含鋅鎂合金在預時效中能夠形成高密度富Zn的GP區。雙級時效處理時，合金中第二相的析出速率高，顆粒，且高度彌散。（3）綜合考慮合金的顯微組織和力學性能等因素，Mg-1.3Mn-1.0Ce-4.0Zn合金為四元鎂錳鈰鋅合金系的佳成分組合。其次，對Mg-1.3Mn-1.0Ce-4.0Zn合金進行形變熱處理，制備了一系列鎂合金板材，較地研究了形變熱處理藝對合金板材組織與性能的影響規律，結果表明：（1）軋制溫度和軋制變形程度對實驗鎂合金的組織和性能影響較大。低溫、小道次變形量軋制時，合金主要以孿生變形為主，板材宏觀裂紋較多，軋制難以進行；高溫、大道次變形量軋制時，合金主要以動態再結晶為主。

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無錫國勁合金*生產銷售Ni2201、Incoloy925、G3044、Alloy20、Incoloy926、Inconel725、S32750、725LN、astelloyB-2、Nickel201、C-276、317L、N6、N4圓鋼、盤圓、線材、鍛件、無縫管、板材等產品。

低壓鑄造制備合金性能優于薄壁鐵模澆注的重力鑄造合金。低壓鑄造和重力鑄造的Mg-xGd-3Y-2Zn-0.6Zr合金,相的組成種類基本*,由α-Mg、塊狀LPSO(長周期相Mg10(Gd,Y,Zn))、晶內條紋狀LPSO(Mg12GdZn)、少量W-相(Mg3(Gd,Y,Zn))和MgRE相構成;相的體積分數和形態差異較大,重力鑄造合金塊狀長周期相更,晶內條紋狀LPSO很少,MgRE相也更少。固溶溫度越高,低壓鑄造Mg-(4,8)Gd-3Y-2Zn-0.6Zr合金到硬度峰值的時間越短。500℃充分固溶,晶內條紋狀LPSO全部溶解,晶界處塊狀LPSO少量溶解,同時生成大量的MgRE相);520℃充分固溶,更多的塊狀LPSO溶解,但幾乎沒有MgRE相生成;540℃固溶,兩種LPSO迅速分解成W-相。

隨著壓,初生Si相尺寸逐漸變小后逐漸消失;共晶Si相也明顯細化,分布均勻,組織中α-Al枝晶明顯,越來越發達。鑄造壓為598MPa時,力學性能好,合金抗拉強度為231.50MPa,伸長率為2.68%,硬度為124.10B。研究熱處理對鑄造Al-17.5Si多元合金顯微組織及力學性能的影響。分別改變固溶處理溫度和固溶處理時間,Si相在、凹槽處逐漸溶解、粒化,塊狀初生Si相逐漸細化,球化,棱角和鈍化,溫度過高或時間過長時Si相出現粗化現象。同時熱處理中析出的Al2Cu、AlNi相等也發生明顯改變,多元合金相在熱處理時發生消融現象,減小對基體的割裂作用,熱處理對Al-Si-Cu-Mg磨損性能有較大影響,了合金的耐磨性。熱處理1h和12h合金力學性能,抗拉強度達到274.5MPa和286.67MPa,硬度達到了130.63B和144.07B,伸長率達到4.00%和4.32%,且磨損量相近。硫酸生產及化行業對耐高溫閥門有大量需求。

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Incoloy825、Incoloy800T、Inconel625、G3030、310S、Monel400、G4169、F44、724L、astelloyC-4、

