熔炼工艺对Cu-10Ni-5Mo合金组织和导热性能的影响

采用真空非自耗电弧熔炼和真空高频感应熔炼喷铸成型2种熔炼工艺,制备Cu-10Ni-5Mo合金,研究了熔炼工艺对合金组织和导热性能的影响。结果表明,电弧熔炼制备的合金试样组织晶粒粗大,相组成为α固溶体和少量MoNi相;高频感应熔炼喷射成型工艺制备的合金试样组织晶粒细小,相组成为单相α固溶体。实验条件下,电弧熔炼工艺制备的合金试样热导率为56.9W/(m.K),高频感应熔炼喷射成型工艺制备的合金试样热导率为35.7W/(m.K),2种工艺制备的合金熔点均有提高,但二者相差不大。

微量Co对铸态Cu-15Ni-10Mn合金组织及性能的影响

大气条件下熔炼的Cu-15Ni-10Mn合金铸态组织具有典型的树枝晶特征,枝间中Ni含量比枝干中稍高,枝干中Mn含量比枝间中稍高。由于Mn容易氧化吸气,使得铸态合金的加工性能不能满足要求。试验通过在熔炼过程添加少量的Zn,有利于降低合金中含气量,同时添加微量Co减小枝晶尺寸,使之满足加工要求。试验研究表明:Co与Cu形成的Co0.52Cu0.48化合物。添加微量Co对Cu-15Ni-10Mn合金的铸态组织起到明显的细化作用,其枝晶尺寸随Co含量的增加而减小,添加0.6%Co的合金的枝晶尺寸只有未添加Co合金的晶粒尺寸的31.7%。添加钴的合金硬度的峰值出现在0.6%Co处,其值为HV175,比未添加Co的Cu-15Ni-10Mn合金的硬度增加了66.1%;微量Co的存在会略降低合金的导电率。

Cu-10Ni-5Al三元合金在700℃～800℃，1×10^5Pa氧气中的氧化

研究了三元Cu-10Ni-5Al合金在700℃～800℃纯氧气中的氧化行为.合金在2种温度下的氧化行为较为类似,经过初始阶段的快速氧化反应之后,在锈层底部开始形成连续完整的保护性A12O3薄层,防止了铝的内氧化和其它组元的进一步氧化,因此合金的腐蚀速率与初始阶段相比极大地降低了.与相应的Cu-5Al二元合金相比,10at%Ni的存在使得活泼组元Al由内氧化向外氧化转变更为困难.

Cu-15Ni-10Mn合金形变热处理研究

研究了冷轧加工率与再结晶温度对Cu-15Ni-10Mn合金组织性能的影响以及形变时效工艺对合金力学性能的影响,详细说明了冷轧加工率与再结晶温度的匹配关系和合金形变时效强化机理。实验结果表明:冷轧加工率的增加,可降低Cu-15Ni-10Mn合金发生完全再结晶的温度;通过形变时效处理,合金内部析出MnNi粒子并阻碍晶界和位错运动,可显著提升合金力学性能;合金经加工率为70%的冷轧后,进行400℃保温48h的时效处理,硬度达394HV,抗拉强度大于1000MPa。

Fe_(60)Co_8Zr_(10)Mo_5W_2B_(15)块体非晶合金的形成及热处理对性能的影响研究

用铜模吸铸法获得直径为2mm的Fe60Co8Zr10Mo5W2B15和Fe60Co8Zr8Mo5W2Nb2B15块体非晶合金。采用X射线衍射(XRD)、示差扫描量热分析(DSC)、显微硬度及压缩实验等研究了非晶合金的结构、热稳定性及热处理前后的显微硬度与压缩性能。结果表明Nb的引入不利于非晶合金的形成;Fe60Co8Zr10Mo5W2B15非晶合金的显微硬度为1343HV0.2,抗压强度bσc为972.6MPa;在低于晶化起始温度的热处理,硬度稍有下降;但在高于晶化峰值温度的热处理,硬度值随时间变化先升高,后下降;在热处理时间相同的条件下,随着热处理温度的升高,合金的硬度升高,但压缩强度会明显下降。

