铸态ZnAl10Cu2合金热变形本构方程
3003铝合金热变形流变应力及动态再结晶模型
3003铝合金热变形流变应力及动态再结晶模型陈贵清;傅高升;王军德;程超增【摘要】在变形温度为300～500℃,应变速率为0.01～10.0s-1的条件下,通过Gleeble-1500热模拟试验机对3003铝合金进行高温等温压缩实验.结果表明,该合金在热变形过程中的峰值流变应力可用双曲正弦本构方程来描述,由本构方程计算获得模型的流变应力预测值和实测值的相对误差在±7％范围以内.根据热力学不可逆原理确定动态再结晶临界应变,建立动态再结晶开始时间与变形温度关系的RTT(Recrystallization Start Time)图,研究表明:动态再结晶开始时间随着应变速率的减小与变形温度的降低而增大,由流变应力曲线计算动态再结晶体积比例,其大小随变形温度的升高和应变速率的减小而增大,并获得3003铝合金动态再结晶体积分数数学模型.【期刊名称】《材料科学与工程学报》【年(卷),期】2019(037)002【总页数】6页(P210-214,232)【关键词】3003铝合金;本构方程;动态再结晶;RTT图;数学模型【作者】陈贵清;傅高升;王军德;程超增【作者单位】福建船政交通职业学院机械工程系,福建福州 350007;福州大学材料科学与工程学院,福建福州 350108;新疆昌吉职业技术学院机械工程分院,新疆昌吉 831100;福州大学材料科学与工程学院,福建福州 350108【正文语种】中文【中图分类】TG146.41 前言在铝锰系合金中，3003铝合金因具有优异的综合性能而获得大量应用。
目前有关3003铝合金的均匀化处理和预析出对再结晶的影响等研究已有报道[1-3]，对于该合金的热塑性成形性能要求越来越高，流变应力是合金在高温变形过程中的基本参数之一，这是因为合金变形时的耗能以及载荷值与流变应力大小密切相关。
为了更好地描述流变应力与变形条件等工艺参数之间的内在规律，有必要确定它们之间的数学关系式。
Al-Zn-Mg(Cu)合金的热处理、微观结构与性能研究的开题报告
Al-Zn-Mg(Cu)合金的热处理、微观结构与性能研究的开题报告一、研究背景及意义随着工业化的发展，航空航天、交通运输、建筑等领域对高强度、轻量化、耐腐蚀的材料需求越来越高，而铝合金作为一种优良的轻质结构材料，应用广泛，其中Al-Zn-Mg(Cu)合金因其良好的综合性能，成为研究的热点。
但是，该合金在加工过程中由于晶粒细化、析出相形态、分布等因素的影响，容易产生一系列的变形和力学性能损失的问题，因此需要对其进行热处理，提高其综合性能。
本论文的意义在于，通过热处理方式的选择和控制，研究Al-Zn-Mg(Cu)合金的微观结构与性能变化关系，为其合理应用和工业化生产提供科学依据。
二、研究内容及方法本研究将以Al-Zn-Mg(Cu)合金为研究对象，通过不同的加热温度、时间和冷却方式对其进行热处理，并采用光学显微镜、扫描电镜、X射线衍射仪、差热分析仪等测试手段，研究热处理对合金中晶粒细化、析出相形态与分布、硬度、拉伸强度、屈服强度等力学性能的影响。
具体研究内容包括：1.利用T6和T7两种常用的热处理工艺对合金进行处理，并比较其差异性；2.探究不同热处理参数（加热温度、时间、冷却方式）对合金性能的影响；3.分析热处理后合金的微观结构变化，如晶粒细化、析出相形态与分布等；4.分析热处理后合金的力学性能变化，如硬度、拉伸强度、屈服强度等。
三、预期结果及创新点通过本研究，预计可以得到以下的结果：1.热处理工艺对Al-Zn-Mg(Cu)合金的微观结构和力学性能有显著影响；2.合理选择和控制热处理参数可以有效改善合金的综合性能，提高其在工业应用中的使用价值；3.研究结果对该合金的热处理技术和应用具有一定的参考意义。
本研究的创新点在于，通过对Al-Zn-Mg(Cu)合金的微观结构及其与力学性能的关系进行研究，并探究合理热处理工艺参数对其的影响，为该合金的精细化生产和应用提供了理论和实践基础。
【国家自然科学基金】_zener-hollomon参数_基金支持热词逐年推荐_【万方软件创新助手】_20140801
2014年 科研热词 金属基复合材料 热变形 本构方程 加工图 推荐指数 1 1 1 1
2011年 序号 1 2 3 4 5 6 7 8 9 10 11 12 13 14 15 16 17 18 19
2011年 科研热词 推荐指数 热变形 3 热压缩变形 3 本构方程 2 zener-hollomon参数 2 铝合金6061 1 稀土镁合金 1 流变应力 1 本构模型 1 本构关系 1 晶粒细化 1 损伤阈值 1 弹性模量法 1 动态回复 1 动态再结晶 1 thermo-calc 1 gh690合金 1 cr17铁素体不锈钢 1 7075/6009铝合金复合材料 1 6016铝合金 1
2012年 序号 1 2 3 4 5 6 7 8 9 10 11 12 13 14 15 16 17 18 19 20 21 22 23 24 25 26
科研热词 流变应力 本构方程 热压缩变形 zener-hollomon参数 c276合金 高温拉伸变形 高温拉伸 高温变形 热模拟 热变形激活能 热变形 温成形 本构关系 微观组织 宏观力学性能 双相钢拼焊板 动态回复 动态再结晶模型 动态再结晶 加工图 z参数 cu-0.94cr-0.34zr合金 b95о ч 铝合金 al-si合金 ah32钢 690合金
推荐指数 4 3 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1
2010年 序号 1 2 3 4 5 6 7 8
科研热词 流变应力 热变形 热压缩变形 本构方程 变形激活能 zener-hollomon参数 mg97y2zn1合金 2e12铝合金
推荐指数 2 1 1 1 1 1 1 1
推荐指数 5 3 2 2 2 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1
Al-Cu-Mg-Ag合金的热变形加工图及其分析
Al-Cu-Mg-Ag合金的热变形加工图及其分析曹素芳;潘清林;刘晓艳;陆智伦;何运斌;李文斌【摘要】为确定Al-Cu-Mg-Ag合金的热加工工艺制度提供理论依据以及便捷的途径,基于动态材料模型(DMM)理论和Ziegler失稳判据,采用Al-Cu-Mg-Ag合金的热变形实验数据,建立了热变形加工图,并利用加工图理论分析了该合金在热变形过程中的变形行为.结果表明:Al-Cu-Mg-Ag合金热变形时有2个失稳区域,一是变形温度为300～400℃、应变速率为0.1～10s-1的区域,二是变形温度为450～500℃、应变速率为1.0～10 s-1的区域;该合金的热变形参数建议在变形温度350～450℃、应变速率0.001 s-1的范围内选取.【期刊名称】《材料科学与工艺》【年(卷),期】2011(019)002【总页数】5页(P126-129,134)【关键词】Al-Cu-Mg-Ag合金;加工图;热变形;动态材料模型;流变失稳【作者】曹素芳;潘清林;刘晓艳;陆智伦;何运斌;李文斌【作者单位】中南大学,材料科学与工程学院,长沙410083;中南大学,材料科学与工程学院,长沙410083;有色金属材料科学与工程教育部重点实验室,长沙410083;中南大学,材料科学与工程学院,长沙410083;中南大学,材料科学与工程学院,长沙410083;中南大学,材料科学与工程学院,长沙410083;中南大学,材料科学与工程学院,长沙410083【正文语种】中文【中图分类】TG146国防和航空工业的高速发展对耐热铝合金提出了更高要求，国内外学者先后在2014、2219、2519等合金的基础上，通过向合金中添加Ag、RE(稀土)等元素，研制出一种新型的耐热铝合金Al-Cu-Mg-Ag，该合金不仅具有较高的室温强度及耐损伤性能，而且在150～200℃下仍能保持较高强度和良好韧性［1］，因此，铝合金Al-Cu-Mg-Ag能够广泛地满足新一代高速飞行器、推进器等结构部件的要求.研究表明，热变形条件对Al-Cu-Mg-Ag合金的力学性能有显著影响［2-3］.热变形试验可获得不同条件下的流变应力连续数据，它们不仅能用于流变行为研究，而且可用于获得材料的加工图.加工图是变形温度与应变速率空间中的功率耗散图与失稳图的叠印，根据加工图可判别材料变形过程中的流变失稳区，还可根据非失稳区内最大功率耗散系数区与显微组织制定材料的最佳加工工艺制度(变形温度与应变速率)［4］.本文采用加工图来研究Al-Cu-Mg-Ag合金高温变形特点及其组织变化规律，为确定Al-Cu-Mg-Ag合金的热加工工艺制度提供理论依据.材料在加工过程中的力学行为可以采用包含流变应力(σ)、应变(ε)、应变速率(˙ε)和变形温度(t)的本构方程来描述.Prasad提出用动态材料模型(DMM)描述材料的变形行为［5］.