外加载荷对2124合金微观组织和性能的影响(精)
TC17钛合金激光焊接接头微观组织和力学性能
TC17钛合金激光焊接接头微观组织和力学性能作者：张群兵东拓谭猛猛门浩翔张建勋来源：《机械制造文摘·焊接分册》2024年第02期摘要：文中对TC17钛合金进行了激光焊接，对接头的宏观形貌、微观组织、显微硬度和拉伸性能进行了研究。
结果表明，TC17母材的微观组织为β相+等轴初生αp相，β相内存在大量次生αs相；热影响区微观组织变化较为复杂，随着离焊缝距离的减小，αp逐渐减少，β逐渐增多，αs先消失、再产生、然后再次消失；焊缝由β相柱状晶组成，柱状晶内部是细长的枝晶，在焊缝的中下部存在较多气孔；从母材到焊缝，硬度总体呈下降趋势；受αs含量变化的影响，随着离焊缝距离的减小，热影响区显微硬度先降低、再升高、然后再次降低；由于焊缝硬度最低且存在气孔缺陷，接头拉伸断裂在焊缝。
关键词：激光焊；微观组织；力学性能；TC17钛合金中图分类号： TG 456.7Microstructure and Mechanical Properties of TC17 Titanium Alloy Laser Welded JointZhang Qunbing1， Dong Tuo1， Tan Mengmeng1， Men Haoxiang1， Zhang Jianxun2（1. Xi’an Aeronautical Institute，Xi’an， 710077， China; 2. State key laboratory for mechanical behavior of materials，Xi’an Jiaotong University，Xi’an， 710049， China）Abstract： In this paper， the laser welding of TC17 titanium alloy was carried out， and the macroscopic morphology， microstructure， microhardness and tensile properties of the joint were studied. The results show that TC17 titanium alloy base material is composed of β phase and equiaxed αp phase，and there is a lot of acicular secondary αs phase in β phase. The microstructure of heataffected zone is complicated. With the decrease of distance from the weld zone，αp gradually decreases，β gradually increases，αs first disappears， then occurs， and finally disappears again. The microstructure of weld zone is mainly composed of columnar dendrites， and the porosity defects were mainly concentrated in the middle and lower part of the weld zone. From the base metal to the weld zone，hardness generally decreased. Affected by the αs phase， the microhardness of the heataffected zone decreases first， then increases and then decreases. Due to the lowest hardness and porosity defects of weld zone， the tensile fracture of TC17 titanium alloy laser welded joint was in the weld zone.基金项目：陕西省自然科学基础研究计划项目（2019JQ-915）Key words： laser welding; microstructure; mechanical property; TC17 titanium alloy0前言钛合金具有比强度高、力学性能好、耐腐蚀性强等优点，已广泛应用于航空领域。
金属材料中的微观组织与力学性能的关系
金属材料中的微观组织与力学性能的关系随着科技的不断发展，人类对金属材料的认识也越来越深入。
金属材料被广泛应用于各行各业，例如建筑、汽车、电子、医疗等领域。
金属材料的力学性能是决定其能否被应用的关键。
而微观组织是影响金属材料力学性能的重要因素之一。
一、微观组织对金属材料力学性能的影响微观组织是指金属材料中的晶粒结构、晶界、缺陷等微观结构。
这些微观结构对金属材料的力学性能有着重要的影响。
首先，晶粒尺寸对金属材料的力学性能有着显著的影响。
晶粒尺寸越小，金属材料的强度和硬度越高，而塑性和韧性则降低。
这是因为晶粒越小，晶界面积增大，融合力增加，从而导致材料的强度和硬度增加，但同时也会抑制材料的可塑性。
其次，晶界对金属材料的力学性能也有着较大的影响。
晶界是相邻晶粒之间的界面，其结构和性质与晶粒内部不同。
晶界的存在会导致灰分、孔隙及晶粒的变形行为发生变化，从而影响金属材料的力学性能。
通常情况下，晶界的能量大于晶内，晶界会限制材料的塑性变形，从而降低金属材料的韧性。
最后，缺陷对金属材料的力学性能也有着显著的影响。
缺陷是指材料内部存在的各种缺陷、气孔、裂缝等。
这些缺陷通常会使金属材料的强度下降，韧性降低。
二、微观组织的调控为了获得更优异的力学性能，需要对金属材料的微观组织进行调控。
常用的方法如下：首先，通过合理的热处理工艺，可以有效地控制晶粒尺寸和分布。
晶粒尺寸的调节可通过热处理前后金属的冷却速率和温度控制。
例如，快速淬火可以使晶粒尺寸变小，而慢速冷却则可使晶粒尺寸变大。
其次，可以通过合理的成分设计来改变金属材料的晶界特性。
增加合金元素的含量可以有效地控制晶界能量，从而改变晶界对材料的影响。
同时，添加一定量的微合金元素如铌、钛等可以细化晶粒，增强材料的强度和硬度。
最后，适当的交变变形可消除材料中的缺陷，改善金属材料的力学性能。
交变变形可以促进晶界滑移和形变，从而增加金属材料的强度和韧性。
三、结语微观组织是影响金属材料力学性能的重要因素之一。
合金元素对钢的组织与性能的影响
合金元素对钢的组织与性能的影响1.碳(C)：碳是钢中最常见的合金元素，它通过固溶在铁基体中形成固碳溶体，使钢的硬度、强度和耐磨性提高。
但过高的碳含量会导致钢的脆性增加，因此一般钢中的碳含量控制在0.2%以下。
2.硅(Si)：硅主要用于降低钢材的热膨胀系数和电阻率，同时可以提高钢的硬度和强度。
3.锰(Mn)：锰能够提高钢的强度和硬度，并且可以提高钢的冷加工硬化能力。
锰还能够抑制钢的脆性。
4.磷(P)和硫(S)：磷和硫是常见的杂质元素，它们会影响钢的冷加工性能和耐腐蚀性。
过高的磷含量会降低钢的冷加工硬化能力，而过高的硫含量会导致钢的韧性下降。
5.铬(Cr)：铬可以提高钢的硬度、强度和耐腐蚀性。
铬能够形成铬-铁共晶体，提高钢的硬化能力，并且能够在钢表面形成氧化铬层，起到防腐蚀的作用。
6.镍(Ni)：镍可以提高钢的强度和延展性，并且能够提高钢的耐腐蚀性。
镍还可以降低钢的温度转变时的韧性转变温度。
7.钼(Mo)：钼可以提高钢的硬度、强度和热刺激稳定性。
钼还能够提高钢的抗腐蚀性和耐磨性。
8.钛(Ti)和铌(Nb)：钛和铌能够形成稳定的碳化物，提高钢的硬度和强度。
它们还能够提高钢的耐热性能和耐腐蚀性。
9.铝(Al)：铝可以提高钢的强度、耐热性和耐腐蚀性。
此外，铝还能够与氮形成稳定的氮化物，提高钢的硬度和强度。