2205鋼板、2205卷板、2205鋼帶

2205鋼板切割現貨銷售銅鎳、2205等材質鋼板但鑄造和制備的合金脆性大,使其性能難以達到要求。隨著人們對焊料有害意識的增強,無鉛化焊料的研究和應用逐漸廣泛,學者對Sn-Bi合金取代焊料的研究已經很多,相對應用于電子元器件、消防以及等無鉛低溫(100℃～200℃)易熔合金領域研究較少。針對Sn-Bi合金在低熔點易熔合金方面研究較少的情況,本文以亞共晶Sn-52Bi合金為主要研究對象,采用機械攪拌、超聲波振動及機械和超聲波復合攪拌的制備出非樹枝晶的半固態Sn-52Bi合金。采用光學顯微鏡、掃描電子顯微鏡、XRD衍射儀、力學試驗機、同步熱分析儀、中性鹽霧腐蝕試驗箱以及電化學作等設備了半固態Sn-52Bi合金金相組織、表面形貌、相組成、伸長率和熔化潛熱及耐腐蝕等性能,了非樹枝晶半固態組織對合金塑性、熔化潛熱以及耐腐蝕性能的影響,研究了機械攪拌和超聲波振動以及復合攪拌對半固態合金組織的影響和機理,以期為制備出高塑性的Sn-52Bi合金提供藝和理論依據。

2205鋼板切割現貨銷售銅鎳、2205等材質鋼板鑄造使A390和LM280合金的組織發生明顯變化,組織中不僅出現α-Al枝晶,初生Si數量,共晶組織更加致密,而且Al2Cu相、Mg2Si相、Al7Cu4Ni和Al1.9Cu1.0Mg4.2Si3.3等第二相尺寸的逐漸變小,且數量,合金元素在基體中的固溶度。鑄造了多元過共晶Al-Si合金的力學性能,當鑄造壓為600MPa時,合金的硬度和強度達到峰值。鑄造可顯著Al-（15,17.5,22）Si合金的顯微組織,合金的力學性能明顯,磨損量顯著,合金的耐磨性能有效。且隨著Si含量的,合金的磨損量進一步下降,耐磨性能。在均勻化退火中,鑄造過共晶Al-Si合金中的Si相經歷了熔斷、粒化和粗化的,形貌越來越圓整,分布趨于均勻。

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2205鍛圓、2205鍛環、2205鍛方

無論是鑄造還是重力鑄造,隨著V含量的,鑄態Al-5.0Cu-0.4Mn合金中的抗拉強度、屈服強度曲線呈現拋物線狀變化,在V含量為0.25%時達到峰值,但伸長率在V含量低于0.25%時沒有明顯變化,當V含量超過0.25%時急劇下降。T6熱處理后的Al-5.0Cu-0.4Mn合金中,抗拉強度、屈服強度和伸長率均在V含量為0.25%時達到峰值。V在鑄態Al-5.0Cu-0.4Mn合金中的細化效果不如Zr。T6熱處理后,V能夠促進θ’相的析出,然當V含量高于0.25%時對T相的析出具有作用。V主要是固溶在α（Al）基體和T相中,過量V產生的初生塊狀Al10V在熱處理后其形貌與成份均未發生明顯變化。（3）針對添加了0.1%Ti和0.1%RE的Al-5.0Cu-0.4Mn合金,無論是重力鑄造還是鑄造,T6熱處理后,Zr含量為0.15%時合金的綜合性能優。V含量為0.25%時,合金的抗拉強度、屈服強度和伸長率均達到峰值。而同時添加Zr和V時,合金在Zr含量為0.05%、V含量為0.15%時的綜合力學性能好,100MPa鑄造條件下,合金的抗拉強度為462MPa,屈服強度為365MPa,伸長率為18.6%。Zr含量到0.15%后會產生“Zr中毒”,添加0.05%V即析出初生塊狀含Ti和RE的Al10V,且隨著V含量,其數量和尺寸增大,鑄造未能合金中的“Zr中毒”現象,也未對含Ti、RE的Al10V數量及形貌產生明顯影響。（4）基于綜合性能優的合金成份Al-5.0Cu-0.4Mn-0.1Ti-0.1RE-0.05Zr-0.15V,開展了鑄造重載車輪的試制。MgRE有利于強度,因而500℃充分固溶的合金強度高,Mg-8Gd-3Y-2Zn-0.6Zr合金500℃-T4態抗拉強度達到302MPa,屈服強度162MPa,延伸率達到20.4%,高性能鑄態鎂合金輪轂的力學性能要求。Mg-(4,8)Gd-3Y-2Zn-0.6Z鑄造合金經T6處理中時效析出的β’(Mg5(Gd,Y))相少且不,強化效果弱,加之固溶強化減弱,合金的拉伸性能有微弱下降;鑄態合金直接時效處理后,得益于發達的條紋狀LPSO,合金的延伸率有大幅。態未添加Gd的Mg-3Y-2Zn-0.6Zr合金抗拉強度達到313MPa,屈服強度245MPa,延伸率達到13.5%;Mg-8Gd-3Y-2Zn-0.6Zr合金后強度達到350MPa,屈服強度282MPa,延伸率達到12.7%。