根据动态材料学模型，材料的加工过程服从幂律方程式中K和m均为常数.对于同种材料，不同的加工过程产生的变形量不同，所对应的K和m值也不一样.材料在加工过程中单位体积所吸收的总功率可以分为两部分: 式中:P(≡σ˙ε)为总功率，是2个互补函数的和;G为耗散量;J为耗散协变量.式(2)中2个积分式分别代表G和J.J与G的变化率构成了应变速率敏感指数(m)的定义，即结合式(1)和式(2)，可以得到金属材料热变形从热力学的观点看是一个不可逆变化过程(组织变化和热传递)［6］.结合不可逆热力学和大塑性流变连续介质力学［7-8］，可以证明:0＜m≤1.当材料为理想线性耗散时，m= 1，此时J达到最大值Jmax.功率耗散效率参变量η与尺寸无关，定义为η= 由式(4)可知η是一个量纲为1的参数，反映了材料热加工过程中的功率耗散特征，是ε、˙ε和t的函数，随应变速率和温度的变化便形成了功率耗散图.功率耗散图上的等值线表示与材料的微观结构演化相关的相对熵产生率［9］，即η值的变化对应着材料的微观组织的变化，因此，可用来控制材料在热加工后的显微组织.一般来说，高η值对应着最佳的加工性能区［10］.材料动态模型的连续失稳判据是基于ZIEGLER［11］提出的塑性流变变为不稳定的条件，这一判据是根据不可逆热力学极值原理建立的:式中D(˙ε)是给定温度条件下的耗散函数，是材料本构变形行为具有的特征.根据动态材料模型，D(˙ε)等于耗散协变量J，结合式(3)，得到Ziegler失稳判据:把参数ξ(˙ε)作为温度和应变速率的函数作图，在负值区域会出现流变失稳，这样的图被称作为失稳图.根据加工图可以确定加工的安全区和流变失稳区.安全区在微观机制上与动态再结晶、动态回复和超塑性有关［12］.在材料的安全加工区，η值越大表明材料内在可加工性越好.采用Al-5.3Cu-0.8Mg-0.5Ag-0.3Mn-0.15Zr(质量分数/%)合金为研究对象.压缩试验在Gleeble-1500热模拟机上进行，通过自动控制系统在预设的温度和应变速率下进行恒温、恒应变速率压缩.实验变形速率为0.001、0.01、0.1、1、10 s-1，变形温度为 340、380、420、460、500℃，总压缩量为60%.压缩实验完成后立即对试样进行水淬，以保留合金压缩变形后的变形组织.对合金的热变形实验数据进行分析，根据合金在同一应变、不同应变速率和变形温度下的流变应力绘制出不同温度下Al-Cu-Mg-Ag合金对数应力ln σ与对数应变速率ln˙ε间的关系(见图1).由图1可见，在温度和应变不变的情况下，ln σ与ln˙ε近似为线性关系，因此，可从采用动态材料模型中的计算方法计算加工图，并且能够准确地确定加工图中的流变失稳区域.在给定应变和变形温度的条件下，为保证m值的精度，采用多项式拟合lg σ与lg˙ε的函数关系:式中a1、a2、a3和a4均为常数.再由式(3)可得将lg˙ε值代入式(9)即可获得相应应变速率敏感指数m的值，再将m值代入式(5)就可以计算出不同变形温度和应变速率下Al-Cu-Mg-Ag合热变形时的能量耗散效率值η.在由t和lg˙ε所构成的平面内绘制出等功率耗散效率η值的轮廓曲线图(见图2)，即功率耗散图.功率耗散图实际代表热加工变形过程中的显微组织变化率，因此又被称作“显微组织轨迹”.加工图中局部区域存在功率耗散效率最大值，代表特殊的显微组织机制或流变失稳机制.功率耗散图中高功率耗散区定义为具有最佳加工性能区，然而由于楔形裂纹破坏机制通常也对应高功率耗散效率，因此分析加工图需要进一步的显微组织佐证［13-14］.将式(9)代入式(7)能够得到参数ξ(˙ε)的表达式:在由t和lg˙ε构成的平面内绘制出ξ(˙ε)＜0的区域，在该区域内变形会出现流变失稳，如图2所示.图2为Al-Cu-Mg-Ag合金热变形时应变为0.3和0.5的加工图，其中A区域为流变失稳区，B区域为变形安全区.从图2可以发现，应变为0.3和0.5的加工图基本相似，但是变形量大时其流变失稳区域较大，因此，下面主要分析应变0.5时的加工图分布.从图2(b)可以发现有2个失稳区，一是温度为300～400℃、应变速率为0.1～10 s-1的区域，图3(a)为变形温度340℃、应变速率10 s-1时的SEM照片，可以看出此变形条件下组织发生局部流动，出现了严重的不均匀变形，这主要是因为在变形温度很低、应变速率较高时，变形在很短的时间内完成，大量的塑性功转变成热，在很短的时间内变形热来不及散失，造成局部温度升高，从而产生局部流动［15］;另一个是温度为450～500℃、应变速率为1.0～10 s-1的区域，图3(b)为变形温度500℃、应变速率10 s-1时的SEM照片，此变形条件下，试样出现了裂纹.因此，在这2个区域内的加工条件不适合Al-Cu-Mg-Ag合金进行热加工. 图4为应变速率0.001 s-1时不同温度条件下Al-Cu-Mg-Ag合金的显微组织.在低温区(＜350℃)，随着应变速率的增加，功率耗散系数先逐渐增大，在应变速率0.01 s-1、温度300℃时功耗系数达到峰值26%，随后又逐渐减小，可以看出在整个低温区域功率耗散系数都比较低而且显微组织分布也不均匀，因此该区域并非最佳加工性能区.在中温区(350～450℃)，随着应变速率的增加功率耗散系数先逐渐减小，在应变速率0.001 s-1、温度420℃时功耗系数达到峰值34%，其对应的显微组织如图4(a)所示，其晶粒比较细小.在高温区(450～500℃)，最大耗散效率出现在500℃，应变速率为0.001 s-1，最大值达到38%，其对应的显微组织如图4(b)所示，可以看出，在该变形条件下，Al-Cu-Mg-Ag合金发生了动态再结晶，但是其晶粒尺寸明显增大.从上面的分析可知，Al-Cu-Mg-Ag合金在温度300～500℃、应变速率0.001～10 s-1变形时会出现2个失稳区域.在350℃以上具有很好的塑性.但由于高温区变形时形成的组织粗大，对其力学性能产生影响，而中温区变形的组织细小，因此中温区是该合金的适宜的热变形区，可以进行热锻、热挤压等变形.1)基于动态材料模型和Ziegler失稳判据建立的加工图能够准确直观地反映材料在不同变形条件下的组织演变规律，为材料的热变形工艺提供了更便捷有效的工具. 2)Al-Cu-Mg-Ag合金进行热变形时有2个失稳区域:一是变形温度为300～400℃、应变速率为0.1～10 s-1的区域;二是变形温度为450～500℃、应变速率为1.0～10 s-1的区域.3)在350℃以上Al-Cu-Mg-Ag合金具有很好的塑性，该合金的热变形参数建议在变形温度350～450℃，应变速率为0.001 s-1的范围内选取.【相关文献】［1］刘志义，李云涛，刘延斌，等.Al-Cu-Mg-Ag合金析出相的研究进展［J］.中国有色金属学报，2007，17(20):1905-1915.［2］肖代红，宋旼，陈康华.Al-5.3Cu-0.8Mg-0.6Ag合金的超塑性变形［J］.宇航材料工艺，2007(4):50-54.［3］余日成，刘志义，刘延斌，等.Al-Cu-Mg-Ag系高强耐热合金的热加工工艺研究［J］.金属热处理，2006，31(5):75-79.［4］黄光胜，汪凌云，陈华，等.2618铝合金的热变形和加工图［J］.中国有色金属学报，2005，15(5):763 -767.［5］PRASAD Y V R K，GEGEL H L，DORAIVELU S M，et al.Modeling of dynamic material behaviorin hot deformation:forging of Ti-6242［J］.Metall Trans，1984，15A:1883.［6］鲁世强，李鑫，王克鲁，等.用于控制材料热加工组织与性能的动态材料模型理论及其应用［J］.机械工程学报，2007，43(8):77-85.［7］PRASAD Y V R K.Recent advances in the science of machanical processing［J］.Indian J Technol，1990，28 (6/7/8):435-451.