Al-12.0Si-4.0Cu-0.7Mg-1.5Ni合金固溶处理工艺研究

对铸态Al-12.0Si-4.0Cu-0.7Mg-1.5Ni合金进行了双级固溶+时效处理,采用SEM、XRD、硬度测试等研究了双级固溶中第二级固溶温度和时间对铸态合金组织与硬度的影响。结果表明:铸态Al-12.0Si-4.0Cu-0.7Mg-1.5Ni合金组织主要由α-Al固溶体、块状初生Si相、针状共晶Si相以及网状第二相组成。经过双级固溶处理后,合金中块状初生Si相明显钝化,共晶Si相明显细化,网状第二相也显著碎化。490℃×2 h+525℃×4 h双级固溶处理合金中网状相基本完全碎化,共晶Si相最为细小。随着双级固溶中第二级固溶温度的提高,固溶时间的延长,T6态Al-12.0Si-4.0Cu-0.7Mg-1.5Ni合金的硬度先升高后降低,490℃×2 h+525℃×4 h双级固溶+180℃×6 h时效处理合金的硬度最高,达到88.2 HRB。

冷变形及时效处理对Cu-0.3Zr-0.2Cr合金组织与性能的影响

采用真空熔炼法制备Cu-0.3Zr-0.2Cr合金,将其热锻后在900℃进行固溶处理,随后进行轧制量30%与60%的冷轧处理,之后再对合金进行(400~550℃,0~360 min)的时效处理;对时效处理后合金进行性能测试及显微组织观察。结果表明:固溶后的合金再经过60%的冷轧+450℃时效120 min后拥有较好的性能,硬度可达179HV,抗拉强度为467 MPa,导电率为88.5%IACS,伸长率为12.1%,此时合金主要存在Copper织构;在450℃时效360 min后合金的主要织构转变为Brass织构,织构的转变对合金的延展性有一定的影响;时效处理后,基体析出大量纳米尺寸的Cr相,这导致合金的强度与导电率大幅升高。

多轴挤压对Cu-0.7Cr合金时效析出及性能的影响

采用多轴反复挤压法得到了不同挤压道次下的Cu-0.7Cr合金的微观组织,研究了挤压道次对合金时效析出行为和性能的影响。结果表明,多轴反复挤压可细化合金晶粒,提高孪晶含量,并增加位错密度。时效处理时,缺陷将促进纳米Cr颗粒析出,显著提高合金的硬度和电导率。挤压5道次后,Cu-0.7Cr合金经时效后可获得理想的硬度和电导率组合,硬度和电导率与未挤压的固溶时效试样相比,分别提高了160%和20%。

Cu-2.5Sn-1.0Ti-0.25Cr合金的热变形行为及热加工图

利用Gleeble-1500D型数控动态-力学模拟试验机,在550~950℃温度范围和0.001~10 s^(-1)应变速率条件下对Cu-2.5Sn-1.0Ti-0.25Cr合金进行了热变形试验,利用X射线衍射(XRD)、扫描电镜(SEM)、透射电镜(TEM)以及光学显微镜等研究了Cu-2.5Sn-1.0Ti-0.25Cr合金的显微组织演变。建立了合金的本构方程并绘制了合金的热加工图。结果表明:Cu-2.5Sn-1.0Ti-0.25Cr合金的热变形激活能为283.473 kJ/mol,推荐的热加工参数为:变形温度850~950℃,应变速率0.08~0.4 s^(-1)。合金的流变应力随温度的降低而增大,随应变速率的提高而增大;高温低应变速率有利于促进合金的动态再结晶。

Cu-0.6Cr合金超低温等通道角挤压形变组织及性能调控

对CuCr合金进行液氮冷却ECAP-Bc路径4道次挤压及时效处理(400℃~500℃),采用OM、SEM、EDS、XRD及EBSD检测合金组织结构和取向演变,探索变形条件及时效处理对材料组织性能的影响规律,分析析出相形成与转变的微观机制。结果表明,超低温ECAP-Bc变形会加剧Cu-0.6Cr合金组织与织构的交互作用,减小变形后的极限晶粒尺寸,变形量的增加会促使微/纳析出相数量的增加且在晶界上不连续分布;4道次挤压和450℃时效后材料的抗拉强度、硬度和伸长率分别达到555.0 MPa、HV 167.3和13.1%,导电率超过84%IACS。微合金化、固溶、超低温ECAP,时效协同作用及{111}<112>和{111}<110>织构的形成有利于材料导电性能的同步提升。

