稀土Y变质对Al-7Si-0.35Mg合金中富铁相的影响机制

为改善合金中富铁相的形貌以降低其危害性,采用光学显微镜(OM)、扫描电镜(SEM)和WDW电子万能试验机等测试手段,研究稀土Y对Al-7Si-0.35Mg合金中富铁相组织形貌及合金力学性能的影响,亦对稀土Y变质富铁相的机制进行分析探讨。结果表明:稀土Y能促进富铁相异质形核和抑制其长大,并使其由粗大的块状、针片状转化为细小纤维状、球状;当添加稀土Y的质量分数为0.3%时,变质效果最佳,其抗拉强度和伸长率分别为284 MPa和5.2%,比未添加稀土分别提高36%和58%;拉伸断口呈现大量致密、均匀韧窝的特征,表明合金具有良好的韧性,其断裂方式为塑性断裂。

过渡元素Mn、Cr、Zr对Al-7Si-0.35Mg铸造合金组织和力学性能的影响

本试验主要研究微量过渡元素Mn、Cr、Zr对Al-7Si-0.35Mg铸造合金组织和力学性能影响.根据相图和"污泥"形成的条件,初步确定过渡族元素的添加量.采用Jmat Pro模拟不同成分合金的凝固过程,并与实际凝固组织进行对比.结果表明,添加Mn、Cr基本消除了针状β-Al_(5)FeSi相,将该相转变为汉字状α-Al(Fe,Mn,Cr)Si相;添加Zr元素不改变初生Fe相的类型和形貌,使合金中出现少量针状Al-Si-Zr-Ti相,对合金的塑性产生不利的影响;Mn、Cr、Zr单独或组合添加后,对合金的共晶区和共晶硅面积分数基本没有影响;Mn、Cr复合添加和Mn、Cr、Zr复合添加可以使合金获得良好的力学性能.

Al-7Si-0.35Mg合金的强韧化设计

采用Al-TCB晶种合金(TCB指B掺杂型TiC以及C掺杂型TiB_(2)两种粒子的简称)对Al-7Si-0.35Mg合金(A356合金)进行强韧化设计,通过直读式光谱仪、光学显微镜、场发射扫描电镜、万能试验机等对A356铝合金的化学成分、微观组织及力学性能进行了测试和分析。结果表明,Al-TCB晶种合金不仅具有优异的抗Si致细化“中毒”能力,而且还可以通过调整加入量对该合金实现强韧化设计。加入质量分数为0.2%、0.5%和1.0%的Al-TCB晶种合金后,A356铝合金的α-Al晶粒被显著细化,平均晶粒尺寸由1135μm分别细化至140、90和91μm;屈服强度分别提高了6.0%、10.0%和8.0%,抗拉强度分别提高了4.8%、8.1%和7.1%,伸长率也分别提高了40.7%、72.2%和77.8%。力学性能的提高主要归因于α-Al晶粒的细化以及其对共晶Si均匀化分布的改善。

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。

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。

Al-7Si-0.35Mg-0.1Ti合金压铸工艺模拟优化及组织性能

研究了微量Sr变质对Al-7Si-0.35Mg-0.1Ti合金微观组织和力学性能的影响,再以某汽车用压铸零部件为研究对象,通过数值模拟技术对0.06%Sr变质Al-7Si-0.35Mg-0.1Ti合金压铸工艺中的浇注温度和压射速度进行模拟计算,并进行实验验证。模拟结果表明:当浇注温度为680℃时,合金二次枝晶臂间距更小;随着压射速度的提高(1 m/s、2 m/s、4 m/s),虽卷气现象更明显,卷气部位和数量更多,但气孔尺寸相对较小。压铸验证实验结果显示:随着压射速度从1 m/s提高到4 m/s,初生α(Al)相由胞状树枝晶部分转变为球状晶或近球状晶,且晶粒平均尺寸逐渐减小;铸件中卷气由大尺寸的气孔转变为小尺寸的缩孔疏松,与数值模拟结果基本一致。同时,铸件的抗拉强度和伸长率分别提升23.7%和188.5%,且合金断裂机制也由1 m/s时的大尺寸气孔起决定作用的脆性断裂转变为4 m/s时共晶Si相起决定作用的脆性断裂和韧性断裂的混合断裂模式。

铸造Al-7Si-2.5Cu-0.5Mg合金的固溶处理温度研究

通过相图计算、示差热(DSC)分析,结合显微组织观察方法对Al-7Si-2.5Cu-0.5Mg合金的固溶处理温度进行了研究。结果表明:非平衡凝固Al-7Si-2.5Cu-0.5Mg合金在505℃左右发生共晶组织转变,而平衡凝固合金在520℃附近发生共晶转变;500℃、3h的初始固溶处理可使铸态合金中的低熔点共晶物完全溶入铝基体,此时合金的熔点为540℃。

