变形处理对Zn-0.75Cu-0.15Ti 合金组织和力学性能的影响

中国富锌少铜,作为铜合金替代材料的Zn-Cu-Ti具有安全无毒、质轻价廉等一系列优点,已被广泛应用在机械制造、汽车制造等领域,因此探寻对Zn-Cu-Ti的变形处理以达到优秀的力学性能具有重要意义。本文将热挤压与多道次热轧工艺相结合来制备Zn-Cu-Ti板材,研究变形处理对合金微观组织和力学性能的影响。合金经热挤压变形后,合金晶粒尺寸减小,呈现细小等轴晶状结构,Zn基体中存在CuZn5和TiZn3第二相颗粒,变形后第二相颗粒有所增加。挤压后的合金经轧制变形处理,组织中晶粒存在长大现象,致使晶粒尺寸分布不均匀,第二相数量随着合金变形量增加而增多。轧制变形后,合金的抗拉强度存在一定程度下降,塑性提高,这主要归功于合金板材基体中Cu固溶强化作用的降低和晶粒长大。     

医用Zn-1.5Mg合金的组织与性能研究

研究了医用Zn-1.5Mg合金的微观组织变化,探讨了其对力学性能的影响.对铸态、均匀化处理和轧制态Zn-1.5Mg合金的微观组织进行了表征,分析了合金的相组成.选取变形量为49%和73%的轧制态Zn-1.5Mg合金,在模拟体液中分别浸泡1、2、4、8、14、22、32天,统计了腐蚀速率的变化.结果表明:铸态Zn-1.5Mg合金的相组成主要为η-Zn相、Mg_2Zn_(11)相和MgZn_2相,均匀化处理后MgZn_2相消失.铸态Zn-1.5Mg合金均匀化后共晶组织的片层状形貌消失,显微组织变得更加均匀.经总压下量73%轧制变形后,枝晶细化.轧制后的浸泡实验显示,样品浸泡4天后腐蚀速率基本保持在0.2 mm/a左右,电化学实验显示两种轧态试样腐蚀电压在-0.9 V左右.     

Cu-9.5Ni-2.3Sn合金的加工与组织性能

Cu-9.5Ni-2.3Sn合金具有很高的加工硬化特性以及固溶时效强化效果.通过急冷处理获得的α过饱和固溶体组织,利用冷变形和时效处理过程中出现的结构调整,提高合金的抗拉强度和延伸率.通过试验室配制的合金铸锭,研究合金热轧、冷轧加工过程及其性能的变化.试验研究结果表明:合金热轧前采取650℃×10 h均匀化处理,铸锭经850℃× 30min加热后热轧,50%一次冷轧,850℃×60min固溶,50%二次冷轧,480℃×2 h时效,65%三次冷轧变形后,合金的抗拉强度可达732.1 MPa、电导率为9.8%IACS.     

微量Ti、Cr对Al-Zn-Mg-Cu-Zr合金组织与性能的影响

通过拉伸试验、晶间腐蚀与应力腐蚀实验,结合金相观察和高分辨透射电镜分析,研究微量Ti和Cr对Al-Zn-Mg-Cu-Zr合金弥散相、再结晶与性能的影响。结果表明:在Al-Zn-Mg-Cu-Zr合金中,添加0.04%Ti(质量分数,下同)可使合金抑制再结晶的能力降低,从而导致合金的力学性能和抗应力腐蚀性能降低;复合添加0.04%Ti和0.04%Cr,形成含有少量Cr的Al3(Zr,Ti)弥散相,合金抑制再结晶的能力显著增强,合金在保持高强度的同时,抗应力腐蚀性能显著提高,抗拉强度为687.6 MPa,屈服强度为651.4 MPa,比不含Ti和Cr的合金分别提高15.3 MPa和7.8 MPa,应力腐蚀裂纹萌生时间由161 h延长至306 h。     

不同原始组织Ti80合金热变形行为及组织演变规律研究

通过热模拟压缩试验,研究了等轴组织和魏氏组织Ti80合金在温度850～1000℃、应变速率0.01～10 s-1、变形量20％～60％条件下的热变形行为及组织演变.结果表明:Ti80合金为温度敏感型和应变速率敏感型材料,两相区变形时软化机制以动态再结晶为主,单相区变形时以动态回复为主.低应变速率条件下(0.01 s-1...     