10.稀土元素：稀土元素可以提高钢的强度、耐磨性和抗腐蚀性，并且能够改善钢的冷加工硬化能力和热稳定性。
总的来说，合金元素的添加可以改变钢的组织结构并提高其性能。
选择合适的合金元素，并控制其含量可以使钢具备不同的性能，满足不同领域的需求。
微观结构改变对材料力学性能和稳定性影响分析
微观结构改变对材料力学性能和稳定性影响分析材料力学性能和稳定性是研究材料科学领域中的重要问题。
微观结构是指材料内部的原子排布、晶粒尺寸和取向等微观特征。
在材料力学性能和稳定性分析中，对微观结构的改变进行评估和分析十分必要。
本文将从材料力学性能和稳定性的角度，探讨微观结构改变对其的影响，并总结分析方法和技术。
首先，微观结构的改变对材料力学性能有着直接的影响。
例如，晶粒尺寸的变化会对材料的强度和韧性产生显著影响。
较大的晶粒尺寸意味着晶体间的位错更容易滑移，从而材料更容易发生塑性变形；而较小的晶粒尺寸则使得材料的塑性变形受到限制，导致材料更加脆性。
因此，通过微观结构设计调控晶粒尺寸，可以实现对材料力学性能的调控。
此外，晶体的取向也对材料的力学性能产生重要影响。
晶体取向的改变会影响材料的单晶强度和断裂韧性。
例如，在单晶材料中，当晶体的取向接近滑移方向时，材料的塑性变形更加容易发生，因而强度更高；而当晶体的取向偏离滑移方向时，材料的断裂韧性更高。
因此，通过调控晶体的取向，可以实现对材料力学性能的调控，以满足不同的工程需求。
另外，微观结构的改变也会对材料的稳定性产生影响。
材料的稳定性是指材料在外界加载下保持结构和性能不发生不可逆变化的能力。
晶格缺陷是影响材料稳定性的重要因素。
在材料的加工过程中，可能产生缺陷如位错、孔洞和晶界等，这些缺陷会导致材料的强度降低和断裂韧性下降。
因此，通过调控材料的微观结构，减少晶格缺陷的形成和扩展，可以提高材料的稳定性。
为了准确评估微观结构对材料力学性能和稳定性的影响，需要采用一系列分析方法和技术。
传统的方法包括金相显微镜观察、显微硬度测试和电子显微镜观察等。
这些方法不仅可以对材料的微观结构进行表面观察，还能获取材料的力学性能和稳定性参数。
近年来，随着材料科学和纳米技术的发展，一些先进的技术被应用于微观结构与力学性能的研究。
例如，原子力显微镜可以直接探测材料表面的原子排布和缺陷，从而分析微观结构对材料力学性能的影响。
合金元素对焊接性能的影响
合金元素对焊接性能的影响1、碳（C）：对焊接性及焊缝金属组织性能的影响主要表现在提高强度和硬度，但随着强度和硬度的提高，焊缝金属的塑性、韧性下降。
2、锰（Mn：来自生铁与脱氧剂。
Mn有很好的脱氧能力，能清除钢中的FeO还能与S形成MnS以消除S的有害作用。
这些反应产物大部分进入炉渣而被去除，小部分残留于钢中成为非金属夹杂物。
因此，Mn能改善钢的品质，降低钢的脆性，提高钢的热加工性能。
Mn除了形成MnO和MnS乍为杂质存在于钢中以外，在室温下Mn能溶于铁素体中，对钢有一定的强化作用。
3、硅（Si）:来自生铁与脱氧剂。
Si脱氧能力比Mn强，是主要的脱氧剂，能消除FeO夹杂对钢的不良影响。
Si能与FeO作用而形成SiO2，然后进入炉渣而被排除。
Si除了形成SiO2，作为杂质存在于钢中以外，在室温下Si大部分溶于铁素体中，因此Si 对钢有强化作用。
4、铬（Cr）:是不锈中的主加元素，Cr与氧生成C R O保护膜，防止氧化，但Cr与C能形成Cr23C6，是导致不锈钢晶间腐蚀的主要原因。
在低合金钢中Cr 含量小于 1.6%，提高钢的淬透性，不降低钢的冲击韧度。
5、镍（Ni ）：在钢中加入镍，可以提高钢的强度和冲击韧度，Ni 与Cr 配合加入效果更佳。
一般增加低合金钢中的Ni 含量会提高钢的屈服强度，但钢中Ni 含量较高时热裂纹（主要是液化裂纹）倾向明显增加。
6、钛（Ti）：与O的亲和力很大，以微小颗粒氧化物的形式弥散分布于焊缝中，可以促进焊缝金属晶粒细化。
Ti与C形成的TiC粒子对焊缝起弥散强化作用。
Ti与B同时加入对焊缝性能的影响最佳，低合金钢中Ti、B含量的最佳范围Ti=0.01% 〜0.02%, B=0.002%- 0.006%。
7、钼（M0：低合金钢焊缝中加入少量的Mo不仅提高强度，同时也能改善韧性。
向焊缝中再加入微量Ti，更能发挥Mo的有益作用，使焊缝金属的组织更加均匀,冲击韧性显著提高。
对于Mo-Ti 系焊缝金属,当Mo=0.20%〜0.35%,Ti=0.03% 〜0.05%时,可得到均匀的细晶粒铁素体组织,焊缝具有良好的韧性。
实验3.金属冷变形及再结晶对组织和性能的影响[整理]
![实验3.金属冷变形及再结晶对组织和性能的影响[整理]](https://img.taocdn.com/s3/m/4b1031dbdb38376baf1ffc4ffe4733687e21fcd9.png)
实验3. 金属冷变形及再结晶对组织和性能的影响一、实验概述金属塑性变形的基本方式有滑移和孪生两种。
在切应力作用下，晶体的一部分沿某一晶面相对于另一部分滑动，这种变形方式称为滑移；在切应力作用下，晶体的一部分沿某一晶面相对另一部分产生剪切变形，且变形部分与未变形部分的位向形成了镜面对称关系，这种变形方式称为孪生。
(一) 冷塑性变形对金属组织与性能的影响若金属在再结晶温度以下进行塑性变形，称为冷塑性变形。
冷塑性变形不仅改变了金属材料的形状与尺寸，而且还将引起金属组织与性能的变化。
金属在发生塑性变形时，随着外形的变化，其内部晶粒形状由原来的等轴晶粒逐渐变为沿变形方向伸长的晶粒，在晶粒内部也出现了滑移带或孪晶带。
当变形程度很大时，晶粒被显著地拉成纤维状，这种组织称为冷加工纤维组织。
同时，随着变形程度的加剧，原来位向不同的各个晶粒会逐渐取得近于一致的位向，而形成了形变织构，使金属材料的性能呈现出明显的各向异性。
图6-1为工业纯铁经不同程度变形的显微组织。
图6-1 工业纯铁冷塑性变形后组织(150X)a)变形程度20% b)变形程度50% c)变形程度70%金属经冷塑性变形后，会使其强度、硬度提高，而塑性、韧性下降，这种现象称为加工硬化。
此外，在金属内部还产生残余应力。
一般情况下，残余应力不仅降低了金属的承载能力，而且还会使工件的形状与尺寸发生变化。
(二) 冷塑性变形后金属在加热时组织与性能的变化金属经冷塑性变形后，由于其内部亚结构细化、晶格畸变等原因，处于不稳定状态，具有自发地恢复到稳定状态的趋势。
但在室温下，由于原子活动能力不足，恢复过程不易进行。
若对其加热，因原子活动能力增强，就会使组织与性能发生一系列的变化。
1．回复当加热温度较低时，原子活动能力尚低，故冷变形金属的显微组织无明显变化，仍保持着纤组织的特征。
此时，因晶格畸变已减轻，使残余应力显著下降。
但造成加工硬化的主要原因未消除，故其机械性能变化不大。
《Ti-Al层状复合材料的微观组织、力学性能和成形行为研究》
《Ti-Al层状复合材料的微观组织、力学性能和成形行为研究》篇一Ti-Al层状复合材料的微观组织、力学性能和成形行为研究一、引言近年来，随着科技的不断进步和工业需求的增长，新型的层状复合材料受到了越来越多的关注。
Ti/Al层状复合材料因其兼具了钛和铝的优异性能，具有广泛的应用前景。
本文将就Ti/Al层状复合材料的微观组织、力学性能以及成形行为进行深入的研究和分析。
二、Ti/Al层状复合材料的微观组织研究微观组织是材料性能的基础，对于Ti/Al层状复合材料来说，其微观组织的特征主要表现在各个相的结构、大小、形状及分布情况等方面。
该类材料中钛与铝相互融合，形成了多层复合的结构。
每个层次的微小细节对于整体的性能具有至关重要的影响。
研究方法主要利用扫描电子显微镜（SEM）和高分辨透射电子显微镜（HRTEM）进行观察和分析。
研究发现，随着材料中Ti和Al含量的变化，微观组织也相应发生变化。
特别是在层与层之间的界面处，这种变化更为明显。
这种特殊的微观结构为后续的力学性能和成形行为研究提供了基础。
三、Ti/Al层状复合材料的力学性能研究力学性能是材料在各种条件下所表现出的抵抗外界力作用的性质和能力，对于评估材料的适用性和安全性至关重要。
