铝合金板材范文

铝合金板材范文（精选7篇）

铝合金板材 第1篇

近年来数值模拟技术在材料加工领域获得了越来越广泛的应用,为了充分发挥这种技术的优势,必须知道加工材料在低于熔化温度以下的各温度的流动应力,这对于提高加工模拟精度具有重要意义。5050铝合金可通过热处理强化其硬度,其室温下的力学性能数据可从各种材料手册查到[8],但其高温力学性能数据十分缺乏。本工作正是针对这种情况,在高温万能拉伸试验机上对5050铝合金薄板进行了热加工条件下的拉伸试验,获得了不同温度和应变速率下的应力-应变关系曲线,建立了5050铝合金合理的材料应力-应变本构方程。

1 实验条件

1.1 实验材料及设备

实验材料:热轧制5050铝合金板材,其化学成分(质量分数/%)如下:Si 0.4,Fe 0.7,Cu 0.2,Mn 0.1,Mg 1.18,Cr 0.1,Zn 0.25,其余0.15,余量为Al。

实验设备:高温万能拉伸试验机。该设备封闭式炉箱整体对流加热,热电偶直接接触式测量,实验最高温度1000℃,箱体内整体温度误差为±1℃。

1.2 实验方法

试样的几何形状及尺寸如图1所示,试样的厚度为2mm,通过电火花线切割制取,并且长度方向与轧制方向一致。

实验温度设置在303～673K范围内,在试样温度达到设定的温度后保温15min,然后以0.1,0.01,0.001s-1恒应变速率进行拉伸。

2 实验结果与分析

2.1 应力-应变曲线

图2为不同温度和应变速率下5050铝合金应力-应变曲线图。由图2高温拉伸应力-应变曲线的变化可以得出:在相同温度下,流变应力曲线随着应变速率的增加而升高,造成这种现象的主要原因是在较大的应变速率下,没有足够的时间发生充分的软化过程;在相同的应变速率下,流变应力曲线随温度的升高而下降,这主要是因为温度的升高降低了材料的抗拉能力;当温度达到673K时,材料屈服后出现了软化现象,断裂应力明显下降,特别是针对小应变速率更为明显,其主要原因是高温阶段,应变速率对流变应力的影响更加显著。

2.2 伸长率与温度、应变速率的关系

5050铝合金的伸长率受温度的影响明显。实验测定的温度、伸长率和应变速率的关系如图3所示。

从图3可以看出,5050铝合金的伸长率在应变速率不变的情况下,随温度的升高而升高;在温度保持不变的情况下,其随应变速率的增加而降低。当应变速率为0.001s-1时,温度在303～673K过程中,伸长率由15.9%提高到75.7%;当应变速率为0.01s-1时,温度在303～673K过程中,伸长率由14.2%提高到65.6%;当应变速率为0.1s-1时,温度在303～673K过程中,伸长率由14.2%提高到49%。当温度为303K时,随着应变速率的增大,伸长率由15.9%降低到14.2%;当温度为423K时,随着应变速率的增大,伸长率由25.8%降低到14.2%;当温度为573K时,随着应变速率的增大,伸长率由52.3%降低到29.1%;当温度为673K时,随着应变速率的增大,伸长率由75.5%降低到49%。

3 材料的本构模型

3.1 模型的选择

材料的本构模型利用数学方式来描述材料变形过程中的应力-应变关系。模型主要分为两类:一类是直接描述变形条件,如温度、应变速率等对材料应力的影响,这类模型用于加工硬化行为占主要因素时比较合适;另一类则考虑了材料变形中对材料内在结构状态影响的因素,变形条件主要取决于材料的结构。

本工作根据文献[9,10],采用了第一类模型中的Grosman方程,并根据Hooke law得出了材料整个拉伸过程中的应力-应变模型:

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式中:C,E为材料系数;n为应变硬化系数;m为应变速率敏感系数。在式(1)中,针对在一定温度和一定的应变速率情况下C,E,n, m都是常数。但在不同温度和应变速率情况下,C,E,n, m都是变化的。因此考虑温度和应变速率的影响时,必须对上述4个系数进行修正。

3.2 E值的修正

式(1)中的弹性阶段的应力-应变模型是Hooke law的修正形式,在式中undefined是关于T和undefined的函数。

图4(a)～7(a)为不同温度下各应变速率的弹性阶段拉伸应力-应变线性拟合曲线,图中的直线斜率即为一定温度、一定应变速率下的E值。利用最小二乘法对上述的E值数据进行拟合,拟合图形如图8所示,所得公式为

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3.3 n,n1,m和C值的修正

图4(b)～7(b)为不同温度下各应变速率的塑性阶段拉伸应力-应变线性拟合曲线。从每条曲线上取出3组数据,每组数据由4对组成,分别代入式(1)塑性阶段公式,求出n,n1,C,m值;并将同一曲线上的3组n,n1,C,m求平均值。再利用最小二乘法对上述的各参数值数据进行拟合,其拟合的图形分别如图9～12,所得对应公式为

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由于通过计算得出应变速率对C和m值影响很小,故在此只考虑其与温度有关,可得

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3.4 模型与实测曲线的比较

在上述的讨论中,已确定了模型中各系数,对材料应力-应变本构模型的计算曲线和实测曲线进行比较,如图13所示。可以看出,在弹性阶段计算曲线和实测曲线基本吻合,并随着塑性阶段的开始,两者曲线的走势及数值均比较接近。因此本工作中的5050铝合金应力-应变本构模型比较接近材料本身固有性能。

4 结论

(1)对5050铝合金板材进行了各种温度(303～673K)和不同拉伸应变速率(0.001,0.01 ,0.1 s-1)下的拉伸试验,研究了温度和拉伸应变速率对该合金变形特性的影响。发现在673K和应变速率为0.001s-1的情况下,板材的拉伸性能有一定的提高。

(2)对Hooke law和Grosman方程进行了修正,使系数C,E,n,n1,m值都考虑了温度及应变速率变化的影响。得到了5050铝合金板材高温拉伸时的本构方程,该方程在弹性阶段和塑性阶段均与实际测得曲线走势和数值比较接近。

摘要：在303673K的温度范围内和应变速率为0.0010.1s-1下对5050铝合金薄板进行高温拉伸试验,研究了5050铝合金高温拉伸性能,以及该合金在升温条件下流变应力与变形温度、应变速率之间的关系。结果表明:5050铝合金的流变应力随温度的升高而降低,随应变速率的升高而升高;高温拉伸试样的伸长率随变形温度的升高而升高,随应变速率的增大而减小。同时使用改进了的Hooke law和Grosman方程建立了5050铝合金在高温拉伸时应力-应变本构模型。

关键词：5050铝合金,高温拉伸,材料应力-应变本构方程

参考文献

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轨道客车铝合金板材切割工艺研究 第2篇

1 轨道客车铝合金板材基本知识及特点

铝合金按其添加合金元素的不同, 可被分成从1000~7000系列的几种类型。一般作为轨道客车结构的材料主要是5000系列 (Al-Mg) 合金、6000系列 (Al-Mg-Si) 合金, 以及7000系列 (Al-Zn-Mg-Cu) 系列合金。主要是由于它们具有耐腐蚀、机械性能好, 焊接工艺性好等优点。

