固溶时效处理对挤压态6082铝合金力学性能和组织的影响

采用拉伸试验机、光学显微镜和透射电镜等方法研究了固溶和时效处理工艺对挤压态6082铝合金力学性能和组织的影响。结果表明,经530 ℃固溶处理的试样强度高于550 ℃固溶处理的试样,经不同固溶温度处理后合金表现出不同的力学性能各向异性行为,而经时效处理后合金的屈服强度显著提升。550 ℃固溶处理的合金,晶粒明显长大。经时效处理后的试验合金中分布着大量的针状析出相,能有效阻碍位错的运动,提升材料的强度。经不同固溶+时效处理后的挤压态试验合金拉伸断口处均发现大量的韧窝,表现出韧性断裂的特征。     

3104铝合金固溶及时效处理后的冷轧织构

应用取向分布函数（ODF）研究了3104铝合金经不同温度固溶及时效处理后的冷轧织构组态。结果表明：经固溶时效处理后其冷轧织构中存在强度较高的旋转立方织构v{001}〈110〉组分,此外也含有一定强度的c{112}〈111〉、B{110}〈112〉和S{123}〈634〉织构组分,明显不同于未经固溶时效直接冷轧样品的织构组态特征。可能的原因是经固溶和时效处理后溶质原子和析出相粒子形态和数量的变化,它们在变形过程阻碍了位错滑移,使晶粒转动受阻,进而使不稳定取向旋转立方织构被不同程度的保留下来;此外,固溶温度越高,冷轧样品中不稳定取向旋转立方织构组分取向密度越小,时效温度对后继冷轧织构的影响也应归结为析出相粒子在变形过程中对位错滑移的阻碍,进而影响晶粒转动。     

ECAP制备的亚微米7050铝合金的力学性能和微观结构

采用等通道角挤压法 (ECAP法 )制备亚微米 70 5 0铝合金。为了提高合金的力学性能 ,在挤压过程中增加了固溶时效处理工艺 ,并对 70 5 0铝合金在不同处理工艺条件下的显微组织和力学性能的变化进行了研究。结果表明 :ECAP挤压后进行固溶和时效处理能明显提高合金的力学性能。退火态合金经过ECAP后 ,晶粒尺寸明显细化到亚微米级。将挤压一次的试样进行固溶处理和时效处理 ,合金的强度在 5 75MPa左右 ,而延伸率能达到2 5 .5 %左右 ;若经等通道角挤压过的试样在固溶处理后立即进行再次挤压 ,并配合时效处理 ,合金强度能迅速达到 6 16MPa ,延伸率为 16 .9%。     

573 K高温时效处理的Al-10Mg合金中粗大b(Al_3Mg_2)相对热压缩组织演化的影响及机理

对高镁Al-10Mg合金分别做了固溶与时效处理,固溶工艺为673 K、24 h,固溶后的高温时效工艺为573 K、24 h,并对固溶及时效态试样分别进行了两道次压缩实验。通过OM、XRD、EPMA、EBSD等分析表征手段,研究了时效析出的b相对高镁Al-10Mg合金热变形过程中的力学性能及微观组织演变的影响。结果表明,时效处理后晶粒内部析出了均匀分布的b相,两道次压缩实验后时效态试样的应力-应变曲线始终处于固溶态试样曲线的下方。第一道次压缩实验中时效态试样的硬化率低于固溶态试样的硬化率,在回复过程中固溶Mg原子对形变强化起主要作用;第二道次压缩实验中时效态试样的硬化率高于固溶态试样的硬化率,时效态试样内部的位错累积更显著并且更早地出现了再结晶软化。时效态试样压缩组织内残余了更多的形变储能,使b相激发出更多的小角度晶界,进而将变形晶粒基体切割成若干区块,促进了再结晶形核,从而细化了再结晶晶粒。时效态压缩组织各区块的Schmid因子分布更均匀,在后续变形过程中能承受更多的塑性变形。再结晶形核不再局限于晶界凸出(bulging)形核,再结晶晶粒不再具备典型的再结晶织构特性,各向异性被弱化。b相阻碍了位错的滑移,将部分变形储能累积在沉淀相周围的小角度晶界处,减少了滑移到变形晶粒晶界处的位错数量,从而减缓了变形晶粒晶格的旋转,使变形晶粒含有{001}和{101}2种面织构组分。     

