交叉累积叠轧法制备高强高韧6061铝合金

为了实现强度与塑性的良好匹配,在室温下采用交叉累积叠轧(CARB)技术制备7道次6061铝合金薄板。利用X射线衍射、透射电子显微镜、扫描电子显微镜和电子背散射衍射对其微观结构进行分析。结果表明:CARB试样的极限抗拉强度和伸长率均明显优于ARB试样。CARB试样的平均晶粒尺寸更小,有更多的小角度晶界转变成大角度晶界,且位错密度更高。CARB制备出的6061合金材料轧制织构明显弱化,以Brass{011}<211>织构为主。CARB6061合金的更高强度主要由超细晶粒强化和位错强化导致,更高延展性归因于更细小的晶粒和弱织构。

喷射成形(SiC_(p)+β-LiAlSiO_(4))/6092Al基复合材料的界面结构及性能

采用喷射成形技术和模锻工艺成功制备45%SiC_(p)/6092Al、5%β-LiAlSiO_(4)/6092Al和(45%SiC_(p)+5%β-LiAlSiO_(4)(Euc))/6092Al(质量分数)基复合材料。利用光学显微镜(OM)、扫描电镜(SEM)、透射电镜(TEM)和X射线衍射仪(XRD)对复合材料试样的显微组织、界面结构及物相成分进行分析,采用热膨胀仪和电子万能试验机分别对复合材料试样的热膨胀性能、弯曲强度和模量进行测试。结果表明:(45%SiC_(p)+5%Euc)/6092Al基复合材料中碳化硅颗粒和Euc颗粒在6092Al基体中分布均匀,并与铝基体形成强力结合界面,SiC_(p)/Al和Euc/Al界面平直清晰,没有发现界面反应。复合材料试样经固溶人工时效后,在303~473 K温度范围内,(45%SiC_(p)+5%Euc)/6092Al基复合材料试样的线膨胀系数为14.68×10^(−6)K^(-1),弯曲强度和模量分别达到589 MPa和165 GPa。

时效处理对快速冷冲Al−Cu−Mg合金S'相演变规律的影响

采用高分辨透射电镜(TEM)、X射线衍射仪(XRD)和硬度测试等手段,研究快速冷冲后时效过程中喷射成形细晶Al−Cu−Mg合金中长片状S'相的演变规律。研究结果表明:快速冷冲过程中,挤压态Al−Cu−Mg合金中长片状S'相发生明显的扭曲、破断、分离和回溶,导致长片状S'相变成短棒状,甚至完全回溶,使基体成为过饱和固溶体。经时效处理后发生再析出,时效析出相形貌以长片状和颗粒状为主。在时效过程中未完全回溶的S'相作为形核核心,使周围溶质原子发生上坡扩散,随着时效时间的延长,S'相逐渐长大;部分S'相完全回溶后在时效过程中析出与基体不共格的平衡相,以降低基体的自由能。挤压态Al−Cu−Mg合金经快速冷冲后,时效响应速度加快,合金硬度显著增加。

BP/7A04铝基复合材料的显微组织和力学性能（英文）

采用金相显微镜(OM)、透射电镜(TEM)、扫描电镜(SEM)和能谱(EDS)分析玄武岩颗粒增强7A04铝基复合材料的显微组织和界面结构,对比研究7A04铝合金和BP/7A04铝基复合材料的力学性能。研究结果表明:玄武岩颗粒在铝基体中弥散分布,并与铝基体形成强力结合界面,玄武岩颗粒边缘的SiO2不断被反应生成的Al2O3取代,形成一层几十纳米厚度的高温反应层,反应生成的Al2O3强化了玄武岩颗粒与铝基体的结合界面;弥散分布的玄武岩颗粒可促进基体中位错增殖、空位形成和析出相的析出,析出相主要以板状的η(MgZn2)相和亮白色条状或椭球状的T(Al2Mg3Zn3)相为主,结合界面、高位错密度及弥散分布的强化相显著提高复合材料的力学性能,BP/7A04铝基复合材料的屈服强度和极限拉伸强度分别达到665和699MPa,与未添加玄武岩颗粒的7A04铝合金相比分别提高11.4%和10.9%。