对于Ti/Al层状复合材料来说，其主要的力学性能包括硬度、强度、韧性等。
研究发现，Ti/Al层状复合材料具有较高的硬度和强度，同时韧性也相对较好。
这主要得益于其特殊的层状结构以及各元素之间的相互作用。
此外，该材料的抗疲劳性能和抗冲击性能也表现出色，这使其在许多领域具有广泛的应用前景。
四、Ti/Al层状复合材料的成形行为研究成形行为是材料在加工过程中所表现出的行为特性，对于材料的加工和应用具有重要影响。
针对Ti/Al层状复合材料，其成形行为的研究主要关注其加工过程中的变形行为、流动性和成形后的精度等方面。
研究发现，Ti/Al层状复合材料在加工过程中表现出良好的可塑性，易于加工成各种形状和尺寸的零件。
铜合金微观组织与机械性能的研究与分析
铜合金微观组织与机械性能的研究与分析1. 引言铜合金作为重要的工程材料，在各个领域都得到广泛应用。
微观组织是决定铜合金机械性能的重要因素之一。
本文旨在通过研究和分析铜合金的微观组织与机械性能的关系，为材料的设计和应用提供理论依据。
2. 铜合金的微观组织铜合金的微观组织主要包括晶粒结构、晶界、孔隙和夹杂物等。
晶粒结构对铜合金的机械性能有着重要影响。
通常情况下，较细小的晶粒可以提高材料的强度和硬度。
晶界是相邻晶粒之间的界面，其结构和性质对材料的塑性和韧性具有重要影响。
孔隙和夹杂物是常见的缺陷，会降低铜合金的力学性能。
3. 铜合金的力学性能铜合金的力学性能主要包括强度、硬度、韧性和延展性等。
强度指材料抵抗外部力量的能力，常用抗拉强度来表示。
硬度则是材料抵抗局部塑性变形的能力。
韧性指材料在受到外部冲击或载荷时能够吸收能量并发生塑性变形的能力。
延展性则是材料在拉伸过程中的变形能力。
4. 铜合金微观组织对力学性能的影响4.1 晶粒结构晶粒的尺寸和形态对铜合金的机械性能有着显著影响。
通常情况下，较小的晶粒有着更高的强度和硬度。
这是因为小晶粒的晶界面积相对较大，可以更有效地阻碍晶粒滑移和位错移动，从而提高材料的强度和硬度。
同时，小晶粒还可以减少晶界的断裂，提高材料的韧性。
4.2 晶界性质晶界是相邻晶粒之间的界面，其性质对材料的塑性和韧性起着重要作用。
晶界的结构和强度会影响材料的塑性变形行为。
一般来说，较强的晶界可以有效阻碍晶粒滑移和位错移动，并提高材料的强度和硬度。
然而，过强的晶界也可能导致脆性断裂，降低材料的韧性。
4.3 孔隙和夹杂物孔隙和夹杂物是常见的缺陷，会对铜合金的力学性能造成不利影响。
孔隙和夹杂物会降低材料的强度和硬度，并成为局部应力的集中点，容易引发裂纹的起始点。
因此，在铜合金的制备过程中，需要尽可能减少和控制孔隙和夹杂物的产生。
5. 铜合金微观组织与机械性能的分析通过对不同铜合金的微观组织和机械性能的研究，可以确定不同微观组织参数和机械性能之间的关系，为铜合金的设计和应用提供指导。
铝合金烧结难点
铝合金烧结难点第一篇：铝合金烧结难点铝合金由于体积质量小、比强度高，因而广泛应用于现代工业，特别是航空工业和汽车工业。
铝合金的传统加工方式主要是铸造和锻造，但近年来，粉末冶金法制备铝制品的方法开始出现。
据预测汽车中的齿轮、带轮及连杆零部件，用粉末冶金法制备的质量，在世界范围内将由1998年的1100t增加到2008年的2300t.近年来，俄罗斯的科学家将Al-Si共晶合金作为基体材料制备燃料棒，应用于轻水反应堆中。
利用铝合金导热系数高的特点，将堆内热量传出，达到“冷堆”的目的，以提高反应堆寿命和安全性。
此项技术已应用于KLS-40S浮动式核电厂的轻水反应堆中。
粉末冶金法制备铝合金制品，可改善合金内部成分的均匀性，获得高强度、高硬度的制品，但韧性和抗冲击性能低、耐蚀耐磨性差的缺点限制了粉末冶金铝制品的广泛应用。
因此，如何提高铝制品的相对密度，减小制品的空隙率，获得力学性能和物理性能良好的制品。
引起了世界各国科学家的广泛兴趣。
通过大量的实验研究，已取得了良好的效果。
1.0.固相烧结致密化的障碍：铝在空气中很容易被氧化形成Al203薄膜，覆盖在金属的表面,氧化膜的厚度取决于温度及合金的储存气氛，特别是湿度。
室温下块状铝合金表面氧化膜为10～20埃，而雾化法制备出的粉末，氧化膜厚达50～150埃，且为非晶态或水合物，在350℃下转变成Y-Al2O3。
研究发现，600℃ 下，方程式(1)发生逆反应的条件是烧结气氛中，氧气分压低于10。
大气压，或者烧结气氛露点低于-140℃。
这一条件在物理上很难达到。
这充分说明Al2O3薄膜非常稳定，难以分解出纯金属铝。
常规条件下烧结时，铝金属原子不能扩散穿过这层连续且致密的氧化膜，不能实现物质的扩散迁移，粉末颗粒之间不能互相融合长大，进而使制品消除孔隙以达到致密化。
2.0.致密化的措施： 2.1.破坏表面的氧化膜： 2.1.1.固相反应烧结：添加镁金属。
镁的活性远大于铝，其氧化物形成的自由能比Al2O3要小得多，因此，镁添加剂应用于铝合金的粉末烧结中，可以将Al2O3还原成纯金属铝。
铝合金复合板钎焊后微观组织观察实验报告
铝合金复合板钎焊后微观组织观察实验报告1. 背景铝合金复合板是一种由两层铝合金板和一层中间层构成的复合材料。
钎焊是将这三层板材连接在一起的常用方法之一。
钎焊过程中，通过加热至钎料熔点使其润湿并填充在接头处，然后冷却固化。
本实验旨在通过对钎焊后的铝合金复合板进行微观组织观察，分析钎焊过程对材料性能的影响。
2. 实验目的1.了解铝合金复合板的结构和性能特点。
2.观察并分析钎焊后铝合金复合板的微观组织。
3.分析钎焊过程对铝合金复合板性能的影响。
4.提出改进建议，优化钎焊工艺。
3. 实验步骤3.1 材料准备1.准备铝合金复合板样品。
2.准备透明标本片。
3.2 钎焊实验1.将两块铝合金板和中间层放置在夹具中，保证接头紧密贴合。
2.选择合适的钎料，并涂抹在接头处。
3.使用钎焊设备对接头进行加热，使钎料熔化并填充在接头处。
4.冷却样品至室温。
3.3 样品制备1.将钎焊后的样品切割成适当大小的标本片。
2.对标本片进行粗磨、细磨和抛光处理，以获得平滑且无明显划痕的表面。
3.4 微观组织观察1.将处理好的标本片放置在金相显微镜下。
2.通过调节显微镜参数，观察并记录标本片的微观组织特征。
3.拍摄高清照片以备后续分析。
4. 实验结果4.1 钎焊接头形貌观察通过金相显微镜观察钎焊接头形貌，发现钎料与铝合金板之间形成了良好的结合。
接头界面清晰、无明显裂纹和气孔。
4.2 微观组织分析通过金相显微镜下对钎焊接头的观察，得到以下结果：1.钎焊区域：在钎焊区域，钎料与铝合金板发生了冶金反应，形成了新的相。
钎料与铝合金板之间形成了扩散层，增强了接头的强度。
2.热影响区：在热影响区，由于加热过程中的温度变化，铝合金板的晶粒可能发生长大或再结晶。
晶粒尺寸较大，但仍保持较好的结晶性能。
3.基材区域：在基材区域，铝合金板的微观组织保持原有状态，并未发生明显改变。
4.3 结果分析通过对实验结果的分析，可以得出以下结论：1.钎焊工艺能够有效地将铝合金复合板连接在一起，并形成良好的接头。
2A14铝合金热处理(最终版)
试样截取位置示意图
实验结果分析—显微组织
(a)A试样母材; (b)B试样母材; (c)C试样母材; (d)D试样焊缝中 心区; (e)D试样近B熔合 线; (f)D试样近A熔合 线; (g)E试样焊缝中 心; (h)E试样近B熔合 线; (i)E试样近C熔合 线
实验结果分析—合金硬度
经固溶和时效处理 的箱体(A) 与箱底(C) 材 料硬度较高，母材硬度 达到140 HV左右，硬度 基本一致； 而叉形环( B) 经退 火处理后，材料发生软 化。
2A14铝合金
2A14铝合金其强度高，锻造性、耐热性和可 焊性良好，广泛应用于航空航天领域特别是压力 容器的制造。
实验
实验材料为直接从火箭推进剂贮箱上截取，贮箱以氩弧焊焊接工艺、两 面三层焊封底焊接而成。
2A14铝合金化学成分（质量分数，%）
Si 0.6-1.2 Fe 0.7 Cu Mn Mg Ni 0.1 Zn 0.3 Ti 0.15 Al Bal.
