新型Al-Zn-Mg-Cu铝合金热稳定性研究
Sc元素对新型高合金化Al-Zn-Mg-Cu-Zr合金组织和焊接性能的影响
Sc元素对新型高合金化Al-Zn-Mg-Cu-Zr合金组织和焊接性能的影响Sc元素对新型高合金化Al-Zn-Mg-Cu-Zr合金组织和焊接性能的影响摘要：以Al-Zn-Mg-Cu-Zr合金为基础，添加不同浓度的Sc元素，通过金相组织分析、扫描电镜观察、力学性能测试等方法，研究Sc元素对合金组织和焊接性能的影响。
结果发现，添加适量的Sc元素可显著细化合金晶粒和强化固溶体，同时促进析出相的形成和分布，提高合金的耐蚀性和疲劳性能。
在焊接方面，添加Sc元素可有效改善焊接接头的强度和塑性，减少焊缝裂纹的出现，并提高热影响区的组织稳定性和耐蚀性。
本研究为挖掘Al-Zn-Mg-Cu-Zr-Sc高性能合金的应用潜力提供了理论和实验基础。
关键词：Sc元素；Al-Zn-Mg-Cu-Zr合金；金相组织；焊接性能；耐蚀性能；疲劳性Al-Zn-Mg-Cu-Zr合金是一种新型高强度、耐腐蚀性能优异的铝合金材料，在航空、汽车、高速列车等领域有着广泛的应用。
然而，随着应用需求的增加，合金的性能和加工性能的要求也越来越高。
为了进一步提高合金的性能和加工性能，研究人员引入Sc元素进行合金化改性。
本研究以Al-Zn-Mg-Cu-Zr合金为基础材料，分别添加0.1wt%、0.5wt%、1wt%、2wt%的Sc元素，制备不同浓度的Al-Zn-Mg-Cu-Zr-Sc合金材料。
通过金相组织分析发现，添加Sc元素后，合金晶粒显著细化，且呈现出更均匀的分布；同时，固溶体显著强化，析出相也得到了增强和晶界相互作用，这有利于提高合金的机械性能以及疲劳性能。
进一步的扫描电镜观察表明，在添加适宜量的Sc元素后，合金中析出相的尺寸和形状得到了更好的掌控，有利于合金的强化作用。
疲劳寿命测试结果表明，添加Sc元素后，合金的疲劳极限得到了提高，具有更好的耐久性能。
此外，涂覆保护膜后的合金在腐蚀介质中表现出优异的耐蚀性。
在焊接性能方面，添加Sc元素能有效降低焊接接头的延展性，从而减少焊缝裂纹的出现。
800 MPa级超强铝合金成分设计、制备技术及组织性能研究
800 MPa级超强铝合金成分设计、制备技术及组织性能研究Al-Zn-Mg-Cu系铝合金由于其高比强度、高韧、良好抗腐蚀性能等作为飞机结构件、汽车安全装置等零件材料而得到广泛应用。
超强铝合金是永恒的研究课题,尤其是800 MPa强度级的超强铝合金,一直是研究学者所追求的目标。
本文按照合金成分优化设计→热处理调控(固溶+时效)→变形加工各向异性的思路进行研究。
研究了不同Zn/Mg、Cu/Mg对铸态铝合金淬透性与铝合金轧制材组织性能的影响,选取综合性能较优的合金成分(Al-11.2 Zn-3.0 Mg-1.3Cu-0.2Zr)制备大尺寸超强铝合金挤压材。
之后研究了6种固溶工艺和3种时效工艺对大尺寸超强铝合金挤压材组织与性能的影响,最后研究了热压缩-挤压材超强铝合金在最佳热处理工艺下的组织性能与各向异性。
本文研究的组织与性能主要包括:晶粒、未溶相、位错、硬度、电导率、淬透性、力学性能及抗腐蚀性能。
具体的研究工作和试验结论如下:(1)研究了不同Zn/Mg、Cu/Mg值对Al-x Zn-3.0 Mg-y Cu-0.2 Zr铝合金铸态淬透性与轧制材组织性能的影响,其中Zn/Mg 值分别为:3.13、3.73、4.0;Cu/Mg值分别为:1.43、0.77;采用热处理工艺为:固溶(470 ~oC×2 h)+T6(121~oC×24 h)时效。
结果表明:对于铸态铝合金而言,增加Zn/Mg和Cu/Mg都会降低合金的淬火敏感性,验证了合金的淬透性与原子半径差总和呈负相关关系,即合金原子半径差总和越大,合金淬透性越差。
对于轧制材铝合金而言,增加合金的Zn/Mg值,会促进合金再结晶及晶粒长大。
适当增加合金中Zn/Mg值会起到强硬化作用,如Cu/Mg值为0.77时,当Zn/Mg 值从3.13升高到3.73时,硬度提高了8.8 HV,强度提高了49.268 MP,但是Zn/Mg 值升高到4.00时,硬度和强度反而降低。
Al--Zn--Mg--Cu合金析出相的电子显微学研究的开题报告
Al--Zn--Mg--Cu合金析出相的电子显微学研究的开题报告研究背景：Al--Zn--Mg--Cu合金是一种先进的高强铝合金，在航空航天、交通运输、轻工业等领域有广泛的应用。
该合金具有优异的力学性能、疲劳性能和耐腐蚀性能，在提高航空器及轨道交通运输工具的性能和降低燃料消耗方面具有重要的应用价值。
合金中的析出相对其性能和应用具有重要的影响，因此对Al--Zn--Mg--Cu合金析出相的研究具有重要的学术意义和实际应用价值。
电子显微学技术是一种有效的材料表征手段，已经在合金中析出相的研究中得到广泛应用。
该方法通过细微结构的表征，可以揭示合金中的析出相的组成、形貌、位置等信息，为进一步优化合金制备工艺，提高性能提供理论基础。
研究内容和目的：本研究旨在通过电子显微学技术对Al--Zn--Mg--Cu合金中的析出相进行表征，研究其形貌、组成、位置等。
具体研究内容如下：1. 采集Al--Zn--Mg--Cu合金析出相的电子显微图像。
2. 对采集的电子显微图像进行处理，分析合金中析出相的组成成分。
3. 分析合金中析出相的形貌、位置等微观结构特征，揭示Al--Zn--Mg--Cu合金中析出相的基本形成规律。
4. 结合力学性能测试等方法，研究Al--Zn--Mg--Cu合金中析出相的性能影响机制。
本研究的目的是揭示Al--Zn--Mg--Cu合金中析出相的形成规律和性能影响机制，为进一步优化合金制备工艺，提高性能提供理论基础。
研究方法：本研究主要采用以下电子显微学技术：1. 扫描电子显微镜（SEM）：用于获得高分辨率的断口表面形貌图像。
