新型超高强铝合金铸态及均匀化态组织研究

通过相图计算和试验相结合的方法,研究了一种航空用新型高损伤容限型超高强铝合金的铸态及均匀化态组织。结果表明,合金铸态组织第二相主要为MgZn2型晶体结构的σ相,还存在MgZn2相及极少量A17Cu2Fe相。新型超高强铝合金在7055铝合金成分基础上,通过合理调整Zn、Mg、Cu元素含量及其配比,使合金组织中不生成S相,在保证合金强度的前提下,能提高合金的断裂韧度、抗腐蚀等损伤容限性能,同时能简化均匀化、固溶等热处理工艺。     

强化均匀化对7B04铝合金铸态组织与性能的影响

研究了强化均匀化 (大幅度延长均匀化时间 ,略高于传统均匀化温度 )对 7B0 4铝合金铸态组织和性能的影响。结果表明 :在 4 6 8℃× 4 8h的均匀化制度下 ,材料的铸态组织得到明显的改善 ,非平衡凝固形成的多相组织基本上转变成均匀化组织 ,材料的伸长率较传统均匀化提高 14 % ,为后续压力加工和热处理奠定了基础。     

7150铝合金铸态及均匀化态显微组织

采用光学显微镜、扫描电镜、透射电镜、能谱仪和X射线衍射仪等设备,研究了铸态和均匀化态7150铝合金的显微组织、元素分布和析出相的形态、成分和结构.结果表明,7150铸态合金组织中主要为α(Al)和Mg(zn,Cu,Al)2+α(Al)共晶组织,并有少量的Al2CuMg相存在.在均匀化过程中发生了Mg(Zn,Cu,Al)2→Al2CuMg的转变,同时析出η相和与基体共格的Al3Zr弥散相.     

5083铝合金均匀化退火工艺研究

对5083铝合金的均匀化退火工艺进行了研究.结果表明:经465℃×35h均匀化退火的5083合金组织中残留相有(FeMn)Al6和少量的β(Mg2Al3),揭示了均匀化工艺对合金组织和性能的影响规律,进而为工业化生产提供了理论依据.     

均匀化工艺对5182铝合金铸锭组织的影响

采用差示扫描量热仪、光学显微镜、扫描电镜等测试分析手段,研究了高温短时(520℃/2 h)和低温长时(460℃/24 h)两种均匀化工艺对5182合金铸锭显微组织的影响。结果表明,高温短时均匀化热处理后,非平衡Mg2Si共晶相发生回溶、变薄,利于破碎;金属间化合物的形貌易于破碎;析出相的形貌、尺寸、数量和分布有利于再结晶过程的进行,其均匀化效果优于低温长时均匀化工艺。     

5059铝合金的铸态及均匀化组织

用万能材料试验机对合金的抗拉强度、屈服强度和伸长率进行测试,借助光学金相显微镜和扫描电镜观察合金均匀化热处理前后显微组织和成分变化,探索5059铝合金铸锭的最佳均匀化热处理工艺。结果表明,随着合金均匀化温度的提高,低熔点第二相快速溶解,但在480 ℃时均匀化时合金基体中出现过烧组织;均匀化温度为460 ℃时,保温24 h后,原铸态合金中β相较大程度地溶回到基体,同时不均匀组织和枝晶网状组织基本消除,继续延长保温时间,合金的组织没有明显变化,因此5059合金的最佳均匀化热处理工艺为460 ℃×24 h。     

均匀化退火对3003铝合金冷轧板组织的影响

利用OM、SEM及EDS等手段,研究了均匀化退火对电解铝液直接铸轧3003铝合金冷轧板显微组织的影响。结果表明,均匀化退火前的3003铝合金冷轧板组织中存在较多粗大的针片状FeAl3相,少量圆颗粒状(Fe,Mn)SiAl相及短棒状(Fe,Mn)Al6和MnAl6相;均匀化退火后,Mn从过饱和固溶体中析出,置换FeAl3中的部分Fe而形成大量(Fe,Mn)Al6相,针片状FeAl3相明显减少,同时在晶间析出大量圆颗粒状(Fe,Mn)SiAl及短棒状MnAl6相。     

一种Al-Mg-Si-Cu-Mn合金铸态及均匀化退火组织研究

采用金相显微镜(OM)及能谱仪(EDS),研究了Al-0.9Mg-0.9Si-0.6Cu-0.6Mn合金的铸态及其均匀化后的组织,并对合金的铸态组织及均匀化退火过程中相的演化进行了分析.结果表明:合金的铸态组织中存在大量的网状化合物和球状析出物,分别是α-Al+Ai(MnFe)3Si2的共品体和富铜相.均匀化退火过程中,随均匀化退火温度的升高,网状结构α-Al+Al(MnFe)3Si2的共晶体逐渐变成球状细小颗粒Al(MnFe)3Si2相,材料的微观组织得到改善.经560℃×6 h退火,均匀化过程基本完成,品粒未发生明显的粗化.     

6022铝合金铸态组织研究

采用金相显微镜(OM)及扫描电镜(SEM)对6022铝合金的铸态组织进行了观察,并采用能谱分析仪(EDS)对合金在凝固过程中的形成相进行了分析.结果表明,6022合金铸态组织中主要存在α-Al、Mg2Si、Si和β-Al5FeSi等相,在合金的凝固过程中,不仅产生α-Al Mg2Si的二元共晶结构,而且还产生α-Al Mg2Si Si三元共晶结构.合金凝固过程为L→α-Al L1→α-Al (α-Al β-Al5FeSi) L2→α-Al (α-Al β-Al5FeSi) (α-Al Mg2Si) L3→α-Al (α-Al β-Al5FeSi) (α-Al Mg2Si) (α-Al Mg2Si Si).     