感谢大家的聆听！ 请老师指正！
热处理对2A14铝合金组织及性能的影响
演讲人：姬怡冰 组员：陈少峰，崔曼，张惠帝，张满当
2019年3月
现如今铝及铝合金在我们生活的各个方面都得到了广泛的应用
铝及铝合金分类
铝及铝合金性质
纯铝：
密度小（ρ=2.7g/cm3）属轻金属 易于加工 抗腐蚀性能好 很高的塑性但其强度很低
实验结果分析—力学性能
断裂韧性实验 断口形貌
(a) A 试样母材; (b) B 试样母材; (c) C 试样母材; (d) D 试样焊缝中心区; (e) D 试样近B 熔合线; (f) D 试样近A 熔合线; (g) E 试样焊缝中心; (h) E 试样近B 熔合线; (i) E 试样近C 熔合线
复合材料微观缺陷对性能的影响
复合材料微观缺陷对性能的影响在当今的材料科学领域，复合材料因其优异的性能而备受关注。
然而，在复合材料的制备和使用过程中，微观缺陷的存在往往不可避免。
这些微观缺陷看似微不足道，却能对复合材料的性能产生显著的影响。
首先，我们来了解一下什么是复合材料的微观缺陷。
简单来说，微观缺陷是指在材料微观结构中存在的各种不规则、不连续或不均匀的部分。
常见的微观缺陷包括孔隙、裂纹、界面脱粘、夹杂以及纤维的断裂和错位等。
孔隙是复合材料中较为常见的微观缺陷之一。
孔隙的存在会降低材料的密度，从而影响其力学性能。
例如，在承受拉伸载荷时，孔隙周围容易产生应力集中，导致材料过早发生断裂。
而且，孔隙还会降低材料的热导率和电导率，这在一些对热管理和电性能有要求的应用中可能会带来严重问题。
裂纹也是一种令人头疼的微观缺陷。
裂纹的产生可能源于材料制备过程中的内应力，或者在使用过程中由于疲劳、冲击等因素导致。
一旦裂纹形成，它会迅速扩展，极大地削弱材料的强度和韧性。
尤其是在承受动态载荷的情况下，裂纹的扩展速度可能会加快，使材料在短时间内失效。
界面脱粘是复合材料中另一个关键的微观缺陷。
复合材料通常由两种或多种不同性质的材料组成，它们之间的界面起着传递载荷和协调变形的重要作用。
当界面结合不良，出现脱粘现象时，材料的整体性能将大打折扣。
例如，在纤维增强复合材料中，如果纤维与基体之间的界面脱粘，纤维就无法有效地承担载荷，从而导致材料的强度和刚度下降。
夹杂也是不容忽视的微观缺陷。
夹杂可能是在材料制备过程中混入的杂质颗粒，或者是反应生成的副产物。
这些夹杂会破坏材料的微观结构均匀性，引起局部应力集中，降低材料的疲劳性能和耐腐蚀性能。
纤维的断裂和错位同样会对复合材料的性能产生负面影响。
纤维在复合材料中通常起着主要的承载作用，如果纤维发生断裂或错位，材料的强度和刚度将大幅降低。
那么，这些微观缺陷是如何影响复合材料的性能的呢？从力学性能方面来看，微观缺陷会导致材料的强度、刚度、韧性和疲劳寿命下降。
成分对于铁基非晶纳米晶合金微观结构和 软磁性能的影响综述--研究生课程论文
研究生课程论文（2016 -2017 学年第一学期）论文标题：成分对于铁基非晶纳米晶合金微观结构和软磁性能的影响综述提交日期：2016 年12 月19日研究生签名：成分对于铁基非晶纳米晶合金微观结构和软磁性能的影响综述1.引言铁基非晶态合金是一种具有特殊结构和优越性能的新型材料,通过快速凝固在原子层次控制了液态金属的排列,使原子排列保持液态金属的长程无序状态.由于原子排列不规则、长程无序、没有晶粒晶界的存在,因而使得该类材料具有极佳的机械性能、磁性能和耐腐蚀性等优点,通过非晶合金演变纳米晶的可控性,可以进一步得到性能更加优异的纳米晶和非晶/纳米晶复合结构材料,兼具有高饱和磁感应强度、高磁导率和低高频损耗等性能特点[1]，是硅钢、铁氧体和坡莫合金等传统软磁材料的替代产品。
要形成非晶合金GFA (玻璃形成能力) 非常重要，井上明久在大量实验结果的基础上总结了非晶合金获得较高GFA需要的３个条件:(1)合金成分含有３种及３种以上元素;(2)不同元素原子半径有较大差异;(3)各元素之间的混合热为负值[2]. Fe基非晶纳米晶合金优异的磁特性由它们的磁致伸缩系数（<20ppm）和磁各向同性都很低。
根据随机各向异性模型（RAM）[3]，如果晶粒尺寸减小到低于最小交换长度（D <<L 0）的时候，软磁特性可大大改善。
图.1列出了与在不同的合金化系统，例如铁基非晶合金、无定形/纳米晶合金以及常规的硅钢的矫顽力和晶粒尺寸的关系图。
图1.不同软磁合金的晶粒尺寸和矫顽力的关系图中有两个不同的区域，其中矫顽力的值是最小的，其中包括微观尺度区域和纳米尺度区域。
在微观尺度区域，粒度和H c之间的反比关系（Hc-D-1）表示传统的原则，即大晶粒尺寸利于软磁性能的提高，但是大的晶粒和磁畴尺寸会增加铁损。
在纳米尺度区域，新的非晶微晶合金落在常规的硅钢和铁基非晶合金之间。
矫顽力和晶粒尺寸（Hc-D 6）关系显示，在纳米级别，晶粒尺寸的变化，即使是少量仍可能对最终的软磁特性产生显著影响[3,20]。
BN粒径对车用2A12-T4合金微弧氧化涂层组织及和摩擦性能的影响
真空科学与技术学报CHINESE JOURNAL OF VACUUM SCIENCE AND TECHNOLOGY 第40卷第12期2020年12月1176BN 粒径对车用2A12-T4合金微弧氧化涂层组织及和摩擦性能的影响尹冠飞“李联辉$雷冰冰彳(1.河南职业技术学院汽车工程学院郑州450046；2,北方民族大学机电工程学院银川750000；3.北方民族大学计算机科学与工程学院银川750000)Surface Modification of 2A12-T4 Alloy with BN-DopedMicro Arc Oxidized CoatingsYin Guanfei 1 ** , Li Lianhui 2 ,Lei Bingbing 3收稿日期:2019-12-23基金项目：宁夏自然科学基金项目(NZ17113)* 联系人:E-mail :yantan74253673@ 126. com(1. College of Automotive Engineering , Henan Vocational Andtechnical College , Zhengzhou 450046, China ；2. College of Electrical and Mechanical Engineering , North University for Nationalities , Yinchuan 750000, China ；3. College of Computer Science and Engineering , North University for Nationalities , Yinchuan 750000, China)Abstract The surfaces of 2A12-T4 alloy , an advanced structural material in auto and aerospace industries , were modified with coatings synthesized by micro arc oxidization ( MAO ) in BN-doped phosphate electrolyte. The in ・ fluence of the BN particle-size on the microstructures and tribological behavior of MAO coatings was analyzed with X-ray diffraction , energy dispersive spectroscopy , scanning electron microscopy and mechanical probes. The prelimi nary results show that the BN particle-size had a major impact. Specifically , doping of 16. 63 jxm BN-particle (best grain-size available ) increased the compactness and surface roughness , decreased the size and density of micro ・ pores and significantly improved the tribological properties , because the BN-particles induced melting-sintering of oxides in MAO reaction , resulting in filling of pores. For example , the BN-doping considerably decreased the friction coefficient and wear-rate. The adhesive wear accounted for the wear mechanism of the BN-doped MAO coatings.Keywords 2A12-T4 alloy , MAO , BN particles , Microstructure , Friction performance摘要 为了提高车用2A12-T4合金微弧氧化涂层的性能，在磷酸盐电解液中加入不同粒径BN 颗粒。
