均匀化退火对Al-1Mn-1Mg合金高温压缩流变应力的影响

采用热模拟试验机研究了均匀化退火对经高效铝熔体综合处理的Al-1Mn-1Mg合金高温变形等温压缩流变应力的影响（变形温度573～773K、应变速率0.01～10.0s^-1）。结果表明：该合金在均匀化退火前后均易发生动态软化并最终进入稳态流变阶段,属负温度敏感性和正应变速率敏感性材料;在T=673K、ε^·≥10.0s^-1的热变形条件下,均发生了不连续动态再结晶;均匀化退火降低了铸态合金的流变应力,高温低速大应变量的热变形减弱了均匀化退火对热变形流变应力的影响,流变应力水平趋于一致;在变形温度范围内,均匀化退火可促进该合金发生动态软化,增强热变形能力,但随着均匀化温度的提高,动态软化趋势减弱。经723K×12h均匀化退火后,Al-1Mn-1Mg合金具有较低的热变形激活能（197.28 kJ·mol^-1）,易进行热变形。

均匀化退火对Al-1Mn-1Mg合金中析出相形态的影响

用扫描电镜(SEM)、透射电镜(TEM)、能谱分析(EDAX)和差热分析(DTA)等技术探讨均匀化退火的主要工艺参数对经高效熔体处理的Al1Mn1Mg合金中析出相形态的影响。结果表明:在加热温度为400～600℃,保温时间为6～24h的均匀化退火工艺内,随温度的升高或保温时间的延长,晶界处析出相逐渐球化,主要为Al(Fe,Mn,Si,RE)复合相;晶内析出相的弥散度提高,依组成元素及含量不同而呈现短杆、方块、椭球、球状及菱形等多种形态;继续升高温度或延长保温时间,晶界处析出相均有粗化趋势;450～500℃下保温12～15h后,晶界处析出相的球化效果明显,晶内析出相弥散程度高,基本消除了铸锭中的偏析现象。

微量稀土对Al-1Mn-1Mg合金中杂质相的变质作用探讨

在Al-1Mn-1Mg合金熔体中添加微量稀土(RE)元素进行富Fe杂质相变质处理,采用SEM,XRD,EDAX等分析测试技术研究杂质相的变质效果。结果表明:RE聚集于基体晶界,可通过与Al生成富Fe相异质形核核心、影响溶质原子扩散过程和杂质相生长方式、取代富Fe相中部分组成元素以降低Fe/Mn比等途径提高富Fe相形核率并促使其发生多维生长,具有显著的变质效果,即晶界处由粗大鱼骨状的(Al,Fe,Mn,Si)复合相转变为(Al,Fe,Mn,Mg,Si,RE)和(Al,Fe,Mn,RE)复合相,分别呈短小骨骼状或小球状,可明显提高该合金的塑性。

应变量对Al-1Mn-1Mg合金热变形行为的影响

在Gleeble热模拟试验机上对不同处理状态(熔体处理与均匀化退火)的Al-1Mn-1Mg合金进行高温压缩试验,通过流变应力曲线分析,重点探讨了应变量对热变形材料常数的影响,并用光学显微镜、透射电子显微镜研究铝材的热变形组织特征。结果表明:经不同处理的Al-1Mn-1Mg合金均易发生动态软化并最终呈现稳态流变特征;热变形材料常数是过程量,随应变量的增加,应力水平参数α、应变速率敏感性指数m和热变形激活能Q随之增大,而应力指数n则逐渐减小;均匀化退火后,铝合金的α和m值最大而n值最小,动态软化效果最明显且变形均匀,在该状态下,铝合金的Q值受变形量影响小,平均仅为176.5kJ/mol,易进行热变形;当应变量为0.7时,基体呈现规则的再结晶晶粒组织,随着应变量的增加,晶内重新形成了位错胞结构。

Al-1Mn-1Mg合金热变形过程中的动态软化行为研究

研究了Al-1Mn-1Mg合金不同变形下的流变应力曲线和微观结构特征,探讨了该铝材在热变形过程中的动态软化行为。结果表明,应变速率为0.1 s-1时,若变形温度较低,则发生了动态回复;若变形温度高于723 K,产生明显的动态再结晶;变形温度为673 K时,在低应变速率条件下,产生动态再结晶,应变速率高于0.1 s-1,软化过程具有动态回复和动态再结晶的混合特征。当应变速率高于5.0 s-1时,产生几何动态再结晶。

