ZL114A 铝硅合金微观疏松的HIP工艺处理

 采用光学显微镜OM、扫描电镜SEM、WDW-100 KN万能拉伸试验机、PLA30050疲劳试验机,结合三因素三水平正交试验,研究了不同等级微观疏松冶金缺陷经热等静压处理（HIP）工艺处理后的微观组织与力学性能。结果表明,HIP工艺处理温度对Q值（合金材料综合性能数值）影响最高,其次为HIP压力与时间。ZL114A合金Ⅲ级微观疏松冶金缺陷经540℃与140 MPa下HIP处理4 h后,合金材料的抗拉强度、屈服强度、延伸率、布氏硬度与轴向疲劳寿命分别增至340 MPa、280 MPa、8%、125HBS和4.1×10⁵,综合力学性能Q值达到475.45。综合工艺成本与使用效果考虑,ZL114A合金优先选用540℃、140 MPa与2 h的HIP工艺参数。相同HIP工艺参数下,与Ⅲ级微观疏松冶金缺项相比,Ⅰ级与Ⅱ级微观疏松冶金缺陷区域经HIP处理后的Q值分别提升5.1%与2.4%;Ⅳ级与Ⅴ级微观疏松冶金缺陷区域分别降低15.98%和25.61%。     

淬火转移时间对AA357铝合金力学性能与微观组织的影响

采用OM、DSC、SEM与TEM,结合力学性能测试研究淬火转移时间对A357铝合金力学性能与微观组织的影响。结果表明:随着淬火转移时间由3 s延长至49 s,A357铝合金经T6热处理后的抗拉强度、屈服强度与延伸率分别由351 MPa、275MPa与12.4%降低至320 MPa、254 MPa与6.5%,合金材料的抗拉强度连续下降,屈服强度变化较小,延伸率呈现出先上升后下降的变化趋势。初生与共晶Si相逐渐由细长的针状或片层状转变为椭圆球状或棒状,平均长度为10~25μm,平均宽度为5~10μm,当淬火转移时间超过35 s后,初生与共晶Si相则仍以细长的针状或片层状形貌为主。拉伸断口形貌以韧窝断裂为主,附带部分沿晶断裂,随着淬火转移时间的增加,断口表面韧窝数量随之减少,沿晶断裂裂纹数量不断增加;Mg与Si元素集中分布于晶粒边界处的二元与三元共晶组织中,Al元素广泛分布于晶粒内部及晶粒边界处;人工时效过程析出的Mg2Si强化相长度约为0.2~1μm,宽度为0.02~0.08μm,且随着淬火转移时间的延长,Mg2Si强化相的析出数大量减少,长径比不断下降,合金材料的强度与塑性随之降低。     

淬火转移时间对A357 铝合金力学性能与微观组织的影响

 采用OM、DSC、SEM 与TEM,结合力学性能测试研究淬火转移时间对A357 铝合金力学性能与微观组织的影响。结果表明:随着淬火转移时间由3 s 延长至49 s,A357 铝合金经T6 热处理后的抗拉强度、屈服强度与延伸率分别由351 MPa、275MPa 与12.4%降低至320 MPa、254 MPa 与6.5%,合金材料的抗拉强度连续下降,屈服强度变化较小,延伸率呈现出先上升后下降的变化趋势。初生与共晶Si 相逐渐由细长的针状或片层状转变为椭圆球状或棒状,平均长度为10~25 μm,平均宽度为5~10 μm,当淬火转移时间超过35 s 后,初生与共晶Si 相则仍以细长的针状或片层状形貌为主。拉伸断口形貌以韧窝断裂为主,附带部分沿晶断裂,随着淬火转移时间的增加,断口表面韧窝数量随之减少,沿晶断裂裂纹数量不断增加;Mg 与Si 元素集中分布于晶粒边界处的二元与三元共晶组织中,Al 元素广泛分布于晶粒内部及晶粒边界处;人工时效过程析出的Mg₂Si 强化相长度约为0.2~1 μm,宽度为0.02~0.08 μm,且随着淬火转移时间的延长,Mg₂Si 强化相的析出数大量减少,长径比不断下降,合金材料的强度与塑性随之降低。     

发泡石膏铸型热烘烤工艺

 采用K型热电偶、多通道温度记录仪、游标卡尺和扫描电镜(SEM)对发泡石膏铸型热烘烤过程温度、尺寸与组织变化进行了试验研究.结果表明,热烘烤过程中铸型内部各点均滞后于工艺温度,各点温差曲线随升温温度与保温时间增加呈逐渐上升趋势.高温下随着发泡石膏铸型内部自由结晶水的脱失与晶型转变反应发生,铸型一维长度方向尺寸先连续下降后略有上升;石膏晶粒形状发生了由细针状逐渐过渡为短粗圆柱状或薄片状,再转变为细针状的变化过程.