超高强Al-9.0Zn-2.7Mg-1.8Cu-0.12Zr合金均匀化工艺

采用硬度和电导率测试、差热分析、金相观察和电子显微分析方法,研究了均匀化过程中超高强Al-Zn-Mg-Cu-Zr合金硬度、电导率和显微组织的演变规律。结果表明:铸态合金主要由过饱和固溶体α(Al)及非平衡共晶组织组成。在300~490℃均匀化过程中,其显微组织发生了如下变化:一方面,η相和Al3Zr相的析出行为随着均匀化温度的改变而呈现出规律性的变化;另一方面,随着均匀化温度的升高,铸态合金的枝晶组织和枝晶间粗大的非平衡相逐步消失,其硬度先降低后升高,电导率先升高后降低,这种性能变化与组织结构变化一一对应。合金铸锭适宜的均匀化工艺为450℃保温24 h,均匀化过程动力学分析结果与实验结果基本吻合。     

Al-6.3Zn-2.4Mg-2.3Cu合金的均匀化处理工艺

通过分析了铝合金成分,结合热处理原理和企业生产要求,对均匀化热处理工艺进行了改进,利用金相分析、能谱分析等方法分析了不同的热处理工艺效果。结果表明,采用460℃×10 h+475℃×24 h的二级均匀化退火工艺,保证均匀化效果的同时能够节省时间14 h;采用420℃×8 h+465℃×10 h+475℃×12 h的三级均匀化退火工艺效果最佳,晶界处的粗大组织完全消失,只有Al、Cu和少量杂质Fe元素,同时可节省时间20 h,提高生产效率。     

Al-9.1Zn-1.9Mg-1.6Cu合金均匀化工艺研究

采用光学显微镜、扫描电镜、能谱分析、X射线衍射分析和差示扫描量热分析研究了Al-9.1Zn-1.9Mg-1.6Cu合金铸态与均匀化态显微组织及相组成演化规律。试验结果表明,该合金铸态组织中存在大量的非平衡低熔点共晶相,其初始熔化温度为475℃;合金铸态组织相组成包括α-Al、η-MgZn2及少量的Al7Cu2Fe相;在460℃以上均匀化后,该合金处于α-Al单相区,组织中非平衡低熔点共晶相均能固溶于基体内;465℃×24h是该合金适宜的均匀化处理工艺。     

RE对铸造Al-6Zn-2.5Mg-1.8Cu合金热裂倾向性的影响

在铸造Al-6Zn-2.5Mg-1.8Cu合金中分别加入0、0.05%、0.1%和0.15%的RE,研究了RE对合金的热裂倾向、微观组织和力学性能的影响。结果表明,RE的加入可细化晶粒尺寸,提高合金的力学性能,降低合金的热裂倾向。在加入范围内,RE含量为0.1%时,热裂倾向性最低,晶粒尺寸最小,力学性能最佳,合金的抗拉强度和伸长率分别为180MPa和3%。     

Al-6.3Zn-2.3Mg-2.2Cu合金均匀化过程的组织演变

采用金相、扫描电镜、DSC分析和X射线衍射分析等方法,研究了Al-6.3Zn-2.3Mg-2.2Cu合金铸态和均匀化态的显微组织、相组成与分布状态,并进行了单级和双级均匀化后合金的组织对比。结果表明:试验合金经过465℃24h+480℃12 h双级均匀化处理后成分更均匀,残留相更少,达到更加理想的均匀化状态。     