人工时效与自然时效对Al-7Si-0.6Mg铝合金组织与力学性能的影响

研究了人工与自然双重阶段时效对铸造Al-7Si-0.6Mg合金的力学性能影响。试验结果表明:Al-7Si-0.6Mg合金经535℃×10 h(固溶)+水淬+165℃×1 h(人工时效)+24 h(自然时效)+165℃×5 h(人工时效)热处理工艺后,其抗拉强度321 MPa、伸长率12%,相对T6热处理工艺试样其抗拉强度及伸长率分别提高了7.7%和140%;其室温拉伸断口中存在大量的等轴韧窝,尺寸细小且分布均匀,属于韧性断裂方式;人工与自然双重阶段时效对Al-7Si-0.6Mg力学性能提高的机制主要是共晶硅的球粒化与分布、Mg2Si沉淀强化、析出相Si相与位错间的交互作用。

非比例载荷下Al-7Si-0.3Mg合金的循环特性及微观机理

在等效应变幅为0.22%时,研究了Al-7Si-0.3Mg铸造铝合金在比例、圆形、正方形、菱形、矩形与椭圆形路径下的循环变形行为,并用TEM观察了疲劳失效试样的位错结构.结果表明:在多轴加载条件下,材料均表现出循环硬化现象,循环硬化的速率和程度对加载路径有依赖性;非比例载荷下材料的疲劳寿命远小于比例加载时的寿命,且非比例加载下的疲劳寿命对各种非比例加载路径有依赖性,其中圆形路径下疲劳寿命最短;位错在不同的加载路径下形成不同的组态结构,位错与强化相、枝晶界及位错间的交互作用是铸造铝合金发生循环硬化的主要原因.

Al-7Si-0.3Mg合金的RE和Sb复合变质

对Al-7Si-0.3Mg合金进行了Sb和RE复合变质研究。试验结果表明,Sb和RE复合变质可使合金中的共晶硅显著细化,RE加入量增加可使共晶硅出现分枝及向纤维结构转变;差热分析表明,单一Sb和RE变质及Sb、RE复合变质与未变质合金相比,共晶硅析出温度明显降低;以50℃/min速度冷却时,0.15%的RE变质合金中共晶硅析出温度比未变质合金低7℃,0.15%的Sb变质合金中共晶硅析出温度比未变质合金低5℃,0.15%的Sb+0.15%的RE复合变质时,共晶硅析出温度与0.15%的Sb变质时接近。Sb促进了共晶硅的形核与细化,RE则促进了共晶硅的分枝与纤维化,复合变质比单一变质(Sb或RE)具有更好的变质效果;Sb和RE复合变质后,合金的力学性能显著提高,特别是伸长率。

Al-12.7Si-0.7Mg合金脉冲MIG焊接头组织与性能

采用进口ER4047作为填充焊丝对Al-12.7Si-0.7Mg合金热挤压板材实施脉冲MIG直缝对焊.利用金相观察、显微硬度测定及拉伸性能测试等方法研究了焊接接头的显微组织与力学性能.结果表明:利用优化的焊接工艺参数,获得了外观和内部质量良好的焊缝,焊接接头平均抗拉强度为180 MPa,达到基材的98%.

Al-12.7Si-0.7Mg合金超塑性变形行为及变形机理

对Al-12.7Si-0.7Mg合金在Instron5500电子万能材料试验机上进行超塑性拉伸实验.通过对该合金超塑性过程中延伸率δ,应变速率敏感性指数m值的计算,获得了不同变形温度、不同应变速率下δ和m值的变化规律.该合金在温度为793 K,应变速率为1.67×10-4s-1时,合金的应变速率敏感性指数和延伸率均达到最大值,分别为0.44,379%.分别构建了该合金的功率耗散率图以及铝合金RWS变形机理图.运用功率耗散率图预报该合金的超塑性变形区域;应用铝合金变形机理图并结合该合金超塑性拉伸前后显微组织变化规律,根据不同温度下Al-12.7Si-0.7Mg合金柏氏矢量补偿的晶粒尺寸值、模量补偿的应力值预报该合金的超塑性拉伸变形机理.

Al-12.7Si-0.7Mg合金焊接热裂纹倾向性研究

在不填丝的情况下,采用自动TIG焊对Al-12.7Si-0.7Mg合金热挤压型材进行鱼骨状裂纹试验.通过目测、金相观察、EDS分析、显微硬度测定等方法研究了该合金的焊接热裂纹倾向性及焊接接头显微组织与硬度分布.结果表明:焊缝表面与内部均未发现裂纹,合金焊接热裂纹倾向性低.焊缝区是母材在焊接热作用下熔化后激冷形成的铸态组织,主要由α-Al、Al-Si共晶相以及少量Mg2Si、含Fe相等金属间化合物构成。经T6处理后,焊缝区中呈密集纤维状的共晶硅粒状化.显微硬度测试结果显示焊态接头焊缝区硬度最高,熔合区急剧下降,在热影响区达到最低,经T6处理后,接头各区显微硬度整体提升,且波动较小.