［8］GEGEL H L.Synthesis of atomistics and continuum modeling to describe microstructure computer simulation in materials science［M］.OH:ASM，1986:291-344. ［9］PRASAD Y V R K，SESHACHARYULU T.Modeling of hot deformation for microstructural control［J］.International Materials Reviews，1998，43(6):243-252. ［10］ROBI P S，DIXIT U S.Application of neural networks in generating processing map for hot working［J］.Jounal of Materials Processing Technology，2003，142(1):289 -294. ［11］ZIEGLER H.Progress in Solid Mechanics［M］.New York:John Wiley and Sons，1963:93-113.［12］刘娟，崔振山，李从心.镁合金ZK60的三维加工图及失稳分析［J］.中国有色金属学报，2008，18(6): 1020-1026.［13］CAVALIERE P.Hot and warm forming of 2618 aluminium alloy［J］.Journal of Light Metals，2002，2(4): 247-252.［14］GRONOSTAJSKI Z.The deformation processing map forcont rol of microst ructurein CuAl9.2Fe3 aluminium bronze［J］.Journal of Materials Processing Technology，2002，125/126:119-124.［15］周细林.2D70铝合金的高温变形特性及其热加工图研究［D］.南昌:南昌航空大学，2007.。
半固态流变压铸AlSi10MnMg合金组织和热处理工艺试验研究
半固态流变压铸AlSi10MnMg合金组织和热处理工艺试验研究潘科嘉; 王如愿; 林可欣; 王伟灵; 王平【期刊名称】《《轻合金加工技术》》【年(卷),期】2019(047)011【总页数】5页(P52-56)【关键词】半固态; 流变压铸; AlSi10MnMg合金; 热处理【作者】潘科嘉; 王如愿; 林可欣; 王伟灵; 王平【作者单位】东北大学材料电磁过程研究教育部重点实验室辽宁沈阳110004【正文语种】中文【中图分类】TG292半固态加工技术产生于20世纪70年代末期[1]，由于该技术具有流程短、节能、环保等优势，在材料加工领域获得了广泛的关注[2-4]。
半固态压铸与普通压铸相比，金属充填模具温度较低，裹气量大幅度减少，模具使用寿命长，尤为重要的是半固态压铸件可以通过热处理进行强化，因此成型件具有较高的力学性能。
半固态压铸成型在形状复杂、尺寸较小且具有性能要求的汽车零部件的制备上获得了广泛的应用。
AlSi10MnMg合金属4×××系铝合金，该合金强韧性高、较易铸造[5-8]。
但传统压铸容易使铸件内部产生裹气，不能通过热处理提高性能，影响铸件广泛使用。
本试验在对铸造模具优化的基础上[9]，采用半固态压铸，结合后期固溶时效热处理，研究了AlSi10MnMg合金压铸成型后的组织特点及热处理后组织和力学性能的变化，最终获得了具有优良力学性能的半固态成型件，所得结果对于促进半固态加工技术的应用和AlSi10MnMg薄壁压铸铝合金的工业化生产具有一定的参考价值。
1 试验过程试验材料由Al-Si合金、Al-Mn合金、纯铝、纯镁配制而成。
采用电阻式石墨坩埚炉进行熔炼，预先对坩埚进行加热保温，除纯镁外，将试验材料装入炉内。
升温加热，将炉温控制在680℃～700℃，当炉内炉料完全熔化后，停止加热，待金属液降到660℃左右时用钟罩加入用锡箔纸包好的纯镁块，随后再次加热，将炉温调高，并开始除气扒渣精炼，调整合金液温度至670℃左右，将合金液静置5 min。
Cu和Si质量分数对铸态Zn-14Al合金组织与性能的影响
第53卷第6期2022年6月中南大学学报(自然科学版)Journal of Central South University (Science and Technology)V ol.53No.6Jun.2022Cu 和Si 质量分数对铸态Zn-14Al 合金组织与性能的影响陈明明1，刘昕怡1，祝一帆1，艾宇浩1，林高用1,2(1.中南大学材料科学与工程学院，湖南长沙，410083；2.中南大学有色金属材料科学与工程教育部重点实验室，湖南长沙，410083)摘要：采用XRD 、SEM 、流动性能测试和硬度测试等方法，研究Cu 和Si 质量分数对铸态Zn-14Al 合金组织与性能的影响。
研究结果表明：在铸态Zn-14Al 合金中，Cu 质量分数为4%~7%时，Cu 相主要为ɛ(CuZn 4)，其弥散分布在α-Al 树枝晶间；而Cu 质量分数为10%~13%时，存在2种含Cu 相，分别为ɛ相和呈五角星形的θ(CuAl 2)相；随着Cu 质量分数提高，合金中的共晶组织增多，合金的流动性能提高；含Cu 相维氏硬度比基体相(α，η)维氏硬度高约204，Cu 质量分数从0提高至13%时，合金中的硬质含Cu 相增多，第二相强化效果显著，抗拉强度和硬度分别提高了17.7%和48.7%。
合金中的Si 相主要以初晶硅的形式存在，随着Si 质量分数的提高，Si 相聚集成团生长，合金的硬度略微提高，但流动性能和抗拉强度下降。
Zn-14Al-10Cu 合金表现出最优的综合力学性能，即布氏硬度为140.8，抗拉强度为398.33MPa ，断后伸长率为4.1%，且该合金兼具良好的流动性能，可作为汽车零件试制模具用锌合金材料。
关键词：Zn-Al 合金；高硬度；显微组织；流动性能中图分类号：TG146.1+3文献标志码：A文章编号：1672-7207（2022）06-2017-11Effect of Cu and Si mass fraction on microstructure andproperties of as-cast Zn-14Al alloyCHEN Mingming 1,LIU Xinyi 1,ZHU Yifan 1,AI Yuhao 1,LIN Gaoyong 1,2(1.School of Materials Science and Engineering,Central South University,Changsha 410083,China;2.The Key Laboratory of Nonferrous Metal Materials Science and Engineering,Ministry of Education,Central South University,Changsha 410083,China)Abstract:The effects of Cu and Si mass fractions on the microstructure and properties of as-cast Zn-14Al alloys were studied by XRD,SEM,flow property test and hardness test.The results show that in the as-cast Zn-14Al alloy,when the mass fraction of Cu is 4%−7%,the Cu-containing phase is mainly ɛ(CuZn 4),which is dispersed收稿日期：2021−09−30；修回日期：2021−11−27基金项目(Foundation item)：湖南省自然科学基金资助项目(2020JJ4715)；中南大学中央高校基本科研业务费专项资金资助(2021zzts0576)(Project(2020JJ4715)supported by the Natural Science Foundation of Hunan Province;Project(2021zzts0576)supported by the Fundamental Research Funds for the Central Universities of Central South University)通信作者：林高用，博士，教授，从事有色金属材料加工、模具设计和数值模拟研究；E-mail:****************DOI:10.11817/j.issn.1672-7207.2022.06.004引用格式：陈明明,刘昕怡,祝一帆,等.Cu 和Si 质量分数对铸态Zn-14Al 合金组织与性能的影响[J].中南大学学报(自然科学版),2022,53(6):2017−2027.Citation:CHEN Mingming,LIU Xinyi,ZHU Yifan,et al.Effect of Cu and Si mass fraction on microstructure and properties of as-cast Zn-14Al alloy[J].Journal of Central South University(Science and Technology),2022,53(6):2017−2027.