Al-7.6Zn-1.6Mg-1.9Cu合金均匀化退火制度的研究

利用光学显微镜(OM)、扫描电子显微镜(SEM)、透射电子显微镜(TEM)、能谱分析(EDS)、X射线物相分析(XRD)和差示扫描量热法(DSC)研究了Al-7.6Zn-1.6Mg-1.9Cu铝合金的均匀化退火制度。结果表明:Al-7.6Zn-1.6Mg-1.9Cu合金铸态组织偏析严重,非平衡共晶相α(Al)+Mg(AlZnCu)2沿晶界呈连续网状分布,初始回溶温度为476℃,该合金在480℃均匀化退火时发生过烧;合金经不同均匀化退火后,非平衡共晶相发生不同程度的回溶,均匀化退火温度越高,时间越长,第二相回溶越好;该合金经420℃10h+470℃24h均匀化处理后,第二相回溶充分,且析出弥散分布的Al3Zr粒子,抑制后续固溶加工过程中的再结晶,可以作为合金合理的均匀化退火制度为420℃10h+470℃24h。     

Mg-6Zn-6Al-0.5Mn-0.6Si-0.1Ca合金的组织和性能

在CO2+0.5%SF6的混合气体保护下制备了Mg-6Zn-6Al-0.5Mn-0.6Si-0.1Ca合金,并对该合金的组织和性能进行了研究。研究结果表明:合金的铸态组织由基体α-Mg固溶体、分布在晶界上的三元相τ(Mg32(Al,Zn)49)相和一些呈颗粒状分布于基体上的Mg2Si相。经固溶处理后,部分τ(Mg32(Al,Zn)49)相固溶到基体中,使呈断网状的三元相逐渐减少,分布逐渐弥散。该合金具有较好的综合力学性能。     

热处理对Al-6Zn-2Mg-2Cu合金晶间腐蚀行为的影响

采用显微分析技术和统计分析方法研究了Al-6Zn-2Mg-2Cu合金经固溶+T6或T76时效处理后的显微组织和在腐蚀环境下的晶间腐蚀行为及腐蚀深度的动力学。结果表明:T76时效后,第二相细小弥散分布在晶粒内部,体积分数较大,且在其晶界处也有析出物分布,晶粒尺寸更为细小;经T6时效后的合金,第二相颗粒较大,呈分布于晶内;与经T6处理后的相比较,经T76时效后的合金具有更强的抗晶间腐蚀性能;经T76、T6时效处理后,合金的晶间腐蚀随时间变化曲线分别为:y=6.43898x~(0.43698)、y=7.72673x~(0.43702)。     

Zr和Ho对Al-6Zn-2.5Mg-1.6Cu铸态合金组织和性能的影响

通过熔铸方法制备了含Ho和Zr的Al-Zn-Mg-Cu高强铝合金样品,采用金相显微镜、扫描电镜和能谱分析仪观察和分析合金的组织及成分,采用显微硬度计、涡流电导仪及拉伸试验等方法对合金的性能进行了研究。结果表明,同时添加Ho、Zr后,合金组织显著细化,且杂质减少,晶界净化。当加入0.5%Ho、 0.2%Zr时,合金的力学性能最优,其抗拉强度为221 MPa,伸长率为3.83%。当加入0.5%Ho时,合金的硬度、电导率下降,但再加入Zr后,随着Zr含量的增加,硬度逐渐增加,而电导率呈缓慢降低的趋势。综合考虑合金的组织和性能,合金中Ho、Zr的最佳加入量应分别为0.5%、0.2%。     

快速凝固Al-5Zn-2.5Mg-2.5Mn合金的显微组织演化

利用DSC、X射线衍射 (XRD)、透射电镜 (TEM)和能谱分析研究了快速凝固Al 5Zn 2 5Mg 2 5Mn(质量分数 )合金急冷态和退火态的显微组织 ,同时测定了该合金的硬度。DSC曲线有四个放热峰 ,位于 90～ 110℃、2 6 0℃、4 6 0℃和 4 80℃ ,它们分别对应于 η相 (MgZn2 )、T相 (Al2 Mg3Zn3)、Al3Mn相和Al6 Mn相的析出或转变 ,分析结果与XRD和TEM分析一致。研究还表明 :快凝合金急冷态组织为过饱和Al基固溶体 ,无其它相存在 ;快凝合金经 30 0℃× 1h处理后 ,出现 η和T相 ,此时无Al Mn相出现 ;快凝合金经 5 0 0℃× 1h处理后 ,出现了Al Mn弥散相 ,而 η和T相溶入固溶体 ,Al的点阵常数和合金硬度变化验证了上述显微组织的演化过程。随着Al Mn相的析出或转变 ,合金硬度显著提高     

