粉末热等静压和铸造Be-Al合金的室温拉伸断裂机理

研究了粉末热等静压和精密铸造成型的Be-Al合金室温拉伸断裂模式.结果表明:粉末热等静压Be-Al合金的断口上有一个主裂纹源和多个次裂纹源,裂纹起源于Be/Al相界面和Al相的细薄组织,裂纹扩展与汇合同样沿此途径进行,断裂是各个裂纹源不断汇合韧脆反复的过程,属于相间断裂,说明热等静压Be-Al合金的界面结合强度小于Be相强度;铸态Be-Al合金的断口由Be相解理和Al相延性断裂组成,断裂机理是Be相先解理断裂后,再发生Al相急剧塑性变形,最后Al相断裂,裂纹成形于Be相内部终止于Al相,属脆性准解理断裂,说明铸态Be-Al合金界面结合强度大于Be相强度.     

铸态Mg-4Al-2Si合金的显微组织与高温力学性能

采用光学显微镜、扫描电子显微镜、XRD衍射和拉伸试验等方法,研究了Mg-4Al-2Si(s42)镁合金的铸态组织和高温力学性能.结果表明,铸态合金主要由a-Mg基体、β-Mg17Al12相和Mg2Si相组成.其中,离异共晶β-Mg17Al12相呈网状分布于晶界上,初生Mg2Si相呈多边形块状随机分布于基体组织中,共晶Mg2Si相呈粗大的汉字状沿晶界或穿晶分布;150℃高温短时拉伸,合金的抗拉强度为97MPa,屈服强度为58MPa,伸长率为18%,拉伸断裂形式为准解理脆性断裂.     

固溶处理对Mg-4Y-2Nd-1Gd-0.4Zr镁合金组织和性能的影响

通过金相观察、X射线衍射、扫描电镜和拉伸性能测试等方法,研究了不同固溶处理工艺对砂型铸造Mg-4Y-2Nd-1Gd-0.4Zr镁合金微观组织和力学性能的影响。结果表明:合金铸态组织主要由α-Mg基体和共晶Mg24 Y5相组成,共晶相区域存在少量的方块相;固溶处理后,合金中方块相明显增多,且主要分布在晶界处;525℃×8 h为合金的最佳固溶工艺;铸态与固溶态合金的室温拉伸断裂方式有所不同,铸态合金总体呈准解理断裂,而525℃×8 h固溶处理后则为典型的穿晶解理断裂方式。     

显微缩松缺陷对ZL114A热处理合金力学性能的影响

通过光学和电子显微镜(SEM/EDS)观察,研究了缩松缺陷对石膏型精铸ZL114A合金铸态和热处理态力学性能的影响。结果表明,试样的拉伸裂纹源于缩松边缘,并沿晶界向邻近缩松扩展;T5处理有助于改善ZL114A合金拉伸时缩松缺陷的敏感性,T5处理后,缩松边缘变得光滑,缩松边缘富Fe相圆整,共晶Si进一步球化,Mg2Si弥散析出,均增加了拉伸时裂纹形核和扩展阻力,从而使ZL114A合金的力学性能大幅提高。     

砂型铸造ZL205A合金组织与力学性能的研究

研究了砂型铸造ZL205A合金在铸态和热处理(T6)态下合金的显微组织和力学性能。结果表明：铸态ZL205A合金基体相为α(M)固溶体，枝晶间和晶界上有α(M)、θ(Al2Cu)相和Cd相的共晶组织。晶界处存在θ和T(Sl2CuMn2)相的混合组织。另外，还有少量的灰色块状ZrAl3相、条状Al3Ti相分布在α固溶体上。合金中添加的少量Ti、V、Zr和B等元素，可有效地细化晶粒。T6固溶处理时，θ相和Cd相溶入α固溶体中，二次T相呈弥散小质点析出，组织中还存在片状Al3Ti的偏析物和未完全溶解残留在晶界上的Al2Cu相。合金(T6)抗拉强度随温度的升高呈下降的趋势，合金在不同温度下均为延展性断裂，韧性非常好。     

