CN111636016A - 一种铝硅基薄壁壳体精铸材料及其制备方法和研究方法 - Google Patents
一种铝硅基薄壁壳体精铸材料及其制备方法和研究方法 Download PDFInfo
- Publication number
- CN111636016A CN111636016A CN202010317116.3A CN202010317116A CN111636016A CN 111636016 A CN111636016 A CN 111636016A CN 202010317116 A CN202010317116 A CN 202010317116A CN 111636016 A CN111636016 A CN 111636016A
- Authority
- CN
- China
- Prior art keywords
- aluminum
- instrument
- temperature
- silicon
- strain
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Pending
Links
- 239000000463 material Substances 0.000 title claims abstract description 91
- 238000005495 investment casting Methods 0.000 title claims abstract description 64
- CSDREXVUYHZDNP-UHFFFAOYSA-N alumanylidynesilicon Chemical compound [Al].[Si] CSDREXVUYHZDNP-UHFFFAOYSA-N 0.000 title claims abstract description 45
- 238000000034 method Methods 0.000 title claims abstract description 28
- 238000002360 preparation method Methods 0.000 title abstract description 9
- 238000011160 research Methods 0.000 title abstract description 9
- 239000000956 alloy Substances 0.000 claims abstract description 60
- 229910045601 alloy Inorganic materials 0.000 claims abstract description 57
- 238000005266 casting Methods 0.000 claims abstract description 43
- 239000002994 raw material Substances 0.000 claims abstract description 17
- 230000006835 compression Effects 0.000 claims description 44
- 238000007906 compression Methods 0.000 claims description 44
- 238000002474 experimental method Methods 0.000 claims description 39
- 229910052782 aluminium Inorganic materials 0.000 claims description 37
- 229910052751 metal Inorganic materials 0.000 claims description 23
- 239000002184 metal Substances 0.000 claims description 23
- 229910052749 magnesium Inorganic materials 0.000 claims description 21
- 229910052759 nickel Inorganic materials 0.000 claims description 21
- 229910052742 iron Inorganic materials 0.000 claims description 20
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 claims description 19
- 230000008569 process Effects 0.000 claims description 16
- 230000008859 change Effects 0.000 claims description 15
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 claims description 2
- 238000012360 testing method Methods 0.000 claims description 2
- XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N aluminium Chemical compound [Al] XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 29
- 239000007788 liquid Substances 0.000 description 28
- 229910000838 Al alloy Inorganic materials 0.000 description 18
- 229910052720 vanadium Inorganic materials 0.000 description 18
- 238000002844 melting Methods 0.000 description 15
- 230000008018 melting Effects 0.000 description 15
- 239000000155 melt Substances 0.000 description 14
- 238000003756 stirring Methods 0.000 description 11
- 239000011159 matrix material Substances 0.000 description 9
- 239000000203 mixture Substances 0.000 description 9
- 238000005275 alloying Methods 0.000 description 8
- 229910052710 silicon Inorganic materials 0.000 description 8
- 239000002893 slag Substances 0.000 description 8
- 238000012986 modification Methods 0.000 description 6
- 230000004048 modification Effects 0.000 description 6
- 239000002245 particle Substances 0.000 description 6
- 230000007423 decrease Effects 0.000 description 5
- 239000004033 plastic Substances 0.000 description 5