第53卷中南大学学报(自然科学版)among theα-Al dendrites.When the mass fraction is10%−13%,there are two Cu-containing phases in the alloy,namelyɛphase and the pentagram-shapedθ(CuAl2)phase.With the increase of Cu mass fraction,the eutectic structure in the alloy increases and the fluidity of the alloy increases.The Vickers hardness of Cu-containing phaseis about204higher than that of the matrix phase(α,η).With the increase of Cu mass fraction from0to13%,the hard Cu-containing phase in the alloy increases.The second phase strengthening effect is remarkable and the tensile strength and hardness increase by17.7%and48.7%,respectively.The Si phase in the alloy mainly exists inthe form of primary silicon.With the increase of the Si mass fraction,Si phase aggregates and grows into agglomerates.The hardness of the alloy increases slightly,but the flow properties and tensile strength decrease. The Zn-14Al-10Cu alloy shows the best comprehensive mechanical properties.Brinell hardness is140.8,the tensile strength is398.33MPa and the elongation after fracture is4.1%.Moreover,the alloy has good flow properties,which can be used as zinc alloy material for the trial production of auto parts.Key words:Zn-Al alloy;high hardness;microstructure;flow properties在汽车、家电和机械等领域需要大量板材冲压件。
Nb-10Zr合金的热变形行为、组织特征及热加工图
材料研究与应用 2024，18（2）：287‐291Materials Research and ApplicationEmail ：clyjyyy@http ：//mra.ijournals.cn Nb -10Zr 合金的热变形行为、组织特征及热加工图贾志强1,武宇2,朱绍珍1（1.西安诺博尔稀贵金属材料股份有限公司， 陕西 西安 710201； 2.西部金属材料股份有限公司，陕西 西安 710201）摘要： Nb -10Zr 合金可作为特种薄膜功能材料应用于太阳能行业。
深入理解Nb -10Zr 合金的热变形行为是实现该应用的前提，然而国内目前围绕该合金热加工过程的材料加工性能相关研究十分匮乏。
建立热材料加工图可实现描述指定条件下的材料可加工性，明确合金的变形窗口，指导材料加工工艺的制定和优化。
选用均匀化处理后的电铸熔炼铸锭Nb -10Zr 合金，采用热模拟试验机开展了热模拟压缩试验，并基于动态材料模型，通过对应变速率敏感系数m 、功率耗散系数η和失稳系数ξ的数据分析，建立了材料不同温度和应变速率条件下的流变稳态区和非稳态区的热加工图。
同时，通过微观组织观察，分析和验证了加工图的准确性。
研究结果表明，Nb -10Zr 合金铸锭在1 300 ℃下经24 h 均匀化处理后，未出现Zr 元素偏聚所形成的缺陷，也未见裂纹、气孔、疏松和夹渣等其他类型的缺陷。
铸态组织中存在粗大晶粒和细小晶粒，晶粒尺寸分别为 500—800 μm 和 20—30 μm 。
在应变为0.4和0.6条件下，Nb -10Zr 合金存在2个合理的热加工窗口，即变形温度1 060—1 100 ℃和应变速率0.01—0.04 s −1，以及变形温度1 080—1 100 ℃和应变速率0.3—1 s −1。
在不同变形条件下，变形后的Nb -10Zr 合金均获得了细小的动态再结晶组织。
在温度1 100 ℃和应变速率0.01 s −1下，合金晶粒尺寸为80—100 μm ；而在温度1 100 ℃及应变速率1 s −1下，合金晶粒尺寸为40—60 μm 。
铸态6016铝合金组织及第二相研究
铸态6016铝合金组织及第二相研究康学良;金自力;任慧平;张玲郁;李兵磊;王硕【摘要】采用电化学方法富集合金中析出相粉末,结合X射线衍射仪鉴定合金中第二相的类型及结构,结合激光粒度仪分析第二相混合粉末的粒度分布.结果表明:合金中包含Si,Al8FeMg3 Si6,Mg2Si,A15FeSi 4种第二相,具有不同形貌,分布于晶界处和晶内,这些第二相粉末的粒度集中在6～20 μm范围内,平均粒径大约12 μm.【期刊名称】《内蒙古科技大学学报》【年(卷),期】2016(035)001【总页数】4页(P28-31)【关键词】6016铝合金;铸态;组织;第二相【作者】康学良;金自力;任慧平;张玲郁;李兵磊;王硕【作者单位】内蒙古科技大学材料与冶金学院,内蒙古包头014010;内蒙古自治区白云鄂博矿多金属资源综合利用重点实验室,内蒙古包头014010;内蒙古科技大学材料与冶金学院,内蒙古包头014010;内蒙古自治区白云鄂博矿多金属资源综合利用重点实验室,内蒙古包头014010;内蒙古科技大学材料与冶金学院,内蒙古包头014010;内蒙古自治区白云鄂博矿多金属资源综合利用重点实验室,内蒙古包头014010;内蒙古科技大学材料与冶金学院,内蒙古包头014010;内蒙古自治区白云鄂博矿多金属资源综合利用重点实验室,内蒙古包头014010;内蒙古科技大学材料与冶金学院,内蒙古包头014010;内蒙古自治区白云鄂博矿多金属资源综合利用重点实验室,内蒙古包头014010【正文语种】中文【中图分类】TG146.2+1随着汽车行业的发展，为了降低车重，减少能源消耗和污染物的排放，从上世纪90年代起，世界各国都在积极发展新型汽车用材料.铝合金密度小、强度高，机械性能和成型性能优良，具有良好的工艺性能，于是多种型号的铝合金汽车板应运而生[1-3].铝合金外板强度要求高，不仅要有良好的烘烤硬化性，还需要优良的抗时效稳定性等性能，生产难度较大，目前主要由6000系列铝合金加工而成.6000系列铝合金具有多个型号，国际上采用较多的有：AA6016，AA6022，AA6111，AA6005，AA6009和AA6010等[4,5].经过多年的发展，目前铝合金汽车板已经取得了大量的应用.国外已具有多条成熟的商业化生产线，而国内还没有一条完整的生产线.为了减小与国外的差距，国内很多单位都加入了铝合金汽车板的研发行列[6].为了顺应社会的发展要求，本文选取应用较广的6016铝合金为研究对象，因为6016铝合金具有高的烘烤硬化性，而烘烤硬化是利用析出强化机制，与合金中的析出相直接相关.组织和析出相具有遗传性，为了探究第二相在6016铝合金生产工艺中的演变规律及其对合金性能的影响.本文着重研究铸态6016铝合金的组织及第二相，为合金后期热处理等加工过程中组织和析出相的演变过程提供理论依据.1.1 试样的制备及化学成分合金是采用工业高纯Al99.99%(质量分数%，下同)的纯Mg99.9%的纯Zn和Al-50Cu，Al-20Fe，Al-20Mn，Al-10Cr，Al-15Ti中间合金配比熔炼而成.采用坩埚电阻炉熔炼，熔炼温度为750～800 ℃，确保材料完全熔化后，经多次搅拌，然后在720 ℃左右于铸铁模中扒渣、浇铸成形，铸锭尺寸为50 mm×60 mm×120 mm.合金成分由NexION 350 ICP-MS(PERKIN ELMER)仪器检测，具体化学成分见表1.1.2 实验方法本文中实验用试样均取自铸锭中心1/2处.