2. 透射电子显微镜（TEM）：用于获得高分辨率的析出相晶体学结构图像。
3. X射线衍射（XRD）：用于确定析出相的晶体相结构和组成。
同时，本研究将结合力学性能测试等方法，探究析出相的性能影响机制。
预期成果：通过对Al--Zn--Mg--Cu合金析出相的电子显微学研究，预计达到以下成果：1. 确定合金中析出相的组成成分。
时效态高强铝合金热变形行为及微观组织演变
时效态高强铝合金热变形行为及微观组织演变李萍;陈慧琴【摘要】采用热力模拟试验方法对具有时效态和过时效态初始组织的新型 Al-Zn-Mg-Cu 高强铝合金试样进行了热压缩实验，分析了在热变形过程中的流变行为和微观组织演变。
研究结果表明，时效态与过时效态试样都具有动态回复型流变应力曲线特征，且相同变形条件下时效态试样的流变应力高于过时效态流变应力，平均应力指数值分别为6.4525和5.6459，热变形激活能值分别为247.457 kJ/ mol 和178.252 kJ/ mol.两种状态试样热变形组织演变基本规律为：高温条件下，析出相溶入基体组织，晶粒长大倾向高；当变形程度较大时（60%~80%），可以获得细小的晶粒组织；低温变形条件下，析出相含量较高，晶粒长大倾向小。
比较发现，高温变形过程中，时效态试样晶粒长大倾向小，变形程度较大时晶粒组织更加细小均匀；而过时效态试样晶粒组织经历了变形较小时的粗化到变形较大时的细化。
%Hot-compression experiments of new Al-Zn-Mg-Cu alloy with as-aged and as-overaged starting structures were carried out by thermo-mechanical modeling testing method. Hot-deformation Behavior and microstructure evo-lution of the alloy with as-aged and as-overaged starting structures have been analyzed. The results indicate that both samples have the dynamic recovery flow stress curves with higher stress of as-aged samples at the same de-formation conditions. The average stress exponents are 6. 4525 and 5. 6459 respectively,and the average hot-de-formation active energy are 247. 457 kJ/ mol and 178. 252 kJ/ mol respectively for the as-aged and the as-overaged samples. Microstructure evolutions during hot deformation of both samples are that precipitatedphases dissolved in-to the matrix,and grain grows fast during deformation at higher temperature;while refined grains can be obtained when high reduction is great than 60% ~ 80% . However,the content of precipitated phases is higher,and grain grows slowly during deformation at lower temperature. By comparing analyses,it is shown that refined grains after lager strain are smaller and more uniform for the as-aged samples due to lower grain growth rate at the high temper-ature deformation conditions;while grain coarsening occurs at small strain and grain refining presents at large strain for the as-overaged samples at high-temperature deformation processes.【期刊名称】《太原科技大学学报》【年(卷),期】2014(000)005【总页数】6页(P358-363)【关键词】高强铝合金;热变形;流变应力;微观组织【作者】李萍;陈慧琴【作者单位】太原科技大学，太原 030024;太原科技大学，太原 030024【正文语种】中文【中图分类】TG146.2+高强铝合金是航天航空领域的主要结构材料[1]。
Mg、Cu元素对Al-Zn-Mg-Cu合金组织和性能的影响的开题报告
Mg、Cu元素对Al-Zn-Mg-Cu合金组织和性能的影响的开题报告1. 研究背景Al-Zn-Mg-Cu合金是一种重要的高强度铝合金，具有优异的强度、耐腐蚀性、抗热性和可焊性等特点，被广泛应用于航空航天、汽车、铁路、船舶等领域。
其中Mg和Cu作为合金元素，对其组织和性能均起着重要的影响。
因此，深入研究Mg、Cu元素对Al-Zn-Mg-Cu合金组织和性能的影响，对于合金的优化设计和制造具有重要意义。