- 239000000126 substance Substances 0.000 description 5
- 239000013589 supplement Substances 0.000 description 5
- 229910000676 Si alloy Inorganic materials 0.000 description 4
- 238000004458 analytical method Methods 0.000 description 4
- 238000012669 compression test Methods 0.000 description 4
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 4
- 150000002739 metals Chemical class 0.000 description 4
- 238000011084 recovery Methods 0.000 description 4
- 238000007528 sand casting Methods 0.000 description 4
- 238000001816 cooling Methods 0.000 description 3
- 239000013078 crystal Substances 0.000 description 3
- 239000002905 metal composite material Substances 0.000 description 3
- 239000003607 modifier Substances 0.000 description 3
- 238000001953 recrystallisation Methods 0.000 description 3
- 238000005482 strain hardening Methods 0.000 description 3
- 238000010835 comparative analysis Methods 0.000 description 2
- 238000007405 data analysis Methods 0.000 description 2
- 230000003247 decreasing effect Effects 0.000 description 2
- 238000010586 diagram Methods 0.000 description 2
- 238000011049 filling Methods 0.000 description 2
- 230000007246 mechanism Effects 0.000 description 2
- 238000004321 preservation Methods 0.000 description 2
- 239000000047 product Substances 0.000 description 2
- 238000007670 refining Methods 0.000 description 2
- 230000001105 regulatory effect Effects 0.000 description 2
- 238000012827 research and development Methods 0.000 description 2
- 238000007711 solidification Methods 0.000 description 2
- 230000008023 solidification Effects 0.000 description 2
- 230000000930 thermomechanical effect Effects 0.000 description 2
- 235000013619 trace mineral Nutrition 0.000 description 2
- 239000011573 trace mineral Substances 0.000 description 2
- XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N water Substances O XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- BLRPTPMANUNPDV-UHFFFAOYSA-N Silane Chemical compound [SiH4] BLRPTPMANUNPDV-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- RTAQQCXQSZGOHL-UHFFFAOYSA-N Titanium Chemical compound [Ti] RTAQQCXQSZGOHL-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 238000002441 X-ray diffraction Methods 0.000 description 1
- KMWBBMXGHHLDKL-UHFFFAOYSA-N [AlH3].[Si] Chemical class [AlH3].[Si] KMWBBMXGHHLDKL-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 230000004913 activation Effects 0.000 description 1
- 230000009286 beneficial effect Effects 0.000 description 1
- 239000002131 composite material Substances 0.000 description 1
- 238000002425 crystallisation Methods 0.000 description 1
- 230000008025 crystallization Effects 0.000 description 1
- 230000007812 deficiency Effects 0.000 description 1
- 238000013461 design Methods 0.000 description 1
- 238000009826 distribution Methods 0.000 description 1
- 230000005489 elastic deformation Effects 0.000 description 1
- 239000000835 fiber Substances 0.000 description 1
- 238000001513 hot isostatic pressing Methods 0.000 description 1
- 239000007769 metal material Substances 0.000 description 1
- 239000011156 metal matrix composite Substances 0.000 description 1
- 238000012545 processing Methods 0.000 description 1
- 230000003014 reinforcing effect Effects 0.000 description 1
- 238000004626 scanning electron microscopy Methods 0.000 description 1