2205當合金中元素Mn含量達到3wt.%后,合金中第二相Mn單質顆粒析出數量顯著增多,且微觀組織明顯細化,合金具有較高的室溫屈服強度(213MPa),同時合金中的第二相Mn單質顆粒在合金變形中誘導了合金再結晶晶粒的形核,弱化了合金的基面織構,有利于基面滑移系的啟動,出的室溫塑性,其大延伸率達到了29.9%。因此,Mg-1Mn合金具有較為優異的綜合室溫力學性能。③在態Mg-Mn系合金中,研究了α-Mn析出相的析出形貌,以及同Mg基體之間的位相關系。結果表明,大量彌散析出的球狀α-mn相沿著mg基體的基面析出,與鎂基體之間為共格關系,其位相關系為:(0001)mg//(111)mn,[2110]mg//[011]mn。④mg-1mn合金在不同溫度下,合金的晶粒大小隨著溫度的升高而明顯,合金中α-mn析出相的數量也相應增多,基面織構明顯弱化。

晶粒細化理論(E2EM)和實驗研究表明,Al2RE顆粒能夠很好的細化Mg-RE系合金,但能否細化Mg-9Al合金卻缺少性的研究。本文通過在Mg-9Al合金中加入Sm元素,研究Al2Sm顆粒對Mg-9Al合金晶粒尺寸的影響和Sm元素對Mg-9Al合金時效析出相的影響,主要研究結論如下:(1)少量Sm元素(0.2wt.%)加入Mg-9Al合金中顯著粗化了合金晶粒尺寸(172μm→396μm);進一步Sm元素含量,合金晶粒尺寸有所回落(~300μm),但與Mg-9Al合金相,仍然較。不同含量的Si/Sr/Ca對Mg-9Al-2Sm合金晶粒尺寸影響較小。(2)與Mg-9Al合金相,2Sm加入后引入Al2Sm顆粒,部分Al2Sm顆粒具有晶粒異質形核作用,但總體上合金晶粒尺寸粗化;離異共晶Mg17Al12形貌發上變化,由多孔狀變成單一整塊Mg17Al12離異共晶相;Sm加入了原始鑄造態合金晶界與晶粒內部Al元素含量差異;在各種熱處理狀態下,Al2Sm顆粒均呈指數分布。

在高鐵含量（大于0.5%）的Al-5.0Cu-0.6Mn合金中，Al6(FeMn)和Al3(FeMn)相作為合金中主要富鐵相存在。壓力可以促進漢字狀富鐵相AlmFe、-Fe和Al6(FeMn)相的形成，或針狀β-Fe和Al3(FeMn)相的形成，這主要是由于高的冷卻速度以及不同富鐵相的晶體結構。壓力可以促進富鐵相的形核，同時合金的擴散系數，從而富鐵相的長大。壓力了-Fe和AlmFe的形成溫度，同時了β-Fe的形成溫度。研究了鋁銅合金固溶處理中富鐵相征的演變規律，發現固溶溫度、固溶時間和壓力都將促進AlmFe、Al6(FeMn)、-Fe和Al3(FeMn)相向β-Fe的轉變。新形成的β-Fe易于在-Fe，Al6(FeMn)、AlmFe和Al3(FeMn)與(Al)界面處形核，并沿富鐵相長大。