铝合金一般特点见表1。

2 铝合金板材主要切割工艺

目前轨道客车铝合金板材切割工艺主要有数控剪床剪切、磨料水射流切割两种工艺。因铝合金熔化后为高反射率材料, CO2激光器的光束切割时易损坏激光器, 导致设备故障。所以目前轨道客车铝合金板材切割一直未采用CO2激光切割工艺。

剪切工艺因其加工零部件形状及切割断面粗糙度不高的限制, 一般铝合金板材进行剪切时会在边缘都会预留出3-6mm机加余量, 有圆弧或有后续成型要求的复杂零部件的展开料的切割均采用磨料水射流切割。

2.1 剪切工艺

剪切工艺是通过上下刀片的运动, 通过剪切力剪裁各种尺寸金属板材的直线边缘的工艺。它能剪切各种厚度的钢板材料。其中平剪机是应用范围最广的设备, 轨道客车铝合金板材剪切主要使用数控平剪机。

2.2 磨料水切割工艺

磨料水切割工艺是水经过加压形成高速水射流, 并在喷出喷嘴前混入磨料, 通过水的高压及磨料的微切削作用, 实现切割目的。切割主要目前该工艺为轨道客车铝合金板材切割中应用最广、最为成熟的工艺。

2.3 激光切割工艺

激光发生器中应用最广、市场占有率最大的分别为CO2激光器和光纤激光器。

CO2激光的波长为10.6um, 光纤激光器的波长为1.06um, 两者的波长相差一个数量级, 光纤激光具有短波长的特性, 从而提高了切割材料对光束的吸收性, 而且能够切割如铝合金和铜以及非导电性材料。

表2为本公司目前铝合金板材切割的主要工艺、数控设备、加工范围及各自的特点。

3 切割工艺经济性分析

切割工艺的经济性在一定程度上可以理解为工艺成本, 工艺成本主要由可变费用及不变费用组成。可变费用主要包括材料费、工人工资、水费、电费、气体费用、设备工装工具、备品备件等。不变费用主要包括设备折旧费等。

铝合金板材切割工艺的所需材料费基本相同, 但工人工资与所采用工艺工时及技术难易程度有关, 水费、电费、气体费用、设备工装工具、备品备件及设备折旧都于所采用工艺的设备有关, 但这部分费用占工艺成本的绝大部分。

从铝合金板材切割设备成本分析, 激光切割设备最贵, 磨料水切割设备次之, 数控剪板机最便宜。但从设备运行费用分析, 磨料水切割设备因切割速度较慢, 需长时间运行, 将加大水电消耗, 且因设备备件易磨损, 磨料一次使用不能重复利用等原因致使运行费用最高, 根据目前公司正在使用的3台FLOW磨料水切割设备日常消耗备件的统计, 磨料水切割设备每小时运行费用为150-160元/小时。激光切割设备中, CO2激光切割设备每小时运行费用约为100元/小时, 光纤激光切割设备因其高达35%的光电转化效率及备件少的特点, 每小时运行费用约为30元/小时, 二者运行费用比值约为3:1。

表3为不同铝合金板厚在用光纤激光切割与磨料水射流切割分别加工时, 达到稳定切割断面质量的切割速度。根据数据分析, 3000W的光纤激光切割设备在用于8mm以下铝合金板材切割速度是磨料水切割的2-3倍, 但随着板厚的增加, 当板厚达10mm时, 二者切割相差不多, 此时磨料水射流切割速度更快。光纤激光切割当20mm以上碳钢及不锈钢板材, 考虑到生产效率及经济性, 建议使用CO2激光切割进行切割。

结束语

保证轨道客车铝合金车体的质量, 要从板材的下料、成型和焊接等各个工序控制质量。铝合金板材的切割工艺是从工艺角度找出制造企业最适合的、性价比最好的工艺方法, 但随着光纤激光割技术的不断发展及成熟, 将逐渐成为铝合金板材切割的首要选择。

摘要：铝合金车体以其强度高、轻量化的特点已经成为轨道车辆的首选, 铝合金板材作为铝合金车体的重要组成部分, 其切割工艺对车体安全性起着重要作用, 本文主要对剪切、磨料水切割、CO2激光切割、光纤激光切割铝合金的应用范围分析, 从经济性及应用角度, 阐述切割铝合金板材的最优工艺方法。

关键词：轨道客车,铝合金,板材,切割工艺表1铝合金的一般特点

参考文献

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[2]张小伟.光纤激光切割低碳钢板切口质量研究[D].武汉:华中科技大学, 2009.

铝合金板材 第3篇

在疲劳设计中有限元技术已经成为一种不可缺少的分析工具。根据有限元获得的应力应变结果进行进一步的疲劳寿命设计已经在一些重要的工业领域(如汽车、航空、航天和机器制造)得到应用。与基于试验的传统方法相比,有限元疲劳计算能够提供零部件表面的疲劳寿命分布图,可以在设计阶段判断零件的疲劳寿命薄弱位置,通过修改设计可以预先避免不合理的寿命分布。本文采用的数值模拟方法关联有限元软件ABAQUS和疲劳分析软件MSC.Fatigue,依据材料的疲劳性能,对照结构所受到的载荷历程,按分析模型来确定结构的疲劳寿命。这能减少试验的数量,缩短产品的开发周期,进而降低开发成本,大大提高市场的竞争力[1,2]。

2E12铝合金在航空航天工业中应用十分广泛,具有优良的室温强度、硬度、断裂韧性及抗疲劳特性。研究2E12铝合金的抗疲劳能力,能够适应国内航空航天事业的发展,对于国内现代飞机抗疲劳设计的安全性也具有重要的参考价值[3,4]。

本工作以2E12铝合金光滑疲劳实验为基础,对计算模型施加与疲劳试验等效的边界条件、载荷,采用数值模拟方法进行疲劳寿命计算,同根据实验点计算出的理论值进行比较,结果基本吻合。并对不同孔径的2E12铝合金中心孔板进行疲劳寿命预测,讨论了孔径变化对板材疲劳寿命的影响规律。

1 实验方法

实验用料来自东北轻合金加工厂2E12-T3态的2mm厚板材。高周疲劳实验在JXG-100疲劳实验机上进行,采用板材试样,并参照Q/6S 977—2004标准制成标准试样,疲劳试样如图1所示。在室温、实验室空气介质的环境下进行实验,实验频率为110～120Hz,应力比分别取R=0.1,应力集中系数分别取Kt=1。

2 实验结果

疲劳实验结果如图2所示,随着应力水平的降低其疲劳寿命增加。

3 标准试样模型的应力分析

3.1 材料参数

2E12铝合金的材料参数为:弹性模量E=71GPa,泊松比μ=0.35。

3.2 有限元模型

利用有限元软件ABAQUS对试样进行应力分析。根据几何形状和载荷的对称性,选取四分之一模型进行分析。采用20节点C3D20单元划分网格,对中部拉断区进行网格细分,计算模型和网格如图3所示。