- 229910000077 silane Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000004088 simulation Methods 0.000 description 1
- 229920001169 thermoplastic Polymers 0.000 description 1
- 239000004416 thermosoftening plastic Substances 0.000 description 1
Images
Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C21/00—Alloys based on aluminium
- C22C21/02—Alloys based on aluminium with silicon as the next major constituent
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B22—CASTING; POWDER METALLURGY
- B22C—FOUNDRY MOULDING
- B22C9/00—Moulds or cores; Moulding processes
- B22C9/02—Sand moulds or like moulds for shaped castings
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B22—CASTING; POWDER METALLURGY
- B22D—CASTING OF METALS; CASTING OF OTHER SUBSTANCES BY THE SAME PROCESSES OR DEVICES
- B22D1/00—Treatment of fused masses in the ladle or the supply runners before casting
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C1/00—Making non-ferrous alloys
- C22C1/02—Making non-ferrous alloys by melting
- C22C1/026—Alloys based on aluminium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
- C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
- C22F1/002—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working by rapid cooling or quenching; cooling agents used therefor
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
- C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
- C22F1/04—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon
- C22F1/043—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon of alloys with silicon as the next major constituent
-
- G—PHYSICS
- G01—MEASURING; TESTING
- G01N—INVESTIGATING OR ANALYSING MATERIALS BY DETERMINING THEIR CHEMICAL OR PHYSICAL PROPERTIES
- G01N3/00—Investigating strength properties of solid materials by application of mechanical stress
- G01N3/08—Investigating strength properties of solid materials by application of mechanical stress by applying steady tensile or compressive forces
- G01N3/18—Performing tests at high or low temperatures
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Health & Medical Sciences (AREA)
- Life Sciences & Earth Sciences (AREA)
- Analytical Chemistry (AREA)
- Biochemistry (AREA)
- General Health & Medical Sciences (AREA)
- General Physics & Mathematics (AREA)
- Immunology (AREA)
- Pathology (AREA)
- Manufacture Of Alloys Or Alloy Compounds (AREA)
Abstract
本发明提供一种铝硅基薄壁壳体精铸材料及其制备方法、研究方法，采用以下重量百分比的原料制成:Si 6.0％‑8.0％，Mg 0.02‑0.5％，Fe 0.10％‑0.15％，Ni 0.02％‑0.15％，V 0.002％‑0.008％，Al余量补充。本发明制备的铝硅基薄壁壳体精铸材料具有较高的强度与硬度，力学性能相对A356合金有所提升，并且具有较好的流动性在铸造时可以提高模样的薄壁厚度要求，符合铸造精密复杂薄壁零件的要求。
Description
技术领域
本发明属于金属复合材料技术领域，具体涉及一种铝硅基薄壁壳体精铸材料及其制备方法、研究方法。
背景技术
金属复合材料与普通金属相比就是加入了颗粒、纤维以及晶须等增强性物质，所以和普通的金属对比来看，金属复合材料拥有更高的强度和刚度，高温力学性能较好，抗疲劳和磨损性能良好等优势。当前如飞机的发动机、船舶的桨叶等都对材料的性能要求极为苛刻，而普通的金属材料其单一性能并不能满足各领域的实际需求，而综合性能更好的金属基复合材料就这样出现了，并且得到了飞快迅猛的发展。铝基复合材料的密度小，比强度高，比模量高，韧性高，冲击性高仅如此它还具有热膨胀系数较低，耐磨，抗疲劳等优点。被广泛用于结构材料。
A356铝合金是典型的铝——硅系，在铸造时具备良好的流动性、热膨胀性较低，且具备较高强度，因此在铝合金铸件中是使用最广泛的材料之一，当前A356铝合金在汽车、航空工业等多领域已经成为不可或缺的生产原材料。当然在使用A356铝合金材生产铸件时，除了材料本身材料组成会极大的影响铸造性能、加工性能和力学性能等方面因素之外，铸造工艺对A356铝合金微观组织的改变也会较大程度影响其成件性能，所以要提高铝合金住铸件的综合性能必须从材料本身和铸造工艺两个方面结合考虑。
没有经过热等静压处理的铸造A356铝合金其具有优秀的加工性能和廉价的成本等特点。但是对于其材料的构成、物理压缩与拉伸性能的研究较少。
另外，铝合金精铸材料将会广泛应用于液压行业，高温高压环境会对精铸铝合金器件的性能产生更高的要求，尤其高温状态下的力学性能会是将来的重点研发方向。
发明内容
为了克服现有技术的不足，本发明提供了一种铝硅基薄壁壳体精铸材料及其制备方法和研究方法，制备的铝硅基薄壁壳体精铸材料具有较高的强度与硬度，力学性能相对A356合金有所提升，并且具有较好的流动性在铸造时可以提高模样的薄壁厚度要求，符合铸造精密复杂薄壁零件的要求。
