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。     

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-2.3Mg-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-(7.8~9.0)Zn-1.6Mg-(1.0~2.2)Cu合金铸态及其均匀化组织

采用光学显微镜(OM)、X射线衍射(XRD)、差示扫描量热仪(DSC)和扫描电镜(SEM)及其附件能谱仪(EDX)研究Al-(7.8~9.0)Zn-1.6Mg-(1.0~2.2)Cu铝合金的铸态及其均匀化组织。结果表明:该铝合金的铸态凝固组织由α(Al)基体+Mg(Zn,Al,Cu)2非平衡共晶相组成;铸态组织中粗大非平衡共晶组织的体积分数随着Zn含量的增加而增大,且伴随其周围析出的条状、细小Mg(Zn,Al,Cu)2粒子也逐渐增多、粗化;当Cu含量(质量分数)为1.0%、1.4%、2.2%时,铸态组织晶内的独立第二相分别为T(Al2Zn3Mg3)相、S(Al2CuMg)相、T(Al2Zn3Mg3)相+θ(Al2Cu)相;各成分合金经过(470℃,24h)均匀化处理时,基体中仅剩下均匀化过程无法消除的尺寸较小、数量较少的初生富Fe相。     

高合金化Al-9Zn-2Mg-2Cu-0.3Ce合金均匀化过程中的组织演变

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-9Zn-2.0Mg-2Cu-0.3Ce(质量分数,%)合金的铸态微观组织,以及其均匀化过程中微观组织的演变,获得了较优的单级均匀化工艺。结果表明:铸态时,合金晶粒内部枝晶网络发达,Zn、Mg、Cu元素偏聚严重,合金中主要的非平衡凝固相为T(AlZnMgCu) 相和θ(Al₂Cu)相。经过470 ℃×48 h均匀化热处理后,合金中的枝晶网络基本消除,凝固相T逐渐回溶至基体中,主要的残留相为耐高温相Al₂CuMg、Al₈Cu₄Ce和Al₇Cu₂Fe。扩散动力学分析表明,470 ℃退火48 h的单级均匀化工艺足以使合金中的非平衡相回溶至基体中。     

喷射成形Al-9.97Zn-2.65Mg-1.94Cu-0.12%Zr合金均匀化过程中的组织演变

采用光学显微镜、扫描电镜、透射电镜、X射线衍射、差热分析等手段,研究了喷射成形Al-9.97Zn-2.65Mg-1.94Cu-0.12%Zr合金在均匀化过程中微观组织的演变。结果表明:均匀化处理可使合金中的一次析出相明显减少,经470℃均匀化处理24h的Al-9.97Zn-2.65Mg-1.94Cu-0.12%Zr合金的晶粒尺寸没有明显长大,大多数AlZnMgCu四元相回溶到基体中;均匀化态组织除α(Al)外,主要存在3种不同的相,分别为AlZnMgCu四元相、Al9FeNi相以及Al3Zr(L12)弥散粒子。     

均匀化退火对Al-4.8Zn-1.6Mg合金组织与硬度的影响

采用OM、SEM及硬度测试等手段研究了均匀化退火处理对Al-4.8Zn-1.6Mg合金微观组织与性能的影响。结果表明：合金铸态组织主要由-Al和晶界处非平衡低熔点第二相组成。随着退火温度升高或保温时间延长,晶界上熔点较低的非平衡第二相逐渐回溶到-Al中,偏析现象基本消除,合金元素分布趋于均匀。在退火时间保持不变时,随着退火温度升高,合金硬度逐渐上升。当退火温度不低于315 ℃时,随退火时间的延长,合金硬度呈下降趋势。当退火温度超过355 ℃时,随着退火时间的延长,合金硬度逐渐上升。该合金适宜的均匀化退火处理工艺为465 ℃/24 h。     

均匀化对Mg-5.9Zn-1.6Zr-1.6Nd-0.9Y合金组织性能的影响

分别利用差热分析、光学显微镜、扫描电子显微镜、能谱仪、X射线衍射仪等仪器对Mg-5.9Zn-1.6Zr-1.6Nd-0.9Y合金在其均匀化过程中,产生的微观组织演变进行了系统性的定性分析。在此基础上,测量了维氏硬度,定量化的分析合金的硬度变化。结果发现,Mg-5.9Zn-1.6Zr-1.6Nd-0.9Y合金的铸态组织由ɑ- Mg和Mg3(Y、Nd)2Zn3构成。合金在均匀化处理之前,拥有510℃的吸热峰,但是此吸热峰在合金在500°C×16小时的均匀化少量Mg3消失(Y、Nd)2Zn3相溶于470℃和490℃。然而,在500℃×16 h均匀化处理后,只有一小部分的富Y和富Nd细颗粒(MG3(Y,Nd)2Zn3)分散在晶界,基本消除了枝晶偏析。因此,最佳化参数为500℃16小时均能有效降低铸Mg-5.9Zn-1.6Zr-1.6Nd-0.9Y合金的硬度从185.2HV升高到144.2 HV。     