2. 研究内容（1）Mg、Cu元素对Al-Zn-Mg-Cu合金组织的影响Mg、Cu元素作为重要的合金元素，其含量对于Al-Zn-Mg-Cu合金的组织具有重要的影响。
本研究将通过不同含量的Mg、Cu元素添加，研究其对合金的晶粒大小、相组成、析出相数量和尺寸、晶界特征等方面的影响。
同时，采用显微镜、透射电子显微镜等技术，揭示不同含量Mg、Cu元素对合金组织的细观结构差异。
（2）Mg、Cu元素对Al-Zn-Mg-Cu合金力学性能的影响Mg、Cu元素的含量变化对于Al-Zn-Mg-Cu合金的力学性能具有重要的影响。
本研究将采用拉伸试验、压缩试验、硬度测试等方法，研究不同含量Mg、Cu元素对合金的强度、塑性、抗疲劳性能、耐蚀性能等方面的影响规律。
通过建立Mg、Cu元素含量与合金性能的数量关系模型，为提高合金的力学性能提供理论依据。
3. 研究意义（1）揭示Mg、Cu元素对Al-Zn-Mg-Cu合金组织和力学性能的关系，为合金的制造和应用提供科学依据。
（2）优化设计高性能Al-Zn-Mg-Cu合金。
（3）探索新型铝合金的研究方向，在国防军工、交通运输、航空航天等领域具有广泛的应用前景。
4. 研究方法（1）制备样品：采用真空电炉熔炼、半连续铸造、热轧等工艺制备Al-Zn-Mg-Cu合金试样。
（2）样品表征：采用X射线衍射仪、扫描电镜等对合金样品的组织、相组成等性能进行表征。
（3）金相观察：采用金相显微镜观察合金的组织结构、晶粒大小、晶界特征等。
Al-Zn-Mg-Cu合金淬透性研究进展
ｔ Ｏ ｄ ｅ ｔ ｅ ｒ ｍｉ ｎ ｅ ｑ ｕ ｅ ｎ ｃ ｈ ｅ ｄ ｄ ｅ ｐ ｔ ｈ ，ＴＴＰ ｃ ｕ ｒ ｖ ｅ ｓ ，ＣＣ Ｔ ｃ ｕ ｒ ｖ ｅ ｓ ，ＴＴＴ ｃ ｕ ｒ ｖ ｅ ｓ ，ｔ ｈ ｅ ｏ ｒ ｅ ｔ ｉ ｃ ａ ｌ ｃ ａ ｌ ｃ ｕ ｌ ａ ｔ ｉ ｏ ｎ ｍｅ ｔ ｈ ｏ ｄ，ａ ｎ ｄ ｃ ｏ ｍｐ ｕ ｔ ｅ ｒ
ｓ ｅ ｎ ｔ ｉ ａ ｌ ｋ ｅ ｙ ｓ ｔ ｒ ｕ ｃ ｔ ｕ ｒ ａ ｌ ｍａ ｔ ｅ ｒ ｉ ａ ｌ ｆ ｏ ｒ ｄ ｅ ｖ ｅ ｌ ｏ ｐ ｉ ｎ ｇ ｍｏ ｄ ｅ ｒ ｎ ａ ｅ ｒ ｏ ｓ ｐ ａ ｃ ｅ ｗｅ ａ ｐ ｏ ｎ ｓ ａ ｎ ｄ ｅ ｑ ｕ ｉ ｐ ｍｅ ｎ ｔ ａ ｎ ｄ ｉ ｎ ｏ ｔ ｈ ｅ ｒ ｆ ｉ ｅ ｌ ｄ ．Ｂ ｕ ｔ ｆ ｏ ｒ
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高精度铝合金管材的应用及生产技术
高精度铝合金管材的应用及生产技术摘要：由于经济和工业水平的提高，中国金属需求的增加在工业生产中铝合金材料是轻金属发挥着越来越重要的作用。
它提供了腐蚀、轻率、高盈利、能效和环境等优点。
高精度成品铝合金目前用于航天、汽车工业、工程、化学等领域。
本文研究分析了铝合金及其加工技术的应用。
关键词：高精度铝合金；应用；加工成形技术高精度铝合金的主要优点通常是加工能力好、焊接简单、强度高、密度低。
因此，它被用于汽车、航天、民航等许多领域。
特别是，它在汽车工业中起着至关重要的促进作用，广泛应用于汽车工业。
一、高精度铝合金材料的特点国外高精度铝合金的研制Al-Cu-Mg和Al-Zn-Mg-Cu铝合金产品，Al-Cu-Mg 合金的静态强度较低，Alu-ZN-MG-CU合金的温度有很高的状态。
Al-Cu-Mg是早最合金。
铝产品的快速热处理。
随着汽车工业的发展此外，还开发了铝合金系列的制造工艺。
在上世纪下半叶到至今，合金得到了发展，在此基础上开发了2618种合金。
我们成功地研制系列合金十多种发展类型广泛应用于汽车工业。
我国相对较晚研究高精度铝合金。
最早起源铝合金可追溯到80年代。
高精度铝合金(Al-Zn-mg-Cu)的研究开发高强高韧铝合金。
7xxx系列铝合金目前广泛用于航空应用，推导出7075、7175、7050等在航空产品制造中广泛应用的铝合金。
20世纪90年代，北京乘用车研究所成功研制出了标准和半连续铸造7A55铝合金，研制出了高精度7A60铝合金。
1.低密度铝合金。
其密度为2.7g/立方厘米，而工业制造中通常使用密度为7.8g/立方厘米的钢，其中铝合金约占三分之一。
由于这些特殊特性，铝合金满足了航空航天、汽车工业、建筑等领域的设备要求。
以实现更广泛的使用。
使用铝合金可以在一定程度上降低运输和加工成本，从而降低成本。
2.铝合金具有良好的力学性能。
纯铝具有较低的密度值和良好的可成型性，但纯铝相对强度低。
因此锌、镁、铜等元素被添加。
7075铝合金研究进展
7075系铝合金的国内外发展现状及趋势摘要：Al-Zn-Mg-Cu系铝合金是目前航空航天上的主要受力构件。
本文就其热处理方式、强化机制进行概述；对其国内外发展现状进行介绍，并对其今后发展趋势大胆地展望。
关键词：7075 Al-Zn-Mg-Cu系铝合金国内外发展现状0 前言铝作为地壳中储量最多的元素之一，约占地壳总质量的8.2wt%，由于铝在大气总比较活泼，其通常以氧化物的形式存在，而在Al2O3中提取Al通常采用的是电解法，提取比较困难，所以铝的发展历史迄今都不超过200年。
当年，英国皇家学会为表彰门捷列夫对化学的杰出贡献，不惜重金制作了一只铝杯，赠送给门捷列夫。
当前随着航空航天技术飞速发展，铝合金及其复合材料因其比强度较高，优良的抗腐蚀能力，优异的成形性能在航空航天上得到广泛的应用。
7075（Al-Zn-Mg-Cu）系超硬铝合金是上个世纪40年代末最早应用于飞机上的铝合金材料，之后，通过添加其它种类合金元素，改变其合金元素的含量以及改变其热处理工艺得到诸多性能优良的航空航天材料。