本发明的技术方案如下：一种铝硅基薄壁壳体精铸材料，采用以下重量百分比的原料制成:Si 6.0％-8.0％，Mg 0.02-0.5％，Fe 0.10％-0.15％，Ni 0.02％-0.15％，V0.002％-0.008％，Al余量补充。
上述任一方案中优选的是，采用以下重量百分比的原料制成:Si 6.5％-7.5％，Mg0.03-0.45％，Fe 0.12％-0.14％，Ni 0.05％-0.1％，V 0.005％，Al余量补充。
上述任一方案中优选的是，采用以下重量百分比的原料制成:Si6.0％，Mg0.02％，Fe 0.10％，Ni 0.02％，V 0.002％，Al余量补充。
上述任一方案中优选的是，采用以下重量百分比的原料制成:Si 6.5％，Mg0.03％，Fe 0.12％，Ni 0.05％，V 0.005％，Al余量补充。
上述任一方案中优选的是，采用以下重量百分比的原料制成:Si 7.0％，Mg0.035％，Fe 0.12％，Ni 0.08％，V 0.005％，Al余量补充。
上述任一方案中优选的是，采用以下重量百分比的原料制成:Si 7.5％，Mg0.45％，Fe 0.14％，Ni 0.1％，V 0.005％，Al余量补充。
上述任一方案中优选的是，采用以下重量百分比的原料制成:Si 8.0％，Mg0.5％，Fe0.15％，Ni 0.15％，V 0.008％，Al余量补充。
本发明还公开上述铝硅基精铸材料的制备方法，按照上述重量百分比的原料准备，根据要求确定并计算出实验所需的各金属成分含量及质量，具体包括以下步骤：
(1)、将坩埚预热；
(2)、把铝块加入到已经预热发红的坩埚中进行快速熔化；
(3)、待铝基体完全熔化后，控制熔体温度，扒渣以后，依次加入Si、Mg、Fe、Ni、V。
(4)、把熔体下部的金属轻轻搅拌，使其上浮至坩埚上部；
(5)、待金属完全熔化以后，再用搅拌棒轻轻搅拌，保证熔体成分均匀；
(6)、将模具提前预热；当合金液降温时，扒开合金液的表面氧化皮，舀出合金液快速进行浇注。
(7)、浇注完成待冷却后可起模。
优选的是，所述步骤(1)中将坩埚预热至180-350℃，此时坩埚呈暗红色。
上述任一方案中优选的是，所述步骤(1)中将坩埚预热至200-300℃，此时坩埚呈暗红色。
上述任一方案中优选的是，所述步骤(1)中将坩埚预热至180℃。
上述任一方案中优选的是，所述步骤(1)中将坩埚预热至200℃。上述任一方案中优选的是，所述步骤(1)中将坩埚预热至240℃。上述任一方案中优选的是，所述步骤(1)中将坩埚预热至280℃。上述任一方案中优选的是，所述步骤(1)中将坩埚预热至300℃。
上述任一方案中优选的是，所述步骤(1)中将坩埚预热至350℃。
上述任一方案中优选的是，步骤(2)中把铝块加入到已经预热发红的坩埚中进行快速熔化，使熔炼温度达到700-780℃
上述任一方案中优选的是，步骤(2)中把铝块加入到已经预热发红的坩埚中进行快速熔化，使熔炼温度达到700℃
上述任一方案中优选的是，所述步骤(2)中把铝块加入到已经预热发红的坩埚中进行快速熔化，使熔炼温度达到730℃。
上述任一方案中优选的是，步骤(2)中把铝块加入到已经预热发红的坩埚中进行快速熔化，使熔炼温度达到780℃。
上述任一方案中优选的是，所述步骤(3)中待铝基体完全熔化后，把熔体温度控制在700-800℃。扒渣以后，依次加入Si、Mg、Fe、Ni、V。
上述任一方案中优选的是，所述步骤(3)中待铝基体完全熔化后，把熔体温度控制在700℃。扒渣以后，依次加入Si、Mg、Fe、Ni、V。
上述任一方案中优选的是，所述步骤(3)中待铝基体完全熔化后，把熔体温度控制在780℃。扒渣以后，依次加入Si、Mg、Fe、Ni、V。
上述任一方案中优选的是，所述步骤(3)中待铝基体完全熔化后，把熔体温度控制在800℃。扒渣以后，依次加入Si、Mg、Fe、Ni、V。
上述任一方案中优选的是，所述步骤(4)中用搅拌棒把熔体下部的金属轻轻搅拌，使其上浮至坩埚上部。但绝不能剧烈搅动，以防金属块翻弄到铝液面上，与铝液隔绝无法熔化。
上述任一方案中优选的是，所述步骤(5)中待金属完全熔化以后，再用搅拌棒轻轻搅拌，保证熔体成分均匀。放在炉内等待浇注。
上述任一方案中优选的是，所述步骤(6)中将模具提前预热到380-450℃；当合金液降温到700-750℃时，扒开合金液的表面氧化皮，舀出合金液快速进行浇注。
上述任一方案中优选的是，所述步骤(6)中将模具提前预热到380℃；当合金液降温到700℃时，扒开合金液的表面氧化皮，舀出合金液快速进行浇注。
上述任一方案中优选的是，所述步骤(6)中将模具提前预热到400℃；当合金液降温到730℃时，扒开合金液的表面氧化皮，舀出合金液快速进行浇注。
上述任一方案中优选的是，所述步骤(6)中将模具提前预热到450℃；当合金液降温到750℃时，扒开合金液的表面氧化皮，舀出合金液快速进行浇注。
上述任一方案中优选的是，所述步骤(7)中浇注开始时速度稍慢些，使熔体充填平稳，然后速度稍快，并基本保持浇注速度不变；待冷却后可起模。
本申请的添加Ni微量元素A356铸造铝合金的铸件，需要进行T6热处理提高力学性能。T6热处理包括有，铸造完成后样件的进行540℃固溶处理4小时，完后在20℃的水中淬火，随后在160℃时效处理6小时。铝硅基合金精铸成形是复杂的热力耦合凝固过程，材料特性认知决定了优化调控铸件质量的准确性。该专利以变质处理后铝硅基精铸材料为研究对象，合金用铸造A356铝合金添加合金元素后完成细砂浇注成型，制备的铝基精铸合金材料化学成分如表1所示，通过添加合金元素，该精铸材料的中间合金颗粒有助于铸件晶粒细化，提升薄壁精铸铝硅合金铸件力学性能。材料浇注时温度为700℃；铸造前，在680℃对熔化金属液脱气30分钟。按T6热处理工艺对合金板进行热处理，浇铸成果如图1所示。
本发明还公开上述铝硅基薄壁壳体精铸材料的制备方法，材料浇注时温度为650℃-750℃；铸造前，在650℃-700℃对熔化金属液脱气20-40分钟，按T6热处理工艺对合金板进行热处理。该过程的详细制备方法均采用行业的常用工艺，没有在这些领域进行特殊设计。
优选的是，材料浇注时温度为650℃；铸造前，在650℃对熔化金属液脱气20分钟，按T6热处理工艺对合金板进行热处理。
上述任一方案中优选的是，材料浇注时温度为700℃；铸造前，在680℃对熔化金属液脱气30分钟，按T6热处理工艺对合金板进行热处理。
上述任一方案中优选的是，材料浇注时温度为750℃；铸造前，在700℃对熔化金属液脱气40分钟，按T6热处理工艺对合金板进行热处理。
上述任一方案中优选的是，在不同温度情况下，分别经历多种应变率，每个压缩实验在等温恒应变速率下完成。典型A356-T6型精铸材料力学性能压缩实验，为了揭示材料精铸成形的机理，必须先弄清楚材料力学性能，针对典型A356-T6型精铸材料进行压缩实验，压缩实验分别在不同温度和应变率组合下进行，分别获得各次压缩实验中材料的屈服极限、比例极限、弹性模量等，研究温度和应变率对材料的加工硬化、动态回复和再结晶过程的影响规律。
本发明还公开一种上述铝硅基薄壁壳体精铸材料的研究方法，所述温度包括30℃,100℃,200℃,300℃,400℃,500℃，所述应变速率包括0.01s-1,0.1s-1,1s-1,5s-1,10s-1,20s-1。
上述任一方案中优选的是，包括以下步骤：
(1)将加工好的试样在仪器上加热，变形温度分别取100℃，200℃，300℃，400℃，500℃，将加热好的试样保温5min后进行热压缩实验，应变速率为0.001s-1，记录仪器所得数据；
(2)将加工好的试样在仪器上加热，变形温度分别取100℃，200℃，300℃，400℃，500℃，将加热好的试样保温5min后进行热压缩实验，应变速率为0.01s-1，记录仪器所得数据；
(3)将加工好的试样在仪器上加热，变形温度分别取100℃，200℃，300℃，400℃，500℃，将加热好的试样保温5min后进行热压缩实验，应变速率为0.1s-1，记录仪器所得数据；
