變質(zhì)細(xì)化和熱處理對擠壓鑄造成形A356鋁合金構(gòu)件性能的影響 519     

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用Al-10Sr變質(zhì)劑和Al-5Ti-B細(xì)化劑處理A356鋁合金熔體，并結(jié)合擠壓鑄造和T6熱處理工藝，研究變質(zhì)細(xì)化與熱處理對A356鋁合金擠壓鑄造件的組織和性能的影響規(guī)律。結(jié)果表明，隨著Al-10Sr變質(zhì)劑加入量的增加，共晶Si的形貌由片狀和長桿狀變?yōu)轭w粒狀和蠕蟲狀，α-Al的晶粒尺寸先減少后增大。當(dāng)Al-10Sr的加入量(質(zhì)量分?jǐn)?shù))為0.3%時，擠壓鑄造成形件的最優(yōu)抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度和延伸率分別為221.3 MPa、104.5 MPa和10.3%。Al-10Sr變質(zhì)能提高形核率、細(xì)化α-Al晶粒尺寸和改變共晶硅形貌，使鑄造件的力學(xué)性能提高。隨著A-5Ti-B的增加，晶粒尺寸先降后增，力學(xué)性能先增后降。Al-5Ti-B的加入量為0.6%時，最優(yōu)抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度和延伸率分別為215.6 MPa、106.6 MPa和9.0%。T6熱處理(固溶540℃/4 h+時效190℃/4 h)使屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度顯著提高和延伸率降低。經(jīng)過0.6% 的Al-5Ti-B細(xì)化處理，T6處理擠壓鑄造件的最優(yōu)的抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度和延伸率分別為297.5 MPa、239.3 MPa和8.0%。共晶硅的球化和細(xì)化、成形件成分的均勻化以及Mg2Si強(qiáng)化相在基體中彌散析出，是熱處理后構(gòu)件力學(xué)性能提高的主要原因。

Al預(yù)沉積層對金屬有機(jī)物化學(xué)氣相沉積方法在Si襯底上生長AlN緩沖層和GaN外延層的影響 642     

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采用金屬有機(jī)物化學(xué)氣相沉積法(MOCVD)在硅(Si)襯底制備鋁/氮化鋁/氮化鎵(Al/AlN/GaN)多層薄膜，使用光學(xué)顯微鏡(OM)、原子力顯微鏡(AFM)、X射線衍射(XRD)等手段表征AlN和GaN薄膜的微觀結(jié)構(gòu)和晶體質(zhì)量，研究了TMAl流量對AlN薄膜和GaN薄膜的形核和生長機(jī)制的影響。結(jié)果表明，預(yù)沉積Al層能促進(jìn)AlN的形核和生長，進(jìn)而提高GaN外延層的薄膜質(zhì)量。TMAl流量太低則預(yù)沉積Al層不充分，AlN緩沖層的質(zhì)量取決于由形核長大的高結(jié)晶度AlN薄膜與在氣氛中團(tuán)聚長大并沉積的低結(jié)晶度AlN薄膜之間的競爭，AlN薄膜的質(zhì)量隨著TMAl流量的升高而提高，GaN薄膜的質(zhì)量也隨之提高。TMAl流量太高則預(yù)沉積Al層過厚，AlN緩沖層的質(zhì)量取決于由形核長大的高結(jié)晶度AlN薄膜與Al-Si回融蝕刻之間的競爭，AlN薄膜的質(zhì)量隨著TMAl流量的升高而降低，GaN薄膜的質(zhì)量也隨之降低。

Al-Mg-Sc-Ti合金中Al3(Scx,Ti1-x)粒子的析出行為 726     

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用激冷鑄造法制備Al-5.5Mg-0.25Sc-0.04Ti合金，研究了在不同溫度退火后其硬度隨時間的變化，并用金相顯微鏡(OM)和透射電鏡(TEM)研究了這種合金中Al3(Scx,Ti1-x)第二相粒子的存在形式和形成機(jī)制。結(jié)果表明：用急冷鑄造法制備的Al-5.5Mg-0.25Sc-0.04Ti鑄態(tài)合金中Sc和Ti原子主要以固溶的形式存在于α(Al)基體中，在電鏡下很難觀察到這些粒子。鑄態(tài)合金在較低溫度(低于250℃)下退火時其硬度提高得比較慢，退火較長時間才能出現(xiàn)硬度的峰值；而在比較高的溫度(高于350℃)退火硬度提高得非?？?，很快出現(xiàn)峰值。但是，硬度出現(xiàn)峰值后繼續(xù)退火則大幅度降低；在300℃退火硬度的熱穩(wěn)定性比較高。硬度的變化，與次生Al3(Scx,Ti1-x)粒子的析出密切相關(guān)。在較低溫度下次生Al3(Scx,Ti1-x)粒子的析出不充分且粒徑較小，對晶界、亞晶界和位錯的釘扎作用較弱；而在過高的溫度下Al3(Scx,Ti1-x)粒子發(fā)生粗化，使合金的性能降低。