Al-4.3Zn-1.4Mg合金均匀化处理工艺研究

采用光学显微镜、差热分析、扫描电镜、能谱分析,研究了Al-4.3Zn-1.4Mg合金的铸态组织以及铸锭经不同均匀化制度处理后的微观组织。结果表明,Al-4.3Zn-1.4Mg合金的铸态组织中主要存在T相、Mg2Si相和AlFeMn相三种结晶相;铸锭过烧温度为479℃;铸锭经均匀化处理后,T相及Mg2Si相均回溶入基体,而主要含AlFeMn的过剩结晶相仅发生部分溶解。     

Al-8.2Zn-2.1Mg-1.5Cu(-0.1Pr)合金的显微组织与力学性能

通过铸锭冶金工艺,制备了含微量Pr的Al-8.2Zn-2.1Mg-1.5Cu合金.采用金相观察、力学性能测试及透射电镜分析,研究了质量分数为0.1%的Pr对基体合金的铸态及时效态的显微组织和力学性能的影响.结果表明,添加质量分数为0.1%的Pr能细化铸态合金的晶粒,抑制挤压态合金的再结晶,最终提高了基体合金的强度和断裂韧度;其抗拉强度达到713 MPa,断裂韧度KIC(S-L)达到26.5 MPa·m1/2.     

Al-6.1Zn-2.6Mg-1.6Cu超高强铝合金铸锭均匀化处理研究

采用金相组织和DSC分析方法研究了Al-6．1Zn-2．6Mg-1．6Cu超高强铝合金半连续水冷铸锭均匀化处理过程的过烧温度及组织转变。结果表明,Al-6．1Zn-2．6Mg-1．6Cu超高强铝合金的铸态组织中存在大量的非平衡凝固初生共晶体,其熔化温度为478℃;在470℃均匀化过程中该合金铸锭中的初生共晶体在向基体溶解的同时还转变成熔点约为490℃的产物;在470℃均匀化处理时间达到72h时,合金中的初生共晶体全部消失,但由初生共晶体转变而形成的熔点约为490℃产物在470℃均匀化处理过程不能被完全消除。     

时效制度对Al-7.1Zn-1.1Mg-1.6Cu-0.14Zr合金断裂行为的影响

通过拉伸性能测试及金相显微镜、扫描电镜和透射电镜分析对比研究了Al-7.1Zn-1.1Mg-1.6Cu-0.14Zr合金在T6与T74热处理状态下的力学性能、断裂行为和显微组织。结果表明:相对T6态,Al-7.1Zn-1.1Mg-1.6Cu-0.14Zr合金经T74处理后,强度降低了约15%,但延伸率和电导率分别增加了52%和29%。合金T6态的断裂方式为穿晶剪切和沿晶韧窝混合型断裂;经过T74处理的合金断裂方式为穿晶韧窝型断裂。不同热处理状态下,晶内和晶界组织对位错运动的共同作用是决定合金断裂行为的主要原因。     

Al-9.4Zn-1.9Mg-2.0Cu合金的热变形流变行为与本构方程

本文对Al-9.39Zn-1.92Mg-1.98Cu合金做等温热模拟压缩实验,变形温度为300 ℃~460 ℃,应变速率为0.001 s-1~10 s-1,变形量为60%。结果表明：变形时,合金的流变应力力随着变形温度的降低或应变速率的增大而增大。由于热变形时存在摩擦影响,对流变应力曲线进行修正.结果发现摩擦修正后的应力值低于实验值,摩擦力对流变应力的影响程度随着温度的降低和应变速率的增大而增大。基于经典的Arrhenius方程,考虑应变量对材料常数(α,n,Q和A)的影响,构建该合金在热变形时的本构方程。评价改进的本构方程预测能力发现流变应力值与实测值吻合度较高,其相关度高达93.5%。     