粉末冶金NiFe_(19)Al_(25)合金的组织与性能研究

用粉末冶金技术制备Ni-Fe-Al合金,将Ni、Fe、Al的元素粉与预合金粉等量混合后在500MPa下压制成形,于1280℃的温度烧结后进行热处理,对合金烧结态和淬火态进行密度、力学性能检测及X射线衍射分析、断口形貌及微观组织观察。结果表明:NiFe19Al25合金烧结态为(β+γ)双相组织,合金的密度达6.54g/cm3(相对密度为94.0%),抗拉强度达到771MPa,形变量为5.3%;合金淬火态处于(β′+γ)双相区,具有马氏体结构的NiFe19Al25合金在应力作用下呈现出线性超弹性,抗拉强度达到761MPa,形变量高达8.1%,最高形变恢复量超过4%。     

微量钪(Sc)对5A01合金性能与显微组织的影响

研究了在5A01合金基础上添加0．2％Sc和0．3％Sc后合金的显微组织、力学性能、腐蚀性能及焊接性能。结果表明，微量Sc的加入，初生Al3Sc或Al3（Sc，Zr）粒子可成为有效的非均质晶核，大大地细化合金的铸态晶粒，次生Al3Sc或Al3（Sc，Zr）粒子，能有效地钉轧位错和亚晶界，稳定亚结构并强烈抑制合金的再结晶。因此，加入Sc后的试验合金基体及焊接强度提高，腐蚀性能和焊接性能与5A01合金相当甚至更好。     

晶粒细化对Cu-40Ni合金在酸性含Cl-介质中耐蚀性能的影响

采用电弧熔炼（CA）和机械合金化（MA）通过热压烧结工艺制备了晶粒尺寸差别较大的Cu-40Ni合金，借助于PARM273A和M5210电化学综合测量仪，利用动电位扫描法和交流阻抗技术对比研究了上述合金在酸性含Cl^-介质中的腐蚀电化学性能以及腐蚀机制。结果表明：两种合金的腐蚀电位随时间逐渐稳定，在中性Na2SO4溶液中加入H2SO4和NaCl后，两种合金的自腐蚀电位负移；晶粒细化后，两种合金的自腐蚀电位则正移。两种合金在中性及酸性含Cl^-介质中均存在钝化现象，但在酸性含Cl^-介质中钝化区间很短，钝化能力较弱。两种合金的交流阻抗谱均由单容抗弧组成，反应由电化学过程控制。晶粒细化后，合金中存在大量晶界，参与腐蚀反应的活性原子数增加，促使MACu40Ni合金的腐蚀速度高于CACu-40Ni合金。     

Al-5.2Cu-0.4Mg-1.02Ag合金板材组织性能的研究

通过显微硬度测试、力学性能测试、透射电镜分析等于段研究了Al-5.2Cu-0.4Mg-1.02Ag合金板材存欠时效、峰时效、过时效的力学性能和显微组织.结果表明:合金主要强化相足Ω相和θ'相,它们之间存在竞相析出与长大的关系.欠时效时出现大量细小的Ω相和少量的θ'相,尺寸约为15 nm;峰时效时Ω相长大且θ"相增多,Ω相的体积分数达到最大值,尺寸约为40～60 nm,θ'相的尺寸约为40 nm;过时效Ω相体积分数有所减少而θ'相体积分数有所增加,θ'相尺寸约为70～100 nm,且有部分θ'相转变为θ相.峰时效时合金的抗拉强度和屈服强度达到最大值,断后延伸率随时效时间的延长有下降的趋势.     

