶粒尺寸由未变质合金的约140μm细化到约40μm。分析认为:具有密排六方结构的高熔点化合物AlB2可作为α-Mg的异质核心,从而细化镁合金晶粒。微量B的加入使铸态合金的力学性能得到不同程度的提高,当B的加入量为0.15%时,合金的显微硬度、抗拉强度和屈服强度分别比未变质合金提高13.1%、19.5%和22.0%,冲击吸收功约为未变质合金的2.3倍。B的加入量为0.10%时,合金的伸长率比未变质合金提高21.6%。

Al-5.2Cu-0.4Mg-1.02Ag合金的时效析出行为研究

研究了Al-5.2Cu-0.4Mg-1.02Ag合金在不同时效制度下的力学性能和显微组织,并详细分析了合金的主要析出相Ω的形核与粗化,同时提出了浓度台阶粗化机制.结果表明:合金的主要强化相是Ω相和θ′相.欠时效时出现了大量细小的Ω相和少量的θ′相;峰时效时Ω相和θ′相的体积分数大大增加,且Ω相与基体呈半共格关系;过时效时出现了球状的平衡θ相,Ω相略为长大,而θ′相的长度和厚度明显增大.Mg/Ag原子簇是时效初期Ω相的形核核心;Mg,Ag和Cu的浓度差异引起的台阶迁移是Ω相粗化的驱动力.由于Mg和Ag原子在Ω相与基体界面存在时降低了晶格的畸变能,使得Cu原子向Ω相迁移的速率受到限制,因此Ω相能够在长时间下保持片状而不发生共格失稳.

热速处理对Mg-7Al-0.4Zn-0.2Mn合金耐腐蚀性能的影响

测定自腐蚀电位、盐雾腐蚀速率和观察试样盐雾腐蚀表面形貌,研究了热速处理对Mg-7Al-0.4Zn-0.2Mn合金耐腐蚀性能的影响.结果表明:合金的腐蚀行为受到显微组织和铁含量的共同影响.过热温度(Ts)为810℃时,热速处理对合金耐腐蚀性能的改善作用并不大;过热温度为850℃时,热速处理显著细化了合金晶粒,β相的尺寸和间距变小,β相对α相腐蚀的阻碍作用增加,而且合金中的铁含量并没有提高,从而改善了合金在试验条件下的耐腐蚀性能;过热温度为890℃时,组织中存在热裂纹和显微疏松缺陷,合金含铁量显著增高,合金的耐腐蚀性能下降.相同的过热温度下,合金的耐腐蚀性能随着激冷速度(Vc)的增大而逐步改善.综合考虑合金的显微组织和耐腐蚀性能,优化的热速处理工艺为:Ts=850℃,Vc=2.0℃/s.此时,合金的耐腐蚀性能达到试验的最佳值,自腐蚀电位比未热速处理合金提高约15 mV,盐雾腐蚀速率比未热速处理合金降低21.9%.

Al-9.0Zn-2.5Mg-1.5Cu-0.15Zr-0.4Sc合金的等温淬火性能

采用盐浴分级淬火的实验方法,通过测试Al-9.0Zn-2.5Mg-1.5Cu-0.15Zr-0.4Sc铝合金的电导率与硬度,绘制了其时间—温度—转换率(TTT)曲线和时间—温度—性能(TTP)曲线,利用差示扫描量热法(DSC),X射线衍射(XRD),透射电镜(TEM)等观察分析了合金等温过程中的组织变化,结合Johnson-Mehl-Avrami方程研究了合金等温过程中的相变动力学。研究表明:随着保温时间的延长,淬火态合金的电导率呈上升趋势,时效态硬度呈下降趋势;Al-9.0Zn-2.5Mg-1.5Cu-0.15Zr-0.4Sc铝合金的TTT曲线和TTP曲线的鼻尖温度在330℃附近;合金的淬火温度敏感区间为270~390℃。实验铝合金过饱和固溶体在330℃等温处理时快速分解,第二相脱溶析出速率达到最高,较大的相变驱动力和较高的扩散速率是合金第二相快速析出和长大的主要原因。合金固溶后,在淬火敏感区间之外可适当降低冷却速率,这样不仅可以保持合金的力学性能,还可降低合金的内应力。