3.3 定义等效边界条件和载荷

对有限元模型构造与疲劳试验过程中所受载荷、约束的等效条件。试样模型左边施加对称边界条件U1=UR1=UR3=0,底边施加对称边界条U2=UR1=UR3=0,右端分别施加拉伸载荷F1=85MPa,F2=100 MPa,F3 =110MPa进行分析,模型代号依次为C1,C2,C3。

3.4 有限元计算结果及分析

有限元模型的局部应力云纹图如图4所示(三个模型的应力云纹图分布基本相同,图4仅给出C1模型的云纹图代表),最大应力产生在模型面积最小的位置,最大应力节点均为节点363,应力值分别为Smax1= 236.5MPa,Smax2=278.2MPa,Smax3=306.0MPa。

4 标准试样的疲劳寿命分析

本工作采用MSC.Fatigue软件的主要分析功能对铝合金进行疲劳寿命分析,即根据S-N曲线进行全寿命分析。这是最传统的疲劳寿命分析,它以材料或零件的应力为基础,用雨流循环计数法和Miner线性累计损伤理论,进行全寿命分析。

将3.4中ABAQUS所计算的应力结果导入Patran,再利用嵌入在Patran中的MSC.Fatigue程序模块进行寿命预测。

4.1 材料的S-N曲线

将2E12铝合金的相关材料参数输入MSC.Fatigue程序的PEMAT中生成材料的S-N曲线,如图5所示。

4.2 载荷历程

根据试样在疲劳拉伸试验中的实际工况,其载荷波为正弦波、应力比为R=0.1,调用MSC.Fatigue软件的PTME模块,生成一个正弦变化的载荷时间历程,并且设置载荷类型、单位,MSC.Fatigue计算时,按此规律变化一次对应疲劳分析的一个循环。生成的循环应力载荷时间历程如图6所示。

4.3 疲劳寿命分析结果

对铝合金疲劳试样模型的寿命分析中,选择Goodman平均应力修正方法,应用了材料的S-N曲线,关联有限元载荷工况和载荷时间历程,并提交计算。疲劳计算的结果如图7及表1所示。由图7可知对数疲劳寿命的最小值也在各模型面积的最小位置,寿命最小值的节点为节点363,这和图4所示的最大应力值所在位置一致。由此可看出所加的载荷越大,其对数寿命值就越小。

4.4 疲劳寿命分析值和理论值比较

根据表2疲劳实验的实验点的疲劳寿命插值,求得各应力幅值下的疲劳寿命,并与模拟数值进行比较,对比结果见表3。由表3看出,数值模拟计算值和理论计算值基本相吻合,这说明疲劳寿命的数值模拟具有一定可靠性。下面利用此方法对2E12铝合金中心孔板进行疲劳寿命预测,以探求孔径大小和疲劳寿命之间的关系。

5 中心孔板的疲劳寿命分析

5.1 模型

选取开有中心孔的2E12铝合金板,如图8所示。其中长度L=3000mm,宽度W=1500mm,厚度δ=2mm,两端同时对其施加拉伸载荷S=60MPa,改变孔径D,在循环载荷应力比为R=0.1的情况下对不同孔径的14个模型进行寿命预测。由于模型具有对称性,选取模型的四分之一进行有限元分析。

5.2 疲劳寿命分析结果

前边已经在2E12铝合金疲劳试样的模型的基础上详细介绍了疲劳寿命预测的数值模拟过程,由于篇幅关系,不再介绍2E12铝合金板材的数值模拟过程,将其有限元应力分析结果及疲劳寿命预测结果列于表4。从表4可以看出,随着孔径和板长D/L之比的增大,对数寿命值不断减小,且在孔径与板长之比小到某一数值之后,此中心孔板的疲劳寿命值几乎保持不变。

5.3 曲线拟合

根据表4的计算结果得到对数寿命lgN和D/L之比的关系曲线(见图9),并对其进行一阶衰减指数拟合,其拟合关系式为幂函数:undefined。将D/L之比带入拟合公式,得到2E12中心孔板在不同D/L下的疲劳寿命N0,将拟合结果和分析结果列于表5,相对误差个别稍大之外,其余都很小,因此可认为2E12中心孔板孔径与板长之比D/L与对数寿命呈幂函数关系。

6 结论

(1)通过对疲劳标准试样模型的全寿命分析,能够得到试样表面的疲劳寿命分布图,并且验证了利用数值模拟方法对其进行疲劳寿命分析的可靠性。

(2)在相同载荷条件下,孔径越大,疲劳寿命值就越小,且在孔径与板长之比小到某一数值之后,此中心孔板的疲劳寿命值几乎保持不变。

(3)2E12铝合金中心孔板孔径与板长之比D/L与对数寿命呈幂函数关系:

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这一结论对实际产品设计中开孔件的抗疲劳设计具有重要的参考价值。

参考文献

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铝合金板材 第4篇

本工作以7022铝合金为研究对象, 利用FSJ连接技术研究板材连接后残余应力和变形分布规律, 为实际工程应用提供一定的理论指导。

1 实验

1.1 实验材料及力学性能

实验选用的材料是7022铝合金, 主要特点是具有更高的抗拉强度与屈服强度、优良的耐磨性与耐腐蚀性和良好的FSJ的连接性能等, 主要用于飞机的大型结构件及承力零件[6,7,8]。实验所用的材料厚度为10mm, 其化学成分见表1。

进行有限元模拟时, 需要输入材料的本构方程和随温度 (T) 变化的材料热物性和力学性能参数, 其是确保模拟准确性的重要保障。表2和表3给出了7022铝合金的密度 (ρ) 、比热 (CP) 、热导率 (λ) 、热膨胀系数 (α) 、弹性模量 (E) 、泊松比 (n) 随温度变化的数值。通过密度公式计算得出各温度下密度, 通过DRL-Ⅱ/Ⅲ导热系数测定仪测定导热系数, 通过DSC-2C型比热容测试仪测试比热容, 通过高温拉伸实验测得弹性模量和泊松比随温度变化数值, 通过DIL402C热膨胀仪测得热膨胀系数, 弹性模量通过高温拉伸实验获得。

7022铝合金及其FSJ连接区的本构方程通过Hopkinson压杆实验获得。材料本构方程采用Johnson-Cook模型, 本构方程依次为[9]

