挤压比对Mg-Zn-Y合金微观组织和力学性能的影响

研究了在350℃不同挤压比(16、32)下的Mg-6xZn-xY(x=0.5,0.75,1)合金微观组织和室温力学性能。结果表明,当挤压比为32时,合金中第二相体积百分含量较多,平均晶粒尺寸较小。其中,Mg-6Zn-1Y合金在挤压比为16时,α-Mg基体平均晶粒尺寸为14.6μm,抗拉强度及屈服强度分别为264MPa和169MPa;当挤压比为32时,α-Mg基体平均晶粒尺寸为5.9μm,抗拉强度和屈服强度达到337 MPa和237 MPa,分别提高了27.7%和40.3%。另外,所有合金经热挤压后都有良好的塑性,室温拉伸断口均呈韧性断裂特征。     

选区激光熔化AlSi10Mg合金不同温度原位拉伸变形行为及断裂机理研究

为了提高选区激光熔化AlSi10Mg合金在航空航天领域的应用,基于自主研发的原位SEM高温拉伸台,本文对比分析了原位拉伸非校准样品的选区激光熔化AlSi10Mg合金在室温、200、300 ℃条件下的力学性能与显微组织动态演化,并总结了断裂机理。结果表明,选区激光熔化AlSi10Mg合金的显微结构由α-Al基体、共晶Si和大量的气孔组成,且共晶Si呈连续网格状均匀分布在α-Al基体上。随着温度的升高,选区激光熔化AlSi10Mg合金的强度降低。屈服强度从室温的207 MPa降低到300 ℃时的52 MPa,极限抗拉强度从室温的304 MPa降低到300 ℃时的71 MPa,延伸率则随温度的升高而增大,从室温的7.4%增大到300 ℃时的59.5%。室温拉伸过程中试样并未出现明显的颈缩现象,而是随着温度的升高,试样的颈缩现象逐渐明显,表明试样经历了更加充分的塑性变形, 并且随着温度的升高,试样的断裂位置越来越偏离标距段中心。通过对试样变形行为的研究发现,200 ℃时,变形主要集中在晶内,发生晶内滑移;而300 ℃时滑移主要集中在晶界,导致晶界滑移。由于试样表面及内部存在大量缺陷,因此,室温下选区激光熔化AlSi10Mg合金的断裂机理为熔池边界的组织突变结合孔洞连通造成的准解理断裂。随着温度的升高,由于初始孔洞边缘的应力集中产生新的孔洞形核,新形核的孔洞与相邻孔洞相连通,导致试样的最终断裂。     

生物医用Ti-Nb-Sn合金的超弹性

通过室温下拉伸实验研究了Ti-14Nb-4Sn和Ti-16Nb-4Sn（at．％）合金的超弹性。发现锻造态和400℃冰水淬火态的Ti-16Nb-4Sn合金超弹性良好,通过4％变形量循环拉伸三次即可获得完全的超弹性;而400℃冰水淬火态的Ti-14Nb-4Sn合金通过3％变形量循环拉伸两次即可完全回复。Ti-14Nb-4Sn合金和Ti-16Nb-4Sn合金均以700℃冰水淬火态断裂延伸率为最大,分别为14．42％和12．02％。锻造态Ti-14Nb-4Sn合金的马氏体逆相变回复温度As为134．8℃。XRD分析结果表明室温下Ti-16Nb-4Sn合金的组织为β相和＋α″马氏体相;而Ti-14Nb-4Sn合金的室温组织除β和α″外,还存在α相。     

Ti-Al-Sn-Zr-Mo-Si系高温钛合金的制备及其力学性能研究

在Ti-Al-Sn-Zr-Mo-Si系近α合金的基础上,通过改变Sn的含量,制备出了4种不同Sn含量Ti-6Al-xSn-4Zr-1Mo-0.8Si-0.5B高温钛合金(x=2,4,6,8)。采用XRD、SEM和TEM对样品的结构和组成进行表征,采用电子万能材料试验机对样品的力学性能进行测试分析。XRD分析可知,4种不同Sn含量的高温钛合金均由单一的α相组合而成;SEM和TEM分析发现,4种高温钛合金样品均由板条α相组成,随着Sn含量的增加,α板条的宽度从0.3μm左右逐渐增加到0.6μm左右;力学性能分析发现,随着Sn含量的增加,高温钛合金的屈服强度呈现逐渐上升的趋势,抗拉强度呈现先上升后下降的趋势,延伸率呈现逐渐下降的趋势。当Sn含量为8%(质量分数)时,高温钛合金的屈服强度、抗拉强度和延伸率分别为1 466.74,1 560.38 MPa, 0.68%。     

