高强Cu-7Ni-3Al合金的制备及其在NaCl溶液中的耐蚀性

本文以铜镍系耐蚀铜合金为基础,利用真空熔炼法制备得到Cu-7Ni-3Al合金。通过静态浸泡法对Cu-7Ni-3Al在3.5%NaCl溶液中的腐蚀速度及腐蚀形态进行了研究。结果 表明,通过真空熔炼法能制备出综合力学性能良好的Cu-7Ni-3Al合金。在3.5%NaCl溶液中,Cu-7Ni-3Al合金耐腐蚀性能良好,这是因为在Cu-7Ni-3Al合金表面会生成Cu_(2)O,Al_(2)O_(3)和Cu_(2)(OH)_(3)Cl所组成的钝化层,该钝化层会抑制电化学反应的进行,从而达到提高合金耐腐蚀能力的效果。

[12]Cu-7Al单晶体循环形变行为──Ⅱ.循环形变特征

对[12]CU-7Al（原子分数，％）单晶体的循环形变行为进行了研究，结果表明，其循环饱和应力-应变曲线与Cu单晶相似．在γP1＝1．1×10-3-4．5×10-3的范围内。存在饱和平台，平台处的饱和应力为27．3MPa；当γP1＜1．1×10-3和γP14．5×10-3时，饱和应力均随应变幅的增大而单调升高，循环硬化曲线表现出三个阶段，循环硬化阶段的硬化率随应变幅的增大而增大．

[12]Cu-7Al单晶体循环形变行为──Ⅰ.应变突发行为

对[ 12]Cu-7Al(原子分数，％）单晶体在循环形变中的应变突发现象进行了研究结果发现：在塑性应变幅γP1＝22×10-4和γP1≥2.2×10－3的条件下，表现出循环形变稳定性,循环应力随循环数增加无波动；但在γP1＝4．4×104-1．1×10-3的范围内，出现循环应力波动，发生了应变突发.在相同应变幅下,应变突发频率随循环数的增加而减小，随应变幅的增大而增大；应变突发时应力降低值D随应变幅的增大而减小，分析了试样在2．

Al-3.5Cu-7Si合金拉伸断裂行为研究

观察了Al 3 5Cu 7Si合金拉伸断裂试样横截面的断裂路径 ,并结合力学性能试验对该合金的断裂行为进行了研究 ,总结了该合金中各种相的数量及形态对力学性能的影响。结果表明 ,除了高铸造气孔率明显降低该合金力学性能外 ,针状的硅相及由杂质铁产生的针状铁相 (FeSiAl5)是导致Al 3 5Cu 7Si合金力学性能下降的主要因素。固溶处理温度偏高造成的局部熔化微区会严重损害其力学性能 ,而少量未溶解块状θ相 (CuAl2 )对其力学性能无显著影响。

Cu-7Ni-7Al-2Fe-2Mn-0.5Ti合金高温热变形行为

采用Gleeble-1500D热模拟试验机,在温度为550900℃,应变速率为0.00110 s-1的条件下对Cu-7Ni-7Al-2Fe-2Mn-0.5Ti合金的热变形行为进行研究。分析应变速率和变形温度对合金热变形组织的影响,建立合金Cu-7Ni-7Al-2Fe-2Mn-0.5Ti的热变形本构方程。结果表明：Cu-7Ni-7Al-2Fe-2Mn-0.5Ti合金高温热变形时的热变形激活能Q为318883 J·mol-1,合金的流变应力随变形温度的升高和应变速率的降低而降低。当变形温度较高、应变速率较低时,合金容易发生动态再结晶。

Cu-7Ni-7Al合金在人工海水中的腐蚀特征

通过静态全浸试验、扫描电镜(SEM)和电化学测试探讨了Cu-7Ni-7Al合金在人工海水中腐蚀性能。结果表明:在人工海水中,Cu-7Ni-7Al合金的腐蚀速率随浸泡时间的延长而降低,在浸泡144 h前迅速下降,由24 h时的0.0782 g·m^(-2)·h^(-1)降到144 h时的0.0253 g·m^(-2)·h^(-1),在144 h后趋向平稳;合金表面膜的紧密性和厚度逐渐增加,表明合金的耐蚀性能得到改善,但是也存在裂纹和点蚀;电荷转移电阻R_(ct)随着浸泡时间的延长而增加,由3.03×10~4Ω·cm^2增加至9.78×10^(4 )Ω·cm^2;在整个浸泡阶段,自腐蚀电位受表面膜状态影响而波动不明显,电流密度随浸泡时间延长而逐渐降低,在144 h前下降较快,由0 h时的20.13μA/cm^2降到144 h时的6.42μA/cm^2,在144 h后趋向稳定,于240 h达到最小,为5.81μA/cm^2。

