变质处理对Al-10.5Si合金组织及性能的影响

主要研究了Na盐和Sr的加入量及保温时间对Al-10.5Si合金组织及性能的影响。研究得出,Na盐对Al-10.5Si合金的变质效果一般,当加入量为1.2%,保温0 min时,其变质效果最佳,硬度从未变质51 HV提高到58 HV,电导率由19.80 MS/m提高到25 MS/m,但是,保温20 min后开始出现明显的衰退现象。Sr对Al-10.5Si合金的变质效果较Na盐好,加入量为0.02%,保温20 min时,对Al-10.5Si合金产生非常好的变质效果,合金电导率提高到25.90 MS/m,硬度从未变质51 HV提高到53.8 HV。随着Sr加入量的增加,Si颗粒尺寸并未进一步细化。另外,随着保温时间的延长(100 min内),采用Sr变质的合金没有产生明显的衰退现象,但是,Sr变质容易导致合金吸氢,使合金组织内部出现气孔等缺陷。

Na变质处理对Al-10.5Si合金共晶硅尺寸及性能的影响

通过Na盐变质处理得到3种不同共晶Si尺寸的4045合金,钠盐加入量分别为0、0.6%、0.9%,对应的共晶Si平均尺寸分别是26μm、13μm、3μm。通过拉伸试验、毛刺分切试验等研究共晶Si与4045合金组织及性能之间的关系。结果表明,变质后4045中共晶Si尺寸明显减小,0.9%Na变质后共晶Si尺寸从未变质的26μm减小到3μm,屈服强度从75 MPa升到81 MPa,伸长率从7.7%提高到11.0%,但共晶硅尺寸减小使得材料分切后微毛刺的高度增加。

超高强Ti-15Mo-2.7Nb-3Al-0.2Si钛合金的强化行为及模型

基于XRD、OM、SEM和TEM分析,研究超高强Ti-15Mo-2.7Nb-3Al-0.2Si钛合金的组织演变及强化行为。结果表明,位错强化和析出强化效应对该合金的屈服强度影响较大。冷轧+再结晶+冷轧+双时效组合工艺可获得1518 MPa的最高屈服强度,这主要归因于显微组织中的高密度残存位错及密集而细小的次生α相。建立复合强化模型,其预测误差在16.6%以内。此外,研究发现次生α相体积分数的增加可以不断强化晶内区域,这使得沿晶断裂开始出现并逐渐占据整个断裂面。

Y/Al-5Ti-1B复合变质对Al-7Si合金微观组织和力学性能的影响

在传统铸造Al-Si合金中存在的粗大树枝晶α-Al相以及针状共晶Si严重割裂基体,显著降低合金的力学性能。为细化Al-Si合金的组织,提升其力学性能,本文使用扫描电镜(SEM)、电子探针(EPMA)、X射线衍射仪(XRD)以及万能材料试验机,研究了不同添加量Y/Al-5Ti-1B变质剂(Al-5Ti-1B均为2%,稀土Y分别为0.05%、0.1%、0.2%、0.3%、0.4%、0.5%,质量分数)对Al-7Si合金微观组织和力学性能的影响,并探究了其对Al-7Si合金的变质机理。实验结果表明,当Al-5Ti-1B含量为2%、稀土Y含量为0.4%时,变质效果最佳,共晶Si由粗大针状变为细小颗粒状,长和宽分别减小至2.7和0.8μm,相较于未经变质处理的Al-7Si合金,减小了90.6%和4.7%。合金抗拉强度由原来的168.1 MPa提升至209.1 MPa,增加了24.4%。同时伸长率从6.23%提升至9.62%,增长了54.4%。此外,合金的断裂方式也从脆性断裂转变为韧-脆混合断裂。

孔隙和α-Al(Fe/Mn)Si相对高压压铸Al-7Si-0.2Mg合金塑性的影响

采用高压压铸工艺制备两批次不同尺寸的Al-7Si-0.2Mg(质量分数,%)合金,获得显微组织和孔隙非均匀分布的薄壁铸件,并对比研究孔隙和显微组织对铸态合金塑性的影响。结果表明:不同铸件和不同位置样品的伸长率有较大波动(9.7%~17.9%)。当合金存在大面积孔隙时,有效承载面积减小导致由孔隙产生的应力集中使合金伸长率显著降低。当合金只存在小面积孔隙时,塑性变形过程中合金中的α-Al(Fe/Mn)Si相先于共晶硅相发生脆性断裂,α-Al(Fe/Mn)Si相的数量密度对伸长率的波动起主导作用,具有高数量密度α-Al(Fe/Mn)Si相试样的伸长率显著降低。此外,局部较高的冷却速率导致铸件α-Al(Fe/Mn)Si相数量密度的增加。