7022铝合金母材

7022铝合金FSJ连接区

式中:Tm为材料熔点;ε为应变, 为应变率;, Tr分别为参考应变率和参考温度, 本工作取。

1.2 实验设备及方法

实验选用的FSJ设备型号为FSW-2XB-020, 搅拌头采用右旋螺纹结构, 且在搅拌针顶端开有三个V型槽。FSJ实验前先用丙酮对铝合金板材连接区进行擦洗除油, 然后用砂纸或砂轮轻轻地将拼连一边的氧化膜打磨掉, 去膜方式为机械加工方法, 最后用无水乙醇清洗打磨表面, 用吹风机吹干, 固定在FSJ设备工作台上进行连接。连接的工艺参数:搅拌头旋转速率ω=400r/min, 搅拌头连接速率v=100mm/min。残余应力测试采用小孔法测试, 选用的应变片为BX120-2BA, 钻头直径为ф1.5mm, 小孔深度为1.5mm。进行残余应力测试前, 将连接区两边去除飞边, 并用砂纸手工打磨毛刺, 最后用无水乙醇清洗表面, 用吹风机吹干贴应变片。板材变形主要通过三坐标测量仪测量获得。

2 FSJ过程热力耦合分析

2.1 热力耦合模型的建立

模型的尺寸如图1 (a) 所示, 网格划分如图1 (b) 所示, 连接区比较密, 远离连接区比较稀疏。图1 (b) 中的模型共有9435个节点和7200个单元。温度场分析时采用SOLID70单元, 残余应力分析时采用SOL-ID45单元。

按文献[10]中热源模型加载到图1 (b) 有限元模型上, 得到了各节点模拟温度。在温度场的有限元模型基础上, 将热单元转化为力学单元, 并将获得的各节点温度作为体载荷施加到应力场分析中, 模拟出整个连接过程中的残余应力场分布。FSJ过程为连续的, 连接完成后将连接件放置室温中进行自然冷却。连接试样在连接过程中被夹具固定在工作台上, 其约束为过定位约束。当连接试样在室温中冷却到室温, 去除装夹约束。

另外, 由于实际测量得出的连接板材变形, 一部分是由连接输入热引起的, 一部分是由板材自身重力引起的, 而实际工程中仅考虑连接输入热变形, 但为了用实验检测模型正确性, 故在与实验对比的模型中考虑了重力作用, 而预测变形中剔除了重力影响作用。

图1热力耦合模型尺寸图 (a) 模型1尺寸图; (b) 模型1有限元网格划分Fig.1 The model of thermal-mechanical coupling and dimensional drawing (a) model 1size; (b) model 1finite element mesh

2.2 残余应力模拟结果与实验结果对比分析

图2是沿A-B路径的残余应力曲线, 图2中纵向和横向残余应力的模拟值与实验值变化趋势基本一致。模拟得出的最大纵向残余拉应力和最大横向残余应力分别为8.607MPa和47.7MPa, 分别约为母材 (简称BM) 屈服极限的1.6%和8.2%。图2 (a) 中, 在80~150mm区域内, 实验值比模拟值大, 其余均小于模拟值;图2 (b) 中, 在约110mm后实验值均比模拟值大, 其余均小于模拟值。图3为沿C-D路径的残余应力曲线, 图3 (a) 中两端的模拟值与实验值吻合较好, 中间实验值波动太大。3 (b) 中的模拟值与实验值吻合得较好。模拟得到最大纵向残余拉应力和横向残余应力分别为9.263MPa和43.5MPa, 分别约为BM屈服极限的1.74%和8.2%。

图2沿A-B路径的残余应力曲线 (a) 纵向残余应力; (b) 横向残余应力Fig.2 The curves of residual stress along A-Bline (a) longitudinal residual stress; (b) transverse residual stress

图3沿C-D路径的残余应力曲线 (a) 纵向残余应力; (b) 横向残余应力Fig.3 The curves of residual stress along C-Dline (a) longitudinal residual stress; (b) transverse residual stress

从图2和图3中还可看出, 前进侧 (简称AS) 和返回侧 (简称RS) 纵向残余应力距离板材中心位置残余应力较大, 而两端位置相对较小;横向残余应力距离连接区起始端较大。

图4为沿E-F路径的残余应力模拟值与实验值, 其变化趋势基本吻合。模拟得到的最大纵向残余拉应力和横向残余应力分别为161MPa和52MPa, 分别约为BM屈服极限的30.4%和9.8%.图5对比了沿I-J路径的残余应力模拟值与实验值, 模拟值与实验值整体趋势较吻合, 纵向残余应力在连接区附近呈现拉应力, 远离连接区中心的位置呈现压应力。模拟得到的最大纵向残余拉应力和最大横向残余拉应力为85.4MPa和33.8MPa, 分别约为BM屈服极限的15.9%和6.4%。

图4沿E-F路径的残余应力分布曲线 (a) 纵向残余应力; (b) 横向残余应力Fig.4 The curves of residual stress along E-Fline (a) longitudinal residual stress; (b) transverse residual stress

图5沿I-J路径的残余应力分布曲线 (a) 纵向残余应力; (b) 横向残余应力Fig.5 The curves of residual stress along I-Jline (a) longitudinal residual stress; (b) transverse residual stress

从图2~5还可以看出, 各模拟和测量位置的残余拉应力均低于BM屈服强度的50%以下, 这充分说明FSJ连接区性能好。另外, 对比图4和图5可知, 图5中残余压应力值大于图4, 图5中残余拉应力小于图4, 造成这种变化的主要原因是夹具的装夹位置对工件的残余应力影响, 在E-F处先连接, 此时夹具的约束影响了连接过程中材料的受热膨胀, 而在I-J处是后连接, 此时夹具的约束有影响, 但时间相对较短, 其对连接中材料的受热膨胀影响不大, 故在I-J处的残余压应力较小, 残余拉应力较大;而在E-F处的残余压应力较大, 残余拉应力较小。

2.3 搅拌摩擦连接变形模拟结果与实验结果对比分析

因测实验板材长度和宽度相对厚度较大, 因此本工作研究忽略X和Y方向的变形, 仅考虑Z方向的变形。图6是沿A-B路径的变形曲线, 从图6中可以看出工件在连接区方向呈弯曲变形, 靠近钥匙眼侧的翘起量高。图6中实验值高于模拟值, 但总的变化趋势相同。残余应力直接影响变形, 从图2中可知, 板材连接区中间部位为残余拉应力, 形成中间部位下凹, 且下凹接近起始端;起始端为残余压应力, 致使起始端有翘起趋势, 但受中间下凹部位的影响, 起始端翘起并不明显;钥匙眼侧也受到残余压应力作用, 但压应力相对起始端较小, 且中间下凹部位靠近起始端, 间接的将钥匙眼端抬高, 使得钥匙眼端整体翘起。故图6能准确反映连接变形, 其模拟也是准确可靠的。图7是沿C-D路径的变形曲线, 实验值和模拟值在变化趋势基本一致, 但两端测得的变形量的实验值明显高于模拟值, 这可能是有限元模型简化所致。起始端的变形量低于钥匙眼端。图中变形曲线与图2中残余应力曲线基本吻合, 符合变形规律。