硅对Zn-40Al-2.5Cu合金性能的影响

采用螺旋形流动性试验、尺寸稳定性试验、磨损性试验等方法,研究了硅含量对Zn-40Al-2.5Cu合金的流动性、尺寸稳定性及耐磨性能的影响规律.结果表明:随着硅含量的增加,Zn-40Al-2.5Cu合金的流动性和密度逐渐减小,尺寸稳定性逐渐增大,硅含量为4.5wt％时合金具有最好的耐磨性能.     

挤压铸造Al-7.2Zn-2.2Mg-1.8Cu合金的偏析

通过对Al-7.2Zn-2.2Mg-1.8Cu合金进行直接挤压铸造成形,研究了挤压铸造过程中凝固组织偏析的分布规律。结果表明,挤压铸造凝固组织存在较为严重的宏观和显微偏析,压力作用导致铸件心部富含溶质元素,形成宏观异常偏析;晶内枝晶和晶间共晶相成分差异形成显微偏析,且挤压铸造提高了凝固速度,降低了显微偏析的程度。     

挤压铸造和固态热挤压Al-6Zn-2.5Mg-1.8Cu合金的显微组织和力学性能（英文）

利用挤压铸造技术,在不同比压下制备Al-6Zn-2.5Mg-1.8Cu合金坯料,然后对性能最好的挤压铸造坯料进行固态热挤压。结果表明:比压从0增加到250 MPa时,树枝晶变得细小而圆整。由于外加压力增加了合金元素的固溶度,因此,MgZn_2相数量减少。当比压从250MPa增加到350 MPa时,合金的晶粒尺寸变大。固态热挤压后,α(Al)树枝晶被明显细化,并且MgZn_2相均匀弥散地分布在合金的显微组织中。固态热挤压后,合金的极限抗拉强度为605.67 MPa,伸长率为8.1%。与金属型铸造合金相比,抗拉强度增加了32.22%,伸长率增加了15.71%。金属型铸造和挤压铸造的断裂方式分别为沿晶断裂和准解理断裂。然而,挤压铸造成形后固态热挤压工艺的合金断裂方式为韧窝断裂。细晶强化作用是合金抗拉强度和伸长率提高的主要原因。     

Al-8.0Zn-2.0Mg-2.1Cu合金均匀化过程中Al2CuMg相的消除

采用光学显微镜(OM)、扫描电镜(SEM)、电子探针显微分析(EPMA)、X射线衍射(XRD)以及差示扫描量热仪(DSC)研究了一种高合金化Al-8.0Zn-2.0Mg-2.1Cu(wt%)合金在均匀化过程中难溶相Al₂CuMg的形成以及实现其充分溶解的工艺。结果表明:铸态时,合金中主要的非平衡凝固相为Mg(Zn, Al, Cu)₂相,Zn、Mg、Cu元素偏聚严重。经过470 ℃×40 h一级均匀化后,虽然Mg(Zn, Al, Cu)₂相逐渐回溶至基体中促进了合金中枝晶网络的基本消除,但合金中形成了一种耐高温的有害相Al₂CuMg。进一步采用485 ℃×14 h的高温均匀化工艺实现了合金中耐高温相Al₂CuMg的充分回溶。扩散动力学分析表明,470 ℃×40 h+485 ℃×14 h的双级均匀化工艺足以使合金中的非平衡相回溶至基体中。     