V合金化对Al-9Si合金凝固组织与力学性能的影响

研究了V合金化对Al-9Si合金凝固过程、微观组织和力学性能的影响。结果表明,在Al-9Si合金中添加V,析出化合物Si_(2)V,而无AlV化合物析出,V对初生α-Al的析出温度无明显影响。随着V量增加,Al-9Si合金的初生α-Al的形核温度和形核过冷度同步增加,0.4%V(质量分数)使形核温度由未添加V的607.5℃上升至612.6℃,过冷度由24℃增加至27.1℃;继续增加V量,形核温度略有升高,但形核过冷度略有减小。V添加使Al-9Si合金初生α-Al晶粒形态由枝晶向等轴晶转变,Al-9Si-0.4V合金的α-Al晶粒尺寸由Al-9Si的593μm细化至302μm。V对共晶Si无变质作用,但V能使针状β-Al_(5)FeSi转变为鱼骨状的Al_(12)(Fe,V)_(3)Si相。0.6%Sb(质量分数)变质Al-9Si-0.4V合金的抗拉强度、屈服强度和伸长率为153.9 MPa、78.5 MPa和6.56%,较Al-9Si合金分别提高23.8%、14.1%和102.4%;硬度由47.3 HV提高至59.1 HV。Al-9Si合金的拉伸断口由撕裂棱和解理台阶组成,而Al-9Si-0.4V-0.6Sb合金断口中的解理台阶显著减少,撕裂棱变得更加致密,出现了以共晶Si为中心的韧窝,呈混合断裂特征。

Fe、Ni元素微合金化对Al-11Si铝合金微观组织及力学性能的影响

本研究利用扫描电子显微镜(SEM)、能量散射X射线光谱(EDS)和拉伸试验机,研究了Ni(1.2及1.6wt.%)和Fe(0.6及0.8wt.%)含量对Al-11Si铝合金的微观组织及不同温度下的力学性能的影响。实验结果表明,适量的Ni元素对于Al-11Si合金中富含Fe相的类型、形态和分布具有积极作用。在Al-11Si铝合金中添加1.2wt.%Ni和0.6wt.%Fe可以生成一种类似“汉字状”的富Fe强化相。当进一步增加到1.6wt.%Ni和0.8wt.%Fe后,富Fe相变为了长针状,对Al基体产生严重的割裂作用,降低了合金力学性能。由于含有1.2wt.%Ni和0.6wt.%Fe的Al-11Si铝合金中生成了“汉字状”富Fe强化相,合金的高温拉伸性能得到了显著改善。在350℃的测试温度下,Al-11Si铝合金的抗拉强度(UTS)达到了139 MPa。

固溶处理时间对铸造Al-Si-Mg合金低温力学性能的影响

对铸造Al-7Si-0.3Mg合金进行了20℃、-20℃和-60℃的拉伸试验,研究了固溶时间对其力学性能和显微组织的影响,并分析了Si相对断裂行为的影响及其作用机理。结果表明,随着固溶时间的延长,合金在20℃、-20℃和-60℃下屈服强度、抗拉强度和伸长率都呈先增加后降低的趋势,在固溶时间为10 h时取得最大值。随着固溶时间的延长,合金中Si相的尺寸和长宽比有所减小,在固溶时间为10 h时,合金中尺寸较小的Si相主要呈颗粒状,继续延长固溶时间至15 h时,Si相的尺寸和长宽比增加。随着试验温度的降低,Si相附近的滑移带数量呈现逐渐减少的趋势,较低温度下合金断口附近出现了较多的断裂Si相,但是相对而言,固溶时间为10 h的断裂Si相处的裂纹较小,且断口以小解理平面和韧窝为主,韧性相对未固溶时更好。