铸态及均匀化处理3003铝锰合金的组织和性能

用SEM和EDS等方法研究了细晶铝锭熔铸的3003铝锰合金以及Al-10Ti中间合金、Al-5Ti-1B中间合金细化的3003铝锰合金铸态及均匀化处理状态的组织和力学性能.结果表明,在铸态情况下,由细晶铝锭熔铸试样的晶粒细小、析出相弥散且细小,力学性能最好,尤其是其伸长率明显高于其他试样;均匀化热处理后,试样的析出相发生了球化,且伸长率有所提高,由细晶铝锭熔铸试样的析出相有粗化趋势,其伸长率略低于Al-10Ti中间合金熔配试样,但仍高于Al-5Ti-1B中间合金熔配试样,因此细晶铝锭可取代Al-10Ti、Al-5Ti-1B中间合金来改善3003铝锰合金的组织及性能.     

单级时效制度对7150铝合金组织和性能的影响

通过硬度测试、电导率测试、室温拉伸性能测试和显微组织观察(TEM),研究了7150铝合金在单级时效处理过程中时效温度和时效时间对其合金组织和性能的影响.结果表明,7150铝合金有很强的时效强化效应,时效初期,合金硬度迅速上升;单级时效处理的温度越高,合金达到峰时效所需的时间越短.120℃时效时,28 h合金达到硬度峰值;140℃时效时,合金12 h达到硬度峰值;合金在120℃和140℃时效时,过时效现象不明显;电导率随时效时间的延长而不断上升,时效温度越高,电导率的增长速率越快;120℃峰时效时合金基体内有大量细小相析出,晶界析出相呈连续分布;在120℃进行过时效处理,合金粗大析出相数量明显增加,晶界析出相呈不连续分布,但合金的硬度、抗拉强度和屈服强度下降不大,伸长率有所下降.     

时效时间对7150铝合金组织和性能的影响

通过维氏硬度测试、电导率测试和拉伸、晶间腐蚀等测试方法,研究了预时效、回归及再时效三个阶段中的时效时间对7150铝合金组织和性能的影响,借助透射电镜观察时效处理各阶段合金的微观组织演变。结果表明:120℃×20 h欠时效作为预时效工艺,比120℃×24 h峰时效的晶内析出相更细小,高温回归时更利于回溶。在190℃短时回归5、15和30 min中,15 min回溶效果最好,硬度最低,再经120℃×24 h再时效后合金抗拉强度Rm、屈服强度RP0.2、伸长率A分别为622 MPa、573 MPa、10.8%,显微硬度为204 HV,力学性能与120℃×24 h单级峰时效时相近。经120℃×20 h+190℃×15 min+120℃×24 h处理后7150铝合金综合性能好,耐晶间腐蚀性能佳。     

微合金化元素对7005铝合金铸态组织与性能的影响

采用金相显微镜、SEM、EDS等试验方法研究了Al-10Ti中间合金、细晶铝锭、Sc-Zr以及Ti-Sc-Zr等细化方式细化的7005铝合金铸态组织和铸态力学性能.结果表明,由Al-10Ti中间合金细化的合金晶粒最大,平均晶粒直径约为330μm;由细晶铝锭细化的合金晶粒明显变小,平均直径在170μm左右,抗拉强度由Al-10Ti细化时的280MPa提高到了304MPa,伸长率由3.2%提高到4.2%.由Sc-Zr细化的合金的晶粒直径约为50μm,抗拉强度达到了330MPa,但伸长率只有2%;由Ti-Sc-Zr细化的合金的晶粒直径约为35μm,力学性能最好,抗拉强度达到338MPa,伸长率达到4.5%.     

7150铝合金三级过时效热处理制度

采用透射电子显微镜观察(TEM)和力学性能测试研究7150铝合金三级过时效热处理制度中各阶段对合金组织和力学性能的影响,并比较三级过时效热处理制度与单级峰时效、双级过时效、常规回归再时效(RRA)处理的组织和力学性能。结果表明:采用(110℃,16 h)欠时效制度作为合金的预时效制度,比采用(120℃,24 h)峰时效制度作为合金的预时效制度更有利于晶内析出相的回溶;采用(190℃,2 h)作为第二级高温时效制度,可以使合金晶内析出相部分回溶,晶界析出相充分断开;采用(110℃,16 h)+(190℃,2 h)+(120℃,16 h)三级过时效制度时,在同一电导率水平下,合金的抗拉强度损失明显低于采用双级过时效制度时合金的抗拉强度损失。     

Research on microstructure in as-cast 7A55 aluminum alloy and its evolution during homogenization

The microstructure of the as-cast 7A55 aluminum alloy and its evolution during homogenization were investigated by means of optical microscopy (OM), scanning electron microscopy (SEM), energy dispersive spectroscopy (EDS), X-ray diffraction (XRD), and differential scanning calorimetry (DSC) analysis. The results indicate that the microstructure of the as-cast 7A55 aluminum alloy mainly consists of the dendritic network of aluminum solid solution, Al/AlZnMgCu eutectic phases, and intermetallic compounds MgZn2, Al2CuMg, Al7Cu2Fe, and Al23CuFe4. After homogenization at 470°C for 48 h, Al/AlZnMgCu eutectic phases are dissolved into the matrix, and a small amount of high melting-point secondary phases were formed, which results in an increasing of the starting melting temperature of 7A55 aluminum alloy. The high melting-point secondary phases were eliminated mostly when the homogenization time achieved to 72 h. Therefore, the reasonable homogenization heat treatment process for 7A55 aluminum alloy ingots was chosen as 470°C/72 h.