热处理对Mg-3Sn-2Al-1Zn-5Li合金耐蚀性能的影响

对Mg-3Sn-2Al-1Zn-5Li合金进行了不同方式的热处理。利用电化学测试研究了不同热处理状态合金在3.5%NaCl溶液中的腐蚀电化学行为,并通过扫描电镜、能谱以及X射线衍射分析了合金腐蚀形貌及腐蚀产物的成分。结果表明:经固溶处理和时效处理后,合金的耐蚀性能有所提高,并且固溶态的Mg-3Sn-2Al-1Zn-5Li合金有着最佳的耐蚀性能;合金的腐蚀特征为丝状腐蚀,腐蚀产物主要为Mg(OH)_(2)。

间断直流磁场对Al-5Mg-3Zn-1Cu合金凝固组织和性能的影响

对Al-5Mg-3Zn-1Cu合金的凝固过程施加不同直流电压(0~300 V)和放电频率(0~20 Hz)以及占空比为30%的间断直流磁场,研究了间断直流磁场对其凝固组织及力学性能的影响。结果表明:间断直流磁场有效细化了合金的凝固组织,初生α-Al相由无磁场时的粗大枝晶变为细小的蔷薇状晶粒,第二相由粗大而连续的网格状结构变为细小而断续分布结构。随着直流电压的增加,合金的晶粒尺寸、第二相体积分数和长度均减小,抗压强度和断裂应变均先升后降;随着放电频率的增加,晶粒尺寸、第二相体积分数和长度均先减小后增大,抗压强度和断裂应变均先升后降。施加间断直流磁场后,合金的拉伸性能提高,断口中的准解理面减少,撕裂棱增多。当直流电压为200 V、放电频率为5 Hz时,合金的抗压强度和断裂应变最大,与无磁场时相比分别提高了31.6%和43%,抗拉强度和断后伸长率则分别提高了79.71%和83.3%。

ECAP和时效对Mg-4Zn-1Mn-0.5Ca合金组织和性能的影响

将铸态Mg-4Zn-1Mn-0.5Ca合金在300℃热挤压成棒材,对棒材进行180℃时效处理和200℃等通道转角挤压(ECAP)。研究了热挤压合金、ECAP 8道次合金和时效后ECAP 8道次合金的组织和性能。随后对试样进行室温和150℃低温单轴拉伸。结果表明:8道次ECAP后合金比热挤压态合金具有更细、更均匀的晶粒组织,同时提高了合金的室温屈服强度。时效后ECAP 8道次合金的150℃断裂伸长率比未时效ECAP8道次合金提高17.4%,说明时效处理对合金性能起着重要作用。

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。

不同取向下选区激光熔化TA1-AlSi10Mg合金的动态响应行为

本文在分离式Hopkinson压杆装置上系统地进行了动态压缩实验,研究了成形方向对选区激光熔化(SLM) Ti-Al-Si系合金在不同应变率压缩载荷下的动态力学性能和断裂行为的影响。动态压缩试验在样品上进行,样品的成形方向平行(0˚)、对角(45˚)、垂直(90˚)于压缩方向。讨论了合金的初始组织、动态压缩应力–应变响应、冲击吸收功、应变率硬化效应和断裂行为。结果表明:3种取向的样品均具有明显的应变率敏感性,0˚样品具有较好的屈服强度,90˚样品具有较好的冲击吸收功;0˚样品在低于45˚、90˚样品的应变率下发生断裂,三种取向的样品的断口形貌都具有韧性韧窝和光滑表面,表明样品同时存在韧性断裂和脆性断裂。

冷轧Al-4Ti-1B变质剂对ZL205A合金组织和力学性能的影响

研究了冷轧对Al-4Ti-1B华夫块变质剂中TiAl3和TiB2相尺寸和形态的影响,及其对ZL205A合金组织和力学性能的影响。结果表明,冷轧能将Al-4Ti-1B变质剂中的杆状TiAl3相碎化成块状,导致TiAl3相尺寸减小,数量显著增加。与未冷轧Al-4Ti-1B华夫块变质剂细化ZL205A合金的晶粒相比,减少1/3加入量的冷轧Al-4Ti-1B华夫块变质剂实现了相当的晶粒细化效果。经T6热处理后,减少1/3加入量的冷轧Al-4Ti-1B华夫块变质合金的塑性比未冷轧华夫块变质合金高4%,但其抗拉强度降低5 MPa。其强度的降低可归因于固溶在基体中Ti原子数量减少导致的Al2Cu强化相数量的减少和尺寸的增大。