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通過鑄件冷卻速度、施加壓力場作用和合金化相結合來Mg-Zn-Sn基合金的綜合力學性能和耐熱性能，為新型低成本高性能鎂合金的研究提供新的思路。主要研究內容和結果如下：（1）地研究了五種凝固條件包括普通鋼模鑄造、水模鑄造、水冷銅模鑄造、水模加壓鑄造和水冷銅模加壓鑄造對Mg-6Zn-3Sn-2Al-0.2Ca鑄態合金組織與性能的影響。研究結果表明，凝固冷卻速率對合金的相組成有一定的影響，其中鋼模鑄造合金主要由-Mg、Mg2Sn、Mg32（Al, Zn）49和MgZn相組成，而水模加壓鑄造和水冷銅模加壓鑄造合金則主要由-Mg、 Mg2Sn、 Mg32（Al, Zn）49和Mg51Zn20相組成；隨著凝固冷卻速率的，合金中金屬間化合物相的相對含量，合金元素在-Mg基體中固溶度下降，其中水冷銅模加壓鑄造合金中金屬間化合物相的含量鋼模鑄造合金高69%；水冷銅模加壓鑄造條件下合金的組織為，綜合力學性能佳；凝固條件的差異影響合金的室溫拉伸斷裂形式，其中鋼模鑄造合金以解理斷裂和微孔相結合的混合型斷裂為主，水冷銅模加壓鑄造合金以微孔型韌性斷裂為主。

如下主要結論:（1）添加Zr和f元素的Al-7Si-0.3Mg鑄造合金在凝固中形成高溫的AlSiZr、AlSif和AlSiZrf初生相和高溫不的L12結構Al3（Zr,f）初生相。Al3（Zr,f）初生相在凝固中存在兩種不同的三維形貌,且該初生相的三維形貌從十面體演變成六面體。（2）固溶態Al-7Si-0.3Mg-0.16Zr、Al-0.7Si-0.3Mg-0.47f和Al-0.7Si-0.3Mg-0.14Zr-0.44f鑄造合金中矩形狀析出相分別為L12結構Al3Zr相、正交結構的Si2f和Si2（Zr,f）析出相。納米帶狀析出相為Si2X（X=Zr,f）析出相,其中Si2Zr析出相與基體的取向關系為:[011]Al∥[-101]p和（1-11）A∥（010）p,（0-11）Al∥（101）p。Si2f和Si2（Zr,f）析出相與基體的取向關系為,[011]Al//[-101]p和（100）Al//（010）p,（0-11）Al//（101）p。在這兩種取向關系中納米帶狀析出相在Al基體中析出慣習面分別為（1-11）Al和（100）Al晶面。（3）矩形狀L12結構Al3Zr相長度方向沿著鋁基體的（011）Al面法向生長,寬度方向沿著（100）Al面法向生長。通過構建的界面和性原理計算,Al（100）/Al3Zr（100）界面的界面能明顯低于Al（011）/Al3Zr（011）界面的界面能,L12結構Al3Zr相仍呈現矩形狀形貌。納米帶狀析出相的慣習面都與析出相自身的（010）p面平行,鋁基體與析出相在（010）p晶面上匹配時能量低,析出相更傾向于沿著能量低的慣習面（010）p晶面生長,呈現納米帶狀形貌。（4）Al-0.7Si-0.3Mg-0.16Zr和Al-0.7Si-0.3Mg-0.14Zr-0.44f鑄造合金具有更高的時效析出動力學。

關鍵詞：光學顯微鏡掃描電子顯微鏡衍射儀試驗機同步熱分析儀