时效温度对Mg-12Gd-3Y-1Sm-0.5Zr合金组织和力学性能的影响

采用X射线衍射、光学显微镜、透射电子显微镜、显微硬度和拉伸性能测试等手段,研究时效热处理温度对Mg-12Gd-3Y-1Sm-0.5Zr合金组织和性能的影响。结果表明,Mg-12Gd-3Y-1Sm-0.5Zr合金在200,250℃和300℃峰时效时,晶粒大小随时效温度的升高而逐渐增大,晶内颗粒状的第二相数量增多,硬度峰值出现的时间逐渐缩短。合金时效温度在200,250℃时,析出相为β′相,时效温度在300℃时,析出相为β相。合金在250℃峰时效时力学性能最优。在200,250℃峰时效热处理的合金在从室温到200,250℃和300℃拉伸过程中抗拉强度随拉伸温度的升高先升高后降低,出现了抗拉强度反常温度效应,而在300℃峰时效热处理后的合金未出现该反常现象。     

铸态Ti40阻燃钛合金高温拉伸力学性能及断裂行为研究

研究了不同试验温度下铸态Ti40合金的高温拉伸力学性能变化规律,并采用光学显微镜和扫描电子显微镜对拉伸样断口形貌进行观测,确定其断裂机制。结果表明:合金的抗拉强度随着试验温度的升高而显著下降,而塑性则分别表现出两个塑性较优区和脆性区,即400℃以下低温和900~1000℃高温的较好塑性区以及500~800℃的热脆区和1000℃以上的高温脆性区。脆性区试样断口形貌均呈现为沿晶脆性断裂,这一断裂机制与合金粗大晶粒以及严重的氧化相关。高温塑性区断口形貌为穿晶韧性断裂,则合金具有较高的塑性和较低的变形抗力,可作为较好的热加工温度区间。     

高性能Al-5Mg-2Si-xCe合金的制备及其力学性能研究

以Al-5Mg-2Si合金为基体合金,通过掺杂稀土Ce元素对合金进行改性,制备了不同Ce掺量的Al-5Mg-2Si-xCe(x=0,0.2,0.4和0.6)合金。采用XRD、SEM、EDS和力学性能分析等方式,研究了合金的结构、微观形貌和力学性能。结果表明,Al-5Mg-2Si-xCe(x=0,0.2,0.4和0.6)合金主要由α相组合而成,掺杂Ce元素后出现了Al_8CeFe_4三元含铁相的化合物,说明Ce具有促进β-Fe相转化成α-Fe相Al_8CeFe_4的作用;不掺杂Ce元素的Al-5Mg-2Si合金的枝晶排列紊乱且尺寸较为粗大,掺入稀土Ce元素后,枝晶的排列得到了明显改善,并且随着Ce掺量的增加,晶粒逐渐细化,分布更为均匀,α-Al的尺寸也逐渐缩小;当Ce掺量为0.4%(质量分数)时,合金的抗拉强度和延伸率均达到最佳,分别为133.70 MPa和1.64%,相比Ce掺量为0时,分别增长了26.49%和115.79%;未掺杂Ce的合金主要为解离断裂,掺入Ce后,合金的断裂方式主要为延晶断裂,且断口处晶粒均较为完整未被拉裂。     

显微组织对TA15合金高温拉伸性能的影响

研究了显微组织变化对TA15合金500℃高温拉伸性能的影响。结果表明:初生α相含量增加、α相方向性增强、次生α片变厚及β晶粒尺寸变粗大等显微组织的变化,可使TA15合金500℃高温抗拉强度降低,最大降幅达90MPa以上。研究表明,随初生α相含量增加,增多了晶界数量,而随温度升高晶界强度比晶粒强度下降快,导致高温抗拉强度随初生α相含量增加而降低。     