大应变交叉轧制对高Mg含量Al-Li合金板材组织和性能的影响（英文）

采用透射电镜观察(TEM)、电子背散射成像技术(EBSD)和X射线衍射技术对比分析喷射成形Al-9.8Mg-1.5Li-0.4Mn合金交叉轧制态板材与挤压态板材的显微组织及织构特征,并测试板材的拉伸性能和深冲性能。结果表明:大压下量交叉轧制能促进动态再结晶的发生、细化晶粒组织以及改善再结晶晶粒的择优取向;与CBA和CCB轧制方式相比,CBB轧制方式显著降低了挤压态合金中典型Brass织构{110}<112>的取向密度,在β取向线上CBB轧制态板材中Copper织构{112}<111>和Brass织构{110}<112>的取向密度均最低,且板材中没有典型的织构特征;同时,CBB轧制态合金板材具有更好的深冲性能,在0°、45°和90°三个方向的力学性能基本一致,其室温拉伸强度、屈服强度和伸长率分别为617 MPa、523 MPa和大于20.1%,各方向力学性能偏差小于3%。

应变速率对喷射成形Al-Cu-Mg合金显微组织和力学性能的影响

采用透射电镜(TEM)、X射线衍射(XRD)、电子背散射技术(EBSD)和拉伸测试等手段,研究420℃大应变轧制过程中应变速率(0.1、1、9.1 s^(-1))对喷射成形Al-Cu-Mg合金显微组织和力学性能的影响。结果表明:在热轧变形过程中,随着应变速率的增大,大角度晶界比例和动态再结晶(DRX)程度先增大后减小,平均晶粒尺寸和位错密度先减小后增大,基体中S′相数量减少,晶界析出相的粗化及不连续程度增加。当应变速率从0.1 s^(-1)增大至9.1 s^(-1)时,合金的抗拉强度从492.45MPa下降至427.63MPa,伸长率由12.1%先增加到21.8%,随后减小到17.7%。

热压缩过程中Al-9Mg-1.1Li-0.5Mn合金的流变应力和动态再结晶行为（英文）

采用Gleeble-3500热模拟试验机对喷射成形Al-9Mg-1.1Li-0.5Mn合金挤压坯进行等温热压缩实验,研究该合金在变形温度为300～450°C和应变速率为0.01～10 s^(-1)条件下的流变应力行为,利用透射电镜(TEM)和电子背散射技术(EBSD)表征合金热压缩过程中的显微组织演变。结果表明,变形参数对Al-9Mg-1.1Li-0.5Mn合金热压缩过程中流变应力和组织演变有非常显著的影响,随着变形温度的降低和应变速率的升高,峰值应力和稳态流变应力增加,合金中的位错和亚结构数量增多;反之,随着变形温度的升高和应变速率的降低,大角度晶界面积变大,晶界呈锯齿状,合金发生动态再结晶;合金的组织呈纤维状,合金在稳态变形阶段的主要软化机制为动态回复;可用Zener-Hollomon参数的双曲正弦函数关系来描述合金的流变应力行为,其变形激活能为184.2538 kJ/mol;热加图表明,喷射成形Al-9Mg-1.1Li-0.5Mn合金挤压坯最合适的加工温度范围为380～450°C,最佳应变速率范围为0.01～0.1 s^(-1)。

快速冷冲Al-Cu-Mg合金纳米析出相的回溶及再析出行为Zn含量对Al-12Si-3Cu合金强度和磨损性能的影响（英文）

采用高分辨透射电镜(TEM)、X射线衍射(XRD)、能谱分析(EDS)和硬度测试等手段,研究快速冷冲强变形过程中喷射成形细晶Al-Cu-Mg合金纳米析出相的回溶及再析出行为。实验结果表明:挤压态Al-Cu-Mg合金在快速冷冲强变形过程中发生明显的回溶和再析出现象,塑性θ′相的回溶速度小于脆性S′相的回溶速度。经3道次快速冷冲强变形后挤压态合金中的长片状S′相和针状θ′相基本回溶,形成过饱和固溶体,合金经4道次快速冷冲变形后析出大量细小的颗粒状平衡相θ相。快速冷冲强变形导致S′相和θ′相发生破断,促使纳米析出相回溶。基体的高畸变自由能加速平衡θ相的析出,且合金硬度在快速冷冲过程中显著增大,由HB 55增加到HB 125。