高强高导接触导线用Cu-Ni-Cr合金的时效处理工艺

对热轧态Cu-0.1Ni-0.5Cr合金进行了960℃×1 h固溶+460℃不同时间的时效处理。采用OM、SEM、硬度测试和导电率测试等方法,研究了不同时效时间对Cu-0.1Ni-0.5Cr合金组织与性能的影响。结果表明:随着时效时间的增加,Cu-0.1Ni-0.5Cr合金的硬度先升高后降低,导电率先升高后基本不变。460℃×4 h时效处理的Cu-0.1Ni-0.5Cr合金的硬度和导电率达到峰值,分别为122.6 HV和79.5%IACS。460℃不同时间时效的Cu-0.1Ni-0.5Cr合金中析出大量第二相,随着时效时间的增加,第二相数量逐渐增多并发生合并、长大,Cu-0.1Ni-0.5Cr合金最佳时效工艺为460℃×4 h。

双级时效工艺对Al-5.7Zn-2.2Mg-1.5Cu-0.20Cr合金锻件组织与性能的影响

借助拉伸试验机、涡流电导仪、透射电镜等研究了双级时效工艺对Al-5.7Zn-2.2Mg-1.5Cu-0.20Cr合金锻件组织性能的影响。结果表明:第一级时效温度对合金锻件的性能影响不大;随第二级时效温度和时间的增加,锻件抗拉强度和屈服强度先增大后减小,电导率明显升高;对锻件进行121℃5 h+163℃20 h双级时效处理后,其力学性能、电导率达到指标要求。

固溶处理对Al-5.6Zn-2.15Mg-1.55Cu-0.22Cr合金锻件组织性能的影响

采用拉伸试验机、涡流电导仪、金相显微镜、扫描电镜等分析手段,研究了固溶处理工艺对Al-5.6Zn-2.15Mg-1.55Cu-0.22Cr合金锻件力学性能和电导率的影响.结果表明:单级固溶处理时,随着固溶温度升高,粗大第二相逐渐溶解,合金的强度增大;而温度继续升高时,出现晶粒尺寸长大甚至过烧等问题,降低了合金的强度;随着固溶温度升高,电导率逐渐降低.双级固溶处理,粗大第二相明显减少,晶粒组织均匀细小,强度和电导率均超过单级固溶处理的最大值,双级固溶处理能显著提高锻件的力学性能和电导率.

微量铈对Sn-0.7Cu-0.5Ni焊料合金组织与性能的影响

研究了微量铈对Sn-0.7Cu-0.5Ni焊料合金性能（物理性能、润湿性能及力学性能等）与组织的影响.结果表明,与Sn-0.7Cu-0.5Ni焊料合金相比,添加铈的作用较明显,适量的铈可有效细化组织,抑制焊料/Cu界面的金属间化合物的生长; 对焊料熔化温度影响不大; 略降低焊料合金的电阻率; 未能改善焊料合金的耐蚀性能; 当铈含量为0.1%时,焊料有较好的润湿性.当铈含量为0.05%～0.10%时焊料合金具有较好的综合性能.

Cu-Cr-Zr合金时效强化机理

研究了不同时效工艺对Cu-0.7Cr-0.13Zr合金硬度、强度和导电率性能的影响,利用透射电镜分析合金时效后的微观形态和析出相。结果表明:在500℃时效30min析出相为Cu5Zr,硬度和导电率可达116.7HV和47%IACS。500℃时效6h后,硬度和导电率为140HV和76%IACS,强度达到峰值430MPa,弥散共格的析出相Cr是强度提高的重要原因,强化效应与采用共格强化机理计算的结果非常接近。合金在500℃时效8h硬度和强度仍具有135.6HV和410MPa,导电率为77%IACS,析出相仍较细小但与基体失去共格关系。