别士强等人在Al-Zn-Mg-Cu系铝合金中添加Ni进行研究，结果表明，0.25%的Ni含量在该合金中除中和铁生成Al9FeNi 相外, 还生成了强化相Al7Cu4Ni , 在时效过程中起沉淀硬化作用。
1 Al-Zn-Mg-Cu系铝合金Al-Zn-Mg-Cu系铝合金是目前强度最高的一类铝合金，其强度500~700MPa，在加上其优良的工艺性能，使得它成为航天航空工业上重要的结构材料。
它是在Al—Zn—Mg 系合金的基础上发展起来的，属于可热处理强化铝合金，其屈强比高，比强度也很高，但塑性较低，耐蚀性相对于纯铝较差，疲劳强度也不高，通常提高其耐蚀性采用包铝的方式。
使用温度高于 120℃时会急剧软化，其中固溶体分解，弥散相急剧长大。
其化学成分主要为：化学成分/%,不大于其他杂质/%,不大于2 Al-Zn-Mg-Cu 系铝合金的热处理方式Al-Zn-Mg-Cu 系超硬铝合金通常采用退火、淬火、时效（固溶加时效）的工艺进行热处理，从而得到较高的力学性能。
喷射沉积制备Al-Zn-Mg-Cu合金大型坯组织性能的研究
坯在 ６ ０ ８ Ｋ预热 ， 利用 热 挤 压 机 （ ６ ０吨 ） 其 挤 压 ３０ 将 成直径 为 ５ ０毫 米 的棒 坯 ， 压 比为 ３ ： １ 挤 压 棒 挤 ６ ，
材在 ７ ０ ５ Ｋ固溶 １ ５ ． ｈ后 ， 水淬 ， ４ ３ 在 ０ Ｋ时效 ２ ｈ 将 ４ ，
时效处 理 后 的合 金 加工 成标 准 拉 伸 试样， 在 Ｅ ０Ｋ Ｗ６ ０ Ｎ液 压 式 万 能 材 料 实 验 机 上 进 行 拉 伸 实
验 ， 测试 了两个 试 样 。用 Ｑ ａ ｔ ４ ０型 扫描 电镜 共 ｕ ｎａ ０
高 、 合 金熔 炼到 近终 成 型一 步完 成 的优势 ， 年来 从 近
７０ ０ ０系铝合 金 （ Ｉ ｎＭｇＣ ） Ａ ． ． ． ｕ 是发 展 较 为 成熟 Ｚ 的高强 铝合 金 ， 量 应 用 于航 空航 天工 业 中。 传 统 大
１ 实 验 过 程
用 Ｏ ｐａ ｓｒｙ公 司生 产 的 喷 射 沉 积 设 备 制 备 了 化 学 成分 如表 １ 示 的实 验合 金 。喷射 沉积 工艺 参 数 所 分 别为 ： 注 温度 ８ ０ ； 化 气 体 流 量 ２ ｍ ／ ｎ 浇 ４℃ 雾 ８ ｍｉ； 熔 体 流 率 ８ ７ ｇ ｍ ｎ 雾 化 气 压 力 ０ ７ Ｐ ； 射 沉 ． ｋ／ ｉ； 。Ｍ ａ喷
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第２ ７卷 第 １期
２０ ０ ７年 ２月
航
空
材
料
学
报
Ｖｏ ． ７， ．１ １ ２ Ｎｏ
Ｊ ＵＲＮＡＬ ＯＦ ＡＥ Ｏ ＲＯＮＡＵ Ｉ ＡＬ ＭＡ ＥＲＩ Ｌ ＴＣ Ｔ Ａ Ｓ
Ｆ ｂｒ ｒ ２０ ｅ ｕａ ｙ ０７
Al—Zn—Mg—Cu系超高强铝合金等温复合挤压研究
（． １ 国防科技 工业 精密塑性 成形研究应用 中心 ，重庆 ４ ０ ３ ； ． ０ ０ ９ ２ 中国兵器工业第 五九研究所 ， 重庆 ４０ ３ ） ０ ０ ９
摘要 ：以某 回转体 构件 为对 象 ， 行 了等 温复合 挤 压 成 形研 究 ， 过 有 限元 数值 模 拟 ， 析 了成 形 过 程 进 通 分
ｔ ｅ ｆｏ ｎ ｆ ｔ ｅ ｍａ ｅ ｉｌ ｕ ｉ ｇ ｆ ｒ ｉ ｇ ｗａ ｎ ｌ ｚ ｄ ｈ ｎ ｔ ｅ ｅ ｇ ｎｄ ｏ ｔｂ ｓ ｄ ｏ ．Ｔｈ ｅ ｕ ｔｉ — ｈ ｌ ｗｉ ｇ ｏ ｈ ｔ ｒ ｒｎ ｏ ｍ ｎ ｓ ａ ａ ｙ ｅ ，ｔ ｅ ｈ ｎ ｉ ｅ ｒ ｅ ｔ ｒ ａ ｒｅ ｕ ａ ｅ ｎ ｉ ａｄ ｎ ｔ ｅｒｓ ｌ ｎ
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铸态和锻态高强铝合金热变形组织的演变
铸态和锻态高强铝合金热变形组织的演变王金亮;赵晓东;陈慧琴【摘要】采用Gleeble-1500D热力模拟试验机对具有铸态和预锻态初始组织的新型A1-Zn-Mg-Cu高强铝合金试样进行了热压缩试验,分析了该合金铸态和锻态初始组织在热变形过程中的演变.研究结果表明,高温低应变速率条件下,铸态树枝晶粒在热压缩变形拉长的同时,晶内树枝晶界在高温压缩扩散的作用下逐渐消失,转变为粗大均匀且变形拉长的晶粒组织.当压缩变形量很大时,剧烈拉长的晶粒将通过几何动态再结晶得到细化.预锻态试样压缩过程中,适当的温度和应变速率条件下即可发生动态再结晶,形成细小均匀的再结晶新晶粒.【期刊名称】《太原科技大学学报》【年(卷),期】2013(034)004【总页数】7页(P276-282)【关键词】高强铝合金;热变形;组织演变【作者】王金亮;赵晓东;陈慧琴【作者单位】太原科技大学材料科学与工程学院,太原030024;太原科技大学材料科学与工程学院,太原030024;太原科技大学材料科学与工程学院,太原030024【正文语种】中文【中图分类】TG146.2+高强铝合金是航空航天工业中主要的结构材料。
目前世界各国民用飞机上铝合金已占居了结构材料重量的70%～80%，其中大部分为高强铝合金［1］。
随着现代航空航天工业的发展，对高强铝合金的强度和综合性能提出了更高的要求。
近些年来，优化合金成分设计、超细化合金组织结构、采用新型的制坯方法、发展新的成形加工及热处理制度成为发展高性能铝合金的重要方向［2-4］。
新型Al-Zn-Mg-Cu高强铝合金主要应用于飞机重要部件的制造，如制造超厚板材和大型锻件［5-7］。
近年来，就7XXX系铝合金的热变形进行了大量模拟研究，但对其热变形行为的研究多集中于其流变应力行为、本构方程和热加工后显微组织等研究［8-10］；而高强铝合金厚板锻件的多向锻造过程是一个多火次多工步复杂的热力学过程。
该过程中，通过合理的热变形工序可以有效地消除铸态缺陷、细化晶粒，并使粗大的第二相碎化和弥散化，获得致密的、均匀的、细化的锻态组织，提高厚板锻件性能。