图8是沿E-F路径的变形曲线, 从图8中可以看出工件在垂直连接区方向呈弯曲变形且左边变形大于右边。两端模拟值较实验值高, 中间部位则相反, 实验值高于模拟值。图8中变形曲线同图4中残余应力曲线保持一致, 中间部位处于残余拉应力, 出现下凹现象, 两侧是残余压应力, 出现两端翘起现象。图9是沿I-J路径的变形曲线, 其变形和图8相似, 但是图中变形量要比图8小, 这主要是由于在I-J路径处夹具装夹时间比连接区起始端65mm处短, 致使在I-J路径处残余拉应力小于E-F路径处的残余拉应力, 直接引起I-J路径处变形小于E-F路径处的变形。图8中曲线夹角小于图9曲线夹角, 这可能是由于板材自身重力导致的结果, 致使图8中板材两边翘起的高度大于图9中板材两边翘起的高度。另外, AS残余应力大于RS, 故AS变形大于RS, 即图中左边曲线高于右边曲线。

从上述结果和分析可以看出, 利用数值模拟方法进行FSJ变形分析, 得出的FSJ变形趋势与实验基本一致, 且随着模拟模型的不断改进, 模拟结果更佳接近实验结果, 因而其对FSJ实际工程应用具有较大的实用价值。

3 结论

(1) 在垂直于连接区的残余应力不论是纵向还是横向均是连接区中心残余应力高于连接区两侧;在平行于连接区的残余应力, 纵向残余应力在宽度方向中间部位较低, 横向残余应力在宽度方向中间部位较高。

(2) 垂直于连接区, 前进侧的残余应力大于返回侧的残余应力, 前进侧的变形也大于返回侧的变形;平行于连接区, 中间部位为残余拉应力, 形成下凹且接近起始端;起始端为残余压应力, 致使起始端有翘起趋势, 但受中间下凹部位的影响, 起始端翘起受到限制而并不明显;钥匙眼侧同样为残余压应力, 但压应力相对较小, 且离中间下凹部位较远, 从而间接地抬高了钥匙眼端, 使得钥匙眼端整体翘起。

(3) 所测位置的残余拉应力均低于母材屈服强度的50%以下, 说明在搅拌头ω=400r/min, v=100mm/min时连接的板材质量高。

参考文献

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镁合金超薄板材的成型方法 第5篇

本专利提供的是制备0.1×500×500 (mm) , 厚度公差±0.01的镁合金超薄板材的方法, 该板材晶粒细小, 组织均匀, 缺陷少, 基面织构减弱, 力学、耐腐蚀以及电化学等性能得到提高。具体包括以下步骤:

1、将铸锭在惰性气体保护下648-688K保温22至25小时, 对锭坯均匀化处理。

2、将均匀化处理的锭坯直接热挤开坯。热挤开坯总变形量达到40%以上, 使铸态组织完全转变为变形组织, 然后退火提高板坯塑性。

3、将热轧开坯后具有变形组织的板坯裁成所需宽度尺寸后, 横向轧制。第一次热轧变形量控制在20%～30%之间, 确保变形充分的同时减少板坯的开裂, 中间退火后纵向轧制。然后在热加工状态下多次进行横轧—纵轧—再横轧—再纵轧操作, 并辅以中间退火消除加工硬化, 以保证板材组织成分均匀, 最终板材厚度至1mm。此工艺关键在于每道次变形量的控制和各道次轧制方向的变化。

4、镁在室温下变形主要依靠基面滑移及锥面孪生。孪生成为室温变形中不可忽视的重要变形机制, 为保证室温下孪生变形不产生显微裂纹, 冷轧板材每道次压下量为5%, 两次中间退火之间的冷轧总变形量控制在30%。冷轧后板材厚度0.1mm。此工艺的关键在于每道次变形量的控制。

5、将冷轧后的超薄板材进行矫平和精整, 使板材规格为0.1mm×500mm×500mm, 厚度公差±0.01。

该方法制成的超薄镁合金板材具有晶粒细小、组织均匀、缺陷少、基面织构减弱等特点, 其力学、耐腐蚀以及电化学等性能得到提高。

联系人:王日初

地址:湖南省长沙市中南大学

TiAl合金板材的制备及研究现状 第6篇

总体来说,TiAl合金板材的制备方法及技术包括铸锭冶金法(Ingot Metallurgy, IM),粉末冶金法(Powder Metallurgy, PM),EB-PVD技术,流延成形技术(Tape Casting)等。本文综述了国内外TiAl合金板材的制备技术及研究现状,并提出了TiAl合金板材制备方法的发展趋势。

1 铸锭冶金法制备TiAl合金板材

采用铸锭冶金法制备TiAl合金板材加工路线如图1所示,先进行熔炼制造出TiAl合金铸锭,随后采用热等静压和均匀化退火处理消除铸锭中的微观孔洞、疏松和成分偏析等组织缺陷,然后在一定温度区间((α+γ)两相区)和一定应变速率(<10-2s-1)条件下,采用一次或多次锻造来细化铸造组织,随后进行热处理,为轧制做准备。通常锻造的总体变形量达到80%以上。为了防止TiAl合金在锻造和轧制过程中,铸锭和锻饼发生开裂现象,一般多采用包套锻造和包套轧制技术,包套材料通常选用不锈钢。板材的轧制温度区间一般选择在(α+γ)两相区,轧制时要充分考虑轧制速度和道次变形量两个工艺参数。轧制速度太快,道次变形量过大,板材易发生开裂现象,导致轧制失败;若轧制速度太慢,温度散失又太快,从而使得TiAl合金材料的变形抗力提高,板材也容易发生开裂现象,成功的包套轧制技术必须满足以下条件[15,16]:(1)在(α+γ)两相区进行近等温轧制;(2)为了防止TiAl合金材料在轧制过程中发生宏观或微观开裂现象,必须选择合适的道次变形量和轧制速率;(3)采取措施,防止TiAl合金材料在轧制过程中发生氧化行为。

德国GKSS研究所与奥地利Plansee AG公司联合研究,早在20世纪90年代就已成功地采用铸锭冶金法制备了TiAl合金板材,其名义成分为Ti-47Al-2Cr-0.2Si和Ti-48Al-2Cr(原子分数/%)[17],其中Ti-47Al-2Cr-0.2Si合金板材经过热处理,得到了四种不同的组织形态(退火态, 近γ, 双态和全层片),其室温延伸率可以达到0.8%~1.5%,屈服强度为380~550MPa,Ti-48Al-2Cr合金板材的室温延伸率可达5%。并且这两种合金板材显示出较好的超塑性,图2为Ti-47Al-2Cr-0.2Si合金板材经超塑成形后的复杂部件。近年来,Plansee AG公司发明了一种先进的TiAl合金板材轧制技术(Advanced Sheet Rolling Process, ASRP)[14],该技术能够利用传统的热轧机在(α+γ)两相区低速轧制出大尺寸的TiAl合金板材,目前采用该技术能够成功轧制出TiAl合金板材的最大尺寸可达1800mm×500mm×1.0mm,常规条件下能够轧制出TiAl合金板材的尺寸为800mm×400mm×1.0mm。美国对TiAl合金板材的包套轧制技术也进行了大量的研究[18,19,20,21,22],已有报道,美国能轧制的最大TiAl合金板材的尺寸为700mm×400mm,而板材的性能未见详细报道。俄罗斯超塑性问题研究所发明了一种新型的TiAl合金板材的轧制技术[23],该技术实现了低温轧制TiAl合金板材,工艺路线如下:TiAl合金铸锭经热等静压后在(α+γ)两相区进行第一步等温锻造,随后在共析温度(Te)以下进行球化退火,退火后的锻饼再在Te温度以下进行第二步锻造,之后锻饼在T