固溶前预变形对6013型铝合金晶粒取向和组织性能的影响

采用光学显微镜、扫描电镜、电子背散射衍射技术、X射线衍射和室温力学性能测试、晶间腐蚀试验、剥落腐蚀试验等,研究了固溶前预变形对6013型铝合金晶粒取向和组织性能的影响。结果表明:预变形有利于减弱固溶处理后各晶面晶粒取向,预变形程度越高,晶粒取向减弱程度越大;预变形6013型铝合金固溶后,合金发生了再结晶,随着预变形量的增加,平均晶粒尺寸增加,位错密度降低,但合金的抗拉强度提高;预变形提高了6013型铝合金的腐蚀敏感性,固溶时效处理后发生了不同程度的晶间腐蚀和剥落腐蚀,晶间腐蚀最大深度和剥落腐蚀程度随预变形量的增加而提高。     

等通道角挤压变形AZ31镁合金的变形行为

研究挤压态和等通道角挤压(EcAE)态AZ31镁合金的变形行为与微观组织的相关性.结果表明,ECAE态AZ31镁合金的室温拉伸屈服强度与晶粒尺寸之间表现出反Hall-Petch关系,且拉压不对称性明显减弱;在室温压缩时表现出应变速率敏感性,并随变形温度升高,应变速率敏感性因子变大.挤压态合金的晶粒度为20 μm,具有典型的挤压丝织构,主要变形方式为基面位错滑移和孪生,导致了合金中明显的拉压不对称性.ECAE态合金平均品粒尺寸约为2μm,织构相对随机化,导致合金压缩时孪生比率明显下降,其他变形模式比率增加,提高了变形抗力,降低了拉压不对称性.ECAE态AZ31镁合金压缩的激活能接近其晶界扩散激活能,晶界滑移在一定程度上导致了合金的反Hall-Peteh关系的出现以及应变速率敏感性的增强.     

高应变速率多向锻造Mg-8Gd-1Er-0.5Zr合金的微观组织、织构及力学性能

以固溶态Mg-8Gd-1Er-0.5Zr(质量分数,％)合金为对象,研究了在高应变速率多向锻造过程中合金微观组织及织构的演变规律,并探讨了高应变速率多向锻造对合金力学性能的影响机制.结果表明,变形初期,合金晶粒内部的大部分{101ˉ2}拉伸孪晶被激发,随着累积应变(ΣΔε)的增加,孪晶面积分数降低,再结晶面积分数增高,再结晶机制以连续动态再结晶为主,同时伴有不连续动态再结晶和孪生诱导再结晶.合金晶粒细化分为2个阶段:当ΣΔε<1.32时,为孪晶破碎机制,晶粒尺寸由初始态的33.0μm细化至13.1μm;当ΣΔε≥1.32时,为动态再结晶细化机制,晶粒尺寸进一步细化至4.2μm.合金织构随ΣΔε增加由基面织构转变为双峰织构,且织构强度增加.ΣΔε=0.66时,多向锻造Mg-8Gd-1Er-0.5Zr合金的抗拉强度、屈服强度和延伸率分别达到295 MPa、252 MPa和13.8％,比固溶态分别提高了80％、157％和13.1％.     

形变诱导Inconel 625合金管材静态再结晶行为

使用室温压缩变形与再结晶退火处理研究了Inconel 625高温合金冷变形及再结晶行为,采用EBSD技术分析冷变形过程中的应变分布、晶粒尺寸变化、组织与织构演变,分析冷变形Inconel 625合金再结晶过程中再结晶分数、晶粒尺寸、组织及织构演变。研究表明,Inconel 625合金在变形量为35%~65%时具有良好的塑性,随着变形量的增加,晶粒尺寸减小,应变分布越均匀,{111}<112>织构和{110}<001>织构逐渐减弱,而{001}<110>织构和{112}<111>织构略为增强。冷变形Inconel 625合金再结晶退火处理后,随着退火温度与保温时间的升高,再结晶分数增大;随着变形量的增大,Inconel 625合金发生完全再结晶时温度减小,且发生完全再结晶时的晶粒尺寸变小,变形量为35%时,再结晶过程主要是{112}<111>织构{123}<634>变形织构转变为{110}<112>织构、{001}<100>织构与{124}<211>织构。随着变形量增加到50%及65%时,冷变形产生的{123}<634>织构在再结晶过程中转变成了{124}<211>织构。     