溫度對6101鋁合金導(dǎo)線拉伸性能的影響 928     

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研究了6101鋁合金單股導(dǎo)線在-70℃到70℃溫度區(qū)間的拉伸性能。結(jié)果表明，6101鋁合金導(dǎo)線在-70℃低溫下具有較高的強(qiáng)度和較好的變形均勻性，但是隨著變形溫度的提高其屈服強(qiáng)度和強(qiáng)度極限都呈下降趨勢。與在-70℃的拉伸性能相比，在70℃合金的強(qiáng)度極限和屈服強(qiáng)度分別降低了10.9%和9.3%。對應(yīng)變硬化率和屈服強(qiáng)度與溫度的相關(guān)性分析發(fā)現(xiàn)，在拉伸變形過程中合金樣品的應(yīng)變硬化率隨著流變應(yīng)力的增大和溫度的升高呈下降趨勢。晶格摩擦阻力極大的影響了合金的屈服強(qiáng)度，對比不同溫度下6101合金的屈服強(qiáng)度增量的擬合計算結(jié)果與實驗結(jié)果，得到了這種導(dǎo)線屈服強(qiáng)度增量與溫度的關(guān)系，據(jù)此可預(yù)測此類導(dǎo)線在不同溫度下的服役可靠性。

含缺陷的Al-Si-Mg合金的疲勞性能和強(qiáng)度評估 973     

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在高速鐵路接觸網(wǎng)支撐定位裝置用Al-7Si-0.6Mg合金中引入不同尺寸的人工缺陷，進(jìn)行旋轉(zhuǎn)彎曲疲勞實驗以定量研究缺陷尺寸對材料疲勞強(qiáng)度的影響，并建立了疲勞強(qiáng)度與缺陷尺寸之間的定量關(guān)系。結(jié)果表明：材料表面的人工缺陷尺寸越大，試樣的高周疲勞強(qiáng)度的下降越大；材料表面尺寸小于370 μm的人工缺陷對其高周疲勞強(qiáng)度沒有影響；在適用性條件范圍內(nèi)使用修正的Murakami公式能更加準(zhǔn)確地評估Al-7Si-0.6Mg鋁合金的高周疲勞強(qiáng)度和應(yīng)力強(qiáng)度因子門檻范圍。

鑄態(tài)和T6熱處理Al-Si-Cu-Ni-Ce-Cr鑄造耐熱鋁合金的組織和力學(xué)性能 986     

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使用OM、SEM觀察、XRD物相分析和拉伸性能測試等手段研究了鑄態(tài)、固溶態(tài)和時效Al-Si-Cu-Ni-Ce-Cr鑄造耐熱鋁合金的組織和力學(xué)性能。結(jié)果表明：對Al-Si-Cu-Ni-Ce-Cr合金進(jìn)行490℃×2 h+520℃×2 h雙步固溶處理，不僅使θ-Al2Cu相完全固溶進(jìn)基體中，還使更多的γ-Al7Cu4Ni相和δ-Al3CuNi相充分固溶進(jìn)基體中，實現(xiàn)了更好的固溶效果；經(jīng)過490℃×2 h+520℃×2 h和185℃×6 h熱處理后，Al-Si-Cu-Ni-Ce-Cr合金的室溫抗拉強(qiáng)度為336.8 MPa、高溫(300℃)抗拉強(qiáng)度為153.3 MPa，比鑄態(tài)分別提高了74%和19.3%。

新型熱處理調(diào)控Al-Cu-Mg合金殘余應(yīng)力的工藝和機(jī)理 976     

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對Al-Cu-Mg合金進(jìn)行一種能消減殘余應(yīng)力的新型熱處理，使用透射電鏡(TEM)、掃描電鏡(SEM)、X射線衍射等手段分析殘余應(yīng)力并測試力學(xué)性能，研究了這種合金的微觀組織結(jié)構(gòu)和性能。結(jié)果表明：新型熱處理使Al-Cu-Mg合金的殘余應(yīng)力消減率達(dá)到92.7%(與固溶態(tài)鋁合金相比)，并得到優(yōu)良的強(qiáng)塑性配合(屈服強(qiáng)度達(dá)到463.6 MPa，抗拉強(qiáng)度達(dá)到502.5 MPa，伸長率達(dá)到12.7%)。微觀組織的分析結(jié)果表明：在進(jìn)行新型熱處理的合金中S'相比用傳統(tǒng)熱處理的更為細(xì)小、分布更均勻，由S'相析出的共格應(yīng)力場與淬火殘余應(yīng)力場疊加使合金殘余應(yīng)力大幅度降低，使合金的綜合性能較高。