AgCu_4Ni_(0.3)合金的内氧化动力学、组织结构和性能的研究

内氧化Ag基合金由于具有优良的导电性和导热性而成为一种重要的电接触材料。利用X射线衍射仪(XRD)、光学显微镜(OM)和显微硬度仪对AgCu4Ni0.3合金在大气条件下,700℃时的内氧化行为、组织结构以及性能进行研究,并从热力学和动力学的角度对合金的内氧化机制进行了分析。研究结果表明,在700℃氧化8.5 h后,AgCu4Ni0.3合金的氧化层主要由CuO以及NiO所组成,并没有明显的Ag的氧化物形成。Cu,Ni元素在合金中发生了明显的选择性氧化。横截面形貌表明厚度为0.8 mm的AgCu4Ni0.3合金在大气退火8.5 h后已完全氧化,CuO和NiO颗粒均匀弥散分布于氧化层基体中。内氧化后合金的硬度值(HV)高达126,远高于退火态初始合金的硬度。综上结果表明AgCu4Ni0.3合金在大气条件下的内氧化是可行的,且其内氧化动力学符合抛物线规律。这与AgCuNi合金的内氧化热力学计算结果完全一致,为AgCuNi合金的内氧化生产提供了可靠的理论和实验依据。     

喷射沉积Cu-7.5Ni-2.5Sn合金组织性能的研究

采用喷射沉积技术制备Cu-7.5Ni-2.5Sn合金,分析其显微组织与性能,并与熔铸态同类合金比较.研究结果表明:喷射沉积Cu-7.5Ni-2.5Sn合金具有细小的等轴晶组织,Sn分布较均匀,熔铸Cu-7.5Ni-2.5Sn合金为发达的树枝晶组织,Sn在晶界严重偏析;二种不同工艺制备的合金性能比较,喷射沉积合金具有更加优异的性能,其硬度、抗拉强度(σb)、屈服强度(σs)和伸长率(δ)分别比熔铸态合金提高38HRA、115.7MPa、29.8MPa和3.8%.     

Mg-9Gd-2Y-Sm-0.5Zr合金组织和耐蚀性能研究

通过OM、SEM和XRD实验观察并研究了Mg-9Gd-2Y-Sm-0.5Zr(%质量分数)合金的微观组织和析出相,并采用腐蚀失重实验对合金的耐蚀性能进行了测试。结果表明,Mg-9Gd-2Y-Sm-0.5Zr合金微观组织主要由沿晶界分布的枝状共晶相和少量分布在晶内的小颗粒状相组成;析出相有α-Mg,Mg5Gd和Mg24Y5相。实验研究了该合金在不同浓度的NaCl溶液中的耐蚀性能,结果表明该合金腐蚀程度随着NaCl浓度的增加而增加,腐蚀产物以Mg(OH)2为主,腐蚀速率较低,耐蚀性能较好。     

Al-4.3Zn-1.4Mg合金铸态组织研究

采用光学显微镜、扫描电镜、能谱分析以及差热分析,研究了Al-4.3Zn-1.4Mg铝合金的铸态组织以及铸锭的过烧温度。结果表明,Al-4.3Zn-1.4Mg铝合金的铸态组织中主要存在T相、Mg2Si相和Al Fe Mn三种结晶相;过烧温度为479℃。     

形变热处理对Cu-0.3Cr-0.1Zr合金上引铸坯杆组织性能的影响

通过对上引Cu-0.3Cr-0.1Zr合金固溶处理、冷拉拔以及随后的时效处理工艺,研究冷拉拔形变及时效对材料力学性能、导电性能及组织结构的影响规律.结果表明:时效前的冷拉拔变形能提高Cu-0.3Cr-0.1Zr合金的力学性能而保持较高的导电率;合金在950℃固溶1 h后,经70%冷拉拔变形和500℃时效4 h,合金抗拉强度和导电率分别达到了418 MPa和87%IACS;时效合金组织转变过程为:固溶体G.P.区Cr+Cu4Zr,析出相对位错运动的阻碍是合金强化的重要机制.     

Cu-9.5Ni-2.3Sn-0.15Si合金组织与性能研究

研究了在Cu-9.5Ni-2.3Sn合金中添加质量分数为0.15%的Si后对该合金铸态及时效态微观组织、电导率和硬度的影响.结果表明:添加0.15%的Si后,合金出现发达的树枝状晶体,且有Ni_2Si、Ni_3Si、Ni_3Sn和Ni_4Sn相出现.经400℃×4 h时效处理后,Ni_2Si、Ni_3Si相的析出使得合金得到强化.合金电导率随时效时间的延长和温度的提高而升高,硬度在时效初期随时效温度的提高和时效时间的延长而提高,在430℃时效2 h和在400℃时效8 h得到峰值,较佳时效工艺为400℃×8 h.     