铸造Al-14Si-5Cu-3Ni-1Mg合金微弧氧化陶瓷层的结构与性能

采用显微硬度、XRD、SEM、极化曲线测量、DSC、TG等技术研究了铸造Al-14Si-5Cu-3Ni-1Mg微弧氧化陶瓷层的相组成、形貌、硬度、耐腐蚀性、耐热冲击性和热稳定性。结果表明,该合金微弧氧化陶瓷层由致密层和疏松层组成,致密层主要为α-Al2O3相,疏松层主要为γ-Al2O3及无定型相,微弧氧化陶瓷层硬度(HV)高达2400,合金的耐蚀性显著提高,抗热冲击性和热稳定性良好。

铝含量对Cu-5.6Ni-2.5Mn-2Sn合金组织与性能的影响

通过合金成分设计,制备了3种不同铝含量(质量分数为分别0,0.93%,2.43%)的Cu-5.6Ni-2.5Mn-2Sn合金,并对其进行了不同的冷变形和热处理,研究了铝含量对其组织与性能的影响。结果表明:3种合金铸态组织中枝晶发达,存在锡原子偏聚;经各自最佳时效工艺处理后,含2.43%铝合金的硬度最大,达到236 HV,不含铝合金的电导率最高,达到15.3%IACS;随变形量的增加,合金的硬度不断增大;当冷变形量为50%时,含2.43%铝的合金硬度最高,达到260 HV,电导率为10.7%IACS,且加工时未出现裂纹.可以替代Cu-9Ni-6Sn合金。

铸造Al-14Si-5Cu-3Ni-1Mg-0．5Mn合金微弧氧化陶瓷层的耐蚀性

通过对铸造Al-14Si-5Cu-3Ni-1Mg-0.5Mn合金微弧氧化不同厚度陶瓷层的的交流阻抗图谱和塔菲尔曲线的电化学研究,定量分析了陶瓷层的耐蚀性,并用失重法对电化学测试结果进行了进一步验证。利用扫描电镜(SEM)研究了陶瓷层表面微观结构对其耐蚀性的影响。结果表明,微弧氧化可显著提高该合金的电化学阻抗及自腐蚀电位,降低腐蚀电流。微弧氧化陶瓷层特有的微观组织结构是其耐蚀性提高的主要原因,陶瓷层的厚度也是影响其耐蚀性的一个重要因素,但厚度的增加并不一定能提高其耐蚀性。

四元三相Cu-20Ni-20Cr-5Co合金的高温氧化行为

研究四元三相Cu-20Ni-20Cr-5Co合金在700-900℃、0.1MPa纯氧气中的氧化行为以及添加第四组元Co对三元三相Cu-20Ni-20Cr合金氧化行为的影响。结果表明:合金为三相混合物,其氧化动力学曲线偏离抛物线规律,由几个线段组成,添加5%Co后合金的氧化速率明显降低。Cu-20Ni-20Cr-5Co合金表面形成的氧化膜外层主要是由CuO组成,内层是合金与氧化物组成的混合内氧化区,最终合金内层表面形成一连续的Cr2O3层,阻止合金的进一步氧化。

Cu-2.1Ni-0.5Si合金热处理工艺研究

对Cu-2.1Ni-0.5Si合金在时效过程中的电导率、布氏硬度及抗拉强度的变化进行了研究,采用扫描电镜观察时效后合金的显微组织,分析第二相的分布及形成机理,以及时效组织的强化机制。结果表明Cu-2.1Ni-0.5Si合金在900℃固溶1 h后再500℃时效1h可得到最佳性能,该合金时效初期即1～2h时组织是以调幅分解和有序化强化交替进行,2h以后主要以Ni2Si相的析出为主要强化机制。