Mg-39Pb-11.5Al-1B-0.4Sc合金在3.5%NaX(X=F,Cl,Br,I)溶液中的腐蚀行为

采用熔融法制备Mg−39Pb−11.5Al−1B−0.4Sc合金,并利用X射线衍射仪(XRD)、扫描电子显微镜(SEM)、极化曲线测试和电化学阻抗谱(EIS)分析合金在3.5%(质量分数)NaX(X=F,Cl,Br,I)溶液中的腐蚀行为和机理。结果表明,Mg−39Pb−11.5Al−1B合金的组成相为α-Mg、Mg_(2)Pb、Mg_(17)Al_(12)和AlB_(2)。Sc的加入可以显著细化显微组织。Mg−39Pb−11.5Al−1B−0.4Sc合金在NaX溶液中的耐腐蚀性顺序为NaCl<NaBr<NaI<NaF。在NaX(X=Cl,Br,I)溶液的腐蚀过程中Mg先被溶解,然后Mg_(2)Pb被溶解,最后导致Mg_(17)Al_(12)从基体脱落。Mg和Mg_(2)Pb腐蚀产物分别为Mg(OH)_(2)和MgO。

Al-Nb-B中间合金对Al-12Si-4Cu-2Ni-1Mg合金组织及性能的影响

采用原位生成法制备了Al-Nb-B中间合金,主要研究了Al-Nb-B中间合金的组织,以及Al-Nb-B中间合金对Al-12Si-4Cu-2Ni-1Mg合金的组织和室温拉伸性能的影响。结果表明,Al-Nb-B中间合金主要含有NbB2、Al3Nb两种颗粒。Al-Nb-B中间合金可以细化Al-12Si-4Cu-2Ni-1Mg合金中的α-Al晶粒,并减小二次枝晶间距,进而提高合金的室温拉伸性能。当Al-Nb-B中间合金添加量为2.5wt%时,α-Al晶粒平均尺寸为128.4μm,二次枝晶间距为11.67μm,相较于基体合金分别减小21.5%和32.3%。随着Al-Nb-B中间合金添加量的增加,Al-Si合金的抗拉强度呈逐渐上升的趋势,当Al-Nb-B中间合金添加量为2.5wt%时,Al-12Si-4Cu-2Ni-1Mg合金的抗拉强度为237 MPa,相较于基体合金增加10.7%。通过断口形貌分析可知,Al-Si合金断裂方式为脆性断裂,断裂机理为解理断裂。

Mg-6Al-1Ca镁合金热压缩变形及本构方程

采用AG-100KN电子万能材料实验机对新型Mg-6Al-1Ca镁合金进行了热压缩实验,分析了该合金在温度为573~773 K、应变速率为0.001~1.0 s^(-1)条件下的材料流动行为和应变硬化行为。通过线性拟合分别构建了该镁合金的本构模型和动态再结晶模型,得到了Mg-6Al-1Ca镁合金应力与应变及应变速率的关系。并根据本构方程与实验值的对比,验证了该本构关系式。在低应变区,温度在573~673 K时,压缩曲线呈现显著的加工硬化特征,温度在723~773 K时,加工硬化现象不明显,在流动应力达到峰值后随即进入稳态流动状态;在高应变区,受动态再结晶和动态回复机制的影响,材料的流动行为表现为稳态流动的特征。

挤压态Al-1.1Mn-0.3Mg-0.25RE合金热变形本构特性、显微组织演变及加工图(英文)

在Gleeble-1500热模拟机上对Al-1.1Mn-0.3Mg-0.25RE合金在变形温度300～500℃和应变速率0.01～10s-1条件下进行高温热压缩实验,并采用光学金相显微镜及透射电镜对该合金热变形过程的显微组织演变规律进行观察.结果表明：Al-1.1Mn-0.3Mg-0.25RE合金的峰值应力随着变形温度的升高而减小,随着应变速率的增大而增大,并可用包含Zener-Hollomon参数的双曲正弦关系来描述合金的热流变行为,其变形激活能为186.48 kJ/mol;热变形过程稳流过程是动态回复引起的,而流变软化与动态再结晶及成分相的转变有关;合金中主要成分相是富稀土相,这些相的形成对Fe和Si等杂质元素具有净化作用,并增加该合金在高温条件下的热加工性.结合加工图和显微组织可以确定在该实验范围内,合金热变形的最佳工艺参数为：热加工温度440～450℃,应变速率0.01 s-1.