与国外相比,我国采用铸锭冶金法制备TiAl合金板材的技术还存在很大的差距,据文献报道,中南大学[24]和北京科技大学[25]先后采用包套轧制技术制备了成分为Ti-48Al-2Cr-0.5Mo (原子分数/%)和高铌TiAl合金板材,其板材厚度分别可达2.7mm和2.6mm,而关于板材的力学性能和详细尺寸未见报道。哈尔滨工业大学采用包套轧制技术成功制备了一种新型的TiAl合金板材,其名义成分为Ti-43Al-9V-0.3Y(原子分数/%)。目前已轧制出的板材尺寸为500mm×300mm。该合金板材室温强度超过700MPa,延伸率超过2%,700℃下强度能达到550MPa,延伸率可达8%。

2 粉末冶金法制备TiAl合金板材

粉末冶金法制备TiAl合金板材主要有元素粉末法和预合金化粉末法,如图1所示。具体方法包括冷轧成形+加压烧结法[26,27]、元素箔片叠加轧制+反应合成法[28,29]、预合金化粉末热等静压+热轧法[30]。

2.1 元素粉末法制备TiAl合金板材

元素粉末法制备TiAl合金板材是采用塑性良好的Ti,Al 元素粉末和其他合金元素粉末,经过混合、压制、挤压和轧制等过程成形为混合粉板材,再进行反应合成制备TiAl合金板材,或将原料粉末混合并进行包套抽气处理后,直接进行热轧或热等静压制备TiAl 基合金板材。元素Ti,Al可以采用粉末态、箔片或其他形式。

Ti,Al 元素粉末的反应合成是一个由扩散控制,包括TiAl3和TiAl2等中间相生成的复杂过程。由于Ti,Al 两元素之间的扩散系数相差很大,在无压烧结时,会发生柯肯达尔扩散,形成弗兰克孔洞,从而产生大幅度的体积膨胀[31]。因此,Ti,Al 元素粉末的反应合成必须采用热压、热等静压、气压烧结等加压烧结手段,抑制体积膨胀,消除孔隙,促进Ti,Al元素粉末的致密化行为,从而提高板材的致密度和力学性能。贺跃辉[27]等人采用低压烧结冷轧Ti,Al元素粉末板坯,制备了TiAl合金板材,但其致密度较低,严重影响了板材的力学性能。

由于Ti,Al 粉末在制备过程中容易引入杂质,加之其表面易于吸附水蒸气、氧气等而在表面形成氧化膜,从而造成反应合成的材料氧含量高,致密度低。采用由高纯Ti,Al箔轧制而成的TiAl合金板材,因其比表面积远小于粉末态,因此可显著降低板材中的氧含量。美国Alabama大学[28]和韩国先进航空材料研究中心[29]分别以Ti箔(70~100μm)和Al箔(70~100μm)为原料采用叠带轧制法制备了TiAl合金板材,其具体工艺如下:先将所用的Ti箔和Al箔进行交替叠放,一般情况下叠带层两端应为Ti箔,然后将交替叠放的Ti箔和Al箔进行包套处理,包套材料为不锈钢,厚度约为1mm,包套后将材料在一定温度下进行热处理,促进Ti,Al箔材之间的扩散反应,使得Ti箔和Al箔进行初步结合,之后再进行轧制,轧制过程可以在高温或室温条件下进行,轧制后的Ti,Al箔材在更高的温度下进行热处理,至此完成一个循环。如此往复,最终获得TiAl合金板材。轧制和高温热处理的目的是为了进一步促进Ti箔和Al箔之间的反应,从而形成TiAl板材。该工艺不仅可制备氧含量低、力学性能良好的TiAl合金板材,而且可以通过控制轧制Ti箔中的织构和扩散反应工艺,获得具有定向层片结构的TiAl合金板材,改善材料的抗蠕变性和室温延性。David 等人研究了将叠加的Ti,Al 箔通过自蔓延高温合成制备TiAl 基合金板材,制备板材的σUTS 可达460MPa[32]。

2.2 预合金化粉末制备TiAl合金板材

随着高质量预合金化粉末制备工艺的完善,采用预合金化粉末制备TiAl基合金板材引起了人们的兴趣。预合金化粉末法是指采用部分合金化或完全合金化的TiAl合金粉末为原料来制备TiAl基合金板材的工艺[33]。

预合金化粉末热等静压固结后再进行热轧是奥地利Plansee AG公司开发的ASRP技术中粉末冶金法制备TiAl合金板材路径中的一种方法[6]。它是将电极感应熔炼气雾化(Electrode Induction Melting Gas Atomization,EIGA)或等离子感应熔炼气雾化(Plasma Melting Induction Guiding Gas Atomization,PIGA)技术雾化制得的TiAl合金粉末装入Ti合金包套中,加热到一定温度下抽气,当达到预定的真空度时将包套焊合,之后进行热等静压,实现致密化。试样去除包套后进行表面处理,之后再在(α+γ)两相区进行轧制。德国GKSS研究所采用该方法制备了γ-TAB(Ti-47Al-4(Cr, Mn, Nb, Si, B),γ-Met(Ti-46.5Al-4(Cr, Nb, Ta, B)) (原子分数/%),γ-TNB[30,34]以及Ti-45Al-5Nb(0,0.5)C (原子分数/%)合金板材[35],这些合金板材具有均匀细小的组织结构,表现出较高的高温强度、较小的各向异性以及较好的超塑性能。尤其是Ti-45Al-5Nb-(0,0.5)C (原子分数/%)合金,其室温强度达1070MPa,700℃下屈服强度也可达到726MPa,室温至500℃下的延伸率在1%左右。

3 其他的TiAl板材制备工艺

3.1 铸轧技术制备TiAl合金板材

Matsuo等[36]于1991年首次将铸轧技术应用于TiAl基合金板材的制备。采用铸轧技术制备TiAl基合金板材,需要解决的主要问题是如何细化铸轧板材的显微组织,从而提高TiAl基合金板材的综合力学性能。目前,通常采用添加晶粒细化剂或控制凝固过程来细化TiAl基合金铸轧板材的显微组织。 Hana-mura等[36]研究了在TiAl基合金铸轧过程中添加TiB2对铸轧板材显微组织的影响,发现未加TiB2时,板材的晶粒尺寸在200μm左右,而加入TiB2时,板材的晶粒尺寸为10μm左右,室温延性为2.1%,1100℃的σs为200MPa。