稳定化退火温度对Al-6Mg-0.4Mn合金板材组织性能的影响

试验研究了稳定化退火温度对3.5mm厚的Al-6Mg-0.4Mn合金冷轧板材微观组织、强度、耐腐蚀性能的影响。研究结果表明:随着板材稳定化退火温度的提高,合金的强度降低,塑性增加,晶间耐腐蚀性能则先升高而后降。当稳定化退火温度为200℃保温2 h时,由于在晶界处形成了连续分布的β相,合金的晶间耐腐蚀性能最差。合金板材经320℃2h稳定化退火可实现强度、塑性和耐蚀性的最佳配合。

含银Al-4.5Zn-1.0Mg-0.5Cu合金的强化固溶行为

采用拉伸力学性能测试、金相显微观察、扫描电镜及透射电镜等分析手段,研究了Al-4.5Zn-1.0Mg-0.5Cu-0.4Ag合金的强化固溶行为。结果表明:经强化固溶处理后,合金固溶态的抗拉强度和屈服强度以及伸长率分别较常规固溶的低15 MPa、16 MPa和1.7%;峰值时效态的抗拉强度和屈服强度较常规固溶的分别高62 MPa和68 MPa,伸长率低0.8%。;强化固溶可使Al-4.5Zn-1.0Mg-0.5Cu-0.4Ag合金固溶后的第二相粒子减少,但使其时效后的强化相数量增多,密度增大。

挤压铸造Al-6.4Cu-0.4Mn合金轮毂的组织与性能

通过金相组织观察(OM)、扫描电镜(SEM)、透射电镜(TEM)、室温力学性能测试等手段,研究了一种Al-6.4Cu-0.4Mn中强高韧挤压铸造铝合金,同时利用挤压铸造与常规铸造制备了负重轮轮毂,并对比研究了该合金挤压铸造与常规铸造条件下组织、性能的变化情况。结果表明,新合金挤压铸造成形过程中共形成固相区、固液区、液固区以及液体区4个凝固区域;新合金挤压铸造后的显微组织反偏析现象严重,等轴晶程度较高,由铸造组织与变形组织共同组成;新合金挤压铸造成形后经固溶时效热处理,其抗拉强度与伸长率显著优于常规铸造工艺性能,分别达到468 MPa与16.2%。

固溶处理对铸态Mg-4.8Al-2.7Ca-0.4Mn合金组织及力学性能的影响

采用光学显微镜、扫描电镜、X射线能谱仪、X射线衍射仪、硬度测试及拉伸性能测试等手段分别研究了铸态Mg-4.8Al-2.7Ca-0.4Mn合金固溶处理前后的组织演变及力学性能。结果表明,铸态Mg-4.8Al-2.7Ca-0.4Mn合金的微观组织中,α-Mg相呈现典型的枝晶形态,枝晶间分布着大量在凝固过程中形成的Al_(2)Ca相;固溶处理对第二相的形貌有显著影响,随着固溶时间的增加,枝晶偏析减弱,Al_(2)Ca相从网状分布演变为多边形或细块状;经500℃固溶4 h,合金具有较好的综合拉伸性能,抗拉强度、屈服强度及伸长率分别达到222.0 MPa、182.5 MPa和4.5%。

含锶高强建筑铝合金锻压温度优化

采用不同的锻压温度对Al-6.2Zn-2.5Cu-2.2Mg-0.4Sr高强建筑铝合金进行加工,并且在200℃环境下对试样进行了摩擦和拉伸试验。结果表明：随始锻温度从360℃升高至440℃,或终锻温度从280℃升高至340℃,新型Al-6.2Zn-2.5Cu-2.2Mg-0.4Sr高强铝合金的高温耐磨损性能和高温力学性能均先提高后下降。与360℃始锻温度相比,当始锻温度为420℃时,磨损体积减小62.1%、抗拉强度提高47.3%、屈服强度提高54.5%;与280℃终锻温度相比,当终锻温度为320℃时,试样的磨损体积减小53.2%、抗拉强度提高21.2%、屈服强度提高25.1%。始锻温度和终锻温度分别优选为420和320℃。