金属材料表面微观结构与性能的关系研究
金属材料表面微观结构与性能的关系研究当我们看到光滑的金属材料表面时，我们可能会觉得它们的表面结构非常简单、平坦。
然而，事实远不止于此。
金属材料表面的微观结构是非常复杂的，微观结构的不同对金属材料的性能应有不同的影响。
本文将研究金属材料表面微观结构与性能的关系。
1.微观结构对金属材料的表面硬度影响金属材料表面微观结构对表面硬度有重要的影响。
如果表面是平坦的，那么它的硬度会受到金属的晶粒大小、组织结构和残留应力等因素的影响。
尤其是在较大的晶粒和残留应力情况下，硬度会增加。
同时对于纳米微米级的金属材料，在表面上，微观结构与普遍的粗细级尺度相当，而大部分表面的晶体也相对比金属材料内部晶体更小，这些微观结构的功效在金属材料的性能研究方面越来越受到关注。
2.微观结构对金属材料的耐腐蚀性影响除了硬度，表面微观结构对金属材料的耐腐蚀性也有重要的影响。
表面缺陷、应力集中、粗糙度等都会影响金属材料的腐蚀性能。
例如，特殊表面结构化学喷雾沉积技术在制作和改善金属材料的耐腐蚀性方面取得了很大的进展，将金属表面的液态金属氧化成细微颗粒，沉积在表面形成纳米颗粒，从而形成独特的微观结构。
这些结构不仅可以增强耐腐蚀性，还可以提高防紫外线能力，这些研究成果都显示了微观结构与材料表面性能的密切相关性。
3.微观结构对金属材料的摩擦磨损性影响微观结构不只是能增强金属材料的硬度和耐蚀性，还影响了金属材料的摩擦磨损性。
例如，表面结构中的裂缝、缺陷等都会导致微观结构的变化。
这些变化会使摩擦磨损性大大降低。
当然，不同的微观结构对金属材料的摩擦磨损性也不是一成不变的。
表面的晶粒尺寸、晶界和晶间相互作用等都可能影响金属表面的摩擦磨损性。
这进一步表明了微观结构对金属材料性能影响的多样性和复杂性。
可以想象，微观结构与金属材料性能之间的相互关系十分重要，原因是微观结构不仅可以改变表面的物理特性，还可以影响其化学性质和表面防护性能。
微观结构的一些特殊有利方面在实际工程应用中，如在钢材中添加微量元素，制成具有特殊性能点的合金材料等都能明显提高金属材料的性能。
金属材料在载荷作用下抵抗破坏的性能
金属材料在载荷作用下抵抗破坏的性能金属材料是重要的现代工程材料，能够满足工程结构部件设计时对强度、刚度、塑性及耐久性等物理性能要求，是实现当今高速运转和高强度、高微细加工、复杂构件的基础。
本文旨在研究金属材料在载荷作用下，抵抗破坏的性能。
金属材料的破坏行为受到质量状态、材料形状、材料参数、载荷模式及环境条件等多方面因素的影响。
材料在载荷作用下，前期一般是受到屈服和塑性变形的影响，中期则是裂纹的发展形成，后期是破坏的表现。
首先是屈服，当材料处于载荷作用时，材料发生屈服现象，这表明材料弹性应力极限已达到，材料金属原子团簇的弹性应力不等于力的大小，因此材料的弹性部分发生屈服，损伤会出现局部塑性变形，其展现在极限应力状态下，材料形变实际上是平缓的，而不是急剧的，当应力达到屈服应力时，材料仍只垂直于应力轴变形，具有极高的弹性，发生屈服的应力就是材料的弹性极限，也就是所谓的“屈服点”，屈服点与材料的本质参数有关，如晶体结构、原子含量及原子式等。
其次是塑性变形，当材料处于载荷作用时，受应力的影响，变形会发生微小的塑性变形，材料的重构性能表现为晶体结构的应力失稳，节点位置发生改变，晶粒自成内应力，从而使晶粒内部产生滑移，在一定温度、应力和时间条件下，晶体结构及其基本组成开始发生微小的改变，变形即出现，从而达到抗破坏的目的。
最后是破坏，特定的材料，在特定的条件下，其应力极限也是有限的，当超出极限应力或应变时，材料就会发生断裂破坏，一般可分为压破、拉断、剪切和航断等形式，从而使材料无法抵抗外力，最终导致材料被破坏，或出现部件损坏。
综上所述，金属材料在受到载荷作用时，能够抵抗破坏，首先是材料受到屈服和塑性变形，然后是裂纹发展形成，最后是破坏的表现，其中受到的因素有：质量状态、材料形状、材料参数、载荷模式及环境条件等。
因此，在设计过程中，需要考虑到材料的不同性质及载荷状态，使材料能够在有效的破坏应力下得到有效抵抗破坏。
合金中的第二相粒子造成开裂
合金中的第二相粒子造成开裂
合金中的第二相粒子可能会造成开裂，主要原因如下：
1. 预拉伸处理：不同程度的预拉伸量对合金的影响较小，不会改变第二相粒子的形状、尺寸、分布和数量。
但在预拉伸后，引入的位错以及疲劳过程中产生的位错滑移，可能会在粗大的第二相粒子处产生和扩展裂纹，导致局部塑性变形能力降低。
同时，大尺寸的残留相可以促进裂纹扩展和连接，导致疲劳辉纹形成时发生开裂形成二次裂纹。
2. 交变应力：在交变应力的作用下，硬而脆的第二相粒子不易发生塑性变形，对位错运动产生极大的阻碍作用。
当位错在第二相粒子周围积累到一定程度后，交变应力会导致第二相粒子与基体开裂，从而引起疲劳裂纹的萌生。
3. 氢致开裂：内压理论指出，氢致开裂是由钢的内部微小空隙和微裂纹中高压氢气气泡形成导致的。
当合金暴露在含氢环境中，氢原子被吸收到金属中并在其内部扩散。
氢的扩散会被合金的微观结构的不连续性所打断或阻碍，例如孔隙、位错、第二相粒子、晶界和微裂纹。
这些可以阻碍氢扩散的缺陷位置被称为氢陷阱。
大量的氢扩散到陷阱中导致氢气压力不断增加产生氢气包，高压的氢气包导致周围晶格发生塑性变形应促进裂纹的形成。
如果内部压力上升到超过抗拉强度的水平，即使没有外加载荷，也会发生裂纹扩展。
综上，为了防止合金中的第二相粒子造成开裂，需要深入研究其形成机制和影响因素，并采取有效的预防措施。
同时，加强合金的加工和制备工艺控制，减少缺陷和杂质等也是非常重要的。
金属材料微结构性能分析及加工研究
金属材料微结构性能分析及加工研究金属材料是人类历史上重要的工程材料之一，其良好的材料性能和广泛的应用领域受到广泛关注。
在金属材料中，微结构是决定材料性能的一个重要因素。
因此，对金属材料微结构性能的分析研究和加工研究具有重要的理论和应用价值。
第一部分：金属材料微结构性能分析1、微结构的定义微观结构通常指金属中晶粒、冷疲劳、组织等细小的结构。
微观结构是金属材料性质和行为的内在载体。
例如，晶界对于材料的塑性和疲劳等方面的影响是微结构影响的重要方面。
2、晶体结构的影响金属材料的微观结构对其宏观机械性能产生重要影响。
例如，铝合金中的晶粒尺寸对其强度和韧性具有直接影响。
此外，晶界及其分布也影响着铝合金的弯曲和断裂性能。
因此，通过改变晶体结构可以调节金属材料的性能，并达到特定的应用目的。
3、材料缺陷的分析材料缺陷对于材料的性能和行为同样具有重要影响。
通过观察和分析材料的缺陷，可以减少材料在应力下的损坏风险。
同时，加工过程中的材料信息可以进一步添加到设计和维护过程中。
定位缺陷点，并理解其对材料的影响可以有助于更好地改善材料疲劳寿命。
第二部分：金属材料加工研究1、材料热加工热加工是改变金属材料微结构和力学性能的重要方法。
通常通过热处理、退火、变形等方式进行。
例如，冷加工导致晶界移动，可使钢中的镍碳化学成分发生变化，进一步改善材料的强度和韧性。
2、金属材料激光加工激光加工技术是一种新型加工方法，可以用于加工高难度、高强度、超薄的金属材料。
激光加工可以通过控制能量密度和拉丝速度等参数来实现不同的加工效果。
例如，高能量激光加工可以制造出具有良好耐磨性的表面零件。
3、金属材料3D打印3D打印技术是一种新兴的材料加工和制造方法。
它使用数控和自动控制技术，通过添加材料的方式来构建复杂的3D结构。
例如，3D打印的钛合金组织形态可以与传统铸造的组织形态相比，具有更好的机械性能。
结论综上所述，金属材料微结构性能分析和加工研究对于金属材料的发展和应用具有重要作用。
变形温度对2A14铝合金显微组织和力学性能的影响