3.2 流延成形制备TiAl合金板材

美国空军材料研究所采用流延成形方法制备了Ti-46.6Al-2.2Nb-1.3Cr-0.3Mo-0.2B-0.3C (原子分数/%)合金板材,其尺寸为50mm×15mm×275μm[37]。制备过程如下:先用TiAl合金粉末与黏结剂混合制成浆料,再利用特制的浇铸系统将浆料浇铸成带状,用低碳钢和纯钛进行包套,试样和包套材料之间用Ta箔隔开,以防止共晶熔化,然后在一定温度下去除黏结剂,将包套焊合后进行热等静压处理,剥套处理后最终获得TiAl合金板材。采用流延成形的方法可以制备TiAl箔材,其晶粒尺寸比较细小均匀,从而有望改善其室温延展性等力学性能。

3.3 物理气相沉积制备TiAl合金板材

物理气相沉积是一种非平衡工艺,其所制备的材料组织结构均匀、细小,可以获得细晶、非晶或者纳米晶材料,从而为提高材料的室温和高温力学性能奠定基础。Senkos 等人采用物理气相沉积方法制备了非晶TiAl 基合金板材,并对其结晶动力学进行了研究[12,38]。哈尔滨工业大学韩杰才教授等也对物理气相沉积制备TiAl合金板材进行了研究[39,40]。采用该方法制备的TiAl/Nb复合层板材尺寸达到150mm ×100mm×0. 2mm,研究发现Nb的存在使得板材在断裂过程中裂纹发生了偏转,从而增加了裂纹增值的能量,导致韧性断裂特征的出现,说明在TiAl板材中添加Nb层后,板材的塑性得到了提高。

4 结束语

TiAl合金板材作为未来航空航天发动机结构部件以及热防护系统结构的备选材料,已成为国际材料科学与工程领域的研究热点。作为目前TiAl合金板材的主要制备技术,粉末冶金法和铸锭冶金法具有如下优点:(1)粉末冶金法近净成形性好,能克服TiAl合金冷热加工变形性差的缺陷,成形范围广,适用性强;(2)铸锭冶金法所得板材致密度高、尺寸大、性能高,且易实现规模化生产,有望成为工业化生产TiAl合金板材的有效途径。然而,上述TiAl合金板材制备工艺也存在一定的问题:(1)元素粉末法制备工艺容易引入高的杂质含量和缺陷密度,难以实现全致密化,从而降低板材的性能;(2)采用预合金化粉末制备TiAl板材虽然氧含量低,致密度较高,但预合金化粉末的制备工艺(如EIGA,PIGA技术)造价高,生产成本大,难以实现规模化生产;(3)铸锭冶金法制备的TiAl合金铸锭组织粗大,且存在缩孔、疏松以及成分偏析等缺陷,需要后续的热等静压处理及热机械处理来减少或消除缺陷,细化粗大的铸态组织;(4)流延成形、物理气相沉积等其他TiAl板材制备技术目前尚未成熟,还处于起步阶段。

综上所述,作者认为未来TiAl合金板材制备技术研究应着重以下方面:(1)加强对TiAl合金铸锭缺陷的形成机理、控制技术以及组织均匀化技术的研究,制备高质量的TiAl合金铸锭;(2)优化包套锻造和包套轧制工艺,进一步提高TiAl合金板材的力学性能;(3)加强对Ti,Al混合元素粉末合金化机理、组织均匀化机理和烧结致密化机理的研究,降低预合金化粉末的制备成本;(4)深化TiAl合金复合板材制备技术的研究,克服TiAl合金板材成型困难的缺陷等。

摘要：本文综述了铸锭冶金和粉末冶金方法制备TiAl合金板材的工艺和国内外研究现状,介绍了铸轧技术、流延成形以及物理气相沉积等方法制备TiAl合金板材的工艺过程和材料性能,论述了上述方法的特点和发展趋势。

铝合金板材 第7篇

本工作对比研究了固溶-淬火后未预处理和经过预处理(预变形+预时效)的2124铝合金板材经蠕变时效后的微结构与力学性能,为2X24系列合金构件的蠕变时效成形成性工艺控制提供了实验依据。

1 实验材料与方法

采用西南铝业(集团)有限责任公司提供的2124铝合金厚板,割取100mm×50mm×20mm的坯料,坯料在430℃保温1h时后分别热轧至1.42mm和1.20mm。1.20mm的板材按GB/T 2039-1997(金属拉伸蠕变及持久实验方法)制取试样,试样经固溶-淬火(493℃×40min-水淬)后立即进行蠕变时效(CA,241MPa/190℃×12h)和人工时效(AA,190℃×12h),1.42mm的板材经固溶-淬火后立即进行预处理(P,15min内轧制预变形到1.20mm,随后进行100℃×5h预时效),预处理结束后在4h内完成蠕变时效试样的制取工作,然后进行蠕变时效(PCA,241MPa/190℃×12h)和人工时效(PAA, 190℃×12h)。实验编号与其实验流程如图1所示。蠕变时效采用RWS50型电子蠕变松弛实验机,人工时效采用电热鼓风干燥箱。

人工时效和蠕变时效后的样品使用XJP-6A型金相显微镜观察金相组织。试样经电解抛光、阳极覆膜,电解液采取高氯酸∶乙醇=1∶9,覆膜液为2%(体积分数)氟硼酸溶液,在偏振光下观察。扫描电镜(SEM)显微分析采用Sirion200场发射扫描电镜,并使用与之配套的Genesis60s能谱仪对微区进行能谱(EDS)分析。透射电子(TEM)显微分析用TECNAIG220型透射电镜,加速电压为200kV。蠕变时效后试样的力学性能采用CSS44100电子拉伸实验机测室温力学性能。

2 实验结果与分析

2.1 光学金相组织

图2为具有不同初始状态的2124合金试样经过人工时效和蠕变时效处理后的金相组织。由图2可见,经过了人工时效AA,PAA (见图2(a)和2(c))和蠕变时效CA,PCA(图2(b)和2(d))的试样中均为与轧向平行的条状晶粒,虽然经历了预处理的PAA和PCA试样在淬火后其条形晶粒略显扁平,但并没有显著差异。总体上看,蠕变时效样品的晶粒形貌与人工时效相似,主要取决于固溶过程中发生的回复与再结晶情况。对2124铝合金热轧板材采用493℃/40min进行固溶处理,并未出现大量非连续再结晶等轴晶粒,热轧形成的条形晶粒形貌得以保留。

2.2 SEM显微结构

图3为两种不同初始态试样分别经人工时效和蠕变时效后机械磨光后未腐蚀样品的SEM背散射电子像照片。对于未经预处理的试样,图3(a)为人工时效AA的显微结构,图3(b)为蠕变时效CA的显微结构。从图3(a)可以看到明显呈团状聚集分布的粗大粒子和在基体中离散分布的球状粒子。从图3b可以看出蠕变应力作用下,粗大团状粒子发生了破碎(图3(b)中箭头所示),且粒子越大,越容易破碎,而离散分布的球状粒子并未发现破碎的现象。对于经预处理的试样,图3(c)为人工时效PAA的显微结构,图3(d)为蠕变时效PCA的显微结构。从图3(c)中可以看出,在轧制预变形作用下,粗大团状粒子已有破碎痕迹(图3(c)中箭头所示),从图3(d)中可以看出,在蠕变应力作用下,粗大团状粒子破碎的现象已十分明显(图3(d)箭头所示)。由此可见,在蠕变应力(241MPa)作用下,累积的蠕变量约为5%,但其促使粗大粒子破碎的效果明显好于15%压下量的轧制变形,这表明蠕变过程中在粗大粒子周围形成的局部应力场更有利于使其破碎。