Mg-xSn-1.5Al-1Zn-1Si合金的高温力学性能研究

以Mg-xSn-1.5Al-1Zn-1Si合金为研究对象,分析了Sn含量、拉伸温度及断口形貌对高温力学性能的影响.结果表明:Sn含量对高温强度和塑性均有较大影响,随着Sn含量的增加,合金的高温强度和塑性均出现先升高后减小的趋势,Sn为5％时合金的强韧性达到较佳配合.合金的强度指标随温度升高而下降,200℃及以下条件下降低幅度不大,塑性指标随温度升高而增加,200℃及以上条件下变化显著.对于不同Sn含量的合金,高温拉伸断口形貌相似,都属于典型的韧性断裂,形貌特征与力学性能十分吻合.     

固溶温度对亚稳β钛合金Ti-4Mo-6Cr-3Al-2Sn的组织和拉伸性能的影响

对自主设计的新型亚稳β钛合金Ti-4Mo-6Cr-3Al-2Sn(%,质量分数)在不同温度进行固溶和固溶时效处理,观察其显微组织和测试室温拉伸性能。结果表明：随着固溶温度的提高固溶态组织中的初生α相减少,当固溶温度高于相变点后初生α相完全消失,几乎全部为明显长大的粗大β晶粒。固溶温度为900℃的固溶态合金具有良好的强度和塑性匹配,屈服强度为898.7 MPa、抗拉强度为962.5 MPa、断裂伸长率为12.7%。在不同温度固溶处理的时效态合金,均析出了细小的次生α相。固溶温度低于相变点时,在初生α相间析出的细小次生α相呈60°或者平行交错排列;固溶温度高于相变点时初生α相几乎完全消失,随着固溶温度的提高析出的次生α相片层间距变大并粗化。在所有固溶温度下,时效态组织中沿原始β晶界处均析出了连续的晶界α相,合金的塑性均较差。经过750℃/0.5 h固溶和500℃/4 h时效的合金具有良好的强度和塑性匹配,其抗拉强度为1282 MPa,屈服强度为1210.6 MPa,断裂伸长率为5.3%。     

冷轧对Al_(10)Cu_(25)Co_(20)Fe_(20)Ni_(25)高熵合金组织结构及力学性能的影响

对铸态Al10Cu25Co20Fe20Ni25高熵合金进行冷轧处理后进行室温拉伸测试,并利用X射线衍射仪(XRD)和扫描电镜(SEM)分别对其相结构、微观组织形貌及拉伸断口进行分析。结果表明:经冷轧工艺处理后,Al10Cu25Co20Fe20Ni25高熵合金硬度最大为285HV,较轧制前提高了51.6%;在变形量为40%时,抗拉强度达到最大值,为638MPa,是铸态合金的2.7倍。拉伸断口分析表明,铸态合金的断裂模式为树枝晶沿晶断裂和韧窝型延性断裂,而冷轧态合金主要为韧窝型延性断裂模式。     

Bi-Pb-Sn-Cd易熔合金的设计与性能研究

根据铋基合金的特点与合金相图,设计了不同成分的Bi Pb Sn Cd易熔合金;并利用差热分析仪、X射线衍射仪及力学检测设备等研究了成分对合金熔点、组织和抗拉强度的影响。结果表明,设计的易熔合金由Bi、Pb7Bi3、Sn和Cd等物相组成;合金的熔点均在72℃左右。随Cd、Bi元素含量的增加,液相线温度逐渐降低;Cd元素对合金熔程、抗拉强度的影响最大,Sn元素次之,Pb元素的影响最小。正交试验表明,Bi 30Pb 15Sn 9Cd合金的综合性能最佳。     