(4)将加工好的试样在仪器上加热。变形温度分别取100℃，200℃，300℃，400℃，500℃，将加热好的试样保温5min后进行热压缩实验，应变速率为1s-1，记录仪器所得数据；
(5)将加工好的试样在仪器上加热。变形温度分别取100℃，200℃，300℃，400℃，500℃，将加热好的试样保温5min后进行热压缩实验，应变速率为5s-1，记录仪器所得数据；
(6)将加工好的试样在仪器上加热。变形温度分别取100℃，200℃，300℃，400℃，500℃，将加热好的试样保温5min后进行热压缩实验，应变速率为10s-1，记录仪器所得数据；
(7)将加工好的试样在仪器上加热，变形温度分别取100℃，200℃，300℃，400℃，500℃，将加热好的试样保温5min后进行热压缩实验，应变速率为20s-1，记录仪器所得数据；
(8)将加工好的试样在仪器上加热，变形温度取30℃，将加热好的试样保温5min后进行等温压缩实验，应变速率分别取20s-1,10s-1,5s-1,1s-1，0.1s-1,0.01s-1,0.001s-1，记录仪器所得数据；
(9)实验结果分析。
优选的是，所述步骤(9)试验结果至少包括：压缩实验数据分析，同温度下应力随应变的变化曲线，温度恒定时不同速率下应力-应变曲线图、不同应变速率条件下压缩后试样形态、温度恒定不同应变速率下压缩后试样形态、微观结构。
有益效果：
本发明公开了一种铝硅基薄壁壳体精铸材料，具有较高的强度与硬度，力学性能相对A356合金有所提升，并且具有较好的流动性在铸造时可以提高模样的薄壁厚度要求，符合铸造精密复杂薄壁零件的要求；
典型A356-T6型精铸材料微观组织结构，研究添加Ni成分后的典型A356-T6型精铸材料特性，应用X射线衍射(XRD)、扫描电子显微镜(SEM)实验分析精铸材料在力学压缩实验前后的微观组织结构(包括晶粒结构、颗粒分布和晶体结构等)，研究变质剂对A356-T6型合金晶粒细化和晶体结构改变的影响规律；
典型A356-T6型精铸材料力学性能压缩实验，为了揭示材料精铸成形的机理，必须先弄清楚材料力学性能，针对典型A356-T6型精铸材料进行压缩实验，压缩实验分别在不同温度和应变率组合下进行，分别获得各次压缩实验中材料的屈服极限、比例极限、弹性模量等，研究温度和应变率对材料的加工硬化、动态回复和再结晶过程的影响规律；
铝硅基合金精铸成形是复杂的热力耦合凝固过程，材料特性认知决定了优化调控铸件质量的准确性。该专利以变质处理后铝硅基精铸材料为研究对象，合金用铸造A356铝合金添加合金元素后完成细砂浇注成型，制备的铝基精铸合金材料化学成分如表1所示，通过添加合金元素，该精铸材料的中间合金颗粒有助于铸件晶粒细化，提升薄壁精铸铝硅合金铸件力学性能。材料浇注时温度为650℃-750℃；铸造前，在650℃-700℃对熔化金属液脱气20-40分钟，按T6热处理工艺对合金板进行热处理。优选的方案是，材料浇注时温度为700℃；铸造前，在680℃对熔化金属液脱气30分钟。
铝基精铸材料的物理压缩实验可以有效的观察金属在热压缩过程中的组织变化情况，有无动态结晶或回复等。利用应力-应变曲线计算变形激活能，进而研究材料的热塑形变形行为。可以更准确的为热加工工艺的数值模拟提供准确数据。
本申请通过铝合金精铸材料研发，有助于完成轻质量高强度的精铸材料器件生产应用，将会对液压行业带来极大的推广效果。
附图说明
图1为铝基精铸材料成品图；
图2为压缩试样图；
图3为应变速率为0.001s-1时不同温度应力-应变曲线；
图4为应变速率为0.01s-1时不同温度应力-应变曲线；
图5为应变速率为0.1s-1时不同温度应力-应变曲线；
图6为应变速率为1s-1时不同温度应力-应变曲线；
图7为应变速率为5s-1时不同温度应力-应变曲线；
图8为应变速率为10s-1时不同温度应力-应变曲线；
图9为应变速率为20s-1时不同温度应力-应变曲线；
图10为温度恒定30℃时不同速率下应力-应变曲线图；
图11为应变速率为5s-1条件下压缩后试样形态；
图12为温度恒定30℃不同应变速率下压缩后试样形态；
图13为不同温度不同应变速率下的微观结构图；
图14为未测试样的微观结构；
图15为温度为30℃速率为0.1s-1的微观结构放大100倍图；
图16为温度为30℃速率为0.01s-1的微观结构放大100倍图；
图17为温度为30℃速率为0.001s-1的微观结构放大100倍图；
图18为温度为30℃速率为1s-1的微观结构放大100倍图；
图19为温度为30℃速率为5s-1的微观结构放大100倍图；
图20为温度为30℃速率为20s-1的微观结构放大100倍图。
具体实施方式
为了进一步了解本发明的技术特征，下面结合具体实施例对本发明进行详细地阐述。实施例只对本发明具有示例性的作用，而不具有任何限制性的作用，本领域的技术人员在本发明的基础上做出的任何非实质性的修改，都应属于本发明的保护范围。
1、制备过程：
将钛粉放置在真空室内，向其中通入硅烷气体，将真空室内的温度加热至390-420℃，保温5-7小时后，结束反应，降至室温后，制得细化变质剂。将铝合金加热至融化状态10-20min后，先向其中加入细化变质剂，细化变质剂加入量为炉料总重量的0.3％，搅拌均匀后，保温反应15-20min，进行浇注，制得成品。以变质处理后铝硅基精铸材料为研究对象，合金用铸造A356铝合金添加合金元素后完成细砂浇注成型，制备的铝基精铸合金材料化学成分如表1所示，铝硅基薄壁壳体精铸材料的制备方法，根据要求确定并计算出实验所需的各金属成分含量及质量，具体包括以下步骤：
(1)、将坩埚预热至200-300℃，此时坩埚呈暗红色。
(2)、把铝块加入到已经预热发红的坩埚中进行快速熔化，使熔炼温度达到730℃。
(3)、待铝基体完全熔化后，把熔体温度控制在780℃。扒渣以后，依次加入Si、Mg、Fe、Ni、V。
(4)、用搅拌棒把熔体下部的金属轻轻搅拌，使其上浮至坩埚上部。但绝不能剧烈搅动，以防金属块翻弄到铝液面上，与铝液隔绝无法熔化。
(5)、待金属完全熔化以后，再用搅拌棒轻轻搅拌，保证熔体成分均匀。放在炉内等待浇注。
(6)、将模具提前预热到400℃；当合金液降温到730℃时，扒开合金液的表面氧化皮，舀出合金液快速进行浇注。
(7)、浇注开始时速度稍慢些，使熔体充填平稳，然后速度稍快，并基本保持浇注速度不变；待冷却后可起模。
添加Ni微量元素A356铸造铝合金的铸件，需要进行T6热处理提高力学性能。T6热处理包括，铸造完成后样件进行540℃固溶处理4小时，完后在20℃的水中淬火，随后在160℃时效处理6小时。
本申请通过添加合金元素，该精铸材料的中间合金颗粒有助于铸件晶粒细化，提升薄壁精铸铝硅合金铸件力学性能。制备过程中，材料浇注时温度为700℃；铸造前，在680℃对熔化金属液脱气30分钟。按T6热处理工艺对合金板进行热处理，浇筑成果如图1所示。
表1铸造A356铝合金的化学成分(单位：％)
| 元素 | Si | Mg | Fe | Ni | V | Al |
| 容量 | 7.0 | 0.035 | 0.12 | 0.08 | 0.005 | 余量 |
将该精铸材料完成压缩实验，按照GB/T 2975标准将其加工成拉伸试样。图2为所制试样。
在不同温度(30℃,100℃,200℃,300℃,400℃,500℃)情况下，分别经历多种应变率(0.01s-1,0.1s-1,1s-1,5s-1,10s-1,20s-1)，每个压缩实验在等温恒应变速率下完成，研究该铝硅基精铸材料在变形过程中发生加工硬化、动态回复或动态再结晶时流动应力的变化规律。该铝基精铸合金具有较高的强度与硬度，力学性能相对A356合金有所提升，并且具有较好的流动性在铸造时可以提高模样的薄壁厚度要求，符合铸造精密复杂薄壁零件的要求。
2.压缩实验