热处理工艺对高真空压铸Mg–8Gd–3Y–0.4Zr镁合金组织及力学性能的影响

研究T4和T6热处理状态下高真空压铸Mg-8Gd-3Y-0.4Zr（质量分数,%）合金的微观组织、化合物含量、力学性能及断裂行为。铸态Mg-8Gd-3Y-0.4Zr合金微观组织主要由α-Mg和共晶Mg24（Gd,Y）5化合物组成。经固溶处理后,共晶化合物大量溶解于镁基体,合金主要含过饱和α-Mg及方块相。固溶合金中方块相的含量随固溶温度的升高而增大,力学性能也有所提高。根据微观组织结果,确定475℃,2 h为Mg-8Gd-3Y-0.4Zr合金最优固溶方案。合金的最佳屈服强度为222.1 MPa,延伸率可达15.4%。铸态,T4状态下和T6状态下合金的拉伸断裂模式为穿晶准解理断裂。     

铸态AlCoCrFeNi2.1共晶高熵合金的拉伸断裂机理

对铸态AlCoCrFeNi_2.1共晶高熵合金的拉伸强度、压缩强度以及折弯强度进行了测试和分析,同时通过原位拉伸实验对其断裂机理进行分析。结果表明：铸态AlCoCrFeNi_2.1共晶高熵合金表现出优异的力学性能,其拉伸强度为1005 MPa,断裂应变为15.4%。合金的拉伸断裂形式为脆性断裂加韧性断裂的混合断裂模式,体心立方相B2发生脆性穿晶断裂形成解理面,面心立方相产生塑性变形,微孔不断汇聚长大最终断裂从而形成塑性断裂的韧窝形貌。通过原位拉伸实验,发现在单轴拉应力作用下,面心立方相首先产生塑性变形,而体心立方相不发生塑性变形,仅仅储存大量内应力,之后在体心立方相薄弱区形成微裂纹释放应力;伴随载荷持续增大在裂纹尖端产生应力集中效应,促使该裂纹不断扩展,同时又有新的微裂纹在附近产生;继续增大载荷微裂纹逐渐融合,形成主裂纹,伴随主裂纹扩展同时形成新的微裂纹;形成“生成微裂纹-扩展-聚合-形成主裂纹-进一步扩展”的循环,直至最终断裂。     

热处理对Al0.5CoCrFeNiB-0.2高熵合金组织结构及力学性能的影响

采用真空电弧炉制备Al0.5CoCrFeNiB0.2高熵合金,采用X射线衍射仪、金相显微镜、扫描电镜等方法研究铸态合金的组织结构及其热处理的影响,采用显微硬度计和拉伸试验测定合金热处理前后的力学性能。结果表明:Al0.5CoCrFeNiB0.2铸态合金仅由简单的体心立方结构和两个面心立方结构三相组成。合金铸态组织由树枝状初生α1相、粒状α2相和共晶组织(α1相和层片状β相)组成。退火和淬火热处理并未改变Al0.5CoCrFeNiB0.2合金的相结构。但随着热处理温度的提高,初生α1相由共晶组织β相回溶而长大的趋势更加明显。退火和淬火热处理均可强化合金。其中,经800℃×10 h退火后,合金室温抗拉强度由铸态的850.14 MPa提高到1 232 MPa;经1 000℃×10 h淬火后,合金塑性及强度均优于铸态合金,尤其是塑性显著提高。     