氧化膜對6082鋁合金攪拌摩擦焊接頭疲勞性能的影響 817     

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對6 mm厚的6082-T6鋁合金進(jìn)行兩種表面處理然后實施攪拌摩擦焊接，研究了對接面氧化膜對接頭組織和疲勞性能的影響。結(jié)果表明，進(jìn)行速度為1000 mm/min的高速焊接時，對接面未打磨和打磨的接頭焊接質(zhì)量都良好，接頭強(qiáng)度系數(shù)達(dá)到81%；兩種接頭的疲勞性能基本相同，疲勞強(qiáng)度均為100 MPa；少數(shù)樣品在焊核區(qū)外斷裂，大部分樣品在熱影響區(qū)斷裂。與接頭相比，兩種接頭焊核區(qū)的疲勞性能有所提高，均為110 MPa，在疲勞測試中裂紋并未沿“S”線萌生和擴(kuò)展。

新型含鋁奧氏體耐熱合金的高溫塑性變形行為和熱加工性能 803     

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新型含鋁奧氏體耐熱合金(AFA)進(jìn)行壓縮熱模擬試驗，使用OM和EBSD等手段研究了這種合金在950~1150℃和0.01~5 s-1條件下的微觀組織演變、建立了基于動態(tài)材料模型熱加工圖、分析了變形參數(shù)對合金加工性能的影響并按照不同區(qū)域組織變形的特征構(gòu)建了合金的熱變形機(jī)理圖。結(jié)果表明：新型AFA合金的高溫流變應(yīng)力受到變形溫度和應(yīng)變速率的顯著影響。在變形溫度為950~1150℃和應(yīng)變速率為0.18~10 s-1條件下，這種合金易發(fā)生流變失穩(wěn)。在變形溫度為1050~1120℃、應(yīng)變速率0.01~0.1 s-1和變形溫度1120~1150℃、應(yīng)變速率10-0.5~10-1.5 s-1這兩個區(qū)間，這種合金發(fā)生完全動態(tài)再結(jié)晶行為且其再結(jié)晶晶粒均勻細(xì)小，功率耗散因子η達(dá)到峰值45%。新型AFA合金的熱加工藝，應(yīng)該優(yōu)先選擇再結(jié)晶區(qū)域。

擠壓態(tài)6013-T4鋁合金在動態(tài)沖擊載荷下的變形行為及其微觀機(jī)理 756     

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使用霍普金森壓桿試驗裝置進(jìn)行擠壓態(tài)6013-T4鋁合金的室溫動態(tài)壓縮實驗，應(yīng)變速率為1×103~3×103 s-1。結(jié)果表明，6013-T4鋁合金在動態(tài)壓縮過程中表現(xiàn)出明顯的應(yīng)變硬化和正應(yīng)變速率敏感性；隨著應(yīng)變和應(yīng)變速率的提高位錯密度增大，在高應(yīng)變速率和大應(yīng)變量變形后試樣的位錯塞積顯著。在相同的變形條件下0°方向試樣的應(yīng)力總是最高，而45°方向試樣的應(yīng)力最低。擠壓態(tài)6013-T4合金的主要織構(gòu)類型為{112}<111>和{110}<111>。對于{112}<111>織構(gòu)，0°、45°和90°方向的最大施密特因子分別為0.27、0.49和0.41。對于{110}<111>織構(gòu)，最大施密特因子分別為0.27、0.43和0.41。0°方向的施密特因子最小，使該方向的應(yīng)力水平較高。在相同的應(yīng)變速率和應(yīng)變量條件下動態(tài)壓縮變形時，0°方向試樣的位錯密度更高。在沖擊件的材料選擇和結(jié)構(gòu)設(shè)計中有必要考慮材料的應(yīng)變速率敏感性、力學(xué)性能各向異性以及微觀組織的演變。