不同晶粒细化剂对7N01铝合金铸锭细化效果

文章通过扫描电子显微镜(SEM)、能谱仪(EDS)、金相显微镜、低倍测试等,分析了Al-3Ti-0.15C和Al-5Ti-1B两种晶粒细化剂的微观组织差异,对比了两种细化剂对7N01铝合金铸锭晶粒的细化效果。结果表明:Al-3Ti-0.15C晶粒细化剂添加入熔体后主要形成Al_(3)Ti和TiC相,Al_(3)Ti颗粒以杆状形式存在,杆状长度为30~80 μm,而TiC相以细小点状较均匀分布。Al-5Ti-1B晶粒细化剂添加入熔体后主要形成Al_(3)Ti和TiB_(2)相,Al_(3)Ti相以细小块状均匀分布,尺寸为10~50 μm,TiB_(2)相呈点状分布且局部有聚集。对于7N01铝合金铸锭,使用Al-5Ti-1B晶粒细化剂的细化效果比使用Al-3Ti-0.15C晶粒细化剂的细化效果更佳。

固溶时效对Ti-5Al-3V-1Mo-1Zr钛合金钻杆组织演变及力学性能的影响

利用激光共聚焦显微镜(CLSM)、电子扫描显微镜(SEM)、透射电子显微镜(TEM)和力学性能测试等手段分析相变点上两阶段固溶时效(TSSA)对Ti-5Al-3V-1Mo-1Zr钛合金钻杆片层组织演变规律及力学性能的影响。结果表明:通过采用相变点上TSSA工艺获得了全片层转变组织,随时效温度的升高,全片层转变组织的晶界α相平均宽度由5.5μm增至9.0μm,集束内的α片层平均宽度由2.75μm增至3.95μm,材料抗拉和屈服强度变化幅度均小于0.15 MPa/℃;与原始挤压态相比,钛合金的冲击功增加74.07%,材料冲击功与α片宽度满足Hall-Petch关系;经(1000℃, 1 h,炉冷(FC))→(600℃, 1 h,空冷(AC))+(550℃, 6 h,AC)热处理后钛合金具有良好的综合性能匹配,其屈服强度为894 MPa,夏比V型缺口冲击功(-20℃)为46 J,伸长率为7.5%。

钇对Mg-9Al-1Si合金蠕变抗力和微观组织的影响

研究了Mg-9Al-1Si-xY合金的高温蠕变性能及其微观组织与力学性能的关系。该合金中的主要强化相Mg2Si呈粗大的汉字状,分布在晶界的周围,在受到应力时,这种汉字状相与基体的界面处易产生微裂纹,降低合金的抗拉强度、塑性等力学性能。在Mg-9Al-1Si合金中加入微量的Y以后,合金的组织得到明显的细化,Mg2Si强化相形貌由粗大的汉字状转变为细小、弥散分布的颗粒状。显微组织的改善,使得Mg-9Al-1Si合金的室温和高温力学性能均有一定的提高,并明显改善了Mg-9Al-1Si的抗蠕变性能。

Sr和Y对Mg-3Al-1Zn镁合金组织细化的影响

研究Sr和Y对Mg-3Al-1Zn镁合金组织细化的影响结果表明,添加0.01%～0.1%Sr和0.3%Y均可细化Mg-3Al-1Zn镁合金晶粒,其中添加Sr较添加Y可使Mg-3Al-1Zn镁合金具有更好的细化效果。此外,随Sr加入量从0.01%增至0.1%,试验合金的细化效率逐渐增加。Sr和Y以及不同Sr加入量对Mg-3Al-1Zn合金晶粒的细化效果差异与不同条件下Mg-3Al-1Zn合金的开始结晶温度不同有关。

Mg-6Al-1Zn-Y镁合金组织及力学性能的研究

在Mg-6Al-1Zn合金的基础上添加不同质量分数的Y(分别为0%,0.5%,0.9%,1.4%),制备了4种实验合金,研究了Y的添加对合金组织性能的影响。通过X射线衍射、金相显微镜、扫描电镜、电子探针等手段分析了Mg-6Al-1Zn合金添加Y后组织结构的变化。研究结果表明,添加了不同含量Y的合金中都出现了一种新相Al2Y相。随着Y含量的增加,Al2Y相数量增多而Mg17Al12相则减少。Y能细化合金铸态及挤压态显微组织,其细化作用在添加了0.9%Y的镁合金中尤为明显。铸态合金室温拉伸试验表明:该合金具有最佳的综合力学性能。当Y含量添加至1.4%时,Al2Y相变得粗大且出现团聚现象而导致了拉伸性能的下降。经过挤压后,合金的力学性能大幅度上升。