变形温度对2A14铝合金显微组织和力学性能的影响刘文胜;刘东亮;马运柱;王娟;杨波平【摘要】在300～450℃温度范围内对2A14铝合金进行恒应变速率的多向压缩实验,模拟其多向锻造过程,采用金相显微镜(OM)、扫描电镜(SEM)、透射电镜(TEM)和室温力学性能测试等手段研究变形温度对2A14合金的显微组织和力学性能的影响.结果表明:随着变形温度的升高,合金的软化机制由动态回复向动态再结晶转变,位错密度随之降低;变形后的2A14铝合金在热处理过程中,发生静态再结晶,变形过程中累积的形变储能对再结晶的形核及长大具有促进作用.随着变形温度的升高,时效态2A14铝合金的平均晶粒尺寸随之增大,分布变得不均匀,其强度与平均晶粒尺寸满足Hall-Petch关系式;室温拉伸断口形貌表现出韧性断裂特征,且随着变形温度的升高,单位面积内韧窝数量减少、尺寸增大,合金的塑性变差.【期刊名称】《中国有色金属学报》【年(卷),期】2015(025)002【总页数】7页(P308-314)【关键词】2A14铝合金;变形温度;显微组织;力学性能;多向压缩【作者】刘文胜;刘东亮;马运柱;王娟;杨波平【作者单位】中南大学粉末冶金国家重点实验室,长沙410083;中南大学粉末冶金国家重点实验室,长沙410083;中南大学粉末冶金国家重点实验室,长沙410083;中南大学粉末冶金国家重点实验室,长沙410083;中南大学粉末冶金国家重点实验室,长沙410083【正文语种】中文【中图分类】TG146.2强塑性变形方法(SPD)是一种细晶/超细晶材料的制备方法[1]，通过反复变形与再结晶，可以获得均匀致密的细晶/超细晶组织，在保持材料塑性与韧性的前提下，能够显著提高其强度，并减弱各向异性，引起了国内外学者的广泛关注，并在近些年得到迅速发展。
目前，应用较多的强塑性变形方法主要包括等径角挤压(ECAP)、高压扭转(HPT)、多向锻造(MDF)、往复挤压(CEC)、累计叠轧(ARB)等[2]。
2524铝合金的蠕变时效行为
第 23 卷第 2 期
湛利华，等：2524 铝合金的蠕变时效行为
321
和实验应力对 2524 铝合金高温蠕变时效成形性能的 影响，并探讨了产生这些影响的原因。
同实验应力下试样的蠕变应变—时间的关系曲线。从 图 1 可以看出，时效时间和实验应力均是蠕变发生的 两个重要因素。在恒温下保持相同的时间时，实验应 力越大，则蠕变变形量越大，如图 1 中，时效时间为 12 h 时，实验应力为 140 MPa 下的蠕变变形量为 0.073%，而实验应力为 210 MPa 下的蠕变变形量为 0.141%；同时，在同一实验应力和同一温度下时效时 间越长， 蠕变变形量也越大。 比如， 在实验应力为 180 MPa 时，蠕变时效 4 h 时的变形量为 0.051%，而蠕变 时效 16 h 的变形量为 0.095%。这可以解释为在恒应 力的作用下，随着时效时间的增加，晶界与第二相周 围的位错塞积程度增大，足以促使新的位错源开动， 使得蠕变继续进行，合金的变形不断产生。 在本实验中，蠕变曲线明显分为两个阶段，第一 阶段为减速蠕变阶段，随时效时间的延长，蠕变速率 逐渐降低；此外，随着实验应力的增大，进入稳态所 需的时间延长，此阶段金属的蠕变主要靠位错滑移。 当应力较小(如 140 MPa)时，蠕变的第一阶段持续时 间较短(约为 1.25 h)； 相应地， 当实验应力较大(如 210 MPa)时，蠕变的第一阶段持续时间较长(约为 2 h)。第 二阶段为恒速蠕变阶段，此阶段蠕变速率基本保持稳 定；在相同的时效时间内，随实验应力的增加，蠕变 的第二阶段持续时间较短[10]。由图 1 还可以发现，随 着实验应力的增加，合金第二阶段的稳态蠕变速率也 在增加，这可以解释为，随着应力的增加，位错密度 也相应地增大。位错密度的增大，为合金的蠕变过程 提供了更多的可动位错，因此稳态蠕变速率也越高。 另外，由图 1 可以发现，在 190 ℃、实验应力为 210 MPa、 时效时间为 12 h 的实验条件下， 该合金蠕变 变形量达到 0.166%， 远大于相关文献中报道的 2124 铝 合金在该实验条件下的蠕变变形量(约为 0.076%)[11]。
- 1、下载文档前请自行甄别文档内容的完整性，平台不提供额外的编辑、内容补充、找答案等附加服务。
- 2、"仅部分预览"的文档,不可在线预览部分如存在完整性等问题,可反馈申请退款(可完整预览的文档不适用该条件!)。
- 3、如文档侵犯您的权益，请联系客服反馈,我们会尽快为您处理(人工客服工作时间：9:00-18:30)。
收稿日期:2010-07-23基金项目:国家自然科学基金资助项目(51001022);中央高校基本科研业务费专项资金资助项目(N090302003);辽宁省博士启动基金资助项目(20101034)#作者简介:权力伟(1982-),女,山东烟台人,东北大学博士研究生;赵 刚(1952-),男,辽宁沈阳人,东北大学教授,博士生导师#第32卷第4期2011年4月东北大学学报(自然科学版)Journal of Northeastern U niversity(Natural Science)Vol 132,No.4Apr.2011外加载荷对2124合金微观组织和性能的影响权力伟,赵 刚,田 妮(东北大学材料各向异性与织构教育部重点实验室,辽宁沈阳 110819)摘 要:采用透射电镜、拉伸等实验研究了2124合金在190和170e 加载时效后的组织和性能的变化规律#结果表明,由于位错提供了足够的错配度,S 相在各个方向上的取向和数量基本相同;外加载荷对Al-Cu-M g 合金中S 相的择优取向没有较明显的影响,但其尺寸相对较小,外加载荷对GPB 的尺寸和取向分布都没有影响;在190e 加载时效时S 相的长大速率比在170e 要快;在相同时效条件下,大量析出较细的S 相使施加载荷样品的屈服强度要高于未施加载荷的样品#关 键 词:A l-Cu-M g 合金;择优取向;S 相;变形中图分类号:T G 146 文献标志码:A 文章编号:1005-3026(2011)04-0512-04Effect of Additional Load on the Performance andMicrostructure of 2124AlloyQ UAN L i -w ei,Z H A O Gang,TIAN Ni(Key L aboratory for A nisotropy and T exture of M aterials of the M inistry of Education,Nort heaster n U niv ersity,Shenyang 110819,China.Correspo nding author :Q UA N L-i wei,E -mail:quanliw ei @)Abstract :Microstructure and perform ance w ere investigated on ag ed 2124alloy at 190and170e w ith or w ithout added load by means of TEM ,tensile testing.Due to dislocations providing enough misfits for the nucleation of S phases,equiv alent S phase distribution in various directions w as obtained.Load did not significantly impact preferential orientation of the S phase.How ever,length of the S phase in aged samples w ith load w as shorter than that w ithout load.Load had no significant im pact on preferential orientation and length of GPB.Grow th rate of the S phase aged at 190e was faster than that at 170e w ith load.Because of a larg e amount of fine S phase precipitation,yield strength of the aged alloy w ith load w as larger than that w ithout load.Key words:A-l Cu -M g alloy;preferential orientation;S phase;deform ation 20世纪90年代为了降低生产成本,研发了在合金板材时效过程施加弹性载荷的时效成形技术来制造飞机机翼#时效成形过程具有应力场和相变场相互作用对合金的组织和性能产生影响#因其简化了生产流程从而降低了生产成本,还有提高工件抗损伤容限性能的作用,近年来吸引了国内外许多学者对不同合金时效成形后的组织和性能进行研究#早期Hosford 发现在Al-Cu 合金中有应力位向效应[1],即在时效同时施加外加应力时,析出相H c 在外力作用下会沿着某一方向择优分布#随后Eto,Li 和Zhu 等通过实验并结合计算机模拟研究,解释了外力对Al-Cu 合金中强化相H c 取向分布的影响[2-4]#Skrotzki 等对Al-Cu-Mg -Ag 