微量Zr对Al-5.8Cu-0.3Mn合金焊接接头组织与性能的影响

采用4047焊丝对Al-5.8Cu-0.3Mn铝合金进行熔化极惰性气体保护焊,利用金相显微镜、透射电镜、显微硬度等检测分析手段研究了Zr对Al-5.8Cu-0.3Mn母材及焊接接头的力学性能和显微组织的影响。结果表明,Al-5.8Cu-0.3Mn合金中添加适量Zr元素可使母材强度提高30MPa,焊接接头强度提高50MPa,同时,细化了母材的再结晶组织和焊缝组织。焊接接头的强度低于母材强度,焊缝区是合金的薄弱处,热影响区强度降低是θ′相粒子受热粗化所致。

Al-3.5Cu-2.0Mg-1.0Mn-0.3Y合金固溶处理工艺研究

对Al-3.5Cu-2.0Mg-1.0Mn-0.3Y合金进行了不同温度和时间的固溶处理,再进行185℃×8 h的时效处理试验。采用OM、硬度测试等手段研究了Al-3.5Cu-2.0Mg-1.0Mn-0.3Y合金的最佳固溶处理工艺。结果表明:随着固溶温度的升高和固溶时间的增加,Al-3.5Cu-2.0Mg-1.0Mn-0.3Y合金中第二相越来越多的溶入基体,合金晶粒尺寸也逐渐增大,495℃×6 h固溶处理的合金中第二相基本完全溶入基体。经495℃×6 h固溶+185℃×8 h时效处理的Al-3.5Cu-2.0Mg-1.0Mn-0.3Y合金的硬度达到最大值,为141 HB。Al-3.5Cu-2.0Mg-1.0Mn-0.3Y合金的最佳固溶工艺为495℃×6 h。

微量Mg和Ag在Al-5.8C u-0.3Mn合金中的合金化作用

通过力学性能测试和显微组织观察研究了A l-5.8Cu-0.3Mn合金中微量Mg和Ag的合金化作用。结果表明,单独添加Ag和单独添加Mg均使合金θ′相的析出速度加快,析出的密度增加,合金的强化效果增强,但Mg的单独作用比Ag大;Mg和Ag共同加入产生的强化效应最大,这是由于Mg和Ag强烈相互作用在合金中析出Ω相强化所致。

Al5TiB对Mg-8Zn-4Al-0.3Mn合金显微组织的影响

研究了Al5TiB对Mg 8Zn 4Al 0.3Mn铸造镁合金显微组织的影响。结果表明,Mg 8Zn 4Al 0.3Mn铸造镁合金的显微组织主要由Mg相、(Al2Mg5Zn2)相、τ(Mg32(Al,Zn)49)相组成。加入0.5%的Al5TiB可显著细化合金的铸态组织,晶粒大小由120～130μm减少到30～40μm。随着Al5TiB加入量的增加,合金的共晶α(Mg)相数量和合金的显微硬度均呈增加趋势。

Al5TiB对Mg-8Zn-4Al-0.3Mn镁合金阻尼性能的影响

研究了变质剂Al5TiB对Mg-8Zn-4Al-0.3Mn镁合金阻尼性能的影响。结果表明:Al5TiB的加入显著细化了Mg-8Zn-4Al-0.3Mn镁合金晶粒,增大了界面面积,提高了合金的界面阻尼。但是,Al5TiB的加入又促进了Al、Zn原子向基体中的扩散,降低了合金的位错阻尼。加入变质剂Al5TiB后Mg-8Zn-4Al-0.3Mn镁合金的阻尼机制主要是界面阻尼和位错阻尼。二者迭加的结果决定了ZA84镁合金的宏观阻尼行为。

Al-4.8Cu-0.5Mg-0.3Ag-0.15Zr合金固溶工艺的研究

采用光学显微镜(OM)、差示扫描量热法(DSC)、扫描电镜(SEM)和X射线衍射(XRD)等分析手段,以及通过力学性能和电导率测试验证,研究了新型Al-4.8Cu-0.5Mg-0.3Ag-0.15Zr合金挤压板带的固溶工艺,研究结果表明:(520～525)℃×(1.5～2)h是较适合该合金的单级固溶工艺,材料在该固溶制度下进行160℃×24h时效后能够获得515～526MPa的室温抗拉强度和14%～15%的伸长率,以及41.7%IACS的电导率。