Cu-9.5Ni-2.3Sn-0.15Si合金组织与性能研究

研究了在Cu-9.5Ni-2.3Sn合金中添加质量分数为0.15%的Si后对该合金铸态及时效态微观组织、电导率和硬度的影响.结果表明:添加0.15%的Si后,合金出现发达的树枝状晶体,且有Ni_2Si、Ni_3Si、Ni_3Sn和Ni_4Sn相出现.经400℃×4 h时效处理后,Ni_2Si、Ni_3Si相的析出使得合金得到强化.合金电导率随时效时间的延长和温度的提高而升高,硬度在时效初期随时效温度的提高和时效时间的延长而提高,在430℃时效2 h和在400℃时效8 h得到峰值,较佳时效工艺为400℃×8 h.

退火时间对Mn-16Cu-5Ni-6Fe阻尼合金的微观组织和力学性能的影响

采用X射线衍射仪、扫描电镜、维氏硬度仪以及万能实验机对热处理Mn-16Cu-5Ni-6Fe阻尼合金的相组成和微观组织进行观察,并对力学性能进行测试,最后对Mn-16Cu-5Ni-6Fe合金的微观组织和力学性能进行研究。结果表明,在相同温度不同退火时间下,Mn-16Cu-5Ni-6Fe合金的Mn相发生了转变;也就是从退火时间20 min增加到退火时间40 min时,三斜晶系的Mn相完全转变为四方晶系的Mn相;而从退火时间40 min增加到退火时间60 min时,少量的四方晶系的Mn相转变为三斜晶系的Mn相。随着退火时间的延长,显微组织趋近于均匀,晶粒尺寸逐渐减小,晶粒得到了细化;而合金的组织基本没有变化,表明退火时间对显微组织影响较小。合金在退火时间20 min的条件下,合金具有较高的硬度、强度和伸长率,即退火处理后的合金具有较优异的力学性能。

热处理对铸造Al-10Si-5Cu-0.75Mg合金组织及性能的影响

利用扫描电镜、能谱分析仪、X射线衍射仪、万能拉伸试验机、布氏硬度计等分析和测试了Al-10Si-5Cu-0.75Mg合金的显微组织和力学性能,探讨了合金热处理过程中析出相的溶解过程和强韧化机制。结果表明,合金最佳热处理工艺为500℃×8 h固溶,190℃×6 h人工时效;合金抗拉强度、硬度、伸长率与铸态相比分别提高了40%、62%、29%。固溶过程产生的强化主要是来自Al_2Cu相的溶解,时效过程产生的强化主要是由于析出相θ'对位错的阻碍作用。

Y_2O_3含量对Ni-5Al与Ni-10Al合金在1100℃下抗氧化性能的影响

采用粉末冶金技术制备了不同Y_2O_3含量的Ni-5Al和Ni-10Al合金,并在1100℃下对合金进行100 h循环氧化实验。研究了Y_2O_3含量对Ni-Al合金高温抗氧性能的影响。结果表明:添加Y_2O_3会促进Ni-5Al合金中NiO的生成,随着Y_2O_3含量的增加,NiO的生长速度加快,晶粒变大,使Ni-5Al合金高温抗氧化性能随Y_2O_3含量的增加逐渐降低。在Ni-10A合金中,Y_2O_3的添加会促进Al2O3的择优生长,增强氧化膜与基体的粘附性,提高合金的高温抗氧化性能,最优添加值为0.6wt%。Ni-10Al-x Y_2O_3合金的高温抗氧化性能明显优于Ni-5Al-x Y_2O_3(wt%,x分别为0,0.2,0.6,1.0)合金的。