Al-12.7Si-0.7Mg合金交流TIG焊接头组织与性能

采用进口ER4043和ER4047作为填充焊丝对Al-12.7Si-0.7Mg合金热挤压板材实施交流TIG直缝对焊.利用金相观察、显微硬度测定及拉伸性能测试等方法研究了焊接接头的显微组织与力学性能.结果表明:在所选的焊接工艺参数条件下,交流TIG焊可以获得焊缝质量良好的焊接接头;焊缝区(WZ)是明显的熔融金属激冷形成的铸态组织,热影响区(HAZ)Si颗粒有聚集长大的趋势;接头显微硬度分布显示硬度在焊缝区达到最高,在熔合区急剧下降,在热影响区达到最低.两种焊丝焊接接头抗拉强度都达到基材的90%以上.

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。

一种T6态Al-13.0Si-0.7Mg合金的焊接性分析

分别采用ER4047和ER5183焊丝对T6态的Al-13.0Si-0.7Mg合金进行平板对接试验,为了降低热输入的影响,使用双脉冲MIG双面焊成形工艺,确定了两种焊丝对应的焊接工艺参数并且获得了良好的焊缝成形.鱼骨状热裂纹试验说明该种合金及两种焊丝对该合金的抗热裂性能良好.在此基础之上,对焊接接头进行金相组织观察和力学性能测试.结果表明,两种焊丝对应的焊接接头显微组织的差别较大;拉伸试验表明两种焊丝的接头强度为母材的70%左右,显微硬度测试结果表明焊缝热影响区存在软化现象.

铸态Mg-4Al-4Si-0.75Sb合金的显微组织与力学性能

采用重力铸造法制备Mg-4Al-4Si-0.75Sb(AS44-0.75Sb)(质量分数/%,下同)镁合金,研究铸态合金的显微组织和室温力学性能。结果表明:铸态AS44-0.75Sb合金主要由α-Mg基体、β-Mg17Al12相、Mg2Si相和Mg3Sb2相组成;加入0.75Sb后形成高熔点的Mg3Sb2相,显著改善了Mg2Si相的形貌,使粗大的骨骼状Mg2Si转变为相对细小的汉字状Mg2Si。铸态合金的硬度HV为65.9,屈服强度为136.4MPa,抗拉强度为172.3MPa,伸长率为3.3%;拉伸断裂形式为准解理脆性断裂。

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。

冷轧变形对建筑用Al-Si-Mg合金板材组织与性能的影响

采用金相显微镜、透射电镜、硬度测试、拉伸试验等研究了0~75%不同变形量冷轧的Al-1.2Si-0.5Mg合金的微观组织与力学性能。结果表明:随着冷轧变形量的增加,Al-1.2Si-0.5Mg合金晶粒沿轧制方向被逐渐拉长,析出相尺寸逐渐减小,数量逐渐增加。冷轧变形量达到75%时,合金晶粒被完全破碎。随着冷轧变形量的增加,Al-1.2Si-0.5Mg合金的硬度、强度逐渐提高,塑性逐渐下降。75%冷轧的Al-1.2Si-0.5Mg合金的硬度和强度均达到峰值,其硬度、抗拉强度和屈服强度分别为118.3 HV、336.4 MPa和264.5 MPa,其伸长率为17.1%。

应变率对Al-7.0Si-0.3Mg合金室温及低温组织与力学性能的影响

为了研究应变率对Al-7.0Si-0.3Mg合金在室温和低温的组织与力学性能的影响,对Al-7.0Si-0.3Mg合金分别在室温(20℃)和低温(-60℃)环境下应变率范围为1.4×10^(-4)~1.4×10^(-1) s^(-1)的拉伸力学性能进行研究,分析断裂微观组织形貌,揭示合金断裂失效机理。结果表明:应变速率由1.4×10^(-4) s^(-1)到1.4×10^(-1) s^(-1)时,Al-7.0Si-0.3Mg合金的抗拉强度和屈服强度升高,而伸长率下降。合金的抗拉强度和伸长率受温度的影响逐渐减弱。当应变速率为1.4×10^(-4) s^(-1)时,Al-7.0Si-0.3Mg合金的断口沿45°最大切应力方向扩展。当应变率升高或温度环境降低时,裂纹扩展路径由45°最大切应力方向向水平方向转变,呈现锯齿状分布,且温度越低锯齿状越崎岖。Al-7.0Si-0.3Mg合金在塑性变形过程中位错会形成Frank-Read位错源。低温环境和基体缺陷的共同作用将加速大量裂纹的萌生与扩展,从而降低Al-7.0Si-0.3Mg合金的力学性能。