挤压变形Al—0．8％Mg—0．6％Si—xSc合金的显微组织与力学性能

本文针对挤压变形Al—0．8％Mg—O．6％Si-xSc合金的显微组织和拉伸性能进行了研究,以确定稀土元素Sc和T6处理对该系合金性能的影响规律。结果表明,加入适量的元素Sc可以有效地细化挤压变形Al0．8％Mg-0．6％Si—xSc合金的组织,提高其室温抗拉强度、屈服强度和断裂伸长率;经过T6处理后,Al—08％Si-0．6％Si—xSc舍金的抗拉强度和屈服强度可得到显著提高;挤压变形Al—0．8％Mg～O．6％Si～xSc合金在拉伸加载条件下主要呈现韧性断裂特征。     

含Sn稀土镁合金成分的正交设计研究

目的 为进一步扩大镁合金的应用范围,以ZM2为基础合金成分,引入Sn元素,设计一种性能优异且经济成本相对低廉的含Sn稀土镁合金。方法 采用正交试验设计方法,选取正交表L9,对Mg-Zn-Ce-Zr-Sn合金成分配比进行研究,综合考虑抗拉强度、延伸率、硬度3项指标,得出最优成分配比;对Sn元素的含量进行调控,对比分析合金组织及力学性能,验证当Sn元素的质量分数为0.2%~0.4%时,Mg-4.5Zn- 1.2Ce-0.6Zr-xSn合金的组织与性能是否最佳。结果 Mg-Ce-Zn-Zr-Sn合金的优选成分如下:Zn的质量分数为4.0%~4.5%、Ce的质量分数为1.2%~1.5%、Sn的质量分数为0.2%~0.4%。优选合金成分为Mg-(4.0~4.5) Zn- (1.2~1.5)Ce-0.6Zr-(0.2~0.4)Sn。极差分析及影响因素主次分析结果表明,新引入的Sn元素对合金的综合力学性能有着重要的影响。组织及力学性能分析结果表明,当Sn的质量分数为0.2%时,Mg-4.5Zn- 1.2Ce-0.6Zr-xSn合金具有最为优良的组织及力学性能,抗拉强度、延伸率、布氏硬度分别为212 MPa、4.5%、69.8HBW5/250。结论 优选方案的试验数据表明,利用正交试验设计得到的新型合金综合性能较好,满足ZM2合金的国家标准。     

Berechnung der Wöhler‐Linie für Aluminium‐Gusslegierungen aus dem statischen Zugversuch und dem Dendritenarmabstand

Calculation of the S‐N curve for cast aluminium alloys based on static tensile test and dendrite arm spacing A fatigue life model based on fracture mechanics was developed in order to calculate the S‐N curve for cast aluminium alloys due to the characteristic static tensile test values (0,2 % yield strength, tensile strength, elastic modulus) and to the secondary dendrite arm spacing of the casting structure.     

机械零部件用高强镁合金加工工艺与组织性能研究

针对Mg-Gd-Y合金塑性较差的问题,研究了固溶态和不同温度锻造加工态高强Mg-Gd-Y合金的组织与性能。结果表明,固溶态Mg-Gd合金的晶粒尺寸不均匀,平均尺寸约225μm;当锻造加工温度为440℃和410℃时,合金中第二相的数量较多,大量弥散分布的第二相的存在可以抑制动态再结晶的形成;随着锻造加工温度的降低,Mg-Gd合金的抗拉强度和屈服强度呈现逐渐升高的趋势,在锻造加工温度为470℃时,Mg-Gd合金的断后伸长率达到最大值19.2%,降低锻造加工温度至440℃和410℃时,断后伸长率反而有所降低;固溶态Mg-Gd合金的拉伸断口呈现脆性断裂的特征;锻造加工温度为500℃的拉伸断口呈现混合断裂特征,而锻造加工温度为410℃、440℃和470℃时Mg-Gd合金的断口都呈现为韧性断裂特征。     