淬火速率對汽車用高強(qiáng)鋁合金性能的影響 254     

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采用力學(xué)性能測試、電導(dǎo)率測試和透射電子顯微鏡研究了淬火速率對汽車用高強(qiáng)鋁合金性能的影響。結(jié)果表明：淬火速率從960℃/s降低到1.8℃/s，電導(dǎo)率提高了5.7% IACS，硬度的下降率為40%，抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度的下降率分別為24.2%和56.9%，硬度和強(qiáng)度與淬火速率的對數(shù)呈線性關(guān)系。隨著淬火速率的降低，淬火析出相的尺寸和面積分?jǐn)?shù)顯著增大，導(dǎo)致性能下降。淬火速率為1.8℃/s時，淬火析出相的平均尺寸為465.6 nm×158.2 nm，析出相的面積分?jǐn)?shù)為42.1%。

Cu含量對Al-Cu-Mn合金力學(xué)性能各向異性的影響 296     

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采用室溫力學(xué)拉伸、光學(xué)顯微鏡(OM)、掃描電鏡(SEM)等手段,研究了Cu含量對Al-Cu-Mn鋁合金力學(xué)性能各向異性的影響。結(jié)果表明：隨著Cu含量(質(zhì)量分?jǐn)?shù))由6.51%降低到5.41%Al-Cu-Mn鋁合金中微米級Al2Cu相的數(shù)量顯著減少,聚集排布的趨勢減弱,使材料的延伸率提高、各向異性降低。其主要機(jī)理是,Cu含量較高時微米級Al2Cu相應(yīng)力集中,導(dǎo)致Al2Cu相優(yōu)先斷裂且裂紋相互連通,Cu含量較低時,Al2Cu相斷裂后裂紋未擴(kuò)展而晶界發(fā)生斷裂。微米級Al2Cu相沿各取向的分布差異,是力學(xué)性能各向異性的主要原因。

組織不均勻性對6005A鋁合金晶間腐蝕性能的影響 826     

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使用光學(xué)顯微鏡(OM),掃描電子顯微鏡(SEM)和透射電子顯微鏡(TEM)等手段檢測軌道交通用6005A-T5鋁合金的微觀組織并進(jìn)行晶間腐蝕試驗,研究了6005A鋁合金擠壓型材的組織不均勻性及其對晶間腐蝕(IGC)抗性的影響。結(jié)果表明：6005A-T5鋁合金的擠壓型材表現(xiàn)出明顯的表層粗晶特征,表層的晶粒尺寸大部分大于100 μm,第二相粗大且分布稀疏,晶界基本上是大角度的(95.6%),心部晶?；旧闲∮?0 μm(99.8%),第二相細(xì)小且沿擠壓方向呈鏈狀分布,有較多的小角度晶界。保留粗晶層的試樣其抗晶間腐蝕性能較好,最大腐蝕深度為37.08 μm,去除粗晶層試樣其抗晶間腐蝕性能較差,最大腐蝕深度為459.28 μm。更少的晶界和更稀疏的晶界析出物,是6005A鋁合金擠壓型材表層粗晶的抗晶間腐蝕性能優(yōu)于內(nèi)層細(xì)晶的主要原因。

冷卻速度及鋁含量對含Nd的Zn-Al合金組織和耐蝕性的影響 1061     

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采用掃描電鏡(SEM)和能譜(EDS)分析以及電化學(xué)極化和中性鹽霧試驗(NSS)等手段,研究了Zn-xAl(x=4%, 5%, 7%)-0.06%Nd合金在爐冷,空冷,水冷(冷卻速度分別為0.03,1.08和40℃/s)條件下的凝固組織與耐蝕性。結(jié)果表明：隨著冷卻速度的增加,合金組織不斷細(xì)化,共晶組織的層片間距不斷減小,而耐腐蝕性先增大后減小,且稀土Nd的添加有利于進(jìn)一步減小共晶層片間距和提高合金的耐腐蝕性能?？绽錀l件下獲得的Zn-5%Al-0.06%Nd合金的耐蝕性最佳。Al含量在4%~7%之間變化時,主要引起合金組織的變化,而對合金耐腐蝕性影響不大。