金相试样经过水磨后机械抛光，采用Keller试剂(1.5%HCL+1%HF+2.5%HNO3)腐蚀，利用光学显微镜(ZEISS)和扫描电镜(Zeiss suppra55)进行显微形貌观察.电化学前处理采用浓度为3%NaOH(V/V)溶液为电解液，温度为0～10 ℃，电流密度50 mA/cm2，时间4 h.物相分析仪器为X’pert Powder(Panalytical)，X射线衍射实验采用钴靶，电压40 KV，电流40 mA，步长0.02°，扫描速度7°/min，扫描范围(2θ)为10°～80°.第二相混合粉末粒度分布采用Mastersizer 3000(马尔文)粒度分析仪湿法测量，以去离子水为分散剂，粉末的折光率用阿贝折光仪测量.2.1 铸态组织分析图1是合金铸态的光学组织和扫描电镜组织照片.如图1(a)可知，铸态组织中枝晶不太明显，大部分晶粒边界呈规整的形状，在晶界处存在大量连续的析出相，晶内分布有少量球形的相.图1(b)中根据原子序数衬度的不同，可观察到两种颜色的相，例如图中的M和N，两种相相互依存.由图1(c)可知，合金中的第二相具有多种不同形貌，如片状、棒状和球状.根据合金金相照片，选取150个晶粒作统计分析，得到晶粒尺寸分布直方图如图2所示.如图2所示，晶粒尺寸的分布基本满足正态分布规律，数据显示，最大晶粒尺寸为111 μm，最小晶粒尺寸14.93 μm，平均晶粒尺寸53.48 μm.2.2 X射线衍射物相鉴定首先采用电化学方法，去除基体Al的干扰，富集合金中的第二相粉末，然后将粉末制成标准X射线衍射样品，其XRD衍射图谱见图3，第二相粉末的类型、结构及点阵常数见表2.如图3所示，混合粉末的XRD衍射峰非常清晰.经过分析可知，混合粉末由Al5FeSi，Al8FeMg3Si6，Si和Mg2Si4种相组成.粉末中Si的峰值强度最高，含量最多.理想状态下镁与硅按质量比1.73∶1形成Mg2Si相.但在合金的实际配比中,一般添加过剩的Si以补充其它杂质元素造成Si的损耗[7,8]，所以合金中存在Si和Mg2Si相.合金在凝固时会发生四元共晶反应，L→α-Al+π(Al8FeMg3Si6)+Mg2Si+Si，从而生成六方结构的Al8FeMg3Si6相.由表2可知，Al5FeSi相为单斜结构，于金属凝固时形成，在后期均匀化处理时难以消除，对合金性能不利.2.3 粒度分布分析经过阿贝折光仪的测定，在室温26 ℃条件下，可以测出去离子水作分散剂的折光率为1.330，第二相粉末悬浊液的折光率为1.680，而后用Mastersizer 3000粒度分析仪(马尔文)测量第二相粉末的粒度，其粒度分布与体积分数关系见图4，各区间范围粒度分布数据见表3.第二相粉末粒度的测量以去离子水为分散剂，在测量过程中颗粒分散均匀，没有出现颗粒团聚等现象，每间隔10 s采集一次数据，共5次，且每次数据的波动很小，PDI值为0.715，粉末中颗粒粒径大小不太均匀.数据的加权残差为1.68%，小于3%，数据误差较小.由图4可知，第二相粉末的粒径主要分布在6～20 μm范围内，平均粒径为12.65 μm.由表3可知，粒径小于4.05 μm的粉末占体积分数10%，粒径小于10.5 μm的粉末占体积分数50%，粒径小于28.8 μm的粉末占体积分数90%.D50也叫中位径或中值粒径，常用来表示粉体的平均粒度，因此第二相粉末的平均粒径大约10.5 μm左右.D90可用来表示粉体粗端的粒度指标，说明粒度粗大的第二相提积分数很少.(1)铸态6016铝合金组织枝晶不明显，晶粒尺寸分布范围为14～111 μm,平均大小为53.48 μm；(2)在合金的晶界处有连续的析出相分布，典型形貌有棒状和块状，晶内有少量球形的析出相，这些析出相包括Al5FeSi，Al8FeMg3Si6，Si和Mg2Si 4种相；(3)合金中第二相粉末的粒径主要分布在6～20 um范围内，平均粒径约12.65μm.【相关文献】[1] 马鸣图,游江海,路洪洲.汽车轻量化以及铝合金汽车板的应用[J].新材料产业,2009,(9):34-37.[2] 向晓峰,魏丽霞,马鸣图.汽车轻量化技术的应用[J].汽车工程师,2012，(5):57-59.[3] 马鸣图,毕祥玉,游江海,等.铝合金汽车板性能及其应用的研究进展[J].机械工程材料,2010,34(6)：1-5.[4] 丁向群,何国求,陈成澍. 6000 系汽车车用铝合金的研究应用进展[J].材料科学与工程学报,2005,23(2):320-305.[5] 马鸣图,易红亮,路洪洲.论汽车轻量化[J].中国工程科学,2009,(11):20-27.[6] Taub Al I, Krajewski P E, Luo Al A,et al.The Evolution of Technology for Materials Processing over the Last 50 Years: The Automotive Example[J]. journal of the minerals metals & materials society,2007,59(2):48-56.[7] Jaafar A, Rahmatb A, Hussaina Z,et al. Effect of Mg, Si and Cu content on the microstructure of dilute 6000 series aluminium alloys[J]. Journal of Alloys and Compounds, 2011,509 (2011) 8632-8640.[8] 李晶,金曼,费明. Al-Mg-Si系铝合金的成分设计[J].机械工程材料,2006,30(9):35-38.。
铸态和锻态高强铝合金热变形组织的演变
铸态和锻态高强铝合金热变形组织的演变王金亮;赵晓东;陈慧琴【摘要】采用Gleeble-1500D热力模拟试验机对具有铸态和预锻态初始组织的新型A1-Zn-Mg-Cu高强铝合金试样进行了热压缩试验,分析了该合金铸态和锻态初始组织在热变形过程中的演变.研究结果表明,高温低应变速率条件下,铸态树枝晶粒在热压缩变形拉长的同时,晶内树枝晶界在高温压缩扩散的作用下逐渐消失,转变为粗大均匀且变形拉长的晶粒组织.当压缩变形量很大时,剧烈拉长的晶粒将通过几何动态再结晶得到细化.预锻态试样压缩过程中,适当的温度和应变速率条件下即可发生动态再结晶,形成细小均匀的再结晶新晶粒.【期刊名称】《太原科技大学学报》【年(卷),期】2013(034)004【总页数】7页(P276-282)【关键词】高强铝合金;热变形;组织演变【作者】王金亮;赵晓东;陈慧琴【作者单位】太原科技大学材料科学与工程学院,太原030024;太原科技大学材料科学与工程学院,太原030024;太原科技大学材料科学与工程学院,太原030024【正文语种】中文【中图分类】TG146.2+高强铝合金是航空航天工业中主要的结构材料。
目前世界各国民用飞机上铝合金已占居了结构材料重量的70%～80%，其中大部分为高强铝合金［1］。
随着现代航空航天工业的发展，对高强铝合金的强度和综合性能提出了更高的要求。
近些年来，优化合金成分设计、超细化合金组织结构、采用新型的制坯方法、发展新的成形加工及热处理制度成为发展高性能铝合金的重要方向［2-4］。
新型Al-Zn-Mg-Cu高强铝合金主要应用于飞机重要部件的制造，如制造超厚板材和大型锻件［5-7］。
近年来，就7XXX系铝合金的热变形进行了大量模拟研究，但对其热变形行为的研究多集中于其流变应力行为、本构方程和热加工后显微组织等研究［8-10］；而高强铝合金厚板锻件的多向锻造过程是一个多火次多工步复杂的热力学过程。
该过程中，通过合理的热变形工序可以有效地消除铸态缺陷、细化晶粒，并使粗大的第二相碎化和弥散化，获得致密的、均匀的、细化的锻态组织，提高厚板锻件性能。
ZnAl相变 实验报告
通过X衍射研究Al-Cu合金时效强化过程中的相变081573 严鹏飞ZnAl合金作为良好的耐磨、减摩材料在工业生产中已得到了广泛应用［1,2］，然而，ZnAl合金仍存在一些问题，如组织稳定性差，导致其在使用过程中某些性能，如硬度、耐磨性下降及体积变化等［3］。
发生这种现象的主要原因是在室温或稍高温度下亚稳相向稳定相转变。
有必要弄清合金的时效分解特性及时效过程中的组织变化。
一、实验目的：通过XRD研究Zn-Al合金的相变情况，并比较与文献XRD图谱（图2-2）的结果。
二、实验原理a)Zn-Al合金的部分平衡相图：图2-1 Zn-Al合金相图b)文献查得通过XRD研究得到Zn-Al合金60℃时效随时间的相转变图2-2 文献查得通过XRD研究得到Zn-Al合金60℃时效随时间的相转变三、实验器材：a)原料：Zn-0.825kg；Al-0.580kg；b)井式电阻炉（熔炼用）；c)马弗炉二台（实验室用的小型电阻炉）；d)清水（室温）；e)DX-2700 X衍射仪；四、实验方法a)熔炼Zn-Al合金，在熔炼过程中先熔化高熔点的Al合金，熔炼温度720℃；待充分合金化后，浇注金属模。