离心铸造Al-60Si合金的数值模拟与实验研究

高硅铝合金由于具有较低的热膨胀系数、低密度、导热性能好等良好的物理化学性能,已成为最具有潜力的金属基电子封装材料。然而,高硅铝合金常规制备方法,如粉末冶金等,制备出的合金存在致密度低、合金内部容易产生气孔、组织粗大等问题,且成本较高。本文以Al-60Si超高硅铝合金作为研究对象,采用ProCast数值模拟的方法,计算了不同浇注温度、离心转速等工艺条件下,合金凝固过程中温度场和流场等分布规律,确定最优工艺参数为离心转速800 r/min,浇注温度1200℃,浇注速度16.5 mm/s;并制备了高性能的细晶Al-60Si合金环形铸件,发现铸环外层、中层和内层分布不同尺寸的初生硅相,外层部分大多数是块状初生硅相;中层及内层部分是粗大的板条状初生硅相;通过表征热膨胀系数发现,离心后的Al-60Si热膨胀系数整体小,其中铸环外层区域热膨胀系数最小,性能较好。

冷变形及时效对Ti-15Mo-3Al-2.7Nb-0.2Si钛合金组织和性能的影响

通过金相显微镜(OM)、X射线衍射仪(XRD)、扫描电镜(SEM)、透射电镜(TEM)和电子拉伸试验机等研究了冷变形和时效处理对Ti-15Mo-3Al-2.7Nb-0.2Si钛合金组织和性能的影响。结果表明:合金冷变形过程中没有发生相的转变。随着冷变形量的增加,合金的晶格逐渐向<011>方向旋转。合金冷变形后时效会析出均匀分布的细小针状α相,α相与β基体具有非常良好的共格关系,这有助于合金性能的提升。冷变形时效合金以时效析出强化为主,形变强化为辅。冷变形会促进时效析出,冷变形量越大,时效析出强化效果也越明显。60%冷变形时效处理的合金最大抗拉强度达到了1786 MPa。

时效工艺对Al-0.55Mg-0.76Si铝合金断裂行为的影响

【目的】了解时效制度对Al-0.55Mg-0.76Si铝合金挤压型材焊接结构件断裂行为的影响,该文为提高焊接结构件断裂行为提供理论依据。【方法】以Al-0.55Mg-0.76Si铝合金挤压型材焊接结构件为研究对象,经不同时效制度处理,采用金相组织、SEM,EDS,室温拉伸、折弯等检测手段对其断裂行为进行分析。【结果】结果表明,双级时效处理后,第二相明显增多;随着时效时间的延长,第二相出现粗化现象;经微区表面成分分析可知,第二相为Mg,Si相;双级时效制度下的Al-0.55Mg-0.76Si铝合金焊接结构件强度和断后伸长率较单级时效高;断口形貌由塑性-脆性断裂转变为塑性断裂;双级时效制度下的Al-0.55Mg-0.76Si铝合金焊接结构件折弯角度较单级时效高,裂纹由沿晶断裂逐渐转变为穿晶断裂。时效制度为150℃×1 h+180℃×5 h时,强度最高,屈服强度为191.2 MPa,抗拉强度为218.4 MPa;塑性较好,断口形貌为塑性断裂,折弯件外表面裂纹长度变短,为109μm,内表面裂纹为穿晶断裂。【结论】综合分析可知,时效制度为150℃×1 h+180℃×5 h时,Al-0.55Mg-0.76Si铝合金挤压型材焊接结构件强度和塑性最好,为最佳的工艺制度。

半连续铸造工艺对Al-1.3Fe-0.2Si合金扁锭组织的影响

采用低液位半连续铸造工艺制备Al-1.3Fe-0.2Si合金扁锭,研究了铸造工艺对镜面铝用Al-1.3Fe-0.2Si合金铸锭组织的影响。结果表明,Al-1.3Fe-0.2Si合金扁锭中的第二相以片状或针状的β-Al(Fe,Mn,Si)相、断续或球状α-Al(Fe,Mn,Si)相为主,增大铸造冷却水量后对片状或针状的β-Al(Fe,Mn,Si)相的破碎细化效果先增加后降低。当冷却水量为162 m^(3)/h、铸造速度为55 mm/min时铸锭第二相尺寸最细小,成品板材表面光亮无底纹;晶粒尺寸的细化效果随冷却水量的增加先增加后降低。当冷却水量为150 m^(3)/h、铸造速度为50 mm/min时细化晶粒效果最好,但成品板材表面呈现底纹缺陷;考虑第二相对轧制镜面铝板材的影响更大,且轧制过程对铸锭晶粒有破碎作用,采用冷却水量为162 m^(3)/h,铸造速度为55 mm/min对工业生产最有利。