Al-Cu-Mg合金在快速冷冲及再结晶退火过程中的显微组织演变（英文）

采用透射电镜技术(TEM)系统研究喷射成形快速凝固细晶Al-Cu-Mg合金在快速冷冲及再结晶退火工艺过程中的显微组织演变。结果表明:细晶Al-Cu-Mg合金在快速冷冲及再结晶退火过程中的析出相主要为S相,还有少量较粗的Al6Mn相;随着变形道次的增加,析出相的密度不断增大、尺寸显著减小,形变带和过渡带逐渐消失,晶粒组织不断细化并趋于均匀。快速冷冲引入的缺陷有助于Al-Cu-Mg合金脱溶和再结晶形核,促进S相和再结晶的形核与长大。较粗晶粒中的形变带及过渡带在形变和再结晶过程中转变为形变诱生晶界,从而细化晶粒、获得均匀纳米晶组织和促进S相弥散分布。

大压下量轧制喷射成形5A12铝合金的显微组织演变及强化机制（英文）

基于大压下量轧制工艺对喷射成形5A12铝合金挤压坯进行热轧变形,采用透射电镜(TEM)、电子背散射衍射技术(EBSD)和能谱(EDS)分析合金显微组织的演变规律,进而探讨合金的强韧化机理。研究结果表明:喷射成形5A12铝合金在热轧变形过程中,发生了不连续动态再结晶和连续动态再结晶,晶粒组织显著细化,形成了亚微米级组织结构;同时,不完全动态再结晶导致合金的位错密度显著增加和胞状组织大量形成。喷射成形工艺实现了5A12铝合金中Mg原子完全固溶,并在热变形过程中保留下来,而未生成沉淀相析出。均匀分布在铝基体中的过饱和Mg原子与位错发生交互作用,阻碍了位错运动,提高了位错密度,因而固溶强化效果显著,是合金获得高强高韧性能的最根本原因。喷射成形5A12铝合金经3道次热轧变形后的室温拉伸强度和伸长率分别达到622 MPa和20%。

快速冷冲对Al−Cu−Mg合金长片状S′相破断行为的影响

采用高角度环形暗场(HAADF)扫描透射电子显微镜(STEM)和选区电子衍射(SAED)技术,研究快速冷冲强变形对挤压态Al−Cu−Mg合金长片状纳米析出相破断行为的影响机理。实验结果表明:挤压态Al−Cu−Mg合金中长片状S′相与铝基体界面平整,在快速冷冲强变形过程中发生明显破断,其破断机制主要为扭曲、脆断、回溶和缩颈。长片状S′相的破断,增加了S′相与铝基体的接触面,提高了界面畸变能,从而导致S′相的自由能高于基体自由能,为溶质原子回溶至铝基体的扩散创造条件。脆性S′相在快速冷冲强变形过程中产生“回溶台阶”,进一步加速溶质原子的扩散,促进S′相的回溶,造成S′相缩颈而导致各部分的分离,从而使挤压态长片状S′相“碎化”成短而细的S′相。

Effect of cold rolling deformation on microstructure evolution and mechanical properties of spray formed Al−Zn−Mg−Cu−Cr alloys

The impact of cold rolling deformation,which was introduced after solid solution and before aging treatment,on microstructure evolution and mechanical properties of the as-extruded spray formed Al−9.8Zn−2.3Mg−1.73Cu−0.13Cr(wt.%)alloy,was investigated.SEM,TEM,and EBSD were used to analyze the microstructures,and tensile tests were conducted to assess mechanical properties.The results indicate that the D1-T6 sample,subjected to 25%cold rolling deformation,exhibits finer grains(3.35μm)compared to the D0-T6 sample(grain size of 4.23μm)without cold rolling.Cold rolling refines the grains that grow in solution treatment.Due to the combined effects of finer and more dispersed precipitates,higher dislocation density and smaller grains,the yield strength and ultimate tensile strength of the D1-T6 sample can reach 663 and 737 MPa,respectively.In comparison to the as-extruded and D0-T6 samples,the yield strength of the D1-T6 sample increases by 415 and 92 MPa,respectively.