然后通过线切割得到三枚10×10×5的方形试样。
b)铸态样品经380℃保温15h淬入冰水中进行固溶处理。
c)试样1固溶处理，不进行时效（即时效处理0min）；试样2放入100℃马弗炉中进行人工时效，时效时间70min；试样3放入200℃马弗炉中进行人工时效，时效时间35min。
d)试件取出后即做XRD研究分析。
五、实验数据XRD：图5-1（a）试样1 固溶处理，未进行时效图5-1（b）试样2 100℃人工时效，时效时间70min图5-1（c）试样3 200℃人工时效，时效时间35min从图5-1(a)(b)(c)看出，该Zn-Al合金由固溶处理得到的Zn0.4Al0.6，然后时效进行分解反应成富Zn、富Al两固溶相。
al合金中sn-hf、sn-y、sc-zn、al-li-mn、al-cu-li体系的热力学研究
硕士学位论文３Ａｌ－Ｌｉ小恤三元系的热力学计算ＡｌＬｉ２相稳定性，对Ａ１４Ｌｉ９相的热力学描述进行了微调，Ｃｈｅｎ［５３］的工作将运用于本次工作中。
３．２．２Ａ１．Ｍｎ二元系Ａ１．Ｍｎ体系是商用Ａｌ合金中的一个极其重要的二元系，目前为止，已有６个研究小组曾优化过Ａ１．Ｍｎ体系【５４。
５９】。
其中，Ｄｕ等‘５９１综合考虑了所有的文献数据及其自测的实验数据，对Ａ１．Ｍｎ体系进行了热力学计算，其计算结果能很好的描述实验数据。
故本次工作采用Ｄｕ鳓的热力学参数。
３．２．３Ｌｉ．Ｍｎ二元系目前还没有针对Ｌｉ．Ｍｎ二元系的热力学计算，Ｏｂｉｎａｔａ等【６０】使用光学显微镜、热分析法研究了Ｌｉ．Ｍｎ体系在成分范围为０．０．６８ａｔ．％的Ｍｎ以及０．５ａｔ．％的Ｌｉ的相关系。
本工作将采用Ｏｂｉｎａｔａ等【６０１的实验数据，对Ｌｉ．Ｍｎ二元系进行热力学优化，获得一套描述该体系的热力学参数，并用于Ａ１．Ｌｉ．Ｍｎ体系的研究。
３．２．４Ａ１．Ｌｉ．Ｍｎ三元系Ｓｖｉｄｅｒｓｋａｙａ等【６１Ｊ采用热分析法测定了Ａ１．Ｌｉ．Ｍｎ体系富铝角的相图数据。
他们发现了两个零变量反应：ＬＨ旺＋Ａ１６Ｍｎ＋ＡｌＬｉ和Ｌ＋Ａ１４ＭｎＨＡ１６Ｍｎ＋ＡｌＬｉ分别发生在５９７。
Ｃ（～０．６７ａｔ．％Ｍｎ，２７．４７ａｔ．％Ｌｉ）和６４００Ｃ（～１．２ａｔ．％Ｍｎ，２８．１３ａｔ．％Ｌｍ并构筑了Ａ１．Ｌｉ．Ｍｎ体系富Ａｌ端的五个垂直截面：２叭．％Ｌｉ，９２叭．％Ａ１，１叭．％Ｍｎ，２．５叭．％Ｍｎ以及７叭．％Ｍｎ。
Ｓｖｉｄｅｒｓｋａｖａ等【６２Ｊ使用化学分析（ｃｈｅｍｉｃａｌａ１１ａｌｙｓｉｓ）以及显微观察分析（ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｙａｎａｌｙｓｉｓ）研究了Ａ１．Ｌｉ．Ｍｎ体系成分范围为０．０．８叭．％Ｍｎ、０．５叭．％Ｌｉ的富铝角，测定了Ｍｎ、Ｌｉ在Ａｌ中的固溶度。
基于上述的实验结果，Ｓｖｉｄｅｒｓｋａｙａ等【６２】给出了富铝角的６０００Ｃ、５３００Ｃ、５０００Ｃ、４０００Ｃ的四个等温截面。
喷射成形7055铝合金热变形行为模拟
喷射成形7055铝合金热变形行为模拟祝令状;李忠华;张桢;周小军【摘要】The hot deformation behavior of spray formed 7055 aluminum alloy was investigated in this paper.Hot compression deforma-tion was performed on Gleeble-3500 thermal-mechanical simulator at strain rate of 0.001 -5s -1 and deformation temperature of 573-723K.The result shows that the flow stress of spray formed 7055 aluminum alloy is increased with the increasing of strain rates,while decreased with the increasing of the deforming temperature.The maximum temperature rising induced by deformation heat is 25K dur-ing the test at strain rate of 5s -1 ,and the corrected flow stress is 20MPa higher than measured value.A flow stress constitutive equa-tion is constituted based on Arrhenius hyperbolic sine function containing the Z parameter,and the hot deformation activation energy is 146.91 kJ·mol -1 .The average absolute relative error (Er )is introduced to evaluate the performance of the developed constitutive e-quation.The value of Er is 2.89% ,which proves the developed constitutive equation can accurately predict the flow stress of the spray formed 7055 aluminum alloy.%为研究喷射成形7055铝合金的热变形行为，在应变速率为0．001～5 s －1、变形温度为300～450℃、工程应变量为50％条件下，在Gleeble-3500热-力模拟试验机上进行热压缩实验。
微量Zn对Al-Cu-Mg合金力学性能及晶间腐蚀的影响
0前言目前新一代飞机制造行业对材料的重量、强度以及耐腐蚀性均提出了更高的要求。
2024-T3合金因具有优良的断裂韧性、高强度和抗疲劳性能而被广泛应用在航空结构材料上[1-2]。
在2024-T3合金中除了铝基体外还包含多种金属间化合物颗粒，比如S相（Al2CuMg）、θ相（Al2Cu）以及少量的Al7Cu2Fe、Al12（Fe，Mn）3Si和Al6CuFeMn[3]。
这些金属间化合物颗粒会影响到合金的微观组织进而影响到合金的力学性能以及晶间腐蚀敏感性。
在腐蚀环境下S相颗粒在2024-T3合金中表现为阳极活性，当S相与其他阴极金属间化合物颗粒形成微电偶时就可以为稳定的点蚀引发提供更有利的环境[4]。
一些细小的第二相粒子还能影响固溶时的再结晶从而使合金的力学性能发生改变[5]。
在387℃时Zn在Al中的固溶度最大，为82.2%，在室温下固溶度为2%[6]。
研究表明微量Zn在Al合金中始终均匀分布且使Al基体发生了晶格畸变，因为固溶强化的作用，材料的强度提高[7]。
近年来关于Zn添加对Al-Cu-Mg合金的微观组织和腐蚀性能的影响研究很少。
Zn元素在2024铝合金的生产过程中通常以杂质的形式加入，又不会形成金属间化合物，所以很容易被忽视。
为此，本文研究了微量Zn对Al-Cu-Mg合金力学性能和耐腐蚀性能的影响，为Zn对Al-Cu-Mg合金微观组织的影响和腐蚀机理研究提供参考。
1试验材料与方法1.1试验材料试验以2024铝合金为基础材料，设计3种Zn 含量不同的合金成分，成分设计如表1所示。
表1Al-Cu-Mg合金成分设计（质量分数/%）合金Z0Z3Z6Zn0.30.6Cu4.44.44.4Mg1.251.251.25Mn0.560.560.56Fe0.020.020.02Si0.050.050.05Ti0.010.010.01Al余量余量余量1.2试验过程以纯铝（99.99%）、纯Mg（99.99%）、Al-50Cu、Al-10Mn、纯Zn（99.99%）作为原材料，在740℃下进行搅拌、扒渣、除气，然后在720℃下静置10min后浇入铁模中，分别得到3个Zn含量不同的铸锭。
AlZnCu合金成分