Al-7Sn-1.1Ni-Cu-0.2Ti轴承合金微观组织与力学性能

采用扫描电镜、能谱分析、金相显微镜与WDW-100KN万能拉伸试验机研究Al-7Sn-1.1Ni-Cu-0.2Ti轴承合金的微观组织与力学性能,结合盘-销式摩擦磨损试验机考察合金不同组织状态的润滑性能。结果表明:Al-7Sn-1.1Ni-Cu-0.2Ti合金凝固收缩率为1.13%,铸态抗拉强度、屈服强度、伸长率与布氏硬度分别为191,147MPa,15.6%与34.6HBS,随着低温时效与退火热处理过程的进行,抗拉强度略有上升,屈服强度保持不变,伸长率与布氏硬度均呈现出先上升后下降的变化趋势;沿晶界分布的共晶Sn相形貌受界面张力作用逐步由板片状与骨骼状转变为层片状与短棒状,部分吸热脱溶析出在晶界处形成空腔结构,初生α-Al基体平均晶粒尺寸为182μm。与铸态和340℃退火6h相比,经175℃时效10h后,摩擦因数降低了28.6%与78.6%,体积磨损量减少了157.1%与471.4%,断口形貌以沿晶断裂与韧窝断裂为主。     

退火对玻璃包覆Fe_(69)Co_(10)Si_8B_(13)非晶微丝磁性能及力学性能的影响

研究了退火对玻璃包覆Fe69Co10Si8B13非晶合金微丝磁性能和力学性能的影响。结果表明,退火温度为450℃时,矫顽力和剩磁比最小,轴向和径向矫顽力分别为1.8Oe和8.5Oe,比退火前降低了31%和36%,轴向和径向剩磁比分别为0.031和0.012,比退火前降低了74%和63%。当退火温度低于450℃时,芯丝抗拉强度基本保持不变,平均抗拉强度约2500MPa;当退火温度高于450℃时,芯丝抗拉强度迅速降低。未退火及退火温度低于450℃退火时,合金芯丝断口存在少量的脉状花样,且脉状花样及花样交叉的数量越多,所对应的芯丝抗拉强度越高;经500℃以上退火后,放射状撕裂区占芯丝断口大部分面积,芯丝表现出更大的脆性。在450℃20min条件下退火,微丝具有较低的矫顽力和较高的强度,综合性能优良。     

一种新型高锌Al-Zn-Mg-Cu合金的热处理工艺

采用热顶直冷半连续铸造法制备了一种Zn元素含量达9.6%(质量分数)的Al-Zn-Mg-Cu系铝合金。利用金相显微镜、透射电镜进行微观组织观察,采用差热分析仪测试相转变温度。测试了硬度、拉伸性能并利用扫描电镜进行断口分析。表明:铸锭的铸态组织细小,晶间共晶相较少,共晶相的熔化温度为473.4℃。铸锭的均匀化工艺为465℃/24h,经均匀化处理后,晶界变为断续状,晶界相明显回溶。通过挤压法制备合金棒材,系统研究挤压棒材在不同温度下的单级和三级时效硬化曲线。表明在135℃/12h的单级时效制度下,合金挤压棒材的峰值硬度为197.7HBS,抗拉强度、屈服强度和伸长率分别为727.5,718.0MPa和9.3%;在120℃/24h+190℃/5min+135℃/3h的三级时效制度下,合金挤压棒材的峰值硬度为204.7HBS,抗拉强度、屈服强度和伸长率分别为764.0,749.0MPa和7.2%。     

The influence of post‐heat treatments on the tensile strength and surface hardness of selectively laser‐melted AlSi10Mg

To improve the mechanical properties of cast aluminium alloys several post‐heat treatments are known. However, these treatments cannot directly be transposed to additively via selective laser melting manufactured aluminium alloys, e. g., aluminium‐silicon‐magnesium (AlSi10Mg). Therefore, this study aims to determine suitable post‐heat treatments to optimise the mechanical properties of SLM‐built AlSi10Mg specimen. The influence of various post‐heat treatment conditions on the material characteristics was examined through hardness and tensile tests. The findings indicate that the Vickers hardness and ultimate tensile strength could not be improved via secondary precipitation hardening, whereas the fracture elongation shows a value which is distinctly higher than the values of a comparable cast alloy. Solution annealing at 525 °C reduces the hardness and the ultimate tensile strength by about 40 % and increases the fracture elongation three times. A subsequent precipitation hardening allows recovery of 80 % of the as‐built hardness, and 90 % of the previous ultimate tensile strength combined with maintaining an improved fracture elongation of about 35 % compared to the respective as‐fabricated condition.