形变诱导Inconel 625合金管材的静态再结晶行为（英文）

通过室温压缩变形与再结晶退火处理研究了Inconel625高温合金冷变形及再结晶行为,采用EBSD技术分析冷变形过程中的应变分布、晶粒尺寸变化、组织与织构演变,以及冷变形Inconel625合金再结晶过程中再结晶分数、晶粒尺寸、组织及织构演变。结果表明,Inconel625合金在变形量为35%～65%时具有良好的塑性,随着变形量的增加,晶粒尺寸减小,应变分布越均匀,{111}112织构和{110}001织构逐渐减弱,而{001}110织构和{112}111织构略为增强。冷变形Inconel625合金经再结晶退火处理后,随着退火温度升高与保温时间的延长,再结晶分数增大;随着变形量的增大,Inconel 625合金发生完全再结晶时的温度降低,且发生完全再结晶时的晶粒尺寸变小,变形量为35%时,再结晶过程主要是{112}111织构和{123}634织构转变为{110}112织构、{001}100织构与{124}211织构。随着变形量增加到50%及65%时,冷变形产生的{123}634织构在再结晶过程中转变成了{124}211织构。     

热处理对喷射成形超高强Al-Zn-Mg-Cu系铝合金的影响

研究了2种不同热处理方式对喷射成形超高强度Al-Zn-Mg-Cu系铝合金的显微组织和力学性能的影响.观察了沉积态、挤压态、固溶及时效处理后样品的显微组织,对经时效处理的样品进行了力学性能测试.结果表明:沉积态合金晶粒均匀细小;挤压态合金存在大量的第二相颗粒,为富铜相;固溶处理后,合金出现了再结晶现象.在T6条件下,采用常规470℃单级固溶和时效处理,其抗拉强度仅为710 MPa,延伸率为6.5%;采用双级固溶和时效处理,其抗拉强度超过800MPa,延伸率达到9.3%.     

预变形对Al-Zn-Mg铝合金组织及力学性能的影响

系统研究了预变形温度对Al-Zn-Mg铝合金微观组织结构及力学性能的影响。运用光学显微镜和透射电镜观察了微观组织,扫描电镜表征了拉伸断口形貌,X射线衍射仪测试了宏观织构构成,万能拉伸试验机测试了力学性能。结果表明,在400 ℃的热轧温度下,力学性能指标最佳,屈服强度和抗拉强度分别达到325 MPa和455 MPa,伸长率达到14%。不同热轧温度下的拉伸试样断口均呈现为韧性断裂,断口处均存在数量和尺寸不一的韧窝。400 ℃热轧变形温度下,晶粒内部的位错缠结消失,形成了晶界附近规则排列的位错墙;450 ℃时,晶内的位错消失,主要为再结晶晶粒。在350 ℃和400 ℃热轧变形温度下,织构中存在明显的剪切织构,包括旋转立方织构{001}<110>和黄铜R织构{111}<112>和{111}<110>。450 ℃热轧变形温度下,出现明显的再结晶织构Cube_ND {001}<310>。     

10%冷变形对7A85铝合金时效微观组织性能的影响

采用半连续铸造工艺制备了7A85铝合金铸锭、挤压工艺制备截面尺寸为50mm×300mm的挤压带板,并对挤压带板进行固溶处理、10%冷压缩处理以及120℃人工时效处理。通过TEM观察、力学性能测试等手段,研究了10%冷变形对7A85铝合金时效微观组织演变规律的影响。结果表明,固溶处理后,10%冷变形处理使合金中产生大量位错,从而提高了合金强度;时效初期,10%冷变形处理的7A85合金中析出相数量较未冷变形处理7A85合金明显增多,起到一定预时效作用;时效末期,10%冷变形处理的7A85铝合金析出相与位错数量均高于未冷变形处理的7A85铝合金,使得合金抗拉强度与屈服强度提升,而伸长率降低。     