Si Cu MnMgFeNiTiZnYZAlSi12YL10210.0～13.00.60.60.05 1.2------0.3YZSAlSi10Mg YL1048.0～10.50.30.2～0.50.17～0.31------0.3YZAlSi12Cu2YL10811.0～13.0 1.0～2.00.3～0.90.4～1.010.05---1YZAlSi9Cu4Yl1127.5～9.5 3.0～4.00.50.3 1.20.5--- 1.2YZAlSi11Cu3Yl1139.6～12.0 1.5～3.50.50.3 1.20.5---1YZAlSi17Cu5Mg Yl11716.0～18.0 4.0～5.00.50.45～0.65 1.20.10.1 1.2YZAlMg5Si1Yl3020.8～1.30.10.1～0.44.5～5.51.2---0.20.2Si Fe Cu Mn MgNiZnSnALADC107.5～9.51 1.0～4.00.50.30.510.3余量ADC129.6～12.010.5～3.50.50.30.510.3余量AL Cu Mg Zn Fe Pb CdSn ZZnAl 4Cu 1Mg ZA4-1 3.5～4.00.75～1.20.03～0.08余量0.10.0150.003ZZnAl 4Cu 3Mg ZA4-3 3.5～4.0 2.5～3.20.03～0.06余量0.750.0090.002ZZnAl 6Cu 1ZA6-1 5.6～6.0 1.2～1.6余量0.0750.0090.002ZZnAl 8Cu 1Mg ZA8-17.5～8.00.8～1.30.015～0.02余量0.0750.0060.0060.003ZZnAl 9Cu 2Mg ZA9-28.0～10.0 1.0～2.00.03～0.06余量0.20.030.020.01ZZnAl 11Cu 5Mg ZA11-510.0～12 4.0～5.50.03～0.06余量0.20.030.020.01ZZnAl 27Cu 2MgZA27-225.0～282.0～2.50.01～0.02余量0.0750.0060.0060.003Cu ALFeMnSiPbZn Fe Pb ZH6867.0～70.0余量0.10.031、需方如对形态、重量有其他要求，可由供需双方商定。
金属材料学第10章-铜合金ppt课件.ppt
认 识 到 了 贫 困户贫 困的根 本原因 ，才能 开始对 症下药 ，然后 药到病 除。近 年来国 家对扶 贫工作 高度重 视，已 经展开 了“精 准扶贫 ”项目
图9 不同电流强度下合金铸锭的微观组织 （a）I=0A横截面上部（b）I=0A横截面中部（c）I=0A横截面下部 （g）I=100A横截面上部（h）I=100A横截面中部（i）I=100A横截面下部
（GB/T5231—2001）
三、工业纯铜的牌号及应用 工业纯铜(T1-T3)，数字越大纯度越低。wO约
0.02％～0.1％，导电导热性好（作太阳能热 水器），耐蚀性好（作电线）。 脱氧铜(TP1-TP2)，wO小于0.01％。耐热，导 电性好，（作真空仪表） 无氧铜(TU0-TU2)，wO极低（<0.003％）。作 排水管，汽油输送管。
黄铜是以 为主加合金元素的铜合金，白铜则是
以
为主加合金元素的铜合金。
根据添加的化学成分不同，青铜又分
为
,
,
。
认 识 到 了 贫 困户贫 困的根 本原因 ，才能 开始对 症下药 ，然后 药到病 除。近 年来国 家对扶 贫工作 高度重 视，已 经展开 了“精 准扶贫 ”项目
10.1 黄铜brass
10.1.3特殊黄铜
黄铜 棒
在普通黄铜的基础上加入
Al、 Fe、Si、Mn、Pb、
Sn、Ni等元素形成特殊黄
铜。Al、Sn、Mn、Ni可
提高抗蚀性和耐磨性，Si
改善铸造性能。
加工特殊黄铜的牌号如
黄 铜
HPb59-1.
制
特殊黄铜强度、耐蚀性比
品
普通黄铜好，铸造性能改
善。
认 识 到 了 贫 困户贫 困的根 本原因 ，才能 开始对 症下药 ，然后 药到病 除。近 年来国 家对扶 贫工作 高度重 视，已 经展开 了“精 准扶贫 ”项目
7055铝合金高温流变应力特征及本构方程
10 ) ]
11
1/ 5. 776 83 1/ 2
+ ( 15)
对于 7055 铝合金, 由于热压缩变形时流变应力 -应 变速率 - 温度相关性更接近于双曲正弦关系, 式 ( 10) 中 的 项可用 sinh( ) 代替, 由此, 计算出 7055 铝合金变 形激活能 Q 的值。 ln ln[ sinh( ) ] ( 11 ) ln [ sinh( ) ] T ( 1/ T ) 对 图 3 中 数 据 进 行 线 性 回 归 分 析, 即 可 得 到 Q= R ln ln [ sinh ( )] = 5. 776 83, 对图 4 中数据进行线性回归
10 ) )
11
2/ 5. 776 83
+ 1]
}
, 其实质为位
分析 , 可以得到 ln[ sinh ( ) ] = 3. 048 2。代入式 ( 11) ( 1/ T ) 可以得到 : Q = 146. 400 7 kJ/ m ol。将 ln[ sinh ( ln 和 1/ T 进行 多元 线性回 归 , 得到 A = 5 . 62 s- 1 。 )] 对 10
DOI: 10. 3870/ tzzz. 2009. 10. 004
7055 铝合金是美国近年来开发出的一种超高强铝 合金 , 利用专利保护的 T 77 热处理, 在不降低合金强度 的前提下提高了该合金的抗应力腐蚀性能, 并被应用在 Boeing777 客机的翼面上
[ 1]
速率范围为 10- 2 ~ 10 s- 1 , 最大总压缩 应变量为 0. 7 ( 真应变) , 热模拟试验的升温速率为 2 / s , 保温时间 为 2 min。压缩前圆柱试样两端的凹槽内填充润滑剂 , 并用石墨片覆盖两端, 以减少摩擦对应力状态的影响。 由 Gleeble - 1500 热模拟 机的计算机 自动采集 应力、 应 变、 压力、 位移、 温度及时间等数据, 绘制真应力 - 真应变 曲线。
Cu、Mg、Si_元素含量对2014_铝合金组织与性能的影响
0前言航空航天装备向着高可靠性、更长寿命的发展趋势对材料提出了更高的性能要求。
铝合金具有高比强度、优良的耐蚀性及热塑性等优点，已经广泛地应用于航空航天装备结构件中。
2014铝合金是一种典型的航空航天装备用材料，具有良好的热成型性能、焊接性能，常常以锻件、挤压件等多种形式应用于承力结构件[1]。
目前，2014铝合金的大多研究集中于热处理制度和焊接工艺的研究[2-5]，而合金性能的优劣主要源于成分和组织的优化。
2014合金成分范围较宽，成分差异和不同的加工工艺及热处理方式使其表现出不同的综合性能。
本文通过设计三种不同成分的2014铝合金，研究了Cu、Mg、Si 三种合金元素对2014合金组织和性能的影响，以期为该合金性能多样化及综合性能的提高提供有益指导。
1实验材料与方法在2014合金AMS4133E 标准成分范围内，按照Cu、Mg、Si 在合金中的不同作用，设计了三种成分的2014铝合金（标记为A、B 和C 合金），其化学成分见表1。
A 合金成分为标准成分范围的中间值；B 合金同时增加Cu、Mg 含量；C 合金同时减少Cu、Mg、Si 含量。
通过对比三种合金，研究主合金元素对2014合金组织与性能的影响。
经半连续铸造获得直径为ϕ200mm 的合金铸锭，铸锭经均匀化热处理后热挤压成截面为125mm×25mm 的型材，挤压比为10，空冷至室温。
采用502℃×5h 固溶处理和177℃×8h 时效处理，获得T6态型材。
Cu 、Mg 、Si 元素含量对2014铝合金组织与性能的影响林茂1，曹海龙2，田宇兴2，吴浩2（1.西北铝业有限责任公司，定西748111；2.中铝材料应用研究院有限公司，北京102209）摘要：通过设计三种合金成分，研究了Cu、Mg、Si 元素含量对2014铝合金组织与性能的影响。
研究结果表明，随着Cu、Mg、Si 含量的增大，铸态组织的共晶相增多；当Cu 含量低于4.2%时，502℃×30h 均匀化退火可以使Al 2Cu 完全回溶。
- 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)。
120
锻 压技 术
第 36 卷
2 实验结果与分析
2 1 ZnAl10Cu2 合金真应力-应变曲线 ZnAl10Cu2 合金在热压缩变形过程中典型的真
应力- 应变 曲线如图 1 所示。由图 可见, 开 始变 形 时, 由于加工硬化, 流变应力急剧增长, 出现流变 应力峰值后, 开始下降, 达到一定真应变时几乎趋 于稳态, 说明已发生动态软化而且随着温度的降低
率的平均值, 值取峰值应 力较高时的值, 即温度 为 210, 240, 270 时 3 条直线斜率的平均值。
第1期
邬小萍等: 铸态 ZnA l10Cu2 合金热变形本构方程
1 21
图 2 流变应力与应变速率的关系曲线 ( a) ln- ln ( b) l n-
Fig 2 R elat ionsh ip b et w een s t ress f low and st rain rat e