四元合金进行了研究,发现8相也有类似的应力位向效应[5]#中南大学和北京航空航天大学等分别研究了在应力作用下Al-Cu,Al -Cu-M g-Ag 和7B04合金中析出相的析出特点[6-7]#但到目前为止,很少有关外加应力对2124合金中析出相取向分布影响的报道#本文为了证实施加外力对2124合金中析出相是否存在上述影响,研究了外加载荷对其组织与性能的影响规律#1 实验材料及方法实验材料为经电炉熔炼、半连续铸造成300mm 厚扁锭,再经均匀化处理、热轧、中间退火、冷轧成2mm 厚的2124合金薄板,其成分为(质量分数,%):Cu 4.31,M g 1.51,Mn 0.65,Fe 0.16,Si 0.08,Zn<0125,Ti<011,Cr<011,其余为铝#单根试样尺寸为300mm @25mm @2mm,经495e @30min 盐浴固溶处理水淬,室温自然时效14d 后(T4状态),利用自制设备[8]在170或190e 进行载荷为6105kg(所加载荷低于相应温度下的板材的屈服极限)的加载时效实验#采用文献[8]的方法测定加载时效后样品的变形程度随时效时间的变化规律#利用透射电镜TECNAI G 220观察时效成形前后合金的微观组织#透射电镜样品是通过电解双喷减薄法制备的,电解液为33%硝酸和67%甲醇溶液#2 实验结果2.1 外加载荷对合金中析出相的影响峰值时效的2124铝合金中主要强化相为S 相和GPB 区#当施加载荷时S 相和GPB 在应力作用下的大小分布特征如图1所示#图1a 为2124铝合金在190e 时效12h 未施加载荷时的透射电镜照片,在[100]和[010]方向上的S 相的数量和尺寸基本相同,经测量其尺寸约为445nm #当试样施加6105kg 载荷同时在190e 时效12h 后其透射电镜照片如图1b 所示#S 相的择优取向分布不明显,两个互相垂直方向的S 相以等几率生长,其平均尺寸为406nm,与无载荷时效样品析出的S 相相比,其长度略微变短#从选区衍射花样也可以判断析出相是否存在择优取向分布特点#无载荷时效样品的S 相在[200]和[020]两个方向上的衍射花样对称分布且亮度类似,说明S相在图1 2124铝合金在190e 时效12h 时析出相的TEM 照片及相应的电子衍射花样F i g.1 Bri ght field im ages and correspondi ng SAD patterns in 2124Al alloy aged at 190e for 12h(a))无载荷时效时S 相;(b))施加6105kg 载荷时S 相;(c))无载荷时效时G PB 区;(d))施加6105kg 载荷时GPB 区#这两个面上等量析出(图1a);同样外加载荷样品中的衍射花样也呈现出等量析出特点,并没有明显的择优取向效应(图1b)#由此可见,外加载荷对S 相择优取向分布影响很小,但对S 相的尺寸起细化作用#在无载荷时效样品(图1c)和加载时效样品(图1d)中,可以看到很多弥散分布细小的针状GPB 区#GPB 也是2124合金中的强化相之一,是S 相的前驱体#在无应力时效样品的透射电镜照片中可以看到,GPB 在两个方向上的数量比较接近#在施加载荷的样品中也可以发现GPB 并未呈现择优分布特点#可见,未加载荷时效及加载时效样品中的GPB 区在直径大小上也无明显区别,即在end -on 方向的尺寸没有很大差别#另外,在相应的选区衍射斑点花样上也可以发现GPB 的衍射花样呈对称分布特征,没有呈现出择优取向#表明外加载荷对GPB 的大小及位向均没有明显影响#当试样在较低温度170e 时效12h,无载荷与施加6105kg 载荷时效样品的透射电镜组织如图2所示#未加载荷时效样品的T EM 组织中只能看到少量、分散的S 相,见图2a;而在加载时效样品中则出现数目较多、分布较为集中的S 相,见图2b #加载条件下存在较多的位错组织,S 相于位错上形核并生长#在170e 加载时效的样品,其S图2 2124铝合金在170e 时效12h 时S 相的TEM 照片及相应的电子衍射花样Fig.2 Bright field images and corresponding SADpattern of 2124Al alloy aged at 170e for 12h (a))无载荷时效;(b))施加6105kg 载荷#513第4期 权力伟等:外加载荷对2124合金微观组织和性能的影响相的尺寸虽略小于未施加载荷样品,但与190e 加载时效相似,并未产生应力位向效应#2.2S相与基体错配度的计算S相为Cmcm(PW模型)晶体结构[9],其晶格常数:a=01400nm,b=01923nm,c=01714nm#S 相与基体的位向关系为(100)Al M(100)S,[100]Al M[100]S,[021]Al M[010]S,[012]Al M[100]S#采用PW模型中提供的S相的晶格常数可计算出S 相与Al基体在3个轴向的错配度,如表1所示#可见,在a和c轴上基体受到析出相施加的压应力,而在b轴则受到拉应力#表1S相与基体的错配度Table1Misfi t between S phase and matrix晶面A l的晶面间距/nm Al的匹配原子数S相的面间距/nm错配度/% (100)Al M(100)S d100=0.40510.400+1.23 (012)Al M(010)S d012=0.181150.923-1.93 (021)Al M(001)S d021=0.181140.714+1.442.3外加载荷和温度对性能的影响当施加载荷为6105kg时,合金的变形程度随时间的延长而逐渐增大#当时效12h时,在190和170e时效成形的变形量分别为17146,9156 mm;当时效24h,则分别为27188,12144mm#在190e时效成形时的变形程度要大于在170e时的变形程度#经测定,加载时效成形后样品的屈服强度为34416MPa,比在相同时效条件下无载荷时效样品的31415M Pa要略高#3分析与讨论研究者认为在镁的质量分数比较高的Al-Cu-Mg铝合金中其峰值时效时第二相主要为S 相(Al2CuMg)及GPB区[10]#S相则一般优先在位错上形核析出,并在继续时效过程中逐渐长大#图2说明外加载荷会增加合金的位错密度,因而在施加载荷的样品中这些引入的位错为S相的形核提供了大量形质核心,在随后时效处理中促进S 相的析出#析出相对合金的强化起主要作用,因此加载时效的样品其屈服强度要高于相同条件下未加载时效的样品#2124合金中S相和GPB为强化相#S相与基体错配度计算结果表明,在a和c轴上基体受到析出相施加的压应力,而在b轴则受到拉应力#S 相与基体所产生的晶格错配度是导致弹性应变的主要原因,而析出相的生长可以消除这种应变#但由于S相是优先在位错上不均匀形核,因此固溶淬火后形成的位错环或位错线会成为S相的形核质点#由图2b可见,在加载时效的合金中产生较多的位错,这是由于施加外加载荷后,会促进原子及空位的扩散移动,固溶体中存在大量过饱和空位,在外力作用下会加速运动,从而加速了位错环的形成和堆垛#由于位错具备很大的畸变,远远高于相与基体产生的畸变,因而外加载荷对错配度的影响远远小于对位错的影响#因此外加载荷促进位错形成增加了S相非均匀形核质点,而对其均匀形核过程影响很小,这也是在透射电镜照片中观察到S相在31004方向上等量分布而无择优取向的主要原因#同样因为位错密度的增加提供了大量的形核质点,形成的S相的密度相对较大,但固溶体中固溶原子的总量是一定的,因而在加载时效样品中的S相长度会有所减少#由于施加载荷后会增加S相的形核质点并细化S相的尺寸,因此施加载荷样品的屈服强度要高于未施加载荷样品#最初有人认为Al-Cu-Mg合金的GPB区为杆状,直径为1~2nm,长度为4~8nm,具有立方晶体结构[11]#虽然后来有人对GPB的结构进行了修正[12],但至今没有提出公认的模型#本文有关2124合金中的GPB研究表明,经过加载时效产生的GPB区在直径上也没有很大的区别,在相应的选区衍射斑点花样上也可以看到GPB的衍射花样分布对称,没有呈现出择优取向,外加载荷对GPB的大小及位向均没有明显影响#这一结果可能由于GPB与基体是共格存在的,与基体的错配度很小,当施加外加载荷时对GPB形核长大影响微乎其微,外加载荷也不足以提供足够高的能量来影响GPB的生长#4结论1)2124铝合金峰值时效时第二相主要由S 相(Al2CuMg)及GPB区组成#S相在各个方向上的取向和数量基本相同,外加载荷对S相的择优取向没有明显的影响;外加载荷对GPB的取向分布也没有影响#2)施加载荷后合金中的位错为S相提供了514东北大学学报(自然科学版)第32卷大量的形核质点,加载时效后合金中强化相S相的密度增加,而长度会有所减少#3)随着时效时间的延长,合金的变形量会增加#相同时效条件下,加载时效的样品其屈服强度要高于未施加载荷进行时效的样品#参考文献:[1]Hosford W F,Agrawal S P.Effect of stress during aging onthe precipitation of H c in A-l4w t Cu[J].M etallurgical a ndM aterials Tr ansactions,1975,6A:487-491.