不同晶粒尺寸Cu-50Cr合金在酸性介质中的腐蚀电化学行为研究

采用电弧熔炼和机械合金化并热压制备了晶粒尺寸差别较大的两种Cu-50Cr合金,对比研究了其在酸性介质中的腐蚀机理和耐腐蚀性能及其晶粒尺寸降低后对其腐蚀性能的影响.结果表明:随着H+浓度的增加,不同晶粒尺寸Cu-50Cr合金的腐蚀速度加快;晶粒尺寸降低后,其抗腐蚀性能降低;粗品Cu-50Cr合金的腐蚀过程受电化学反应控制;纳米尺寸Cu-50Cr合金的腐蚀过程由电化学反应控制转为扩散控制.

形变热处理对Cu-0.7Fe-0.12P合金组织和性能的影响

通过硬度、电导率、光学显微镜和透射电镜等测试手段分析Cu-0.7Fe-0.12P合金的性能与组织,研究形变及时效处理对其组织与性能的影响,得出冷变形量与热处理工艺的优化组合,为该合金的实际生产提供参考。合金经900℃固溶并40%冷轧、450℃时效6 h、70%冷轧后,在400、450和500℃分别时效1 h。研究结果表明,在450℃时效合金的硬度(141 HV)和相对电导率(89.9%IACS)均达到了较好的状态;而直接对合金冷轧变形80%并在450℃下时效1 h后,相对电导率为70%IACS,比经双冷轧双时效处理后测得的合金相对电导率小。

机械合金化纳米晶Cu-5% Cr粉末的热静液挤压研究

采用机械合金化制备了纳米晶Cu-5%(质量分数,下同)Cr粉末,然后对其进行了热压制坯和热静液挤压致密化研究。结果表明,经10h高能球磨,Cu-5%Cr粉末中Cu的晶粒尺寸细化到约50nm,成为纳米晶粉末。采用热压制坯和热静液挤压工艺可以使纳米晶Cu-5%Cr粉末接近完全致密化。球磨10h的Cu-5%Cr合金粉末经400℃热压制坯和600℃、挤压比为4的热静液挤压后相对密度达到99.3%。热静液挤压致密化后的Cu-5%Cr合金的晶粒有所长大,Cu基体的平均晶粒尺寸达到了500nm左右,变成了亚微米晶材料。该亚微米晶Cu-5%Cr合金具有较好的性能。

抗蠕变Zn-Cu-Cr合金的热压缩流变应力行为

通过Gleeble1500D热模拟机的热压缩实验,研究了Zn-8Cu-0.2Cr合金在应变速率为0.01/s^10/s、温度为230℃~380℃条件下的流变应力行为;采用双曲正弦模型求解材料常数,并采用非线性回归,建立了真应变ε与Q、lnA、n和α之间的关系。结果表明,变形条件对流变应力具有显著的影响,流变应力随应变速率的增大和温度的升高而减小;Q、lnA、n和α可表示为真应变ε的5次指数函数,利用该函数,可以计算任意变形条件下的流变应力,其平均误差为5.9%,该模型能准确反映Zn-8Cu-0.2Cr合金的高温变形力学行为。

Cu-0．8Cr-xNd(Y)合金耐磨性研究

采用真空熔炼制得Cu-0．8Cr，Cu-0．8Cr—xNd（Y）合金；在考察其组织、强度、硬度的同时，着重研究了Nd，Y对该合金耐磨性能的影响。结果表明：bid，Y能显著细化晶粒，均化合金区域分布的Cu—Cr共晶组织，提高合金的强度、硬度；Cu-0．8Cr-xNd（Y）合金的耐磨性能随着Nd（Y）的含量从0-0．2％增加而提高，其中Y效果更明显；在耐磨实验工况温度较低时，磨损以擦伤为主，工况温度较高时，磨损以粘焊为主。