应变速率为 0 01, 0 1, 1 0 和 10 0 s- 1, 升温速率
为3
s- 1 , 保温时间为 3 min, 热压缩完成后立
即水冷到室温, 以保留变形组织。变形过程全部由
Gleeble- 3500 热模拟 机的计算机控制并自动采集应
力、应变、压力、位移、温度及时间等数据, 绘制
真应力- 真应变曲线。
形的难易程度, 也是材料在热变形过程中重要的力
学性能参数。
应变速率和变形温度对变形的影响可以采用温
度补偿的变 形速率因子 Zener- H ollo mon 参数 Z 来
描述[ 18] , 即:
Z = expQ/ RT = A [ sinh( ) ] n
( 4)
对公式 ( 1) 、( 2) 分别取对数得:
图 1 ZnA l 10C u2 合金在不同温度和不同应变速率下的热压缩变形真应力-真应变曲线 Fig 1 T rue s tr ess-t rue s t rain cu rves f or ZnA l10Cu2 al loy h ot-comp ress ed at diff erent t emperat u res and s t rain rat es
将所求的 Q 值和 值及不同的变形温度和应变 速率代入公式 ( 10) , 可得到不 同变形条 件下的 Z
值, 绘制 lnZ- ln [ sinh( ) ] 关系曲线如图 4 所示,
并通过线性回归确定 n 和 lnA 值, 将 n 值代人 =
/ n, 进一步确定新的 值, 再代入公式 ( 8) , 第 2 次求出 Q 值, 如此反复迭代计算, 直到最后计算 n 值时的平均标准偏差最小, 由此求得的材料常数 、 n、Q 、A 更 为 精 确[ 19] 。 当 Q = 144 161 ( kJ
Abstract: T he ho t defo rmatio n behavio r o f ZnAl10Cu2 alloy at str ain rate rang ing fro m 0 01 to 10 0 s- 1 and defo rmatio n t em perat ur e r ang ing fr om 210 to 300 w as studied by isothermal com pr essio n perfo rmed on a G leeble- 3500 simulated machine. T he true stress- true str ain cur ves o f ZnA l10Cu2 alloy wer e o btained. T he r esult s sho w that the peak flow st ress decreases wit h incr easing temper ature and increases with incr easing strain r ate. H ig h temper atur e material constants w ere o btained using t he hyperbolic- sine mathematics model, Q= 144 161 kJ mo l- 1 , n= 4 443, A = 4 7 1012 s- 1, = 0 01037 M Pa- 1, and established t he ho t defo rmation constitutiv e relationship consider ing the effects o f str ain on flow stress by using modified K umar model, the g oo dness o f fit w as 9 14% . Keywords: ZnA l10Cu2 alloy ; hot defor matio n; Kumar model; hot defo rmat ion activat ion ener gy
WU Xiao- ping, LI De- fu, GUO Sheng- li, XU Xiao- qing, HE Jin- yu, Hu Jie ( Beijing G ener al Research Inst itute for No n- fer ro us M etals, Beijing 100088, China)
1 实验方法
热压缩实验用 Z nAl10Cu2 合金由宁波博威集团
有限公司提供, 铸锭加工成 10 mm 15 mm 的圆
柱形试样, 在 Gleeble- 3500 热模拟试验机上进行热
压缩实验, 压缩前在试样两端与压头接触面上垫石
墨片以减少摩擦, 避免出现明显的腰鼓、侧翻等不均
匀变形现象。实验温度为 210, 240, 270 和 300 ,
( 8)
Q = RnS
( 9)
式中: n 为 ln- ln [ sinh( ) ] 曲线 ( 图 3a) 斜率 的
平均值; S 为 ln[ sinh (
)]
-
1 T
曲线
( 图 3b)
斜率
的平均值。将 n、S 代入公式 ( 8) 可得锌合金的热
变形激活能。
将公式 ( 4) 两边取对数, 得到:
lnZ = ln + Q/ RT = lnA + nln( sinh( ) ) ( 10)
第 36 卷 第 1 期 V ol 36 N o 1
FORGING & STAMPING TECHNOLOGY
2011 年 2 月 Feb. 2011
理论与实验研究
铸态 ZnAl10Cu2 合金热变形本构方程
邬小萍, 李德富, 郭胜利, 许晓庆, 贺金宇, 胡 捷
( 北京有色金属研究总院, 北京 100088)
的峰值流变应力随温度升高而降低, 随应变速率的 提高而增大。通过双 曲正弦模型 确定了该 合金的高温 材料常数,
Q= 144 161 kJ/ mol, n= 4 443, A = 4 7 1012 s- 1 , = 0 01037 M Pa- 1, 并采用修正的 Kumar 模型建立了考虑应变
对流变应力影响的高温本构关系 , 其拟合 度为 9 14% 。
收稿日期: 2010- 08-30; 修订日期: 2010-12-09 基金项目: 十一五国家科技支撑计划 ( 2009BA E 71B03) 作者简介: 邬小萍 ( 1985- ) , 女, 硕士研究生 电子信箱: w uxp040301@ s ina com
力且忽略了应变量的影响, 从而导致建立的数学模 型存在明显 的缺陷, 事实上, 在 许多实验 中发现, 应变也是决定材料显微组织演变的主要参数[ 6-9] , 因 此, 本文通过等温压缩实验研究了 ZnA l10Cu2 合金 在考虑应变对流变应力影响的本构方程。
随着铜应用的普及, 世界范围内的铜资源紧缺, 为此, 研究开发新型锌合金, 以廉价的锌代替昂贵 的铜, 具有显著的经济效益和社会效益。高性能锌 合金具有比重轻、强度适中、硬度高、成本低的特 点, 被誉为二十一世纪的新材料, 其强度、硬度、 摩擦等性能与铜合金相近[ 1-4] 。目前, 锌合金的研究 主要集中于压铸和超塑性方面, 涉及热加工的研究 相对较少, 国内林高用等人研究了合金元素含量较 低锌基合金的热变形行为[ 5] , 对于合金元素含量相 对较高的 ZnAl10Cu2 合金的 热变形 研究尚 未见 报 道, 而在金属热变形过程中, 本构方程作为一个重 要的描述材料变形时热力学参数之 间的关系模型, 在有限元数值模拟技术预测以及制定、优化成形工 艺参数中十分重要, 由于目前建立的本构关系大多 是基于某一应变量的流变应力如峰值应力或稳态应
图 3 流变应力与 、T 的关系曲线 ( a) ln- ln [ sin h ( ) ] ( b ) ln [ sin h ( ) ] -1/ T
Fig 3 R elat ionship bet ween st ress f low and 、T
mo l- 1) 时, 平均标准偏差 SD 最小 ( SD = 0 37) , 此 时, n= 4 443, A = 4 7 1012 s- 1 , = 0 01037 MPa- 1 。
关键词: ZnA l10Cu2 合金; 热变形; K umar 模型; 热变形激活能
DOI: 10 3969/ j issn 1000- 3940 2011 01 029
中图分类号 TB331
文献 标识码: A
文章编号: 1000- 3940 ( 2011) 01- 0119- 06
Constitutive equation of hot deformation for casting ZnAl10Cu2 al loy
摘要: 在 G leeble- 3500 热模拟机上采 用等温 压缩 实验研 究了 ZnA l10Cu2 合金 在温 度为 210~ 300 、应变 速率 为