[2]Zhu A W,Chen J,Starke E A Jr.Precipi tationstrengthening of stress-aged A-l X Cu alloys[J].Ac taM aterialia,2000,48(9):2239-2246.[3]Eto T,Sato A,M ori T.S tress-oriented precipitation of GPzone and H c in an A-l Cu all oy[J].Acta M etallurg ica,1978,26(3):499-508.[4]Li D Y,Chen L puter simulation of stres s-ori entednucleation and growth of H c precipi tates in A-l Cu alloys[J].Acta M aterialia,1998,46(8):2573-2585.[5]Sk rotzki B,S hiflet G J,S tarke E A.On the effect of stresson nucleation and grow th of precipitates in an A-l Cu-M g-Agalloy[J].M etallu rgical and M ater ials Transactions A,1996,27(11):3431-3444.[6]陈大钦,郑子樵,李世晨,等#外加应力对A-l Cu及A-l Cu-M g-Ag合金析出相生长的影响[J]#金属学报,2004,40(8):799-804#(Chen Da-qin,Zheng Z-i qi ao,Li Sh-i chen,et al.Effect ofexternal stress on the grow th of precipitates in A-l Cu and A-lCu-M g-Ag alloy[J].Acta Me tallurgica S inica,2004,40(8):799-804.)[7]李超,万敏,黄霖#7B04铝合金蠕变过程中析出相的影响因素[J]#航空材料学报,2009,29(2):13-17#(Li Chao,Wan min,Huang Lin.Effect on precipi tationphases of7B04aluminum alloy duri ng creep process[J].Jou rnal of A eronautical M aterials,2009,29(2):13-17.)[8]权力伟,丛福官,刘春城,等#2124铝合金在加载时效时的变形特点[J]#轻合金加工技术,2008,36(7):36-40#(Quan L-i w ei,Cong Fu-guan,Li u Chun-cheng,e t al.Thecharacteristic of deformation of stress-aged2124aluminumal loy[J].L igh t A lloy Fabrication Tech nology,2008,36(7):36-40.)[9]Perlitz H,W estgren A.The crystal structure of Al2CuM g[J].A rkiv K e mi M iner al Geol B,1943,16(13):1-5. [10]Ringer S P,Sakurap T,Polmear I J.Origins of hardening inaged A-l Cu-M g-(Ag)alloys[J].Acta M aterialia,1997,45(9):3731-3744.[11]Silcock J M.Structural aging characteri stics of A-l Cu-M galloys with copper:magnesi um wei ght ratios of7B1and2.2B1[J].Journal of the I nstitu te o f M etals,1961,89(6):203-210.[12]Kovari k L,Court S A,Fraser H L,et al.GPB zones andcomposite GPB/GPBII zones in A-l Cu-M g alloys[J].A ctaM aterialia,2008,56(17):4804-4815.(上接第511页)参考文献:[1]Yanggi Y,Yamamoto K.Development of tw i n-drum stripcas ting for stainless s teel[C]M2th European ContinuousCasting Con feren ce.Dusseld,Germany:Yerein DeutscherEisenhuttenlenleute,1994:18-33.[2]Sh i n Y K,Keng T.Development of tw in strip caster forsheet steels[J].Ir onmaking&S teelmaking,1995,22(1):35-44.[3]杨春楣,周守则,丁培道#双辊连铸硅钢薄带研究现状[J]#材料导报,1999,13(1):24-26#(Yang Chun-mei,Zhou Shou-ze,Ding Pe-i dao.Recentresearch on tw in-roll casting process to si licon steel strip[J].M aterials R eview,1999,13(1):24-26.)[4]Huang B Y,Yamamoto K,Kaido C,et al.Effect of cold-rolling on magnetic properties of non-oriented si licon steelsh eets[J].Jour nal of M ag ne tism and M agnetic M ater ials,2000,209:197-200.[5]毛为民#金属材料的晶体学织构与各向异性[M]#北京:科学出版社,2002:28-30#(M ao We-i min.M etallic materials crystallographic textureand anisotropy[M].Beijing:Sci ence Press,2002:28-30.)[6]Landgraf F J G,Yonamine T,Takanohashi R,e t al.M agnetic properties of silicon steel with as-cast columnarstructure[J].Journal of M ag ne tism and M agneticM aterials,2003,254/255:364-366.[7]Jenkins K,Lindenmo M.Precipitates i n electrical steels[J].Jour nal of M agnetism and M agnetic M aterials,2008,320:2423-2429.[8]Park J T,S zpunar J A.Evoluti on of recrystallization texturein non-ori ented electrical steels[J].Ac ta M aterialia,2003,51:3037-3051.[9]Park J T,S zpunar J A.Effect of i n i tial grain size on textureevolution and magneti c properties in non-oriented electricalsteels[J].M agnetism and M agnetic M ater ials,2009,321:1928-1932.[10]Boc I.Analysis of inclusion in cold rolled S-i Fe strips[J].Jou rnal of M ag netism and M agnetic M aterials,1990,83:381-383.515第4期权力伟等:外加载荷对2124合金微观组织和性能的影响。