半连续铸造AZTYM66310合金铸态与热处理后的相组成与拉伸性能研究

摘 要: 研究了半连续铸造Mg-6Al-6Zn-3Sn-1Y-0.5Mn（AZTYM66310）镁合金在铸态以及固溶处理与时效处理后的微观组织结构演变和拉伸性能及失效机理。铸态AZTYM66310合金的微观组织中α-Mg初生相呈现典型的等轴枝晶形态,枝晶间分布大量的凝固过程中形成的第二相,包括Mg + Mg32(Al,Zn)49共晶、Mg2Sn离异共晶相以及Al2Y相和Al8Mn4Y相。铸态合金经过380℃×6h固溶处理后,大部分Mg32(Al,Zn)49相和部分Mg2Sn相溶入基体中,形成过饱和α-Mg固溶体,基体中Al、Zn、Sn元素含量显著提高,而Al2Y相和Al8Mn4Y相未发生明显变化。固溶处理显著提高了合金的抗拉强度,同时提升了合金的断后延伸率。经过380℃×6h+150℃×16h的时效处理后,合金组织中,尤其是晶界附近,析出大量的纳米尺度的颗粒增强相,强度提高,特别是屈服强度提高到187.4 MPa。合金在拉伸失效过程中,组织中的第二相首先破裂或者与基体分离,导致了微裂纹的产生,微裂纹沿着晶界扩展,最终导致样品发生断裂。     

Mg-9AI-6Si镁合金组织及性能研究

利用普通重力铸造方法,制备了Mg-9Al-6Si镁合金.用光镜(OM),扫描电镜和能谱仪(SEM/EDS)研究了铸态Mg-9Al-6Si镁合金的显微组织,用XRD分析了合金的相组成,测试了合金室温拉伸力学性能和硬度,用SEM观察了合金拉伸断口形貌.结果表明:Mg-9Al-6Si镁合金铸态组织主要由α-Mg基体和分布在其上的粗大棱状枝晶或多边形块状初晶Mg2Si相及连成网状的β-Mg17Al12相组成,无汉字状Mg2Si相.该合金室温拉伸断口是以准解理断裂为主的脆性断裂,断裂沿α-Mg基体和Mg2Si相的界面处产生并扩展,抗拉强度为137.45 MPa,硬度为123 Hv1.     

船用螺旋桨材料镍铝青铜的热处理强化

采用OM、SEM、EDS、拉伸测试、疲劳裂纹扩展测试、电化学腐蚀测试等研究退火、正火和固溶时效处理对镍铝青铜合金的微观结构、力学性能以及电化学腐蚀行为的影响。结果表明:675℃退火可以消除β′相,显著提高材料的塑性和耐蚀性,但强度稍微降低。固溶时效处理试样强度最高(812 MPa),但伸长率只有2.9%,且腐蚀阻抗最低。适当地正火处理可以提高材料的综合力学性能,同时不降低材料的耐蚀性能。镍铝青铜在空气中的疲劳裂纹扩展速率由高至低的顺序依次为铸态、固溶时效态、正火态。铸态试样的疲劳裂纹主要沿着α相和κⅢ相界面扩展,正火态试样的裂纹一般穿越α晶粒扩展,而固溶时效试样的裂纹既在α相内又在α相和κ相的界面间扩展。     

不同固溶状态Mg-10Gd-3Y-1.2Zn-0.5Zr合金的力学性能及断裂行为研究

通过在Mg-10Gd-3Y-0.5Zr合金中添加少量Zn制备出一种新型Mg-10Gd-3Y-1.2Zn-0.5Zr合金,并利用扫描电子显微镜、拉伸试验机分析研究Mg合金不同状态下的显微组织、力学性能及断裂行为。结果表明：Mg-10Gd-3Y-1.2Zn -0.5Zr合金在不同的时效状态下,铸态塑性差,T4态塑性好,T6态塑性优于铸态但劣于T4态,且所有样品都是脆性解理断裂为主,晶界和层状相界面比化合物界面结合牢固。通过比较3个不同温度下T6态的力学性能,发现提高固溶温度能提高合金的强度,但延伸率会略降。并且Zn促进层状相生长,但是对基体塑性提高作用有限。     