1.将加工好的试样在仪器上加热。变形温度分别取100℃，200℃，300℃，400℃，500℃。将加热好的试样保温5min后进行热压缩实验，应变速率为0.001s-1。记录仪器所得数据。
2.将加工好的试样在仪器上加热。变形温度分别取100℃，200℃，300℃，400℃，500℃。将加热好的试样保温5min后进行热压缩实验，应变速率为0.01s-1。记录仪器所得数据。
3.将加工好的试样在仪器上加热。变形温度分别取100℃，200℃，300℃，400℃，500℃。将加热好的试样保温5min后进行热压缩实验，应变速率为0.1s-1。记录仪器所得数据。
4.将加工好的试样在仪器上加热。变形温度分别取100℃，200℃，300℃，400℃，500℃。将加热好的试样保温5min后进行热压缩实验，应变速率为1s-1。记录仪器所得数据。
5.将加工好的试样在仪器上加热。变形温度分别取100℃，200℃，300℃，400℃，500℃。将加热好的试样保温5min后进行热压缩实验，应变速率为5s-1。记录仪器所得数据。
6.将加工好的试样在仪器上加热。变形温度分别取100℃，200℃，300℃，400℃，500℃。将加热好的试样保温5min后进行热压缩实验，应变速率为10s-1。记录仪器所得数据。
7.将加工好的试样在仪器上加热。变形温度分别取100℃，200℃，300℃，400℃，500℃。将加热好的试样保温5min后进行热压缩实验，应变速率为20s-1。记录仪器所得数据。
8.将加工好的试样在仪器上加热。变形温度取30℃。将加热好的试样保温5min后进行等温压缩实验，应变速率分别取20s-1,10s-1,5s-1,1s-1，0.1s-1,0.01s-1,0.001s-1。记录仪器所得数据。
一共为42件样品将所得数据录入excel表格中进行保存用于分析。
将实验后样品收集利用金相显微镜进行微观组织观察，并将所见结果拍照保存。
3.实验数据分析与讨论
3.1压缩实验数据分析与讨论
应力小于弹性极限的时候，应力与试样的应变成正比。应力消失即变形也同样消失，试样在此时进入弹性变形阶段。应力大于弹性极限时，应力-应变的直线关系破裂，并出现屈服平台或屈服齿。如果将外负载解除，只能恢复试样部分的变形，这个状态称为塑性变形，这说明变形进入弹塑性变形阶段。当应力大于屈服点，试样发生明显而均匀的塑性变形，若使试样的应变增大，则必须增加应力值，这种随着塑性变形的增大，塑性变形抗力不断增大。当应力达到强度极限时试样的均匀变形阶段即告终止。在达到强度极限值后，试样开始发生不均匀塑性变形并形成缩颈，应力下降，最后应力达到极限抗力时试样断裂。
1.当应变率为0.001s-1时如图3不同温度下应力随应变的变化曲线差别很大。温度越低时，应力随应变的变化速率越大，当温度为500℃时，随着应变的增加，应力值几乎不变，稳定维持在26.6MPa左右；当温度为400℃时，随着应变的增加，应力先快速增加到44MPa左右，再减小至42MPa，并稳定在此值附近波动；当温度为200℃时，随着应变的增加，应力在短时间内迅速升高至235MPa，随后快速减小至220MPa，并稳定在此值。当温度为100℃时，应力随应变的变化趋势与200℃时相似，应力均是随着应变的增加先极速增加再保持。
2.当应变速率为0.01s-1,0.1s-1,1s-1,5s-1,10s-1,20s-1作比较，如图4至图9。可知，不同应变速率条件下，不同温度时，应力-应变变化曲线趋势基本一致。应力均是随着应变增加先极速增加再趋于稳定。且温度对应力-应变影响均是一样的，应力值均随着温度增大而减小。
3.固定温度为30℃，不同应变速率条件下应力随应变的变化曲线如图10。由图可知，当温度固定时，不同应变速率作用下的应力应变曲线变化趋势一致，随着应变的增加，各应力陡然增加后开始缓慢减小，当应变增加至0.6左右时再缓慢增加，当应变达到1.1时各应力达到最大值，最后直线下降。由图可知，当温度相同时，应变速率直接影响着材料的应力-应变曲线。固定温度为30℃，当应变速率为1s-1时，应力随应变的增加变化幅度最大，当应变速率为5s-1时，应力随应变的增加变化幅度最小，但两曲线形状相差不大。在应变速率为20s时应力增加到440MPa后缓慢减小并不增加。因此应变速率对材料应力应变曲线影响较大。温度是影响曲线变化的最主要原因。
4.选取同一速率下压缩后的试样,如图11。放在一起对比发现相同速率下在500℃下铝块压缩后没有明显的变化，而随着温度的下降到100℃时铝块出现明显的断裂。结果表明当速率相同时温度越低试样碎裂越严重。
5.由于温度越低试样碎裂越严重所以我们选用温度恒定30℃时不同应变速率下的数据进行比对分析。如图12,可以看出在相同的温度下应变速率越大则碎裂越严重。
3.2金相数据分析与讨论
1.选取一组放大100倍，温度分别为500℃，400℃的高温状态下应变速率为0.01s-1、1s-1、20s-1的数据(图13)与未测试样的微观结构(图14)进行对比分析。
将未测试样与加热压缩后的试样进行对比发现，0.01s-1应变速率下500℃和400℃压缩后微观组织结构具有明显的变化，在1s-1应变速率下400℃时微观组织具有明显变化但在500℃时并没有明显变化。在20s-1应变速率下400℃与500℃均有变化但同样不明显。
2.再选取一组放大100倍，温度分别为30℃的室温状态下应变速率为0.001s-1、0.01s-1、0.1s-1、1s-1、5s-1、20s-1的数据(图15至图20)与未测试样的微观结构(图14)进行对比分析。
由上述图15至图20对比可知相同温度30℃的情况下不同的应变速率金属微观结构不相同，其中应变速率为0.01s-1 1、0.1s-1、1s-1与5s-1的微观结构类似，应变速率在0.001s-1与20s-1的时候与其他任何结构都有极大的不同。
将上述各图与为测试样品做对比发现，应变速率在20s-1时结构与其最相似。
实施例2
一种铝硅基薄壁壳体精铸材料，和实施例1相似，不同的是，采用以下重量百分比的原料制成:Si 6.0％，Mg 0.02％，Fe 0.10％，Ni 0.02％，V 0.002％，Al余量补充。
实施例3
一种铝硅基薄壁壳体精铸材料，和实施例1相似，不同的是，采用以下重量百分比的原料制成:Si 6.5％，Mg 0.03％，Fe 0.12％，Ni 0.05％，V 0.005％，Al余量补充。
实施例4
一种铝硅基薄壁壳体精铸材料，和实施例1相似，不同的是，采用以下重量百分比的原料制成:Si 7.5％，Mg 0.45％，Fe 0.14％，Ni 0.1％，V 0.005％，Al余量补充。
实施例5
一种铝硅基薄壁壳体精铸材料，和实施例1相似，不同的是，采用以下重量百分比的原料制成:Si 8.0％，Mg 0.5％，Fe0.15％，Ni 0.15％，V 0.008％，Al余量补充。
实施例6
一种铝硅基薄壁壳体精铸材料，和实施例1相似，不同的是，材料浇注时温度为650℃；铸造前，在650℃对熔化金属液脱气20分钟，按T6热处理工艺对合金板进行热处理。
实施例7
一种铝硅基薄壁壳体精铸材料，和实施例1相似，不同的是，材料浇注时温度为750℃；铸造前，在700℃对熔化金属液脱气40分钟，按T6热处理工艺对合金板进行热处理。
实施例8
一种铝硅基精铸材料，和实施例1相似，不同的是，步骤(2)中把铝块加入到已经预热发红的坩埚中进行快速熔化，使熔炼温度达到700℃。
实施例9
一种铝硅基精铸材料，和实施例1相似，不同的是，步骤(2)中把铝块加入到已经预热发红的坩埚中进行快速熔化，使熔炼温度达到780℃。
实施例10
一种铝硅基精铸材料，和实施例1相似，不同的是，所述步骤(3)中待铝基体完全熔化后，把熔体温度控制在700℃。扒渣以后，依次加入Si、Mg、Fe、Ni、V。
实施例11
一种铝硅基精铸材料，和实施例1相似，不同的是，所述步骤(3)中待铝基体完全熔化后，把熔体温度控制在800℃。扒渣以后，依次加入Si、Mg、Fe、Ni、V。
实施例12