各种铝合金的热处理特性 74
各种铝合金的热处理特性74—4一、序言所谓热处理一般是包括非常广泛范围的操作，例如：在金属手册里从热处理术语解说来看，热处理是“为了对固体金属或合金给予所要求的特性所进行的加热操作和冷却操作，而为了热加工的加热除外”。
然而铝合金的热处理一般则意味着固溶热处理、淬火及时效硬化处理的周期，按照这种操作是否存在有效性，而把合金分为可热处理合金和不可热处理合金。
本文把热处理限定在狭义的范围内来介绍可热处理合金的特性。
并且，铝合金包括有变形材料和铸件，但是对合金热处理特性来说两者之间没有非常大的差别，因此这里愿意采用变形材料。
二、不可热处理合金和可热处理合金在铝合金方面为了适应各种用途发展了很多种，这些种铝合金据根铝中添加的主要元素在JIS中以四位数字分成九个系。
但是从另一方面据根合金的热处理特性，又把上述的合金分成不可热处理合金和可热处理合金。
表Ⅰ中示出不可热处理合金和可热处理合金的各种性质的比较。
为了调节不可热处理合金的强度可进行冷加工或退火。
即对软状态的材料施加冷加工，伴随着加工硬化的进行强度增加，延伸率下降；而与此相反，当硬状态合金材料在各种温度下退火时随着温度升高强度下降，延伸率增加。
因此用选择适合各种合金的冷变形率的方法和在适当温度下退火的方法可获得满足标准的强度。
并且为了获得中间强度退火温度按各种合金而不同，此外加工前后也不同。
另外，Al-Mg系合金加工硬化后在常温下放置时抗张强度变化不大，而屈服点稍稍下降，延伸率有所提高。
而在低温下加热时这种变化进行得迅速。
把这种变化称为稳定化处理。
对可热处理合金来说由于铝合金中没有相变，所以Cu，Zn，Mg或Si等添加元素的析出硬化作用使其获得强度。
因此合金在高温下加热时硬化成分充分地熔化在基体中，形成单一固溶体(称固溶热处理)，但是必须严格按照指定的温度，如果超过其允许的最高温度，则合金中的共晶部分开始熔化，不仅材料的机械性能下降，而且其表面状态也变为不良。
气体雾化Al-Zn-Mg-Cu铝合金粉末的形貌及组织性能研究
ａ ｄ ａ ｓ ｔｏ 一 ｇ ｑ ｉｉ ｉｍ ｈａ ｅ，ｗｈｏ ｅ ｄｆｒ ｃ ｉｎ ｐ ａ ｓ ｂ ｏ ｄ ｎ ｗｉ ｅ ｒ ｓ ｆｐ ｗｄｅ ｉｅ ａ ｄ ｉｃ ｅ ｓ ｎ ｐｏ ｆ Ｍ Ｚｎ２ｅ ｕ ｌ ｕ ｐ ｓ ｂｒ ｓ ｉｆａ ｔｏ ｅ ｋ ｒ ａ ｅ ｔ ｄ ｃｅａ ｅｏ ｏ ｈ ｒｓｚ ｎ ｎ ｒ ａ ｅ
王 少卿 一 于化 顺 王 海 涛 张振 亚 闵光 辉
（ 东 大学 材 料 液 态 结 构 及 其 遗 传 性 教 育 部 重 点 实 验室 ， 南 山 济 ２０６） ５０ １
摘 要 ： 利 用 氮 气 雾 化 法 制 备 了 Ａ 一ｎＭｇＣ １ — —ｕ合 金 粉 末 ， 过 扫 描 电 镜 、 学 显 微 镜 和 ｘ射 线 衍 射 仪 对 粉 末 Ｚ 通 光 的 形 貌 及 组 织 特 征 进行 了研 究 ； 测 了 粉 末 热 挤 压 法 制 备 的合 金 棒 材 的力 学 性 能 ， 对 其 断 口进 行 了 分 析 。 检 并 结 果 表 明 ： 着 粉 末 颗 粒 尺 寸 减 小 ， 粒 形 状 由 以长 条 形 为 主 转变 为 以 近球 形 为 主 。 同时 ， 微 组 织 中 的枝 晶 随 颗 显 臂 间 距 减 小 ， 粒 细 化 效 果 明 显 ； 金 以 ａＡ 相 为 主 ， 有 少 量 町 Ｍｇｎ 晶 合 —１ 还 一 Ｚ 平 衡 相 存 在 。随 粉 末 颗 粒 尺 寸减 小 基 体 过 饱 和 度 增 加 ， 体 相 和 Ｍｇ ｎ 衍 射 峰 宽 化 ； 末 粒 度 减 小 ， 压 合金 力 学 性 能 提 高 ； 压 合 金 拉 伸 断 基 Ｚ 相 粉 挤 挤
ｐ ｗｄ ｒ ｅ ａ ｅ ａ ｔ ｍ ｉ ａ ｉ ｎ ｐ ｏ ｅ ｓ ｏ ｅ ｓ ｐｒ ｐ ｒ ｄ ｂｙ ｇ ｓ ａ ｏ ｚ ｔｏ ｒ ｃ ｓ
新型Al-Zn-Mg-Cu合金热变形组织演化
新型Al-Zn-Mg-Cu合金热变形组织演化张坤;臧金鑫;陈军洲;伊琳娜;汝继刚;康唯【摘要】采用Gleeble-1500D热力模拟试验机研究新型Al-Zn-Mg Cu高强铝合金在变形温度为300～450℃,应变速率为0.001～10s1条件下的热变形组织演化.利用光学显微镜(OM)和透射电子显微镜(TEM)观察合金不同热变形条件下的组织形貌特征.结果表明:随着变形温度的升高和应变速率的减小,位错密度减小,亚晶粒尺寸增大;合金热压缩变形过程中主要的软化机制为动态回复和动态再结晶.变形温度为300～400℃时,主要发生动态回复;变形温度为450℃,应变速率为0.001～10s-1时,软化机制以动态再结晶为主,存在晶界弓出、亚晶长大、亚晶合并3种再结晶形核机制.%Microstructure evolution during hot deformation of a new Al-Zn Mg-Cu alloy was investigated by Gleeble-1500D thermal mechanical simulator at 300-450℃ and strain rate of 0.001-10s-1.The microstructure features at different hot deformation conditions were analyzed with optical microscope (OM) and transmission electron microscope (TEM).The results show that the dislocation density decreases and the subgrain