喷射成形Cu-15Ni-8Sn合金的显微组织和性能研究

采用喷射成形技术制备了Cu-15Ni-8Sn(%,质量分数)合金坯锭,利用光学显微镜和扫描电子显微镜观察分析了合金坯锭的微观组织和成分分布;利用拉伸实验测量了坯锭试样的力学性能。结果表明,喷射成形工艺制备的Cu-15Ni-8Sn合金沉积坯底部和中部位置的微观组织存在较大差异,底部微观组织由多相组成,其余部位基本为单相α固溶体;合金中的大量孔洞降低了喷射成形Cu-15Ni-8Sn合金的致密度和力学性能。     

Cu-9.5Ni-2.3Sn-0.2Si合金铸态组织与时效性能的研究

应用金相显微镜、能谱仪、X-射线衍射仪、SIGMASCOPE SMP10型导电仪、维氏硬度计等仪器,分析了添加0.2％(质量分数)Si对C72500合金的铸态微观组织、时效后的微观组织、电导率和硬度的影响.结果表明:向C72500合金中添加0.2％Si后,合金铸态组织呈明显的树枝晶状,且枝晶发达,组织中出现了Ni2Si、NiSn、Ni3Sn相,经400℃×4h时效后,由于Ni2Si、Ni3Si相的析出,通过阻碍晶粒长大和时效沉淀而强化.合金的电导率随时效时间的延长或时效温度的提高一直增大,随后增加减缓,而合金的硬度与时效时间、时效温度曲线是单峰曲线,并随时效时间的延长或时效温度的提高先增大后减小,合金时效制度以400℃×6h为宜.     

粉末冶金Cu-15Ni-8Sn合金时效组织的演变行为

对粉末冶金Cu-15Ni-8Sn合金进行热挤压、固溶处理后,研究400℃时效不同时间对合金力学性能及其组织的影响。结果表明:随时效时间延长,Cu-15Ni-8Sn合金的抗拉强度先升高后降低,伸长率先降低后升高,合金断裂方式表现为由沿晶断裂为主向穿晶断裂为主转变。合金抗拉强度在400℃时效1.5 h时获得最大值918MPa。综合考虑合金的强度和韧性,400℃的最佳时效时间为2 h。借助扫描电子显微镜和透射电子显微镜研究合金在400℃时效不同时间(1~3 h)的组织结构变化及其对合金强度和塑性的影响,结果表明:在欠时效阶段,合金组织在富Sn区出现了有序排列的介稳态DO22相,基体的FCC结构开始向DO22有序化结构转变,合金强度大幅提升。而在峰时效阶段,DO22向L12转变,合金强度继续增加,随片层状不连续析出组织开始由晶界向晶内生长,合金强度下降。在过时效阶段,DO22进一步向L12转变,并且片层状不连续析出组织开始大肆侵蚀基体调幅组织,导致合金强度降低,塑性提高。在时效后期,调幅组织被片层状组织大幅侵蚀,出现片层状组织粗化并断裂的现象,粒状γ相(DO3)不断生成,由于这一过程需要更大的浓度起伏而进行得非常缓慢,合金组织仍以大量片层结构为主,因而合金强度和塑性变化不明显。     

形变热处理对Cu-0.1Fe-0.03P合金组织与性能的影响

成分为Cu-0．1％Fe-0．03％P（TFe0．1）的引线框架铜合金连续铸坯经热轧成厚15mm宽60mm的带坯，之后进行固溶-冷轧变形-时效处理和在线固溶-冷轧变形-时效处理，冷轧变形量为85％，90％和95％，在此基础上测试了合金的拉伸力学性能和电导率，用金相和透射电子显微分析研究了不同处理态合金的微观组织结构及其变化。结果表明，合金热轧后在线固溶-95％冷轧变形．500℃／2h时效处理是TFe0．1合金比较好的形变热处理工艺，在此条件下，合金的抗拉强度、屈服强度、延伸率和电导率分别为258，192MPa，22．5％和86．0％IACS，合金的显微组织结构为固溶体基体和弥散分布的第二相颗粒，析出强化和亚结构强化是TFe0．1合金强化的主要原因。