Mg和Si含量對一種低頻電磁鑄造新型高強(qiáng)Al-Mg-Si-Cu合金組織性能的影響 480     

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結(jié)合金相組織觀察及能譜分析、DSC熱差分析、JMat Pro 5.0軟件計算和室溫力學(xué)性能測試,研究低頻電磁鑄造新型高強(qiáng)Al-Mg-Si-Cu合金鑄態(tài)、擠壓態(tài)和T6態(tài)的組織性能。結(jié)果表明,該新型合金系的均勻化溫度和固溶溫度可分別確定為540℃和550℃。Mg2Si強(qiáng)化相能顯著細(xì)化合金鑄態(tài)組織且細(xì)化程度隨其含量增大遞增,而過量Si或過量Mg均能減弱細(xì)化劑和Mg2Si相對合金鑄態(tài)組織的細(xì)化作用。Mg的過量添加不會降低合金強(qiáng)度但可提高其延伸率至19%以上。該新型Al-Mg-Si-Cu合金中,當(dāng)Mg質(zhì)量分?jǐn)?shù)為1.60%、Si質(zhì)量分?jǐn)?shù)為1.15%時,可獲得較高強(qiáng)度(抗拉強(qiáng)度419 MPa、屈服強(qiáng)度362 MPa)而又不損害其塑性(延伸率18.75%)。

Al和Ce的含量對Mg-Al合金組織的影響 591     

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研究了Al和Ce的含量對Mg-Al-Ce合金組織的影響以及第二相的演變規(guī)律,進(jìn)行熱力學(xué)計算分析探討了合金化合物的形成規(guī)律及其作用。結(jié)果表明：添加適量的Ce對Mg-Al合金有細(xì)化晶粒的作用,當(dāng)Al的添加量(質(zhì)量分?jǐn)?shù),下同)為2.5%、Ce的添加量為2%時晶粒最小,為280 μm。數(shù)據(jù)擬合結(jié)果表明,Al含量為6.4%~7%、Ce含量為1.6%~2%為最佳添加量,可使晶粒尺寸減小到160 μm。隨著Al、Ce含量的變化合金中優(yōu)先生成Al4Ce相,在凝固過程中細(xì)小的Al4Ce化合物吸附在α-Mg晶粒周圍形成片層狀共晶,阻礙α-Mg晶粒的長大從而細(xì)化合金晶粒。

Al-10.78Zn-2.78Mg-2.59Cu-0.22Zr-0.047Sr鋁合金擠壓材的性能 773     

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研究了Al-10.78Zn-2.78Mg-2.59Cu-0.22Zr-0.047Sr鋁合金擠壓材在固溶-T652和預(yù)回復(fù)-固溶-T652時的組織和性能。結(jié)果表明: 該合金在121℃×24 h時效制度下, 預(yù)回復(fù)退火處理可有效細(xì)化晶粒(從9.76 μm減小到5.56 μm), 降低晶界平均角度(從23.59°降低至17.41°), 顯著提高低角度晶界百分比(從53%提高到67%), 提高位錯強(qiáng)化, 并顯著抑制再結(jié)晶的發(fā)生, 與固溶-T652相比, 預(yù)回復(fù)-固溶-T652工藝在不降低強(qiáng)度的情況下可提高其晶間和剝落腐蝕性能(最大晶間腐蝕深度從125.0 μm減少到91.4 μm, 剝落腐蝕從EB級提高到EA級), 在預(yù)回復(fù)-固溶-T652狀態(tài)下合金的抗拉強(qiáng)度達(dá)到728 MPa, 預(yù)回復(fù)退火處理能提高合金的強(qiáng)度。位錯強(qiáng)化和低角度晶界強(qiáng)化是合金的主要強(qiáng)化機(jī)制。

二次枝晶臂間距對A319鋁合金拉伸及疲勞性能的影響 825     

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改變到模具底部的距離制備出不同二次枝晶臂間距(SDAS)的A319鋁合金, 討論了SDAS與孔洞尺寸、硅顆粒尺寸及形態(tài)比的關(guān)系, 深入研究了SDAS對合金拉伸性能、疲勞壽命和疲勞參數(shù)的影響。結(jié)果表明: 硅顆粒尺寸和形態(tài)比與SDAS有很好的線性關(guān)系, 當(dāng)SDAS較大時, 硅顆粒尺寸和形態(tài)比也較大, 孔洞尺寸與SDAS之間有類似的關(guān)系, SDAS對A319鋁合金的楊氏模量和屈服強(qiáng)度幾乎沒有影響, 而硬度、抗拉強(qiáng)度和延伸率隨著SDAS的增大而降低, 疲勞壽命隨著SDAS的增大而下降, 疲勞參數(shù)也隨SDAS的變化而變化: 隨著SDAS的增大疲勞強(qiáng)度指數(shù)(σ′f)增大, 而疲勞強(qiáng)度系數(shù)(ε′f)、疲勞延性系數(shù)(c0)和疲勞延性指數(shù)(b0)減小。