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。

Cu-9.5Ni-2.3Sn-0.5Si合金的固溶处理工艺与组织性能研究

采用金相显微镜、扫描电镜、EDAX能谱仪、X射线衍射仪、SIGMASCOPE SMP10型导电仪、维氏硬度计等,研究了热处理工艺对Cu-9.5Ni-2.3Sn-0.5Si合金组织和性能的影响。结果表明:Cu-9.5Ni-2.3Sn-0.5Si合金晶粒尺寸随固溶温度升高而长大;随着固溶温度的升高或固溶时间的延长,电导率先降后升,而硬度则下降。此外,合金经850℃×2 h固溶处理后,形成了Ni2Si、Ni31Si12相并占据了γ-(Cu,Ni)3Sn相的形核位置,此时电导率为12.0%IACS,硬度可达152 HV。

基于热加工图的Cu-Ni-Si-P合金的高温热变形行为

在Gleeble-1500D热模拟试验机上,通过高温等温压缩试验,对Cu-2.0Ni-0.5Si-0.03P合金在应变速率为0.01～5 s-1、变形温度为600～800℃的动态再结晶行为以及组织转变进行了研究。结果表明:在应变温度为750、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。同时从流变应力、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热变形激活能(Q)为485.6 kJ/mol和热变形本构方程。根据动态材料模型计算并分析了该合金的热加工图,利用热加工图确定热变形的流变失稳区,并且获得了试验参数范围内热变形过程的最佳工艺参数,温度为750～800℃,应变速率范围为0.01～0.1 s-1,并利用热加工图分析了该合金不同区域的高温变性特征以及组织变化。

窄热滞Ti-Ni-Cu-Cr合金的马氏体相变和形状记忆行为

为了开发性能稳定的窄热滞Ti-Ni基形状记忆合金,设计制作了Ti-45Ni-5Cu-0.3Cr(原子分数)形状记忆合金丝,用示差扫描热分析仪和微机控制电子万能试验机研究了退火态和时效态Ti-45Ni-5Cu-0.3Cr合金的马氏体相变和形状记忆行为,探讨了形变温度对该合金形状记忆行为的影响。结果表明,350~700℃/0.5 h退火态和300~600℃/1~50 h时效态Ti-45Ni-5Cu-0.3Cr合金冷却/加热时皆发生A→M/M→A(A-母相B2,CsCl型结构;M-马氏体B19′,单斜结构)一步马氏体可逆相变,马氏体相变温度比较稳定,在14~21℃之间变化;相变热滞较窄,在17~21℃之间变化。室温下,退火态和时效态Ti-45Ni-5Cu-0.3Cr合金皆呈形状记忆效应,且形状记忆行为稳定。随变形温度升高,Ti-45Ni-5Cu-0.3Cr合金的应力应变平台应力增加,残余应变减少,合金特性由形状记忆效应转变为超弹性,转变温度在50~60℃之间。

0Cr6Mn13Ni10MoTi/1Cr5Mo异质接头时效时熔合区增碳层的变化规律

采用光学显微镜、扫描电镜等分析方法研究0Cr6Mn13Ni10MoTi/1Cr5Mo异质接头在时效过程中熔合区组织和增碳层宽度变化特点.结果表明,时效初期0Cr6Mn13Ni10MoTi/1Cr5Mo异质接头在熔合区靠近奥氏体焊缝一侧有一定宽度的增碳层出现,随时效时间延长增碳层逐渐变宽,并且在达到峰值以后又逐渐变窄并最后消失.这种变化规律与传统A302/1Cr5Mo异质接头在时效过程中的变化规律完全不同.

Cu-10Ni-5Al富铜三元合金在900℃的高温氧化行为

研究了Cu-10Ni-5Al富铜三元合金在900℃,1×105Pa纯氧气中的氧化行为.Cu-10Ni-5Al三元合金在900℃时有形成保护性Al2O3层的趋势,但实际上在此温度下,尽管在氧化膜内部一部分区域有薄的Al2O3层形成,但在合金表面并不能形成连续的Al2O3保护层.这表明氧化过程中Al2O3层经历了反复破裂和随后的愈合过程,因此Al的内氧化不能完全被消除,而合金在900℃的腐蚀速度也近似于纯铜和贫Al的二元Cu-Al合金.