Al-Cu-Ce合金的微观组织与力学性能

采用X射线衍射、金相显微镜、扫描电镜、能谱分析及拉伸性能测试等方法,研究3种成分Al-Cu-Ce合金的显微组织与力学性能。结果表明:铸态Al-14Cu-7Ce合金由α-Al+Al8CeCu4片状共晶组成,而Al-10Cu-5Ce、Al-18Cu-9Ce合金中除含有α-Al+Al8CeCu4共晶组织外,还分别含有α-Al和Al8CeCu4初生相。铸态Al-14Cu-7Ce合金具有优良耐热性能,即使550℃×3 h退火后仍能保持约360 MPa的抗拉强度,退火导致合金强度下降的主要原因是高温下共晶Al8CeCu4相的球化。经充分球化退火后,Al-Cu-Ce合金能获得良好的热轧、冷轧变形能力,并且变形态合金也具有良好的耐热性能,因而Al-Cu-Ce合金有望成为一种兼具铸造和变形两用的新型耐热铝合金。     

不同固溶状态Mg-10Gd-3Y-1.2Zn-0.5Zr合金的力学性能及断裂行为

通过在Mg-10Gd-3Y-0.5Zr合金中添加少量Zn制备出一种新型Mg-10Gd-3Y-1.2Zn-0.5Zr合金,并利用扫描电子显微镜、拉伸试验机分析研究Mg合金不同状态下的显微组织、力学性能及断裂行为。结果表明:Mg-10Gd-3Y-1.2Zn-0.5Zr合金在不同的时效状态下,铸态塑性差,T4态塑性好,T6态塑性优于铸态但劣于T4态,且所有样品都是从脆性解理断裂为主,晶界和层状相界面比化合物界面结合牢固。通过比较3个不同温度下T6态的力学性能,发现提高固溶温度能提高合金的强度,但延伸率会略降。并且Zn促进层状相生长,但是对基体塑性提高作用有限。     

Mg元素对Al-Cu-Ce共晶合金导热和力学性能的影响

本研究以共晶型Al-14Cu-7Ce合金作为研究对象,通过调整Mg元素的添加量,探究其微观组织演变与导热和力学性能的变化规律。结果表明,铸态Al-14Cu-7Ce合金主要由α-Al和Al8CeCu4两相组成,其微观组织由粗大的共晶组织(α-Al+ Al8CeCu4)构成。添加少量Mg元素可细化该共晶组织,提高其力学性能。当Mg元素的添加量为1.0%时,合金的屈服强度和抗拉强度分别提升至164 MPa和263 MPa,提升幅度为29%和19%,断后延伸率提升至4.5%,提升幅度为约41%,导热率为130.2 W/(m·K),下降幅度约为12%。随着Mg元素进一步添加至2.0%,合金的力学性能指标有所下降,其屈服强度和抗拉强度分别降至151 MPa和249 MPa,其断后延伸率降为3.9%,导热率降至108.3 W/(m·K)。合金导热率下降主要原因是固溶的Mg原子形成散射源,阻碍电子在晶格内的运动,减小了电子和声子的平均自由程。当Mg添加量达到2.0%时,Mg与Al和Cu元素发生冶金反应生成Al2MgCu相,以鱼骨状共晶组织(α-Al+ Al2MgCu)形式分布于晶界处,增加合金中第二相的体积分数,进一步恶化合金的导电导热性能。而合金的力学性能下降主要由于存在 (α-Al+ Al8CeCu4)和(α-Al+ Al2MgCu)两种共晶组织,增加相界面处微裂纹萌生的位点。综上所述,添加1.0%Mg元素可获得兼具高强度和高导热的Al-Cu-Ce共晶合金。     

铸态和挤压变形态Mg-Zn-Al-Re镁合金的室温和高温力学性能

采用透射电子显微镜、扫描电子显微镜及能谱分析、拉伸力学性能测试等手段比较分析了铸态和挤压变形态Mg-7Zn-3Al-0～0.7Re(质量分数,%)镁合金的室温和高温力学性能,探讨了稀土和变形加工对合金强度和塑性的影响规律。结果表明,适量稀土Er可以显著提高铸态Mg-Zn-Al合金的高温塑性,而稀土含量对合金室温力学性能和高温屈服强度影响不明显;挤压变形过程中动态弥散析出纳米级的球形析出相,显著提高Mg-Zn-Al-Er合金的高温力学性能,其200℃下的屈服强度和延伸率分别较铸态提高了105%和120%,断口显示其断裂方式呈明显的韧性断裂特征。     