7N01鋁合金擠壓板的微結(jié)構(gòu)、織構(gòu)和性能* 540     

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制備了擠壓比λ為36和16的7N01鋁合金擠壓板材, 并分別進(jìn)行自然時效和人工時效處理。用光學(xué)顯微鏡、掃描電鏡、透射電鏡、常溫拉伸、宏微觀織構(gòu)測試和慢應(yīng)變拉伸實驗對其進(jìn)行表征, 研究了擠壓工藝對合金的力學(xué)性能和抗腐蝕性能的影響。結(jié)果表明, 不同擠壓比的板材在相同時效狀態(tài)下的組織和性能有明顯的差異。大擠壓比板材的內(nèi)部多為細(xì)小的再結(jié)晶晶粒, 小擠壓比板材內(nèi)部為粗大的亞結(jié)構(gòu), 因此具有比大擠壓比板材更高的抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度。透射電鏡觀察結(jié)果表明, 大擠壓比試樣內(nèi)晶界析出相比小擠壓比時呈現(xiàn)更明顯的斷續(xù)分布。此外, 擠壓比相同的板材人工時效處理后其抗拉強(qiáng)度和延伸率比自然時效板材均有所下降, 其中抗拉強(qiáng)度降低約為5.8%, 但合金的屈服強(qiáng)度得到了顯著提高(約為25%), 在擠壓比相同的情況下人工時效試樣內(nèi)晶界的析出相呈現(xiàn)斷續(xù)分布, 因此具有更好的抗腐蝕性能。

高壓扭轉(zhuǎn)大塑性變形Al–Mg合金中的晶界結(jié)構(gòu)* 897     

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利用透射電鏡和高分辨透射電鏡(HRTEM)研究了高壓扭轉(zhuǎn)大塑性變形納米結(jié)構(gòu)Al–Mg合金中的位錯和晶界結(jié)構(gòu)。結(jié)果表明: 對尺寸小于100 nm的晶粒, 晶內(nèi)無位錯, 其晶界清晰平直, 而尺寸大于200 nm的大晶粒通常由幾個亞晶或位錯胞結(jié)構(gòu)組成, 局部位錯密度可高達(dá)1017 m-2, 這些位錯往往以位錯偶和位錯環(huán)的形式出現(xiàn)。用HRTEM觀察到了小角度及大角度非平衡晶界、小角度平衡晶界和大角度Σ9平衡晶界等不同的晶界結(jié)構(gòu)?；趯嶒灲Y(jié)果, 分析了局部高密度位錯、位錯胞和非平衡晶界等在晶粒細(xì)化過程中的作用, 提出了高壓扭轉(zhuǎn)Al–Mg合金的晶粒細(xì)化機(jī)制。

熱軋態(tài)LT24鋁合金溶質(zhì)原子的偏聚規(guī)律* 924     

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采用原子探針層析技術(shù)(APT)等測試手段分析了LT24鋁合金熱軋后合金元素的偏聚規(guī)律。結(jié)果表明: 熱軋態(tài)鋁合金晶粒內(nèi)部有成分為Al0.5Mg(Si0.7Cu0.3)的析出相, 析出相與基體之間的界面處沒有元素偏聚。溶質(zhì)原子Mg、Si、Cu在晶界處偏聚, 在晶界處的偏聚規(guī)律與晶粒內(nèi)部的相反, Cu的偏聚傾向遠(yuǎn)大于Si和Mg, 晶界處Cu的含量達(dá)到基體Cu含量的45倍左右?；趯嶒灲Y(jié)果, 討論了合金元素偏聚的規(guī)律及其對材料性能的影響。

噴射成形7055鋁合金型材的力學(xué)性能* 335     

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研究了工業(yè)級規(guī)格噴射成形7055鋁合金經(jīng)反向擠壓和T76熱處理后的金相顯微組織、力學(xué)性能和斷裂機(jī)理。結(jié)合OM、SEM、EDS、XRD和力學(xué)性能測試等分析方法, 研究了該工業(yè)級規(guī)格的7055鋁合金的初始組織、擠壓工藝及熱處理制度對顯微組織和力學(xué)性能的影響。結(jié)果表明: 噴射成形7055鋁合金錠坯的晶粒呈等軸狀, 尺寸均勻, 大小主要分布在20-40 μm, 沒有明顯宏觀偏析。噴射成形錠坯經(jīng)反向擠壓和T76熱處理后變形晶粒發(fā)生部分再結(jié)晶, 組織致密, 工業(yè)級規(guī)格產(chǎn)品T76態(tài)縱向抗拉強(qiáng)度可達(dá)680 MPa, 延伸率為10%。