sizes increase with the increase of deformation temperature and the decrease of the strain rate;the main softening mechanism of the alloy is dynamic recovery and dynamic recrystallization.Only dynamic recovery occurs when the temperature is 300-400℃.Dynamic recrystalliza tion occurs when the strain rate is 0.001-10s 1 at 450℃.The nucleation mechanism is grain boundary bowing,subgrain growing and subgrain incorporation during dynamic recrystallization.【期刊名称】《材料工程》【年(卷),期】2017(045)001【总页数】6页(P14-19)【关键词】Al-Zn-Mg-Cu高强铝合金;热压缩变形;微观组织;动态回复;动态再结晶【作者】张坤;臧金鑫;陈军洲;伊琳娜;汝继刚;康唯【作者单位】北京航空材料研究院,北京100095;北京航空材料研究院,北京100095;北京市先进铝合金材料及应用工程技术研究中心,北京100095;北京航空材料研究院,北京100095;北京市先进铝合金材料及应用工程技术研究中心,北京100095;北京航空材料研究院,北京100095;北京市先进铝合金材料及应用工程技术研究中心,北京100095;北京航空材料研究院,北京100095;北京市先进铝合金材料及应用工程技术研究中心,北京100095;中国商飞质量适航部,上海200126【正文语种】中文【中图分类】TG146.2+1;TG319Al-Zn-Mg-Cu系铝合金具有高比强度和良好的综合性能等优点，是世界各国航空、航天及军事领域不可或缺的结构材料[1,2]。
Zr 与时效处理工艺对Al-Zn-Mg-Cu 合金组
基金项目：广东省基础与应用基础研究基金项目（2020B1515120093）。
作者简介：林玉金（1973-），女，广东惠州人，工程师，主要从事铝合金材料与加工研究工作。
收稿日期：2022-08-16Zr 与时效处理工艺对Al-Zn-Mg-Cu 合金组织与性能的影响林玉金1，夏鹏2，周楠2，胡权1（1.佛山市三水凤铝铝业有限公司，佛山528133；2.广东省科学院新材料研究所，广州510650）摘要：采用TEM 、电化学工作站、慢应变速率拉伸机等方法研究了添加微量Zr 元素以及T6（时效）、RRA （回归再时效）、FSA （四级时效）等不同热处理工艺对Al-Zn-Mg-Cu 合金微观组织、力学性能与应力腐蚀性能的影响。
结果表明，Al-Zn-Mg-Cu 合金经Zr 微合金化后，力学性能、抗应力腐蚀性能均得到明显提升，T6处理可获得最优的力学性能，经RRA 和FSA 处理后可进一步提升材料的抗应力腐蚀性能。
关键词：Al-Zn-Mg-Cu 合金；Zr 微合金化；微观组织；抗应力腐蚀性能中图分类号：TG146.21文献标识码：A文章编号：1005-4898（2022）06-0045-06doi：10.3969/j.issn.1005-4898.2022.06.100前言Al-Zn-Mg-Cu 合金因其具有较低的密度和超高的强度而被广泛应用于航空航天、船舶、轨道交通以及汽车等领域，近年来随着汽车、高铁等运输工具轻量化的快速发展，高性能铝合金材料特别是高强Al-Zn-Mg-Cu 合金材料的需求日益增大。
Al-Zn-Mg-Cu 合金经适宜的时效处理后基本都能满足各类交通工具承载结构件对强度的要求，但是该系列合金作为轻量化材料应用时面临的应力腐蚀问题仍亟需解决[1-3]。
以往改善Al-Zn-Mg-Cu 合金性能的研究大部分集中在晶内析出相和晶界无沉淀析出带（PFZ ）等微观组织的影响上，如采用过时效（T7X ）处理或者回归再时效（RRA ）处理使晶界析出相粗化并呈不连续分布，从而达到降低合金的应力腐蚀开裂（SCC ）敏感性的目的。
淬火态Al-Zn-Mg-Cu合金中位错环的形成机理研究
第３９卷第６期２０２０年１２月电㊀子㊀显㊀微㊀学㊀报ＪｏｕｒｎａｌｏｆＣｈｉｎｅｓｅＥｌｅｃｔｒｏｎＭｉｃｒｏｓｃｏｐｙＳｏｃｉｅｔｙＶｏｌ ３９ꎬＮｏ ６２０２０￣１２文章编号:１０００￣６２８１(２０２０)０６￣０６５０￣０６㊀㊀淬火态Ａｌ￣Ｚｎ￣Ｍｇ￣Ｃｕ合金中位错环的形成机理研究宋㊀淼ꎬ齐东卿ꎬ杜㊀奎∗ꎬ叶恒强(中国科学院金属研究所沈阳材料科学国家研究中心ꎬ辽宁沈阳１１００１６)摘㊀要㊀㊀采用透射电子显微镜和原位拉伸实验ꎬ研究了淬火态Ａｌ￣Ｚｎ￣Ｍｇ￣Ｃｕ合金中三种不同组态的位错环及其形成机理ꎮ包括因Ａｌ３Ｚｒ析出相颗粒与Ａｌ基体晶格失配及热膨胀系数差异在Ａｌ３Ｚｒ颗粒周围形成的位错环ꎻ蜷线位错分解形成的位错环ꎻ以及因微区成分不均匀或局部缺陷导致的滑移带前端位错绕过或交滑移形成的位错环ꎮ研究表明ꎬ通过对纳米析出相在Ａｌ基体中微观组态的控制和高温淬火处理ꎬ可以调控Ａｌ合金中位错环的尺寸和三维空间分布ꎮ关键词㊀㊀铝合金ꎻＡｌ３Ｚｒꎻ位错环ꎻ透射电子显微镜中图分类号:ＴＢ３ꎻＴＧ１４６ꎻＴＧ１１５ ２１ꎻＴＧ１１１ ２㊀㊀文献标识码:Ａ㊀㊀ｄｏｉ:１０ ３９６９/ｊ.ｉｓｓｎ.１０００￣６２８１ ２０２０ ０６ ００５收稿日期:２０２０－０３－３１ꎻ修订日期:２０２０－０４－２３基金项目:国家自然科学基金资助项目(Ｎｏ.９１９６０２０２)ꎻ辽宁省－沈阳材料科学国家研究中心联合研发基金(Ｎｏ.