Mg-Al-Zn-Sm耐热镁合金的组织与力学性能

利用光学显微镜、扫描电镜和X射线衍射仪分析了铸态和固溶态AZ61和AZ61-2Sm合金组织形貌和相组成,测试了其硬度和拉伸力学性能。结果表明,向AZ61合金中添加2%Sm后,铸态组织有所细化,β-Mg17Al12相数量减少和尺寸变小,同时生成小块状的高热稳定性相Al2Sm。经固溶处理后,β-Mg17Al12相完全固溶于α-Mg基体中,只存在Al2Sm相。铸态和固溶态室温拉伸力学性能与AZ61合金相当,而铸态高温拉伸力学性能却显著提高,经固溶后得到进一步提高,与铸态室温相当。     

触变铸造AA7075合金的拉伸断裂行为（英文）

研究了触变铸造、触变铸造+T6人工时效以及挤压态AA7075合金的拉伸断裂行为。采用光学显微镜和扫描电子显微镜研究了合金的显微组织和断口形貌。结果表明,挤压态和触变铸造+T6人工时效的合金具有比触变铸造合金更优越的力学性能。延长固溶时间后T6人工时效可使触变铸造AA7075合金的拉伸性能大大提高。挤压态和触变铸造+T6人工时效合金的拉伸性能相近。触变铸造合金中存在明显的微裂纹,其断裂形式为晶间脆断。而挤压态和触变铸造+T6合金的断裂形式为韧性断裂。对于触变铸造合金,破坏始于共晶基体界面之间,并在晶间扩展。微孔缩聚是触变铸造+T6人工时效合金的主要断裂模式。而微孔形核于基体与多元共晶组织的界面。     

Ni对Be-Al合金组织和性能的影响

通过室温拉伸试验与金相显微镜和扫描电镜观察分析，研究了不同Ni含量的铸态Be-Al合金的显微组织和力学性能。结果表明，铸态Be-Al合金的组织由Be相镶嵌在Al相基体中组成，Ni主要分布在Be相中起强化作用。Ni含量对Be—Al合金的室温抗拉强度、屈服强度和洛氏硬度有较大影响，Ni含量在4％时合金的性能最佳。合金室温下的断裂是由Al相的延性断裂和Be相的解理断裂构成的混合型断裂。     

Al对铸态Mg-Gd-Y-Nd-Zr合金组织及力学性能的影响

通过成分分析、组织观察及力学性能测试等手段,研究了微量Al对Mg-Gd-Y-Nd-Zr合金铸态组织及室温力学性能的影响,分析了合金中相的组成,成分的沉降规律以及合金的断裂方式。结果表明,铸态Mg-Gd-Y-Nd-Zr镁合金主要由α-Mg基体和共晶组织构成,晶粒近似呈等轴状,晶粒尺寸约为40μm,铸锭轴向不同位置成分偏差较小,晶粒尺寸较为均匀;添加微量Al后成分分布发生明显变化,顶部及底部的晶粒尺寸出现显著差异;同时合金的力学性能也随位置不同而不同,均小于原始Mg-Gd-Y-Nd-Zr镁合金;合金断裂方式主要是沿晶界的脆性断裂,断口中存在明显的二次裂纹。添加Al后,与RE形成Al2RE相,与Zr形成Al3Zr相,液态即形成的大密度Al2RE及Al3Zr相在熔体中沉降,使得元素分布不均,顶部Zr含量明显减小,造成晶粒显著增大;Al2RE与Al3Zr相的存在降低了合金塑性,恶化铸态组织,导致合金发生沿晶脆性断裂。