一种铝硅基精铸材料，和实施例1相似，不同的是，所述步骤(6)中将模具提前预热到380℃；当合金液降温到700℃时，扒开合金液的表面氧化皮，舀出合金液快速进行浇注。
实施例13
一种铝硅基精铸材料，和实施例1相似，不同的是，所述步骤(6)中将模具提前预热到450℃；当合金液降温到750℃时，扒开合金液的表面氧化皮，舀出合金液快速进行浇注。
上述实施例2-实施例13制备的铝硅基薄壁壳体精铸材料，具有较高的强度与硬度，力学性能相对A356合金有所提升，并且具有较好的流动性在铸造时可以提高模样的薄壁厚度要求，符合铸造精密复杂薄壁零件的要求。该申请以变质处理后铝硅基精铸材料为研究对象，合金用铸造A356铝合金添加合金元素后完成细砂浇注成型，通过添加合金元素，该精铸材料的中间合金颗粒有助于铸件晶粒细化，提升薄壁精铸铝硅合金铸件力学性能。
需要说明的是，以上实施例仅是为了理解本发明，本发明不限于该实施例，凡在本发明的技术方案基础上所做的技术特征的添加、等同替换或修改，均应视为本发明的保护范围。
Claims (10)
1.一种铝硅基薄壁壳体精铸材料，其特征在于：采用以下重量百分比的原料制成:Si6.0％-8.0％，Mg 0.02-0.5％，Fe 0.10％-0.15％，Ni 0.02％-0.15％，V 0.002％-0.008％，Al 余量补充。
2.根据权利要求1所述的铝硅基薄壁壳体精铸材料，其特征在于：采用以下重量百分比的原料制成:Si 6.5％-7.5％，Mg 0.03-0.45％，Fe 0.12％-0.14％，Ni 0.05％-0.1％，V0.005％，Al 余量补充。
3.根据权利要求1所述的铝硅基薄壁壳体精铸材料，其特征在于：采用以下重量百分比的原料制成:Si 6.0％，Mg 0.02％，Fe 0.10％，Ni 0.02％，V 0.002％，Al 余量补充。
4.根据权利要求1所述的铝硅基薄壁壳体精铸材料，其特征在于：采用以下重量百分比的原料制成:Si 6.5％，Mg 0.03％，Fe 0.12％，Ni 0.05％％，V 0.005％，Al 余量补充。
5.根据权利要求1所述的铝硅基薄壁壳体精铸材料，其特征在于：采用以下重量百分比的原料制成:Si 8.0％，Mg 0.5％，Fe0.15％，Ni 0.15％，V 0.008％，Al 余量补充。
6.一种如权利要求1-5中任一项所述的铝硅基薄壁壳体精铸材料的制备方法，其特征在于：材料浇注时温度为650℃-750℃；铸造前，在650℃-700℃对熔化金属液脱气20-40分钟，按T6热处理工艺对合金板进行热处理。
7.一种如权利要求1-5中任一项所述的铝硅基薄壁壳体精铸材料的研究方法，其特征在于：在不同温度情况下，分别经历多种应变率，每个压缩实验在等温恒应变速率下完成。
8.根据权利要求7所述的铝硅基薄壁壳体精铸材料的研究方法，其特征在于：所述温度包括30℃, 100℃, 200℃, 300℃, 400℃, 500℃，所述应变速率包括0.01s-1,0.1s-1,1s-1,5s-1,10s-1,20s-1。
9.根据权利要求8所述的铝硅基薄壁壳体精铸材料的研究方法，其特征在于：包括以下步骤：
（1）将加工好的试样在仪器上加热，变形温度分别取100℃，200℃，300℃，400℃，500℃，将加热好的试样保温5min后进行热压缩实验，应变速率为0.001s-1，记录仪器所得数据；
（2）将加工好的试样在仪器上加热，变形温度分别取100℃，200℃，300℃，400℃，500℃，将加热好的试样保温5min后进行热压缩实验，应变速率为0.01s-1，记录仪器所得数据；
（3）将加工好的试样在仪器上加热，变形温度分别取100℃，200℃，300℃，400℃，500℃，将加热好的试样保温5min后进行热压缩实验，应变速率为0.1s-1，记录仪器所得数据；
（4）将加工好的试样在仪器上加热，
变形温度分别取100℃，200℃，300℃，400℃，500℃，将加热好的试样保温5min后进行热压缩实验，应变速率为1s-1，记录仪器所得数据；
（5）将加工好的试样在仪器上加热，
变形温度分别取100℃，200℃，300℃，400℃，500℃，将加热好的试样保温5min后进行热压缩实验，应变速率为5s-1，记录仪器所得数据；
（6）将加工好的试样在仪器上加热，
变形温度分别取100℃，200℃，300℃，400℃，500℃，将加热好的试样保温5min后进行热压缩实验，应变速率为10s-1，记录仪器所得数据；
（7）将加工好的试样在仪器上加热，变形温度分别取100℃，200℃，300℃，400℃，500℃，将加热好的试样保温5min后进行热压缩实验，应变速率为20s-1，记录仪器所得数据；
（8）将加工好的试样在仪器上加热，变形温度取30℃，将加热好的试样保温5min后进行等温压缩实验，应变速率分别取20s-1,10s-1,5s-1,1s-1，0.1s-1,0.01s-1,0.001s-1，记录仪器所得数据；
（9）实验结果分析。
10.根据权利要求9所述的铝硅基薄壁壳体精铸材料的研究方法，其特征在于：所述步骤（9）试验结果至少包括：压缩实验数据分析，同温度下应力随应变的变化曲线，温度恒定时不同速率下应力-应变曲线图、不同应变速率条件下压缩后试样形态、温度恒定不同应变速率下压缩后试样形态、微观结构。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| CN202010317116.3A CN111636016A (zh) | 2020-04-21 | 2020-04-21 | 一种铝硅基薄壁壳体精铸材料及其制备方法和研究方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| CN202010317116.3A CN111636016A (zh) | 2020-04-21 | 2020-04-21 | 一种铝硅基薄壁壳体精铸材料及其制备方法和研究方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| CN111636016A true CN111636016A (zh) | 2020-09-08 |
Family
ID=72328763
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| CN202010317116.3A Pending CN111636016A (zh) | 2020-04-21 | 2020-04-21 | 一种铝硅基薄壁壳体精铸材料及其制备方法和研究方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| CN (1) | CN111636016A (zh) |
Citations (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2000071767A1 (en) * | 1999-05-25 | 2000-11-30 | The United States Of America As Represented By The Administrator Of The National Aeronautics And Space Administration (Nasa) | Aluminum-silicon alloy having improved properties at elevated temperatures and articles cast therefrom |
| CN103014441A (zh) * | 2012-11-26 | 2013-04-03 | 姚芸 | 一种用于高压铸造薄铝合金制备方法 |
| CN106350707A (zh) * | 2016-08-31 | 2017-01-25 | 黄山市强峰铝业有限公司 | 一种工业铝型材 |
-
2020