Al-14Cu-7Ce铸造铝合金的高温拉伸及断裂行为研究

测试了Al-14Cu-7Ce(质量百分数)铸造铝合金在室温至450℃内的高温短时拉伸性能,并采用扫描电镜分析不同温度下试样断口形貌和断裂行为。试验结果表明:温度低于200℃时,强度缓慢下降,且200℃下抗拉强度达到343.4MPa;在200～450℃,强度迅速下降,但450℃下其抗拉强度仍能达到142.5MPa,表明合金具有良好的耐热能力。随着变形温度的升高,合金逐渐由脆性断裂转变为韧性断裂,在250℃下合金表现出混合断裂特征。此外,裂纹萌生都由Al8CeCu4相引发,在应力作用下形成裂纹源,并从Al8CeCu4相内部扩展导致开裂,之后裂纹扩展至基体并与前方裂纹相互连接,最终导致试样发生断裂。

S^(2-)对高强Cu-7Ni-3Al合金在NaCl溶液中耐蚀性能的影响

实验以铜镍系耐蚀铜合金为基础,利用真空熔炼法制备得到Cu-7Ni-3Al合金,通过静态浸泡法对Cu-7Ni-3Al在不同S^(2-)浓度的3.5%(w) NaCl溶液中的腐蚀速率及腐蚀形态进行了研究。结果表明,通过真空熔炼法能制备出综合力学性能良好的Cu-7Ni-3Al合金。S^(2-)的存在促进了Cu-7Ni-3Al合金的腐蚀,Cu-7Ni-3Al合金的腐蚀速率随S^(2-)浓度的增大而增大,原因在于Cu-7Ni-3Al合金在S^(2-)环境中会形成Cu_(2)S,Cu_(2)S会使表面钝化膜变脆,并且阻止氧化膜的生成从而使腐蚀加速,因此Cu-7Ni-3Al合金在3.5%NaCl溶液中随S^(2-)含量的增加,耐蚀性下降。

Si对Cu-7.5Ni-5Sn合金铸态组织的影响

利用金相显微分析、能谱分析、X射线衍射分析和SEM分析对添加Si的Cu-7.5Ni-5Sn合金的显微组织进行研究。结果表明,添加Si与未添加Si的Cu-7.5Ni-5Sn合金具有相同的组织。含Si的铸态Cu-7.5Ni-5Sn合金的组织由灰色的树枝晶(α基体)、过渡组织(α相和γ相两相的混合物)和枝晶间的骨状组织γ相(Cux Ni1-x)3Sn组成。Si对Cu-7.5Ni-5Sn合金具有细化枝晶的作用。Si与合金中的Ni形成Ni31Si12、Ni3Si和Ni74Si26相,其中起到细化变质作用的可能是Ni3Si相。添加Si可以延迟Cu-7.5Ni-5Sn合金的均匀化过程。

Al-14Cu-7Ce合金中Al_8CeCu_4相的Ostwald熟化行为（英文）

采用硬度测试、扫描电镜、图像分析和物理建模,研究了Al-14Cu-7Ce合金中Al_8CeCu_4相的Ostwald熟化行为。结果表明,Al_8CeCu_4相的熟化过程受控于Ce元素在Al中的体扩散,其动力学满足体积修正的Lifshits-Slyozov-Wagner理论;基于通用速率公式,计算了Ce元素在Al中的体扩散系数以及Al_8CeCu_4与Al基体的界面能。

Al-14Cu-7Ce合金高温流变应力预测模型（英文）

在应变速率0．001～1s^-1、温度573～823K的条件下，采用Gleeble3500热模拟试验机对Al-14Cu-7Ce合金进行等温热压缩实验，并根据真应力．真应变的计算数值，建立了Al-14Cu-7Ce合金高温流变应力本构方程。结果表明，流变应力符合速率方程ε=A D1Gb/κT [sinh （α1σ/G）]^n；其中，应变的影响通过多项式拟合方式耦合进入材料常数A，αL和n。所建立的本构方程能够准确预测Al-14Cu-7Ce合金高温流变应力，实验条件下控制合金热变形的主要机制是位错攀移。

Cu和Zr元素取代对Sm_(2)Co_(7)快淬带磁性能的影响

采用感应熔炼和熔体快淬技术制备了Sm_(2)Co_(7-x)R_(x)(R=Cu、Zr;x=0、0.1、0.2、0.3、0.4)快淬带,研究了取代元素、取代量和快淬速度对快淬带磁性能、晶粒间相互作用和不可逆翻转场的影响规律。磁性能测试结果表明,Cu和Zr取代在快淬带内引起了强烈的钉扎效应,有助于提升快淬带的矫顽力,且均在x=0.3时获得最大矫顽力;Cu取代量x=0.1、0.2、0.4时快淬带的剩磁与最大磁能积随快淬速度逐渐降低,取代量x=0.3时表现为逐渐升高;Zr取代量x=0.1~0.4时快淬带的剩磁与最大磁能积均随快淬速度的增加先升高后降低。Henkel曲线测试结果表明,对于Cu元素和Zr元素取代,δM值均在x=0.3时达到最大,表明此时快淬带晶粒间的交换耦合作用最强;Sm_(2)(Co, Cu)_(7)和Sm_(2)(Co, Zr)_(7)快淬带的最大δM值分别为1.48和1.04。适量Cu、Zr元素取代可以提高Sm_(2)Co_(7)磁体在反磁化过程中的不可逆翻转场H_(n)。