加載路徑對Sr變質(zhì)A319鋁合金疲勞行為的影響 963     

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研究了Sr變質(zhì)A319鑄造鋁合金在0.2%應(yīng)變幅不同加載路徑條件下的疲勞性能, 包括循環(huán)應(yīng)力響應(yīng)特征及疲勞壽命, 并分析了失效試樣的斷口特征以及Si顆粒的破壞方式。結(jié)果表明: 在不同加載路徑下材料發(fā)生循環(huán)硬化程度和速率從大到小排序是: 圓形加載、比例加載和單軸加載, 疲勞壽命隨著加載路徑的變化與材料循環(huán)硬化程度和速率隨著加載路徑的變化相對應(yīng)。斷口分析結(jié)果表明, 宏觀斷口在比例路徑下表現(xiàn)為“人”字形的兩條主裂紋, 且從單軸、比例到圓形路徑, 裂紋源區(qū)逐漸不明顯, 裂紋源區(qū)和穩(wěn)定擴(kuò)展區(qū)尺寸也變小, 在單軸加載條件下裂痕的斷面基本上與主軸平行, 而在多軸加載條件下裂痕的分布較為分散。

碳鋼熱浸鍍鋁涂層的磨損性能* 418     

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研究了擴(kuò)散退火對碳鋼熱浸鍍鋁鍍層微觀組織的影響, 特別是在1000℃擴(kuò)散退火后鍍鋁鋼的磨損性能, 并探討了磨損機(jī)理。結(jié)果表明, 在低于900℃的溫度下擴(kuò)散退火后的鍍層均含脆性相Fe2Al5, 在1000℃退火后的鍍層其物相全部轉(zhuǎn)化為韌性相FeAl和Fe3Al, 且與基體具有良好的冶金結(jié)合。隨著溫度從室溫升高到200和400℃, 磨損率顯著下降, 達(dá)到一個極低的水平。在室溫下鍍鋁鋼的磨損率隨著載荷的增加快速升高, 在200℃磨損率幾乎不隨載荷變化, 平均磨損率為4.2×10-6 mg/mm, 在400℃、載荷50-200 N條件下磨損率略低于200℃對應(yīng)載荷下的磨損率, 但在250 N時磨損率快速升高。這表明, 鍍鋁鋼在200-400℃具有優(yōu)異的耐磨性。其高耐磨性源于在磨面形成了厚度為1-2 μm、含大量Al2O3和Fe2O3及少量W、Mo的氧化物的摩擦氧化層, 主要磨損機(jī)制為氧化輕微磨損。但是當(dāng)載荷達(dá)250 N時摩擦層因不穩(wěn)定而剝落, 導(dǎo)致鍍層剝落, 使基體發(fā)生塑性擠出。

原位自生相增強(qiáng)Ti-Zr-Cu-Pd-Mo非晶復(fù)合材料的制備及其力學(xué)性能 532     

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在Ti40Zr10Cu36Pd14非晶合金基體中微添加β-Ti相穩(wěn)定化元素Mo，使體系在凝固過程中原位析出塑性β-Ti相，制備出原位自生β-Ti相增強(qiáng)Ti基非晶復(fù)合材料。在這種復(fù)合材料的變形過程中塑性β-Ti相阻礙基體中主剪切帶的擴(kuò)展，使其發(fā)生偏轉(zhuǎn)和增殖生成多重剪切帶，使其室溫力學(xué)性能顯著提高。其中(Ti0.4Zr0.1Cu0.36Pd0.14)95Mo5試樣的室溫強(qiáng)度達(dá)到2630 MPa，塑性應(yīng)變達(dá)到7.3%，比基體分別提高了32.0%和508%。

缺口取向及溫度對第三代單晶高溫合金DD33熱疲勞行為的影響 847     

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使用OM、SEM和EDS等手段，研究了第三代鎳基單晶高溫合金DD33不同V型缺口取向([100]、[210]和[110])片狀試樣從室溫到不同上限溫度(1000℃、1100℃和1200℃)的熱疲勞過程中裂紋的萌生和擴(kuò)展行為。結(jié)果表明，在三種上限溫度，DD33合金的熱疲勞性能均出現(xiàn)明顯的各向異性。在三個上限溫度[100]取向試樣均表現(xiàn)出最好的熱疲勞性能；上限溫度為1000℃和1200℃[110]取向試樣的熱疲勞性能最差，上限溫度為1100℃[210]取向試樣的熱疲勞性能最差。不同取向試樣的熱疲勞裂紋的萌生和擴(kuò)展行為，均呈現(xiàn)出一定的晶體學(xué)取向規(guī)律。熱應(yīng)力、氧化以及滑移系的開動，導(dǎo)致不同取向試樣裂紋的擴(kuò)展速率不同。