Al-6.3Zn-2.0Mg-0.32Cu合金熔铸工艺与质量控制

通过光学显微镜(OM)、场发射扫描电镜(SEM)和X射线衍射分析仪(XRD)等设备从炉料、熔炼、炉内精炼、熔体在线净化处理以及铸造工艺参数等方面研究Al-6.3Zn-2.0Mg-0.32Cu铝合金铸锭的熔铸工艺。结果表明,回炉料控制在10%以内,同时将Zn/Mg比例设定为3.2,采用双转子精炼系统进行熔炼,再分别将铸造速度、铸造温度和冷却水流量设定为64～69 mm/min、700～715℃和138～144 m³/h/根,能使熔体含氢量控制在0.14 mL/100 g之内,降低含渣量和铸锭偏析,为后续该规格铝合金铸锭的生产提供数据支持。     

回归再时效处理对Al-6Zn-2Mg-2Cu合金力学性能及耐蚀性的影响

通过维氏硬度测试、拉伸测试、剥落腐蚀与晶间腐蚀试验、扫描电镜(SEM)与透射电镜(TEM)分析等手段,研究了回归再时效(RRA)处理对Al-6Zn-2Mg-2Cu合金力学性能及耐腐蚀性能的影响。结果表明:经RRA处理后的Al-6Zn-2Mg-2Cu合金硬度、强度与单级时效(T6态)相当,均高于双级时效(T73态)。RRA 190℃×40 min处理,合金硬度达到最高,回归时间继续延长,硬度逐渐减小。Al-6Zn-2Mg-2Cu合金经不同时效处理后抗腐蚀性能由低到高依次为:T6、RRA 190℃×20 min、RRA 190℃×40 min、RRA 190℃×60 min、T73。RRA处理可保持Al-6Zn-2Mg-2Cu合金高强度的同时提高其抗腐蚀性能。经120℃×24 h+190℃×40 min+120℃×24 h的RRA处理后,合金硬度较高且腐蚀敏感性小,具有良好的综合性能。     

升温速率对Al-4.76Zn-2.13Mg-1.18Cu合金力学性能的影响

研究了Al-Zn-Mg-Cu合金在升温时效过程中的力学性能变化以及合金内部析出相的转变规律。试验结果表明,升温时效可明显提高Al-4.76Zn-2.13Mg-1.18Cu合金的强度,在升温时效(180℃,40℃/h)条件下,只需要2 h的时效时间就可使合金达到峰时效的力学性能。随时效升温速率的降低与升温终止温度的升高,合金内部析出相尺寸增大。     

多级时效处理对Al-4.74Zn-2.13Mg-1.20Cu合金性能的影响

对Al-4.74Zn-2.13Mg-1.20Cu合金进行了几种不同的多级时效处理,采用显微硬度仪、拉伸实验、扫描电镜以及透射电镜等研究了Al-4.74Zn-2.13Mg-1.20Cu合金在峰时效下多级时效过程中的力学性能变化以及合金内部析出相的转变。结果表明,120℃×24 h为合金的峰时效工艺参数;双级时效可明显改善合金的电导率,但使合金强度、硬度降低;三级时效既可使合金达到峰时效下的力学性能,又可以提高合金的电导率,三级时效(120℃×24 h+180℃×1 h+120℃×24 h)下合金的综合性能最好。双级时效使合金内部晶粒粗大,随三级时效时间的减少,合金内部析出相尺寸也减小。     

Mg-3Al-6Zn-2Y合金的动态压缩性能研究

在0.001、900、1300s-13个应变率下,研究了Mg-3Al-6Zn-2Y合金的压缩性能及微细观变化。结果表明:随应变率增大,合金应变硬化率增大,极限强度与屈服强度增大;强化相Al2Y、Al12Mg17与过渡相MgZn2含量减少;合金产生{1012}<1010>孪生,位错密度增大,出现缠结,并在孪生界面塞集。强化相减少对强度的弱化作用与高密度位错塞集的强化作用相互竞争。