Ce含量和T6热处理对Al-0.3Fe-0.1Si合金组织与性能的影响

研究了稀土元素Ce和T6热处理工艺对Al-0.3Fe-0.1Si合金组织和性能的影响。结果表明,添加适量的稀土Ce和T6热处理均可抑制晶粒长大,并有效细化Al-0.3Fe-0.1Si合金的晶粒尺寸。当稀土Ce的加入量为0.2%时,铸态合金的抗拉强度为81.7 MPa,比加入量为0.1%时提高了10.7%。稀土Ce的加入量为0.3%时,T6态合金的电导率为58.13%IACS,比铸态合金提高了2.3%。热处理前后的Al-0.3Fe-0.1Si-0.1Ce合金与Al-0.3Fe-0.1Si-0.3Ce合金的电导率接近。当稀土Ce的加入量为0.1%~0.2%时Al-0.3Fe-0.1Si合金获得较好的综合性能。本研究的结果可为导电Al-0.3Fe-0.1Si合金制备提供理论和试验参考。

微量Fe、Ni和Ti复合对Al-20Si合金微观组织及其性能的影响

Fe、Ni和Ti元素以AlFeNiTi中间合金的形式添加,AlFeNiTi中间合金(原子比1∶1∶1∶1)通过真空电弧熔炼炉进行熔配,研究中间合金添加量(0.5%、1.0%、1.5%、2.0%、2.5%,质量分数)对Al-20Si合金中Si相、α-Al和力学性能的影响.结果表明:当Al-20Si合金中添加2.0%AlFeNiTi中间合金时,初生Si的形貌由粗大不规则块状和五瓣星状变质为细小规则的块状,其平均尺寸从未变质时的91μm减小到40μm,减小56.1%;共晶Si形貌从粗大的针片状变质为边缘钝化的细小粒状,而且α-Al的二次枝晶显著减小,形貌由粗大树枝晶细化为蔷薇状组织.合金的抗拉强度由129 MPa(未变质合金)增加到182 MPa(2.0%AlFeNiTi变质),增加了41.1%,延伸率由0.8%提高到1.43%,提高了78.7%.

Al_(2.5)Cu_(0.5)Ti中间合金对Al-7Si合金微观组织和力学性能的影响

通过真空电弧熔炼炉制备Al_(2.5)Cu_(0.5)Ti中间合金,利用光学显微镜(OM)、扫描电子显微镜(SEM)、电子探针显微分析仪(EPMA)、X射线衍射仪(XRD)、差热分析仪(DSC)和万能材料试验机,研究不同添加量(0.3%,0.5%,0.7%,0.9%和1.3%,质量分数,下同)Al_(2.5)Cu_(0.5)Ti中间合金对Al-7Si合金微观组织和性能的影响。结果表明:随着Al_(2.5)Cu_(0.5)Ti合金添加量的增加,Al-7Si合金中初生α-Al和共晶Si组织被显著细化。与未添加Al_(2.5)Cu_(0.5)Ti中间合金相比,当Al-7Si合金中添加0.9%Al_(2.5)Cu_(0.5)Ti中间合金后,初生α-Al晶粒尺寸从218μm减小到80μm,二次枝晶间距从25μm减小到9.3μm;共晶Si组织由粗大的针片状细化为短片状和短棒状,平均长度和宽度分别从34.8μm和4μm减小到11.6μm和1.7μm;合金的抗拉强度和伸长率分别达到184 MPa和9.3%,与未变质合金的力学性能(162 MPa和3%)相比分别提高了13.6%和210%,断裂模式由韧脆混合断裂模式转变为韧性断裂。然而,当Al_(2.5)Cu_(0.5)Ti合金的添加量增加到1.3%时,发生过变质现象,导致Al-7Si合金组织粗化,力学性能下降。

激光表面重熔Al-17Si合金组织与耐磨性研究

对Al-17Si合金进行激光表面重熔处理,研究激光功率和扫描速度对合金组织变化和摩擦磨损性能的影响。研究结果表明,Al-17Si表面重熔层厚度随激光输出功率增大而增大,随扫描速度增大而减小;初晶Si尺寸随激光输出功率增大明显减小,随扫描速度增大略有增大;摩擦磨损系数和磨损量随激光输出功率增大而减小,随扫描速度增大而增大。当前实验条件下,激光表面重熔Al-17Si合金最佳工艺参数为输出功率250 W、扫描速度600 mm/min。