(a) AA;(b) CA;(c) PAA;(d) PCA(a) AA;(b) CA;(c) PAA;(d) PCA

将上述SEM实验样品表面用Keller试剂略微腐蚀后,对第二相粒子进行观察与EDS分析,结果如图4和图5所示。从图4(a)可见,粗大的团状粒子呈现两种不同衬度,EDS分析表明现同衬度微区间主要是Si,Fe元素的含量存在差别(图4(b)和图4(c)),这里统称为富Fe(Si)相。

从图5(a)和5(b)可以看出,基体中离散分布的球状S相(Al2CuMg)粒子,表明以{011}为惯习面析出的S相,经过本研究所采用的蠕变时效条件后,已经粗化,甚至由最初的与基体共格或半共格演变为与基体不共格的弥散粒子相了。不同实验条件样品放大10000倍后,均可以看到如图5(c)所示的亚微米量级杆状粒子,但在SEM下很难对其进行EDS分析,结合TEM下的EDS分析结果(见图6)。可以看出,这是一种富锰(Rich-Mn)相,与文献[13]报道的2124铝合金在均匀化和热轧过程中形成的T相(Al20Cu2Mn3)十分吻合。

2.3 TEM显微结构

图6为未经预处理的蠕变时效(CA)试样的TEM照片和衍射花样图谱。从图6能清楚地看出亚微米量级黑色杆状形貌的弥散粒子,这与SEM观察到的杆状粒子(图5(c))一致,进一步观察可发现在这些粒子周边形成的更小尺度第二相(图6(a)中箭头所示),结合EDS分析结果(图6(b))可以确定黑色杆状粒子为T相(Al20Cu2Mn3)。另外还可以看到针状分布的θ′粒子。这些θ′析出相的位向择优生长现象主要发生在远离T相粒子的微区,在T相弥散粒子周围,仍可观察到互相成 90°析出的针状θ′相,位向效应不明显。由此可见,弥散粒子对于θ′相的析出位向效应具有抑制作用。如上所述,弥散粒子周围由于应力集中形成的局部应力场与试样上作用的宏观应力场不同,降低了粒子周围各个方向上应力的大小差异,再加上弥散粒子对析出相形核、长大的促进作用,从而抑制了析出相的位向效应。

图7为经预处理的蠕变时效(PCA)试样的TEM照片和衍射花样图谱。从图7(a)中能清楚地看到大量析出的第二相粒子,与CA试样不同之处是析出相呈现出多种位向,既有相互呈约 109°(或 81°)夹角、在{111}面上析出的Ω相,也有在(100)面上析出的θ′相和部分已粗化的θ相。同样也能观察到杆状的T相粒子(图7(b))。

对于Al-Cu-Mg系的2124铝合金,时效析出相有不同的惯习面,Al2Cu (θ′)主要在{100}析出,Al2Cu (Ω)主要在{111}析出,Al2CuMg (S)则主要在{011}析出。从析出动力学的角度看,第二相粒子的析出在初期形核阶段需要克服一定的能垒,在自由能较高的晶界或相界附近,析出相能够优先形核、长大。对于未经预变形合金,在蠕变应力作用下,改变了θ′相在各方向的析出行为,在平行于应力轴的{100}面上更易析出,θ′析出有应力位向效应。合金中存在的棒状T相粒子对合金有一定的强化作用,蠕变时效过程中,T相粒子与位错相互作用加大了晶格畸变能,有利于θ′的析出,T相周围析出垂直分布的θ′相,应力位向效应不明显。对于经过预处理的试样,预变形导致晶体内部位错的急剧增加,位错缺陷的增加为时效过程中第二相的形核提供了有利条件,加快了第二相的形核、长大,合金时效过程加快,与无预处理试样相比,相同的蠕变时效热/力条件已经使θ相进入粗化阶段,同时诱发了以{111}为惯析面的Ω相的析出,从图7中可见,虽然预处理试样蠕变时效后出现了大量的多种位向的析出第二相粒子,但以Ω相为主。2124铝合金属于面心立方晶体,滑移系为{111}〈110〉,在{111}惯析面析出Ω相必将对2124铝合金起到显著的强化作用,从而有利于提高该合金蠕变时效成形构件的性能。

2.4 力学性能

表1列出了本研究不同实验流程所得样品的室温力学性能。从表1可以看出,无论是2124铝合金的人工时效,还是蠕变时效,热/力参数对性能的影响都十分显著,并且会产生交互影响。

固溶-淬火后未经预处理的条件下,蠕变时效处理(CA)样品的强度比人工时效处理(AA)样品的提高了26MPa,但延伸率由9.6%下降为7.6%。固溶-淬火后经预处理的条件下,无论是自然时效的样品,还是蠕变时效的样品,强度均得到大幅度提高,而延伸率有不同程度的下降,人工时效的PAA试样比AA试样的抗拉强度高54MPa,延伸率由9.6%下降为6.9%,蠕变时效的PCA试样比CA试样的抗拉强度高46MPa,延伸率由7.6%下降为6.7%,另外,经预处理的PCA比PAA试样的强度高21MPa,延伸率由6.9%下降为6.7%。

从上述不同实验流程获得样品的力学性能变化可以看出,与2XXX系合金的形变热处理力学性能变化规律相似,预处理对人工时效的影响十分显著[14],本研究人工时效条件下,预处理样品比未预处理样品的强度提高了5%,延伸率下降了28%,预处理在提高2124铝合金人工时效样品强度的同时,使延伸率显著下降。蠕变时效条件下,预处理使强度提高了9%,延伸率下降了12%(绝对值为0.9%);预处理样品在蠕变时效状态和人工时效状态相比,蠕变时效使强度提高了4%,延伸率仅下降了3%(绝对值为0.2%)。可以说,预处理在提高蠕变时效试样强度的同时,引起的延伸率下降趋势并不明显(绝对值为0.2%～0.9%)。本研究通过预处理进一步揭示了蠕变对第二相析出的影响规律与机理,及其与性能的关系,有望获得更加合理的预处理-蠕变时效参数,以提高2124铝合金蠕变时效构件的性能。

3 结论

(1)2124铝合金板材中的富Fe(Si)相在蠕变成形过程中会因应力集中效应而破碎,从而改善性能。

(2)固溶-淬火后直接进行蠕变时效,θ′相在{100}面上的析出行为呈现出明显的应力位向效应,但基体中存在的T相粒子周围存在着很大的晶格畸变能,能促进析出第二相的形核、长大,使θ′相在三个{100}面上析出,呈垂直分布,局部降低了应力位向效应。