２０１９ＪＨ３/３０１０００２０).作者简介:宋淼(１９８６－)ꎬ男(汉族)ꎬ湖南人ꎬ助理研究员.Ｅ￣ｍａｉｌ:ｍｉａｏ.ｓｏｎｇ.ｐｎｎｌ＠ｇｍａｉｌ.ｃｏｍꎻｍｓｏｎｇ１２ｂ＠ａｌｕｍ.ｉｍｒ.ａｃ.ｃｎ∗通讯作者:杜奎(１９７１－)ꎬ男(汉族)ꎬ湖北人ꎬ研究员ꎬ博士研究生导师.Ｅ￣ｍａｉｌ:ｋｕｉｄｕ＠ｉｍｒ.ａｃ.ｃｎ㊀㊀位错环作为一种特殊的位错组态ꎬ因其可以阻碍位错的滑移ꎬ改善材料的力学性能ꎬ在上世纪六七十年代得到了较广泛的研究[１－４]ꎮ近年来ꎬ随着高性能工程合金的研发㊁表征技术以及材料计算模拟方法的不断进展ꎬ对位错环形成和演化机制的研究也更加深入ꎮ例如:通过计算模拟发现ꎬ铝中７个空位团簇即可形成棱柱位错环并稳定存在[５]ꎬ证实了之前很小尺寸的棱柱位错环即可稳定存在的推测ꎮＨａｌｅｙ等[６]采用原位透射电镜详细研究了在离子辐照条件下不同的ＦｅＣｒＡｌ合金成分如何影响位错环的形成及其演化ꎬ为核用包覆材料的设计及制备提供了翔实的实验证据ꎮ通常ꎬ材料中的位错环可以通过淬火[３]㊁辐照损伤[７－８]㊁Ｆｒａｎｋ￣Ｒｅａｄ位错源的增殖[９]㊁析出相的钉扎[１０－１１]㊁位错的攀移或交滑移[１２]等方式引入ꎮ不同形成过程得到的位错环组态和特性ꎬ以及对后续位错运动产生的影响也不相同ꎮ如Ａｌ合金经淬火处理后形成的位错环主要是由空位的聚集坍塌而成[１ꎬ３]ꎬ一般尺寸及分布不均匀ꎬ可形成小至几纳米ꎬ大至微米级尺度的位错环[１３]ꎬ还可形成多层的环形位错[４]ꎮ这种空位坍塌形成的位错环可以通过攀移或沿垂直于位错环平面的柱面滑移运动[１ꎬ３]ꎮ单质钨(体心立方结构)经辐照损伤所形成的位错环可以通过空位的坍塌或孔洞的表面位错的形核㊁交滑移等方式产生ꎮ该类型位错可沿垂直于位错环平面的柱面进行滑移[１４]ꎻ位错钉扎所形成的位错环一般与析出相的大小接近ꎬ常通过攀移发生运动[１１]ꎮ尽管位错环能够用于改善材料的力学性能ꎬ但要实现位错环尺寸㊁分布等的有效调控仍存在一定困难ꎮ本文采用透射电子显微镜结合原位拉伸实验方法[１５－１６]ꎬ研究了淬火态Ａｌ￣Ｚｎ￣Ｍｇ￣Ｃｕ合金中不同位错环的组态及其形成机理ꎮ实验结果有助于加深人们对铝合金变形机制的认识ꎬ为材料服役过程中位错组态的演化及控制提供实验数据和理论基础ꎮ１㊀实验材料与方法所用Ａｌ￣Ｚｎ￣Ｍｇ￣Ｃｕ合金的名义成分为Ａｌ￣７ ８％Ｚｎ￣１ ６％Ｍｇ￣１ ８％Ｃｕ￣０ １３％Ｚｒ(ｗｔ.％)ꎬ其杂质元素Ｆｅ和Ｓｉ的含量低于０ １５％ꎮ将样品经４７５ħ固溶处理４ｈ后ꎬ随炉冷却得到均匀化处理的Ａｌ￣Ｚｎ￣Ｍｇ￣Ｃｕ合金或在室温(２５ħ)的水中淬火得到淬火态Ａｌ￣Ｚｎ￣Ｍｇ￣Ｃｕ合金ꎮＴＥＭ样品经切割㊁研磨ꎬ以及后续液氮冷却条件下的离子减薄过程制备而成ꎮ采用ＴｈｅｒｍｏＦｉｓｈｅｒ公司的ＴｅｃｎａｉＦ３０型透射电子显微镜获取明场像(ＢＦｉｍａｇｅ)和暗场像(ＤＦｉｍａｇｅ)ꎻ用ＴｈｅｒｍｏＦｉｓｈｅｒ公司的Ｔｉｔａｎ３Ｇ２６０－３００双球差校正透射电子显微镜获取高角环形暗场像(ＨＡＡＤＦ￣ＳＴＥＭｉｍａｇｅ)ꎮ原位拉伸试验采用Ｇａｔａｎ６５４型应变样品杆在室温下进行ꎮ㊀第６期宋㊀淼等:淬火态Ａｌ￣Ｚｎ￣Ｍｇ￣Ｃｕ合金中位错环的形成机理研究㊀㊀２㊀实验结果与讨论２ １㊀Ａｌ￣Ｚｎ￣Ｍｇ￣Ｃｕ合金微观结构表征ＨＡＡＤＦ￣ＳＴＥＭ像(图１ａ)表明在均匀化处理后未经淬火处理的Ａｌ￣Ｚｎ￣Ｍｇ￣Ｃｕ合金中部分晶粒内存在大量尺寸及分布均匀的Ａｌ３Ｚｒ纳米颗粒ꎬ其平均直径为(２９ ９ʃ３ ９)ｎｍ(图１ｂ)ꎮ室温下ꎬＡｌ基体和Ａｌ３Ｚｒ的晶格参数分别为４ ０５０Å[１７]和４ ０９３Å[１８](图１ｃ)ꎬ两者之间的晶格失配为１ ０６％ꎮ因此ꎬ在室温条件下ꎬ实验中Ａｌ３Ｚｒ的颗粒尺寸(~３０ｎｍ)可以较好地保持与Ａｌ基体的共格关系ꎮ这种Ａｌ/Ａｌ３Ｚｒ界面的共格关系可以通过ｇ＝２２０的Ａｓｈｂｙ￣Ｂｒｏｗｎ衬度[１９－２０](图１ｄ)和高倍ＨＡＡＤＦ￣ＳＴＥＭ像(图１ｅꎬ１ｆ)得以证实ꎮ需要说明的是ꎬ实验合金中并非所有晶粒中都有如图１ａ所示分布均匀的Ａｌ３Ｚｒ纳米颗粒ꎮ图１㊀ａ.Ａｌ￣Ｚｎ￣Ｍｇ￣Ｃｕ合金的ＨＡＡＤＦ￣ＳＴＥＭ像ꎬＡｌ３Ｚｒ强化相如白色箭头所示ꎻｂ.合金中Ａｌ３Ｚｒ的平均直径及其分布ꎻｃ.Ａｌ基体和Ａｌ３Ｚｒ的晶格参数ꎻｄ.Ａｌ３Ｚｒ纳米颗粒的ＢＦＴＥＭ像ꎻｅ.单个Ａｌ３Ｚｒ纳米颗粒与Ａｌ基体的ＨＡＡＤＦ￣㊀㊀ＳＴＥＭ像ꎻｆ.图ｅ中白框区域的高倍ＨＡＡＤＦ￣ＳＴＥＭ像ꎮａꎬｄ:Ｂａｒ＝２００ｎｍꎻｅ:Ｂａｒ＝１０ｎｍꎻｆ:Ｂａｒ＝２ｎｍＦｉｇ.１㊀ａ.ＴｈｅＨＡＡＤＦ￣ＳＴＥＭｉｍａｇｅｏｆＡｌ￣Ｚｎ￣Ｍｇ￣ＣｕａｌｌｏｙꎬＡｌ３Ｚｒｐｒｅｃｉｐｉｔａｔｅｓａｒｅｄｅｎｏｔｅｄｂｙｗｈｉｔｅａｒｒｏｗｓꎻｂ.ＡｖｅｒａｇｅｄｉａｍｅｔｅｒａｎｄｄｉｓｔｒｉｂｕｔｉｏｎｏｆＡｌ３Ｚｒｎａｎｏｐａｒｔｉｃｌｅｓꎻｃ.ＬａｔｔｉｃｅｐａｒａｍｅｔｅｒｓｏｆｔｈｅＡｌｍａｔｒｉｘａｎｄＡｌ３Ｚｒꎻｄ.ＴｈｅＢＦＴＥＭｉｍａｇｅｏｆＡｌ３ＺｒｎａｎｏｐａｒｔｉｃｌｅｓｓｈｏｗｉｎｇｔｈｅｃｏｈｅｒｅｎｔｒｅｌａｔｉｏｎｓｈｉｐｂｅｔｗｅｅｎｔｈｅＡｌｍａｔｒｉｘａｎｄＡｌ３Ｚｒꎻｅ.ＴｈｅＨＡＡＤＦ￣ＳＴＥＭｉｍａｇｅｏｆａ㊀㊀ｓｉｎｇｌｅＡｌ３Ｚｒｎａｎｏｐａｒｔｉｃｌｅꎻｆ.ＴｈｅｅｎｌａｒｇｅｄｉｍａｇｅｏｆｔｈｅｗｈｉｔｅｂｏｘｅｄａｒｅａｉｎＦｉｇ.１ｅ.