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℃。

半固态等温热处理对Mg-7Zn-1Cu-0.3V镁合金非枝晶组织的影响

本工作采用半固态等温热处理法研究了保温温度和保温时间对Mg-7Zn-1Cu-0.3V镁合金半固态非枝晶组织演变的影响。结果表明:半固态等温热处理能将Mg-7Zn-1Cu-0.3V合金的原始树枝晶组织转变为半固态非枝晶组织,最终得到细小、圆整且分布均匀的球状颗粒。延长等温时间或升高保温温度有利于非枝晶组织的分离球化;但当保温温度过高或保温时间过长时,半固态颗粒会出现合并及长大现象,其主要演变符合Ostwald熟化机制。在整个等温热处理过程中,半固态组织演变主要经历了初始粗化、组织分离及球化、颗粒合并及熟化三个阶段。Mg-7Zn-1Cu-0.3V合金的最佳等温热处理工艺为:保温温度580℃,保温时间35 min。在该条件下得到的非枝晶颗粒平均尺寸、固相率及形状因子分别为33.25μm、45%及1.33。

微量Ag对Sn-0.7Cu-3Bi焊料微观组织及性能的影响

在Sn-0.7Cu-3Bi焊料的基础上,掺加不同比例的Ag元素,形成Sn-0.7Cu-3Bi-xAg合金,研究不同掺量的Ag对Sn-0.7Cu-3Bi焊料的熔化温度、润湿性及焊接接头的微观组织形貌的影响。结果表明:添加微量Ag能够降低焊料的熔点,但会导致增大其熔程;Ag掺量(wAg)为0.3%时,急剧降低了Sn-0.7Cu-3Bi焊料的润湿性,虽然后续随Ag掺量的继续增加,润湿性逐渐变好,但效果不理想;Ag掺量为0.3%时,焊接接头接触不良,界面化合物厚度极薄,后续随Ag掺量的继续增加,界面化合物厚度有所增厚,但当Ag掺量为0.7%时,界面化合物的晶体颗粒尺寸较大。

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。

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。

基于DSC分析的Al-7Si-1.5Cu-0.5Mg合金热处理工艺研究

示差热(DSC)分析通常用于合金相变温度点的确定。针对Al-7Si-1.5Cu-0.5Mg合金,将DSC吸收峰面积与θ相(Al_(2)Cu)的数量相联系,并辅之以SEM+EDS对DSC分析结果进行检测。结果表明,500℃下固溶4 h后DSC吸收峰面积从铸态的0.6 J/g降低至0.1 J/g,且随着固溶时间的增加,吸收峰面积无明显变化,与扫描电镜下对θ相溶解检测结果一致。均说明了在500℃下保温4 h后Al_(2)Cu基本溶入基体中,达到了良好的固溶效果。证明了示差热(DSC)可用于检测相的固溶程度,亦证明其具有进一步应用于热处理工艺制定的可行性。

基于数值模拟的通海阀铜合金铸件工艺优化

针对某船舶通海阀在铸造过程中易产生缩孔、缩松等缺陷问题,以Cu-7Ni-7Al-4Fe-2Mn合金通海阀铸件为研究对象,使用三维制图软件UG构建了铸件3D模型,并结合通海阀铸件的结构特性,设计了底注式浇注系统。利用数值模拟软件模拟了铸件的砂型铸造过程,分析了可能出现缩孔、缩松缺陷的位置,优化了通海阀铸件的浇注系统。研究了浇注温度、浇注时间、铸型预热温度等参数对铸件缩孔、缩松率的影响规律,结合正交试验方法优化出匹配的铸造工艺参数。研究结果表明,工艺参数对通海阀铸件缩孔率的影响程度从大到小依次是浇注时间、铸型预热温度、浇注温度。优化后的工艺参数分别为浇注温度1 200℃,浇注时间30 s,铸型预热温度35℃。通过在铸造缺陷较多的部位增大冒口尺寸,有效减少了缩孔、缩松铸造缺陷的产生。

温度对Al-Cu-Ce合金力学性能影响的研究

以Al-14％Cu-7％Ce铸造合金580℃退火后的冷轧板材为研究对象，通过对合金维氏硬度的测量，研究了材料在不同温度（100-550℃）下保持一定时IN（15-480min）后（水淬），材料组织力学性能的变化。结果显示：在350℃以下时，合金硬度随温度升高而降低，超过350℃时，硬度随温度上升而升高。