本文關鍵詞：鑄造Al-11.9Si-3.5Cu-1.7Ni-0.8Mg鋁合金熱處理工藝及力學性能研究，由筆耕文化傳播整理發(fā)布。

【摘要】：在共晶Al-Si合金中加入Cu、Ni、Mg元素形成的Al-Si-Cu-Ni-Mg五元系鑄造鋁合金,因其優(yōu)異的室溫、高溫力學性能,在工業(yè)輕量化領域有廣泛的應用價值,常被用來生產(chǎn)各種活塞、氣缸等部件。目前對Al-Si-Cu-Ni-Mg系鋁合金的研究較多的集中在成分和元素的作用上,熱處理工藝研究還不夠。本文利用軟件Pandat和升溫DSC曲線來研究合金的相轉變,進而確定合理的T6工藝。系統(tǒng)研究了Al-11.9Si-3.5Cu-1.7Ni-0.8Mg合金的組織結構、力學性能、熱處理工藝。進一步研究了加入元素Nd、V、Zr后合金組織性能的轉變、對應的熱處理工藝,以及在最佳熱處理狀態(tài)下Al-11.9Si-3.5Cu-1.7Ni-0.8Mg合金在不同溫度、時間的熱暴露條件下的穩(wěn)定性。Al-11.9Si-3.5Cu-1.7Ni-0.8Mg鑄態(tài)合金由α(Al)基體、初生Si、共晶Si、Q相(Al5Cu2Mg8Si6)、Al3CuN i、Al7Cu4N i、θ相(Al2Cu)組成。利用Pandat相圖模擬計算得知合金平衡凝固的順序,凝固時最后固液轉變溫度為509℃,可以作為固溶溫度設計的參考。利用DSC升溫曲線分析Al-11.9Si-3.5Cu-1.7Ni-0.8Mg鑄態(tài)合金的吸熱峰分布,發(fā)現(xiàn)鑄態(tài)合金的第一個吸熱峰出現(xiàn)在502.7℃,從相圖中可以分析第一個吸熱峰對應于Al2Cu的轉變溫度,為了防止固溶時Al2C u的過熱甚至過燒的不利影響,鑄態(tài)合金的初始固溶溫度不應超過502.7℃,基于此設計了單步固溶(495℃×6 h、10 h、14 h)的固溶方案。實驗中還發(fā)現(xiàn)495℃固溶2h后的固溶態(tài)合金升溫DSC曲線上沒有鑄態(tài)時的兩個最低的兩個吸熱峰,固溶態(tài)的最低吸熱峰的開始溫度提高到了522.1℃,考慮到溫度越高元素溶解度越大,基于此設計了兩步固溶((495℃×2 h)+(515℃×4 h、8 h、12 h))的熱處理方案。Al-11.9Si-3.5Cu-1.7Ni-0.8Mg在不同條件下固溶完成后在200℃時效得到合金不同熱處理狀態(tài)下的T6曲線,并測量了對應峰時效態(tài)的拉伸力學性能,綜合判斷本實驗中Al-11.9Si-3.5Cu-1.7Ni-0.8Mg合金的最佳熱處理方案為:(495℃×2 h)+(515℃×8 h)固溶,200℃時效4 h,可以將合金的室溫抗拉強度從鑄態(tài)的212 MPa提高到367 MPa,延伸率從0.44%提高到0.66%;300℃高溫抗拉強度從鑄態(tài)的110MPa提高到160MPa,延伸率從5.0下降到3.0%。本文探究了元素Nd、V、Zr對Al-11.9Si-3.5Cu-1.7Ni-0.8Mg合金組織和力學性能的改變,發(fā)現(xiàn)加入元素后合金的升溫DSC曲線中吸熱峰的分布發(fā)生變化。加入0.2Nd/0.44Nd后合金沒有前兩個低溫吸熱峰,合金的固溶處理只需要單步固溶即可;加入0.2V/0.15Zr后合金的DSC曲線形狀不變,但吸熱峰的溫度提高,因而仍然采用兩步固溶,第一步固溶的溫度由495℃提高到了500℃。加入元素后的合金的高溫性能均得到提高,但是室溫力學性能均下降。加入元素后,在合金組織中生成了塊狀或條狀富Nd/V/Zr中間相,這些中間相的高溫穩(wěn)定性較好,因而可以提高合金的高溫力學性能,但是由于塊狀或條狀中間相割裂基體,使得裂紋容易萌生,使得室溫力學性能出現(xiàn)下降。本文研究Al-11.9Si-3.5Cu-1.7Ni-0.8Mg合金在高溫長時間熱暴露條件下的組織和力學性能轉的改變。合金經(jīng)過最佳T6工藝熱處理后進行熱暴露,溫度分別為200℃、300℃、400℃,時間分別為0h、25h、50h、75h、100h、150h、250h、500h。隨著熱暴露時間的增加,合金的抗拉強度呈現(xiàn)下降趨勢,延伸率呈現(xiàn)上升趨勢,最后都趨于穩(wěn)定。熱暴露溫度越高,合金抗拉強度下降越快、延伸率上升越快;熱暴露500h后合金剩余抗拉強度隨著熱暴露溫度先降低后升高,300℃熱暴露時的剩余室溫和高溫抗拉強度均最低,400℃下降快但是更容易穩(wěn)定在較高的剩余強度水平。隨著熱暴露時間的增加,塊狀粗大的初生硅相不發(fā)生變化,細小分布的共晶硅相變得細小,中間相粗大、破裂、球化。熱暴露0h時合金拉伸斷口斷裂方式為準解理+解理的混合斷裂模式,隨著熱暴露時間的增加,斷口中撕裂楞的比例開始增加、解理面越來越少、韌窩的數(shù)量明顯增多,而且韌窩的大小深度也開始增加,合金的延伸率逐漸增加,塑性增強。
【關鍵詞】：Al-Si-Cu-Mg-Ni 熱處理 熱暴露 顯微組織 力學性能
【學位授予單位】：上海交通大學
【學位級別】：碩士
【學位授予年份】：2015
【分類號】：TG166.3;TG146.21
【目錄】：