Cu-50Cr合金在含Cl^-介质中的腐蚀电化学行为研究

利用动电位扫描法,结合电化学交流阻抗技术研究了用传统电弧熔炼制备的Cu-50Cr合金在不同Cl-浓度介质中的腐蚀电化学行为.结果表明:随Cl-浓度的增加,自腐蚀电位均出现不同程度的负移,腐蚀电流增大,腐蚀速度加快;Cu-50Cr合金在中性Na2SO4溶液中未出现钝化现象,加入Cl-后,出现了钝化现象,但钝化区间很窄.从交流阻抗谱及拟合结果分析得知:在0.05 mol/LNa2SO4和0.05 mol/LNa2SO4+0.02 mol/LNaCl腐蚀介质中交流阻抗谱呈单容抗弧特征,没有出现Warburg阻抗,表明电极表面的腐蚀受电化学反应控制,随Cl-浓度增加,开始出现Warburg阻抗,表明腐蚀过程由电化学反应控制转化为扩散控制.随Cl-浓度的增加,容抗弧减小,电荷传递电阻减小,腐蚀速度加快.

固溶时效Cu-0.88Cr合金连续拉拔变形断裂行为

对经980℃×1 h固溶＋460℃×4 h时效处理后的Cu-0.88Cr合金进行了多道次连续拉拔变形,通过拉伸试验获得了不同应变条件下Cu-0.88Cr合金断面收缩率的变化规律,并利用扫描电镜观察了Cu-0.88Cr合金断口形貌,揭示了Cu-0.88Cr合金断面收缩率与断口形貌的内在关联。结果表明：Cu-0.88Cr合金断口形貌与断面收缩率密切相关。随着应变量从0增加到4.9,断面收缩率从44%增加到68%并后续基本保持不变,合金断裂形式由等轴韧窝＋撕裂转变为等轴韧窝＋抛物线韧窝,并最终过渡到抛物线韧窝。进一步地,合金断口形貌的变化受微观组织中滑移带影响,随着应变量增加（0-4.9）,滑移带的数量、形态和方向发生明显变化。

Cu-Ni-Si-Cr合金动态再结晶及组织演变

在Gleeble-1500D热模拟试验机上,采用高温等温压缩试验,对Cu-2.0Ni-0.5Si-0.4Cr合金在应变速率为0.01～5s-1、变形温度为600～800℃、最大变形程度为60%条件下的流变应力行为进行了研究。结果表明:随变形温度升高,合金的流变应力下降,随应变速率提高,流变应力增大;在应变温度为700,800℃时,合金热压缩变形流变应力出现了明显的峰值应力,表现为连续动态再结晶特征;从流变应力、应变速率和温度的相关性,得出了该合金高温热压缩变形时的应力指数(n)、应力参数(α)、结构因子(A)、热变形激活能(Q)和流变应力方程;合金动态再结晶的显微组织强烈受到变形温度的影响。

Cu-60Fe-12Cr合金在含Cl^-介质中的电化学腐蚀行为

利用动电位扫描法,结合电化学交流阻抗技术研究了用粉末冶金(PM)技术制备的Cu 60Fe 12Cr合金在含Cl-腐蚀介质中的电化学腐蚀行为.结果表明:合金在单一Na2SO4介质中具有较低的腐蚀电流,腐蚀速度较慢,而在含Cl-腐蚀介质中,自腐蚀电位不同程度负移,膜电阻减小,腐蚀速度加快;合金在含Cl-介质中腐蚀电化学阻抗谱在呈单容抗弧特征,没有出现Warburg阻抗的性质,腐蚀过程由电化学反应控制;加入Cl-后,极化电阻减小;腐蚀过程中存在一定弥散效应.

Al-6.1Zn-2.8Mg-1.9Cu-0.25Cr合金的热压缩变形行为

在Gleeble-1500热模拟试验机上对Al-6.1Zn-2.8Mg-1.9Cu-0.25Cr铝合金进行高温等温压缩实验,研究该合金在变形温度为300～500℃、应变速率为0.01～1 s-1条件下的流变行为,建立合金高温变形的本构方程,采用TEM分析变形过程中合金的组织特征。结果表明:合金变形抗力随变形温度的升高而下降,随应变速率升高而增大。在360～400℃范围内变形时,合金组织仅发生动态回复,当变形温度高于400℃以后,合金热变形以动态再结晶为主。应变速率在0.01～1 s-1范围内,不影响合金的变形软化机制,但对合金亚结构的影响较大,随应变速率的增加,位错密度增加,亚晶尺寸减少。此合金适宜的变形条件为变形温度380～400℃、应变速率0.1 s-1。