Zr含量对汽车车身用Al-0.36Mg-1.23Si合金板材组织及性能的影响

借助OM,TEM观察,拉伸和杯突试验研究w(Zr)≤0.29%对T4P态Al-0.36Mg-1.23Si合金板材显微组织、成形性和烤漆硬化性的影响.结果表明,当w(Zr)≤0.15%时,Zr以40~50 nm的(AlSi)3(Zr_(x)Ti_(1-x))弥散相粒子存在于铝基体中,粒子数量随Zr含量增加而增多,Zr质量分数超过0.22%,板材中出现3~23μm的(AlSi)3(Zr_(x)Ti_(1-x))初生相.添加0.15%Zr使板材的再结晶晶粒从无Zr板材的55μm细化至20μm,Zr含量继续增加,晶粒无明显变化.Zr含量增加,T4P态板材的强度略有增大,延伸率先保持不变后逐渐减小,n_(10-20),r_(10)和I_(E)值基本不变.含Zr合金板材经模拟烤漆后的屈服强度增量均超过86 MPa,但Zr含量增加对合金板材的烤漆硬化性无明显影响.

均匀化处理对Al-5.6Mg2Si合金耐静态腐蚀性能的影响

采用X射线衍射、扫描电镜等测试手段研究了均匀化处理对Al-5.6Mg_(2)Si合金耐静态腐蚀性能的影响。结果表明:均匀化处理提高了Al-5.6Mg_(2)Si合金凝固组织的均匀化程度,降低了易于发生原电池现象的点敏感度,使该合金在3.5%NaCl溶液中的耐腐蚀性能提高。对比未经均匀化处理的Al-5.6Mg_(2)Si合金,其平均晶粒尺寸由42.5μm变成16.4μm,约为未均匀化处理的38.6%;Mg_(2)Si相体积份数由61.72%降低到57.20%,为未均匀化处理的92.7%,其平均腐蚀速率由0.38180g/m^(2)·h减小到0.00807g/m^(2)·h,约为未均匀化处理时的2.11%。

硅相钝细化处理与热挤压对Al-25Si合金组织的影响

对Al-25Si合金进行硅相钝细化处理和热挤压的复合处理,研究工艺参数对Al-25Si合金组织形态的影响。结果表明:对铸态Al-25Si合金进行硅相钝细化处理,能够使合金中的硅相尖角钝化,保温温度越高、保温时间越长,硅相尖角钝化效果越明显;但保温温度过高、时间过长,硅相的粗化明显,尖角钝化效果变弱,反而不能改善硅相的形态。热挤压可以明显使共晶硅均匀分布在合金中,但是对初生硅的尺寸、形状几乎没影响;保温时间和温度对挤压态Al-25Si合金中的硅相有很大的影响,当温度达到合金的液相线时,合金的组织形态变化明显。随着保温温度和时间增加,硅相的尺寸增加,球化效果变好。但温度过高、时间过长会发生过烧氧化的现象。

Sc含量对含Zr的Al-0.36Mg-1.23Si合金板材组织和性能的影响

利用OM、TEM,拉伸试验机和杯突试验机研究了添加质量分数(下同)0.15%的Zr及同时添加不超过0.09%Sc的T4P态Al-0.36Mg-1.23Si合金板材显微组织、成形性和烤漆硬化性。结果表明:Al-0.36Mg-1.23Si、Al-0.36Mg-1.23Si-0.15Zr、Al-0.36Mg-1.23Si-0.15Zr-(0.03~0.09)Sc合金板材基体中弥散相粒子分别为(Al, Si)_(3)Ti相、(Al, Si)_(3)(Zr, Ti)相以及(Al, Si)_(3)(Zr, Sc, Ti)相。添加0.15%Zr将T4P态Al-0.36Mg-1.23Si合金板材的等轴状再结晶晶粒尺寸由53μm细化至23μm,再添加0.03%~0.09%Sc后,板材的再结晶晶粒略微细化至20μm左右。Sc含量增加,T4P态Al-0.36Mg-1.23Si-0.15Zr合金板材的屈服强度和抗拉强度均略有降低,断裂伸长率、n_(10~20)值、r_(10)值和杯突值I_(E)均无明显变化,板材再经2%的预拉伸和170℃30 min模拟烤漆处理后的烤漆硬化性逐渐降低。