高鋁青銅合金組織及加工性能的研究.pdf

1、鋁青銅合金因具有優(yōu)異的力學(xué)性能、物理性能被廣泛應(yīng)用于航空航天、海洋工程等領(lǐng)域。隨著現(xiàn)代科技產(chǎn)業(yè)的快速發(fā)展,對(duì)材料的性能提出了更高的要求,而傳統(tǒng)的鋁青銅合金已很難滿足使用要求,因此開發(fā)新型的高鋁青銅合金就顯得十分必要。由于高鋁青銅合金脆性相多、冷加工性能較差,較難實(shí)現(xiàn)塑性變形成型,且對(duì)高鋁合金的熱變形工藝等研究較少,因此本研究首先對(duì)高鋁青銅合金熱變形及其熱處理工藝參數(shù)進(jìn)行優(yōu)化,隨后探討退火工藝對(duì)合金塑性變形能力的影響作用,制備出性能較優(yōu)的

2、高鋁青銅合金。
　　本研究采用鑄錠冶金法制備了高鋁青銅合金,通過硬度測試、室溫拉伸、X射線物相分析(XRD)、金相(OM)和電子顯微分析(SEM)等方法研究了不同加工工藝和熱處理工藝對(duì) Cu-Al-Fe-Ni合金組織結(jié)構(gòu)及其力學(xué)性能的影響規(guī)律,研究結(jié)果表明:
　　(1)鑄態(tài)高鋁青銅合金主要由α、β′、γ2、κ相組成,隨著鋁含量的增加,組織中α相含量減小,β′相與共析體含量增加,硬度隨鋁含量的增大而增加,當(dāng)鋁含量為12.2％時(shí)

3、,其硬度、抗拉強(qiáng)度、延伸率分別為290HB、797MPa、5.5%;經(jīng)熱加工后合金的顯微組織為大量的α相與沿加工方向分布的共析體及k相,隨著鋁含量的增加,α相減小、共析體含量增加,硬度值隨著鋁含量的增加而顯著增加;經(jīng)高溫形變熱處理后合金的顯微組織為沿變形方向分布的長條狀及粒狀α相、β′相、彌散分布的少量粒狀共析體及k相;合金經(jīng)形變熱處理態(tài)的硬度值顯著高于熱軋態(tài)的硬度。
　　(2)熱變形后高鋁青銅合金隨著固溶溫度的升高,合金的硬度呈

4、先增大后降低的趨勢,且隨著鋁含量的增加,固溶硬度值逐漸增大;固溶強(qiáng)化主要是固溶水淬的馬氏體轉(zhuǎn)變和固溶強(qiáng)化的綜合作用;熱軋態(tài)QAl10.7、QAl10.9、QAl11.2、QAl12.2鋁青銅合金較佳的固溶溫度分別為925℃、925℃、950℃、950℃,固溶時(shí)間1h。
　　(3)高溫形變熱處理與熱軋固溶態(tài)高鋁青銅合金均具有時(shí)效強(qiáng)化作用,隨著鋁含量的增加,合金的時(shí)效硬度峰值逐漸增大;最佳的熱軋固溶態(tài)QAl10.7、QAl10.9、Q

5、Al11.2合金時(shí)效工藝為450℃×2h;高溫形變熱處理QAl10.9合金的時(shí)效工藝為450℃×2h,在此時(shí)效工藝下,其硬度、抗拉強(qiáng)度、延伸率分別為40.2HRC、975MPa、5.5%,綜合比較優(yōu)化出最佳的熱變形工藝為高溫形變熱處理。
　　(4)熱軋態(tài)鋁青銅合金在退火空冷時(shí),組織為α相、共析體及少量的κ相;而退火爐冷時(shí),基體組織為α相及大量彌散分布的κ相;合金退火爐冷的硬度值低于退火空冷的硬度值;熱軋態(tài)QAl10.7、QAl10

6、.9、QAl11.2合金最佳退火溫度為750℃×2h,QAl12.2最佳退火溫度為600℃×2h。
　　(5)熱軋態(tài)鋁青銅合金退火后進(jìn)行冷塑性變形,隨著鋁含量的增加,合金的塑性變形能力逐漸下降,合金經(jīng)退火爐冷的塑性變形能力優(yōu)于退火空冷;同時(shí)對(duì)冷塑性變形后的合金進(jìn)行450℃×2h退火,對(duì)于熱變形退火空冷的合金相當(dāng)于時(shí)效過程,硬度值增加,退火爐冷的合金相當(dāng)于低溫退火階段,硬度值減小;QAl12.2-6-6合金經(jīng)600℃×2h退火空冷、