挤压铸造Al-6.8Zn-2.6Mg-2.3Cu的组织和性能

采用金相、扫描电镜和DSC热分析仪研究了挤压铸造Al-6.8Zn-2.6Mg-2.3Cu合金的显微组织、铸造性能和力学性能,并与Al-5.5Si-4.0Cu合金进行了对比研究。结果表明,熔体温度为720℃和740℃时,Al-6.8Zn-2.6Mg-2.3Cu合金的流动性能比Al-5.5Si-4.0Cu合金分别提高了10.9%和2.9%;挤压压力从0.1MPa增加到75.0MPa时,铸态Al-5.5Si-4.0Cu合金的抗拉强度和伸长率都略高于Al-6.8Zn-2.6Mg-2.3Cu合金,但经过T6热处理后,Al-6.8Zn-2.6Mg-2.3Cu合金的抗拉强度增幅比Al-5.5Si-4.0Cu合金高100MPa以上,这主要是因为Al-6.8Zn-2.6Mg-2.3Cu合金具有更强的时效强化效果。     

热处理对Mg-10．02Li-3．86Zn-2．54Al-1．76Cu合金力学性能的影响

研究了热处理对超轻Mg-10．02Li-3．86Zn-2．54Al-1．76Cu合金力学性能的影响。研究表明，随淬火温度升高（150℃～350℃），Mg及Al在口相中固溶程度增加，合金淬火硬度增加；350℃，1h淬火后的时效过程中未发现时效硬化现象，而α相及AlLi相从β相中析出将导致合金软化，且时效温度越高，软化速度越快。同时，淬火温度升高至250℃，固溶程度增加导致合金强度增加；淬火温度进一步提高至350℃，一方面由于晶粒长大，另一方面可能淬火后Mg在β相中过饱和度增加，α相易沿β晶界连续析出，导致合金强度及塑性大幅度下降。     

Strain-Compensated Arrhenius-Type Constitutive Model for Flow Behavior of Al-12Zn-2.4Mg-1.2Cu Alloy

在Gleeble-3500热模拟试验机上进行了挤压态Al-12Zn-2.4Mg-1.2Cu合金的等温压缩试验,获得了温度523~723 K、真应变0.1~0.6和应变速率0.001, 0.01, 0.1和1 s-1下的应力应变试验数据。基于Arrhenius本构模型,采用了含有Zener-Holloman参数的幂指数方程来描述温度和应变速率对流变行为的影响。采用线性回归分析的方法,研究了不同温度和应变速率下,材料常数随应变的变化规律。结果表明：除加工硬化率n外,其他材料常数Q,α,β和lnA3的数值均随着应变数值的增大而呈现出增大趋势;同时拟合出不同试验条件下不同材料常数的应变补偿方程,并借助于调整判定系数进行了应变补偿材料常数方程的拟合优度分析,在此基础上建立了试验合金的应变补偿本构模型。通过对比,分析了不同试验条件下的真实应力-应变曲线和建立模型的预测应力-应变曲线,并以相关系数R和平均绝对误差（AARE）为评价因子研究了考虑应变补偿Arrhenius本构模型的可靠性和适宜性,预测结果与试验结果相比较的R和AARE数值分别为0.995 82和6.66%,表明该模型精度高,可靠性好。     

Al-7.8Zn-1.6Mg-0.8Cu-0.14Zr合金的淬火敏感性研究

利用分级淬火方法测定了Al-7.8Zn-1.6Mg-0.8Cu-0.14Zr合金的时间-温度-性能(TTP)C曲线,并通过观察等温保温过程中显微组织和过饱和固溶体晶格常数的变化规律,对合金的淬火敏感性进行了研究。结果表明,合金的淬火敏感温度区间为233~396℃,鼻温为321℃,孕育期为13.829 s。在不同温度下等温时,晶格常数随时间延长先增大后减小,鼻温处的晶格常数值最大。     

挤压铸造不同Fe含量Al-Zn-Mg-Cu合金的微观组织和力学性能

通过力学性能测试、金相和扫描电镜分析等手段,研究了不同Fe含量挤压铸造Al-7.8Zn-2.5Mg-1.6Cu合金的微观组织和力学性能。结果表明,挤压压力由0增大到75 MPa时,0.4%Fe含量合金的力学性能逐渐接近0.1%Fe含量合金的力学性能。同时,随着挤压压力的增大,富Fe相的分布形态由晶界处的聚集分布逐渐变为离散的短杆状均匀分布,增大挤压压力明显降低Fe对材料力学性能的有害影响。