RE对Mg-8Zn-4Al-0.3Mn镁合金阻尼性能的影响

研究了RE对Mg 8Zn 4Al 0 3Mn镁合金阻尼性能的影响。研究表明 ,加入RE后降低了合金低温下的阻尼性能 ,但明显提高了其在高温下 (≥ 1 2 0℃ )的阻尼性能。高温下 ,加入 1 0 %RE的合金表现出了最高的阻尼性能。由于高温下合金中相界面的软化及粘性滑动 ,四种合金在高温下均存在一个温度内耗峰 ,只是出现的温度不同。RE的加入推迟了温度内耗峰出现的温度。分析认为 ,加入RE后合金的阻尼机制主要是位错机制和界面机制。可动位错密度越高 ,晶粒越细 ,晶界和相界越多 ,阻尼性能越好。

母相时效对Cu-17Al-10Mn合金相变温度和形状记忆性能的影响

研究母相时效过程中Cu-17Al-10Mn(摩尔分数,%)形状记忆合金马氏体转变温度Ms和形状记忆性能的变化规律。结果表明:合金淬火态的Ms比室温的低,室温时合金为无序母相结构,低温时可转变为马氏体;随着时效温度的提高,Cu-17Al-10Mn合金的Ms和形状恢复率均逐渐升高,并在150℃时效15min后达到最大值,这主要归因于淬火空位的逸出使其对母相的钉扎作用减弱;随着时效温度的进一步提高,由于母相分解为贝氏体,合金的Ms和形状恢复率都下降,在250℃时效15min后,母相完全分解,合金的形状恢复率降低到零。

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。

添加钙和钛对Mg-12Al-2Sr-0.3Mn镁合金组织与性能的影响

研究了分别添加质量分数均为0.3%的钙、钛以及复合添加钙和钛对Mg-12Al-2Sr-0.3Mn镁合金显微组织和力学性能的影响。结果表明:添加钛提高了该镁合金的塑性和强度,然而Mg17Al12相聚集析出形成粗大的第二相组织;添加钙后提高了该镁合金的塑性,但沿晶界大量析出了连续网状Mg17Al12相,导致其强度略有下降;复合添加钛和钙既增加了共晶相数量又细化了共晶相组织,使得该镁合金铸态组织更加细小均匀,从而显著提高了其强度和韧性。

Mg-6Zn-1Cu-0.3Mn镁合金的半固态组织演变

采用半固态等温热处理法,研究了重熔温度和等温时间对Mg-6Zn-1Cu-0.3Mn镁合金半固态组织演变的影响。结果表明:在不同温度保温30min或在585℃保温不同时间的球化演变过程中,Mg-6Zn-1Cu-0.3Mn合金中球状组织的平均尺寸、形状因子均先减小后增大,且固相率明显下降;晶界和亚晶界共同提供了溶质原子的扩散通道和液相相互渗透的路径,晶粒内部的溶质原子Zn、Cu和Mn富集区和枝晶壁搭接处形成了高溶质浓度的小"液池";当保温温度超过585℃或时间超过30 min时,颗粒易于粗化,其粗化符合Ostwald熟化机制。适合Mg-6Zn-1Cu-0.3Mn合金的半固态等温处理工艺为585℃×30 min,其颗粒平均尺寸、形状因子和固相率分别为29.91μm、1.09和47.55%。

Al-4.5Cu-1.5Mg-0.5Mn合金固溶时效工艺试验研究

对Al-4.5Cu-l.5Mg-O.5Mn合金铸锭进行均匀化退火、热轧、退火、冷轧,制备成2 mm厚的板材,研究不同的固溶和时效工艺对该合金板材组织和性能的影响。用电子万能试验机测试力学性能,金相显微镜分析显微组织,扫描电镜分析断口形貌,维氏硬度计测试硬度值并分析时效硬化现象。研究结果表明:固溶工艺为500℃1h时,合金板材的固溶效果最好;人工时效最佳工艺为185℃2 h。

锻造温度对Al-7Si-2.5Cu-0.3Mg铝合金活塞性能的影响

采用不同的始锻温度和终锻温度进行了Al-7Si-2.5Cu-0.3Mg铝合金活塞的锻造,并进行了高温磨损性能和抗高温氧化性能的测试与分析。结果表明:随始锻温度从445℃提高至505℃、终锻温度从335℃提高至395℃,试样的磨损体积和单位面积质量增加均先减小后增大,高温磨损性能和抗高温氧化性能均先提升后下降。475℃始锻和380℃终锻锻造试样的磨损体积和单位面积质量增加最小。Al-7Si-2.5Cu-0.3Mg铝合金活塞试样的锻造工艺参数优选为:475℃始锻温度、380℃终锻温度。

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。

Al-4.24Cu-1.55Mg-0.65Mn合金铸态及均匀化退火组织研究

通过低倍、高倍、扫描电镜观察和能谱分析方法,对一种新开发的Al-4.24Cu-1.55Mg-0.65Mn合金的铸态组织进行了分析,利用DSC分析不同保温时间处理后的合金均匀化效果,并对其微观组织特征进行研究,确定了铸锭均匀化退火温度为495℃,保温时间为24h。