超快速加热退火下保温时间对5083铝合金组织及力学性能的影响

利用Gleeble-3500热模拟系统和电子背散射衍射(EBSD)技术对5083铝合金超快速退火组织的演变规律进行了研究,探讨了5083铝合金经过80%冷轧变形后以500 ℃/s加热至450 ℃时,不同保温时间(1~60 s,冷却速度40 ℃/s)对退火组织及力学性能的影响。结果表明,随退火保温时间从1 s延长到60 s,5083铝合金的平均晶粒尺寸由4.94 μm增大到6.44 μm,合金中主要产生了再结晶立方退火织构{001}<100>、旋转立方织构{001}<110>,以及少量的高斯织构{011}<100>和黄铜型织构{011}<211>。当退火保温时间从1 s增加到60 s,整体上合金中的再结晶退火织构先增强再减弱。退火保温时间对5083铝合金的强度影响较小,5083铝合金的屈服强度、抗拉强度没有明显的变化,分别约为170 MPa、326 MPa,而其伸长率由25.63%逐渐增大至30.06%,最后又降低至25.20%。     

7A75铝合金板材厚度方向的微观结构及性能

研究了热轧态7A75铝合金固溶处理后不同厚度处的微观组织演变和力学性能变化规律。采用光学显微镜和扫描电镜表征了微观组织演变、裂纹扩展路径和断口形貌,采用XRD测试了微观织构构成和残余应力情况,采用万能拉伸试验机测试了力学性能。试验结果表明:沿厚度方向,表面层、1/4厚度层和中心层的屈服强度分别为200、200和185 MPa,抗拉强度分别达到345、335和325 MPa,伸长率分别为20%、19.5%和22%,即中心层的强度最低而伸长率最高。表面层、1/4厚度层和中心层的晶粒平均尺寸分别为24.5、24.8和25.5 μm,均在24~26 μm的尺度范围内,差异不明显。表面层存在明显的平面应变织构,沿β取向线分布,1/4厚度层的织构构成主要为Copper织构{112}<111>,中心层呈现弱化的β取向线织构。表面层、1/4厚度层和中心层的残余应力分别为-18.5、-3.5和7.5 MPa,表面层和1/4层承受压应力,中心层承受拉应力。     

中间退火处理对AlMgSiCu铝合金冷轧板组织性能的影响

利用拉伸试验机、TEM透射电镜和XRD,研究了中间退火处理对6000系AlMgSiCu铝合金冷轧板力学性能和组织织构演变的影响。结果表明:经300 ℃×2 h和400 ℃×2 h的中间退火处理后,AlMgSiCu合金强度指标并未发生明显的改变。加工硬化指数(n)值和塑性应变比(r)值随中间退火温度的提高,呈现增加的趋势。经400 ℃×2 h中间退火处理后,n值达到了0.286,r值达到了0.623,大部分晶粒已演变为等轴晶粒。试样基体内主要存在3种形式的第二相,尺寸在1 μm左右的AlFeMnSi颗粒相,宽度在0.1 μm左右的长棒状AlMgSiCu相和球状Si颗粒相。长棒状AlMgSiCu相随着中间退火温度的升高先析出后溶解。无中间退火的板材,Brass{011}<211>织构和S{123}<634>织构的体积分数最高,分别达到了13.9%和25.7%。经400 ℃×2 h中间退火的试样,以Cube{001}<100>织构为主,体积分数达到了24.3%,r-Cube织构达到了10.5%。     

冷轧方式和退火温度对Al-4Cu-0.73Mg合金织构和微观组织的影响

采用硬度测试、X射线衍射(XRD)、电子背散射衍射(EBSD)等方法研究了单向轧制、交叉轧制和退火温度对Al-4Cu-0.73Mg(wt%)合金织构演变和微观组织的影响。结果表明:单向轧制试样在100~300 ℃退火保温1 h后显示出明显的Copper织构{112} <111>、S织构{123} <634>和Brass织构{011}<211>,而交叉轧制试样表现出强烈的Brass织构和H织构{011}<755>。当退火温度高于300 ℃,单向轧制和交叉轧制试样中的变形织构逐渐沿α取向线转变为由P织构{011}<001>、L织构{011}<011>、E织构{111}<110>和R织构{124}<211>等组成的再结晶织构。单向轧制和交叉轧制试样的晶粒尺寸随退火温度的升高先增加后减小,均在350 ℃退火1 h后有最大晶粒尺寸,分别约为8.2 μm和11.5 μm。单向轧制和交叉轧制试样均在冷轧后硬度值最高,约为108 HV,之后硬度值随退火温度的升高而逐渐下降,两种轧制试样的硬度值最终均稳定在50 HV左右。总体来看,轧制方式对试样织构的影响比对力学性能的影响大。     