• 摘要5-7
• Abstract7-11
• 第一章 緒論11-33
• 1.1 引言11-13
• 1.2 鑄造鋁合金概述13-19
• 1.2.1 鑄造鋁合金分類13-16
• 1.2.2 鑄造鋁硅合金的發(fā)展現(xiàn)狀及趨勢16-19
• 1.3 鑄造鋁合金強化途徑19-22
• 1.3.1 固溶強化19-20
• 1.3.2 過剩相強化20
• 1.3.3 彌散強化20-21
• 1.3.4 晶界強化21-22
• 1.4 鑄造Al-Si-Cu-Mg-N i合金熱處理研究現(xiàn)狀22-26
• 1.5 本課題研究內(nèi)容及意義26-28
• 參考文獻28-33
• 第二章 合金制備與實驗方法33-41
• 2.1 工藝技術路線33
• 2.2 合金制備33-37
• 2.2.1 原料及準備33-34
• 2.2.2 合金熔煉鑄造34-35
• 2.2.3 合金成分35
• 2.2.4 鑄造鋁合金熱處理35-37
• 2.2.5 合金熱暴露37
• 2.3 顯微組織觀察與分析37-39
• 2.3.1 金相觀察37-38
• 2.3.2 XRD物相分析38
• 2.3.3 DSC吸熱峰分析38
• 2.3.4 SEM和斷.形貌觀察38
• 2.3.5 EDS能譜分析38-39
• 2.4 性能測試39
• 2.4.1 硬度試驗39
• 2.4.2 拉伸試驗39
• 2.5 本章小結39-40
• 參考文獻40-41
• 第三章 Al-11.9Si-3.5Cu-1.7Ni-0.8Mg合金熱處理工藝研究41-63
• 3.1 引言41-42
• 3.2 鑄態(tài)合金的顯微組織及力學性能42-47
• 3.2.1 鑄態(tài)Al-11.9Si-3.5Cu-1.7N i-0.8Mg合金顯微組織42-44
• 3.2.2 鑄態(tài)Al-11.9Si-3.5Cu-1.7N i-0.8Mg合金力學性能44-45
• 3.2.3 鑄態(tài)Al-11.9Si-3.5Cu-1.7N i-0.8Mg合金斷裂行為45-47
• 3.3 固溶溫度的確定47-52
• 3.4 固溶時間的選擇52-54
• 3.4.1 固溶后硬度的改變52
• 3.4.2 固溶后元素的擴散分布情況52-54
• 3.5 時效溫度的確定54-55
• 3.6 時效時間的選擇55-56
• 3.7 熱處理對合金力學性能的影響56-58
• 3.7.1 熱處理對室溫力學性能的影響56-58
• 3.7.2 熱處理對高溫力學性能的影響58
• 3.8 熱處理對合金組織的影響58-59
• 3.9 本章小結59-61
• 參考文獻61-63
• 第四章 Al-11.9Si-3.5Cu-1.7Ni-0.8Mg-Nd/V/Zr合金熱處理工藝研究63-78
• 4.1 引言63-64
• 4.2 Al-11.9Si-3.5Cu-1.7N i-0.8Mg-Nd/V/Zr合金DSC分析64-66
• 4.3 Al-11.9Si-3.5Cu-1.7N i-0.8Mg-Nd合金熱處理工藝研究66-70
• 4.3.1 固溶溫度及時間的確定66
• 4.3.2 時效溫度及時間的確定66-67
• 4.3.3 熱處理對Al-11.9Si-3.5Cu-1.7N i-0.8Mg-Nd合金力學性能的影響67-69
• 4.3.4 Al-11.9Si-3.5Cu-1.7N i-0.8Mg-Nd合金組織分析69-70
• 4.4 Al-11.9Si-3.5Cu-1.7N i-0.8Mg V/Zr合金熱處理工藝研究70-74
• 4.4.1 固溶溫度及時間的確定70
• 4.4.2 時效溫度及時間的確定70-72
• 4.4.3 熱處理對Al-11.9Si-3.5Cu-1.7Ni-0.8Mg V/Zr合金力學性能的影響72-74
• 4.4.4 Al-11.9Si-3.5Cu-1.7N i-0.8Mg -Nd合金組織分析74
• 4.5 本章小結74-76
• 參考文獻76-78
• 第五章 合金的高溫熱暴露實驗研究78-89
• 5.1 引言78
• 5.2 熱暴露后的力學行為78-84
• 5.3 熱暴露后的金相分析84-85
• 5.4 熱暴露后拉伸斷口分析85-87
• 5.5 本章小結87-88
• 參考文獻88-89
• 第六章 結論89-91
• 致謝91-92
• 攻讀碩士學位期間發(fā)表論文92

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