时效态Al-4.5Cu-0.6Mg(-0.3Si)合金的组织与力学性能

通过硬度和拉伸性能测试以及扫描电镜和透射电镜观察,研究了Al-4.5Cu-0.6Mg和Al-4.5Cu-0.6Mg-0.3Si合金在180℃下进行不同保温时间(6、10、14和18 h)的时效处理及元素Si对力学性能的影响。结果表明:随时效时间的延长,Al-4.5Cu-0.6Mg(-0.3Si)合金的硬度和强度先增大后减小,断裂伸长率明显降低;Si元素的添加使Al-4.5Cu-0.6Mg合金的硬度、强度、断裂伸长率均有明显提高,但延迟了Al-4.5Cu-0.6Mg合金达到峰时效的时间。利用SEM对Al-4.5Cu-0.6Mg(-0.3Si)合金拉伸断口形貌进行的观察表明:加入0.3%的Si元素后,Al-4.5Cu-0.6Mg合金的断裂特征由韧脆混合断裂变为韧性断裂。

激冷处理对Al-10Si-5Cu-0.75Mg-0.55Mn合金组织和力学性能的影响

采用扫描电镜、透射电镜、差热扫描量热仪、室温拉伸测试等手段,研究了激冷处理对Al-10Si-5Cu-0.75Mg-0.55Mn合金显微组织与力学性能的影响。结果表明：与495℃×6 h固溶＋185℃×6 h时效处理工艺相比,495℃×6 h固溶＋-196℃×12 h激冷＋185℃×6 h时效复合处理对合金的性能提高作用显著,极限抗拉强度与硬度分别增加了30%与38%,而伸长率基本保持不变;合金固溶后进行激冷处理,温度剧烈变化带来的应力冲击细化了合金中未溶第二相,同时激冷处理还降低了合金基体的固溶度促进原子析出形成更多GP区,为时效强化相孕育了更多的形核,增强了沉淀强化效果,具有预时效作用。

深冷处理对Al-7Si-2Cu-0.3Mg合金组织与力学性能的影响

采用光学显微镜(OM)、拉伸试验、硬度测试、SEM断口分析等研究了不同时间深冷处理对Al-7Si-2Cu-0.3Mg合金组织及力学性能的影响。结果表明:对铸态Al-7Si-2Cu-0.3Mg合金进行520℃×6 h固溶+-196℃不同时间深冷+160℃×6 h时效处理试验,随着深冷时间的增加,合金的抗拉强度和硬度逐渐增加,伸长率逐渐降低,抗拉强度和硬度在深冷22 h前提升明显。固溶+22 h深冷+时效处理合金的抗拉强度、硬度分别为351.2 MPa、135.5 HB,比固溶+时效处理合金分别提高了10.1%和8.4%。随着深冷处理时间的增加,合金晶粒尺寸先减小后增大,固溶+22 h深冷+时效处理合金的晶粒较为均匀细小,深冷处理有效改善了合金的组织。

拉伸变形对Ti-6Al-6Cu-4Mg-0.5Mn钛合金组织和力学性能的影响

通过TEM、显微硬度、拉伸测试对拉伸变形后时效态Ti-6Al-6Cu-4Mg-0.5Mn钛合金板进行了测试,研究了拉伸变形量对其组织和力学性能的影响。结果表明:随着拉伸变形量增加,合金产生了明显的位错滑移交割,使位错缠结增加,GP区密度与尺寸显著下降,不同拉伸变形量下形成的GP区都呈现均匀分布状态。随再时效时间的增加,钛合金板样硬度先增加后降低。在15%的拉伸变形量下,抗拉强度与屈服强度达到最大值,分别为508.2、448.6 MPa;板样伸长率则随拉伸变形量的上升而降低。从拉伸强度考虑,15%的室温拉伸变形量是最优的。

555℃均匀化时间对Al-0.9Mg-0.9Si-0.8Cu-0.5Mn合金显微组织和性能的影响

本文以Al-0.9Mg-0.9Si-0.8Cu-0.5Mn合金为研究对象,研究了555℃均匀化工艺中不同保温时间下合金显微组织和性能的变化规律。研究表明,对合金在555℃条件下进行均匀化热处理,随着均匀化保温时间的延长,合金中的Q-AlCuMgSi相及Mg 2Si相逐渐回溶至基体中,AlFeMnSi相逐渐断续化,电导率减小、硬度增加;当保温时间超过16 h后,电导率和硬度数值变化较小,说明Al-0.9Mg-0.9Si-0.8Cu-0.5Mn合金适宜的均匀化工艺为555℃×16 h,此时合金的电导率为25.1 MS/m,实验合金的硬度为69 HV0.1,该制度与均匀化动力学方程得到的结论基本一致。