- 2020-04-21 CN CN202010317116.3A patent/CN111636016A/zh active Pending
Patent Citations (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2000071767A1 (en) * | 1999-05-25 | 2000-11-30 | The United States Of America As Represented By The Administrator Of The National Aeronautics And Space Administration (Nasa) | Aluminum-silicon alloy having improved properties at elevated temperatures and articles cast therefrom |
| CN103014441A (zh) * | 2012-11-26 | 2013-04-03 | 姚芸 | 一种用于高压铸造薄铝合金制备方法 |
| CN106350707A (zh) * | 2016-08-31 | 2017-01-25 | 黄山市强峰铝业有限公司 | 一种工业铝型材 |
Non-Patent Citations (2)
| Title |
|---|
| 马勇杰等: "新型铝硅基铸造壳体凝固成形研究", 《制造技术与机床》 * |
| 马勇杰等: "铝硅基精铸材料薄壁壳体成型多尺度分析", 《现代制造工程》 * |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| Chen et al. | Effects and mechanism of ultrasonic irradiation on solidification microstructure and mechanical properties of binary TiAl alloys | |
| CN108330354B (zh) | 一种电子设备用高强度铝合金及其制备和挤压方法 | |
| XIONG | Characterization of A390 aluminum alloy produced at different slow shot speeds using vacuum assisted high pressure die casting | |
| CN110592444A (zh) | 一种700-720MPa强度耐热高抗晶间腐蚀铝合金及其制备方法 | |
| CN114921735B (zh) | 改善铸造用高Nb-TiAl合金力学性能的热调控方法 | |
| Khalifa et al. | Elevated temperature mechanical properties of Al alloy AA6063/SiCp MMCs | |
| Chen et al. | Hot deformation behaviors of titanium particles reinforced AZ91 composite | |
| CN115537613A (zh) | 一种新能源汽车电机壳体铝合金及其成形方法 | |
| Rajaram et al. | Effect of graphite and transition elements (Cu, Ni) on high temperature tensile behaviour of Al–Si Alloys | |
| CN117089790B (zh) | 一种具有细小全片层结构的高铌TiAl合金的蠕变成形/短时热处理复合制备方法 | |
| Chen et al. | Microstructures, mechanical properties, and wear resistances of thixoextruded SiCp/WE43 magnesium matrix composites | |
| Gbenebor et al. | Influence of inoculant addition and cooling medium on the mechanical properties of AA 6063-type Al-Mg-Si alloy | |
| Dong | Effects of nano-sized TiB2 particles and Al3Zr dispersoids on microstructure and mechanical properties of Al–Zn–Mg–Cu based materials | |
| CN111636016A (zh) | 一种铝硅基薄壁壳体精铸材料及其制备方法和研究方法 | |
| CN111560543A (zh) | 一种铝硅基精铸材料及其制备方法 | |
| CN113981283B (zh) | 一种Al3Ti增强Al-Zn基原位复合阻尼材料及其制备方法 | |
| CN114150237B (zh) | 一种适用于新能源汽车高强韧结构件精密成型铝合金材料及其制备方法 | |
| Su et al. | Grain refinement for aluminum alloys in aerospace applications | |
| CN113846255B (zh) | 铝合金及其制备方法和铝合金结构件 | |
| Zhang et al. | Investigation on Heat Treatment Process Optimization of Super-Slow-Speed Die Casting A356. 2 Alloy | |
| Jian et al. | Microstructure and mechanical properties of 7075 aluminum alloy during complex thixoextrusion | |
| Krishna et al. | Effect of B4C on Mechanical Properties of AZ91C Metal Matrix Composite | |
| CN119956182B (zh) | 一种高模量高韧性双相镁合金及其制备方法 | |
| CN119162525B (zh) | 一种基于降温与等温叠加变形提高TiAl合金强塑性的方法及强塑性TiAl合金 | |
| Mohammed et al. | Effect of Cryogenic Treatments on Mechanical Properties of 7075 Aluminum Alloy Matrix/Al203 Particles Reinforced Composites |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| PB01 | Publication | ||
| PB01 | Publication | ||
| SE01 | Entry into force of request for substantive examination | ||
| SE01 | Entry into force of request for substantive examination | ||
| RJ01 | Rejection of invention patent application after publication | ||
| RJ01 | Rejection of invention patent application after publication |
Application publication date: 20200908 |