選區(qū)激光熔融Al-30Si合金的微觀組織和性能 679     

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用選區(qū)激光熔融技術(shù)(SLM)制備Al-30Si合金，研究了去應(yīng)力退火后樣品的顯微組織、力學(xué)性能和熱物理性能。結(jié)果表明：SLM成形的Al-30Si合金樣品經(jīng)300℃/6 h退火后其室溫抗拉強(qiáng)度為254 ± 3 MPa，比鑄態(tài)加工的Al-30Si合金的抗拉強(qiáng)度提高53.5%，硬度為176.89 ± 8.5HV、比剛度為35.18 m2/s2。SLM成形樣品溫度為-100℃~200℃時的熱膨脹系數(shù)為13.8 × 10-6/℃~16.3 × 10-6/℃，平均熱導(dǎo)率為70.52 W·m-1·K-1。快速冷卻的特性能夠細(xì)化SLM成形樣品的初晶Si顆粒，使成形Al-30Si合金具有較好的綜合性能，其高比剛度和較低的熱膨脹系數(shù)有望使服役于特殊環(huán)境的光機(jī)結(jié)構(gòu)件保持高度的尺寸穩(wěn)定性。

GH907合金機(jī)匣鍛環(huán)的超聲衰減性能與其組織的關(guān)系 363     

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采用超聲檢測和組織分析并將衰減系數(shù)量化研究了GH907合金機(jī)匣鍛環(huán)的組織對其超聲波衰減性能的影響，并闡述了超聲檢測中底波損失的原因。結(jié)果表明：超聲底波成像圖中衰減較大區(qū)域的形狀與GH907合金低倍組織中的黑晶區(qū)形狀一致；黑晶區(qū)的平均晶粒尺寸大于非黑晶區(qū)，并有大量呈魏氏組織形貌的ε相；大量ε相的析出使超聲衰減增大近40%。應(yīng)該從細(xì)化晶粒、控制晶粒尺寸的均勻性和抑制ε相過量析出三方面優(yōu)化鍛造工藝以提高產(chǎn)品的合格率。

含LPSO相Mg-Y-Er-Ni合金的組織和拉伸性能 892     

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用重力鑄造法制備3種Mg97Y2-x Er x Ni1(x=0.5、1、1.5)合金，研究了其鑄態(tài)和(520℃，12 h)固溶態(tài)的組織和拉伸性能。結(jié)果表明：3種鑄態(tài)合金都由α-Mg基體和18R-LPSO相組成，其中Mg97Y1Er1Ni1晶粒最細(xì)，LPSO相的體積分?jǐn)?shù)最高、尺寸最小且分布最為均勻，因此其室溫拉伸性能最佳。進(jìn)行(520℃，12 h)固溶處理后，3種固溶態(tài)合金仍然由α-Mg基體和18R-LPSO相組成。固溶態(tài)Mg97Y1.5Er0.5Ni1合金晶內(nèi)出現(xiàn)基面層錯，但是并不具有完整的堆垛周期性特征。與鑄態(tài)相比，3種固溶態(tài)合金的室溫拉伸性能均有所提高。

C含量對VCoNi中熵合金微觀組織和性能的影響 859     

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在VCoNi中熵合金中添加間隙碳(C)原子制備出(VCoNi)100-x C x (x=0，0.1，0.4，1和2.8)，系統(tǒng)研究了C含量對其微觀組織、力學(xué)性能以及摩擦磨損性能的影響。結(jié)果表明，當(dāng)C含量為0~1時，隨著C含量的提高，均勻態(tài)和再結(jié)晶態(tài)樣品的晶粒尺寸均減小，第二相顆粒的含量提高；均勻態(tài)樣品的織構(gòu)逐漸向α取向線上聚集，而再結(jié)晶態(tài)織構(gòu)均在α線上聚集，且織構(gòu)最強(qiáng)點均在α取向線上。當(dāng)C含量為1~2.8時，均勻態(tài)樣品中出現(xiàn)粗大的胞晶，第二相以棒狀和顆粒狀并存，退火孿晶減少，未出現(xiàn)典型的織構(gòu)類型。當(dāng)C含量為0.1時再結(jié)晶態(tài)樣品的強(qiáng)韌化性能最優(yōu)，可歸因于細(xì)晶強(qiáng)化、間隙強(qiáng)化和第二相強(qiáng)化。加入C原子使再結(jié)晶樣品的摩擦磨損性能提高，可歸因于磨粒磨損減弱，而粘著磨損和氧化磨損增強(qiáng)。