6061铝合金环形锻件动态力学性能与失效行为

为了研究6061铝合金环形锻件在冲击载荷下的动态力学性能和失效行为,在室温下分别采用分离式霍普金森压杆装置(SHPB)与冲击摆锤试验机测试其动态压缩力学性能与动态冲击力学性能,并利用金相显微镜(OM)、扫描电子显微镜(SEM)对冲击试样进行了组织和断口的显微分析。结果表明:6061铝合金环形锻件在室温、高应变率下具有正应变率强化效应,经过固溶处理、时效处理后,其动态压缩强度逐渐提高,在3300 s^-1应变率下具有最大动态压缩强度,为365 MPa,而其塑性逐渐降低;室温下,6061铝合金环形锻件在固溶处理后具有相对优异的综合冲击性能,其最大冲击功为17.2 J,最大冲击韧性为215.1 k J·m^-2;锻后的冲击断裂为韧性断裂,固溶后的断裂为韧、脆混合断裂,时效后的断裂为脆性断裂。     

Preparation and characterization of Mg alloy rods with gradient microstructure by torsion deformation

Extruded AZ31 Mg alloy rods were subject to free-end torsion deformation at room temperature. The microstructure features of the torsion deformed samples were characterized using electron backscatter diffraction technique. Mg rods with gradient microstructure can be fabricated by torsion deformation. Inhomogeneous distribution of microstructure along the radial direction of the twisted rods is attributed to the linearly increasing strain accumulation and strain rate from core to surface. With increasing equivalent strain, both the amount of {10-12} twins and dislocation density increase and the c-axes of texture tend to rotate towards torsion axis. Although both dislocation slips and {10-12} twinning can be activated during torsion, dislocation slips are considered as the dominated deformation mechanism and responsible for the change of macro-texture for present torsion deformation. {10-12} twins and dislocations in the twisted samples can generate refinement hardening and dislocation hardening, respectively, to increase the hardness value.     

铸造冷却速度对Mg-4.4Zn-0.3Zr-0.4Y挤压态合金组织性能的影响

本文通过两种不同冷却速度制备成分相同、铸造组织特征不同的Mg-4.4Zn-0.3Zr-0.4Y铸态合金,研究不同铸造组织特征对挤压变形态合金组织和力学性能的影响。研究结果表明：与空冷铸造合金相比较,通过水冷冷却增大了熔体冷却速度,使铸态组织得到细化,抑制了W-相（Mg3Y2Zn3相）的形核,并促进了I-相（Mg3YZn6相）的生成,获得了更大体积分数的准晶相(I-相)。经过挤压变形后,水冷铸造合金中的再结晶晶粒细小均匀,经过挤压变形破碎的细小I-相颗粒弥散分布在基体上,{0002}基面织构得到弱化,而{101 ?2}织构强度增强,从而使挤压态Mg-4.4Zn-0.3Zr-0.4Y合金的强度和塑性都得到了大幅的提高。水冷铸造Mg-4.4Zn-0.3Zr-0.4Y合金经过挤压变形后,屈服强度和抗拉强度分别达到297.0MPa和327.3MPa,与空冷铸造挤压态合金相比分别提高了46.4MPa和21.4MPa。水冷铸造Mg-4.4Zn-0.3Zr-0.4Y挤压态合金的延伸率达到14.8%,与空冷铸造挤压态合金相比增大了4.7%。     

初始组织对热挤压Mg-6Al-2Ca-2Sm合金显微组织和力学性能的影响

对铸态Mg-6Al-2Ca-2Sm合金分别进行经固溶和固溶+时效处理获得不同初始组织试样,然后对不同初始组织的试样进行热挤压,研究了不同初始组织对热挤压Mg-6Al-2Ca-2Sm合金显微组织和力学性能的影响。结果表明：铸态合金经热挤压后发生明显的部分再结晶,显微组织得到显著细化；经固溶或固溶+时效处理能够改善合金组织,热挤压后合金显微组织分布更加均匀。初始组织分布能够改善热挤压Mg-6Al-2Ca-2Sm合金室温和高温力学性能,固溶+时效后进行热挤压,Mg-6Al-2Ca-2Sm合金具有最高的抗拉强度和延伸率。