２ ２㊀Ａｌ３Ｚｒ周边位错环的形成机理经淬火处理后ꎬ在Ａｌ基体中发现了大量的位错环(图２ａ)ꎬ其主要由空位的聚集坍塌所致[３－４]ꎮ通常ꎬ该类型位错环的柏氏矢量为ａ/３‹１１１›ꎬ所在晶面为{１１１}[１]ꎮ本实验中ꎬ临近[１１１]晶带轴时位错环的二维投影也证实了其所在的平面为等效的四种{１１１}晶面ꎬ即(１１１)ꎬ(１１１)ꎬ(１１１)和(１１１)ꎮ如图２ａ所示ꎬ临近[１１１]晶带轴的ＢＦＴＥＭ像表明ꎬ该类型位错环主要存在三种不同的二维投影ꎬ分别用ＡꎬＢ和Ｃ位错环表示ꎮ统计发现ꎬ三种位错环的比例约为ＡʒＢʒＣ＝１ʒ１ ８ʒ１ １ꎮ圆形二维投影表明ꎬ其中Ａ位错环位于(１１１)面上ꎬＣ位错环位于(１１１)晶面ꎬＢ位错环位于(１１１)或(１１１)晶面ꎬ其中Ｂ位错环所占比例约为其它两种位错环的总和ꎮＢＦ和ＤＦＴＥＭ像(图２ｂ)表明ꎬ位错环的中心均存在Ａｌ３Ｚｒ纳米析出相ꎬ且存在少量交叉位错环(图２ｃ中的Ｄ)和双层位错环(图２ｃ中的Ｅ)ꎬ这不同于一般淬火过程中空位坍塌所形成的位错环[１－２]ꎮ此外ꎬ该类型位错环的平均直径较大(２０７ ０ｎｍʃ４１ ６ｎｍ)ꎬ分布也较为均匀(图２ｄ)ꎮ基于该类型位错环的中心存在Ａｌ３Ｚｒ纳米析出１５６㊀㊀电子显微学报㊀Ｊ.Ｃｈｉｎ.Ｅｌｅｃｔｒ.Ｍｉｃｒｏｓｃ.Ｓｏｃ.第３９卷相ꎬ以及存在交叉位错环的形式ꎬ推测其形成机理如图２(ｅ~ｈ)所示ꎮ由于Ａｌ３Ｚｒ具有Ａｌ基体相似的立方晶体结构(图１ｃ)ꎬ且两者晶格失配较小ꎬ室温条件下的Ａｌ３Ｚｒ与Ａｌ基体以完全共格的形式存在(图１ｄꎬ１ｆ)ꎮ球形共格析出相可以在周围Ａｌ基体中产生四叶草形的二维应变分布[２１－２２]ꎬ如图２ｅ所示ꎮ在４７５ħ高温均匀化处理过程中ꎬ热膨胀系数的差异导致Ａｌ３Ｚｒ与Ａｌ基体的晶格失配增大ꎬ即由室温的１ ０６％增大到４７５ħ的~３ ４％(从室温到４７５ħꎬＡｌ３Ｚｒ和Ａｌ的线性热膨胀量分别为~３ ４ˑ１０－２[２３]和~１ ０ˑ１０－２[２４])ꎮ因此ꎬＡｌ３Ｚｒ析出相在Ａｌ基体中引入的四叶草形应变场也会变大ꎬ同时Ａｌ基体中因高温引入的空位也会增加(图２ｆ)ꎮ在４７５ħ高温均匀化处理过程中ꎬ如果因热膨胀系数的差异在Ａｌ３Ｚｒ(~３０ｎｍ)析出相与Ａｌ基体间引入的所有空位缺陷在淬火过程中全部聚集坍塌ꎬ可在Ａｌ３Ｚｒ周围形成直径~５３ｎｍ的位错环(远小于实际测量的２０７ｎｍ)ꎮ由于Ａｌ３Ｚｒ在Ａｌ基体中产生的应力场的作用ꎬ所形成的位错环稳定分布在Ａｌ３Ｚｒ球形析出相周围基体应变较小的{１１１}晶面上(图２ｇ)ꎮ同时ꎬ高温均匀化处理时在Ａｌ基体中引入的空位缺陷也可扩散到Ａｌ３Ｚｒ析出相附近ꎬ促进由Ａｌ３Ｚｒ/Ａｌ基体界面失配所形成的位错环的进一步长大(图２ｇꎬ２ｈ)ꎮ交叉位错环可能与两个位错环在四叶草形应力场作用下的不同{１１１}晶面上的同时形核长大有关ꎮ当然ꎬ后续位错运动与位错环的交割也有可能形成交叉位错环ꎮ尽管纳米强化析出相也可能通过在变形过程中对位错运动的钉扎来形成位错环ꎬ但通常ꎬ形成的位错环只是稍大于析出相或直接与析出相接触[２５－２６]ꎬ很难形成图２中较大直径的位错环ꎮ此外ꎬ淬火过程中引入的蜷线位错通过位错线的攀移ꎬ也可以在Ａｌ３Ｚｒ析出相的周围形成位错环ꎬ但Ａｌ３Ｚｒ析出相的存在并非形成蜷线位错必要条件ꎬ即有无Ａｌ３Ｚｒ析出相ꎬ蜷线位错都可以通过位错线的攀移形成位错环(将在图３中进一步讨论)ꎮ图２㊀ａ.近[１１１]晶带轴的ＢＦＴＥＭ像ꎬ黑色箭头指示的为不同{１１１}面的较大尺寸位错环ꎻｂ.ＢＦ和ＤＦＴＥＭ像显示在图ａ中所示每个位错环的中心均存在一个Ａｌ３Ｚｒ纳米颗粒ꎻｃ.交叉的位错环和双层位错环的ＨＡＡＤＦ￣ＳＴＥＭ像ꎻｄ.较大尺寸位错环的平均直径(~２００ｎｍ)及其分布ꎻｅ￣ｈ.Ａｌ３Ｚｒ周围位错环的形成机理ꎻｉ.蜷线位错在Ａｌ３Ｚｒ颗粒周围形成的位㊀㊀㊀错环ꎮａ￣ｃ:Ｂａｒ＝５００ｎｍꎻｉ:Ｂａｒ＝２００ｎｍＦｉｇ.２㊀ａ.ＴｈｅＢＦＴＥＭｉｍａｇｅｏｆｔｈｅｚｏｎｅａｘｉｓｎｅａｒｌｙａｌｏｎｇｔｈｅ[１１１]ꎬｖａｒｉｏｕｓｄｉｓｌｏｃａｔｉｏｎｌｏｏｐｓｉｎ{１１１}ｐｌａｎｅｓｗｅｒｅｄｅｎｏｔｅｄｂｙｂｌａｃｋａｒｒｏｗｓꎻｂ.ＴｈｅＢＦａｎｄＤＦＴＥＭｉｍａｇｅｓｓｈｏｗｉｎｇａｌｌｄｉｓｌｏｃａｔｉｏｎｌｏｏｐｓａｒｏｕｎｄＡｌ３Ｚｒｎａｎｏｐａｒｔｉｃｌｅｓꎻｃ.ＴｈｅＨＡＡＤＦ￣ＳＴＥＭｉｍａｇｅｏｆｔｈｅｃｒｏｓｓｅｄｄｉｓｌｏｃａｔｉｏｎｌｏｏｐｓａｎｄｔｈｅｔｗｏ￣ｌａｙｅｒｅｄｄｉｓｌｏｃａｔｉｏｎｌｏｏｐｓａｒｏｕｎｄＡｌ３Ｚｒｎａｎｏｐａｒｔｉｃｌｅｓꎻｄ.ＡｖｅｒａｇｅｄｉａｍｅｔｅｒａｎｄｓｉｚｅｄｉｓｔｒｉｂｕｔｉｏｎｏｆｄｉｓｌｏｃａｔｉｏｎｌｏｏｐｓｉｎＦｉｇ.２ａꎻｅ￣ｆ.ＦｏｒｍａｔｉｏｎｍｅｃｈａｎｉｓｍｏｆｄｉｓｌｏｃａｔｉｏｎｌｏｏｐｓａｒｏｕｎｄＡｌ３Ｚｒｎａｎｏｐａｒｔｉｃｌｅｓꎻ㊀㊀㊀㊀㊀㊀ｉ.ＦｏｒｍａｔｉｏｎｏｆｄｉｓｌｏｃａｔｉｏｎｌｏｏｐｓａｒｏｕｎｄＡｌ３Ｚｒｎａｎｏｐａｒｔｉｃｌｅｓｉｎｄｕｃｅｄｂｙａｈｅｌｉｃａｌｄｉｓｌｏｃａｔｉｏｎ.２５６㊀第６期宋㊀淼等:淬火态Ａｌ￣Ｚｎ￣Ｍｇ￣Ｃｕ合金中位错环的形成机理研究㊀㊀２ ３㊀Ａｌ基体及滑移带中位错环的形成机理除了上述Ａｌ３Ｚｒ析出相周围的位错环ꎬ实验中还发现了另外两种非空位聚集塌陷所形成的位错环ꎮ如图３ａ所示ꎬ在淬火后的Ａｌ￣Ｚｎ￣Ｍｇ￣Ｃｕ合金中ꎬ形成了大量的蜷线位错[１３ꎬ２７]ꎮ蜷线位错的形成与位错的攀移有关[２８]ꎮ不同于两根柏氏矢量符号相反的蜷线位错反应产生的位错环[２８]ꎬ单根蜷线位错线也可形成位错环ꎮ当淬火过程中大量空位扩散到形成的螺旋环附近时ꎬ可进一步促进螺旋环攀移ꎬ即螺旋交叉区域位错线的不断靠近ꎬ进而形成柏氏矢量符号相反的位错线交叉并反应生成中等尺寸(１１２ ９ｎｍʃ３７ ６ｎｍ)的位错环(图３ｂ黑色箭头所示)ꎮ如果周围仍有大量空位的存在ꎬ所形成的位错环还可发生攀移ꎬ进而反应形成贯穿的位错环(图３ｃ)ꎮ此外ꎬ在外部应力场的作用下ꎬ局部原子的重排也可诱导位错环贯穿的发生[２９]ꎮ图３ｄ为蜷线位错形成中等尺寸位错环的机理示意图ꎮ如图３ｅ所示ꎬ在经过淬火处理后所形成的滑移带的前端发现了大量尺寸较小(平均直径:５４ ８ｎｍʃ１４ ６ｎｍ)的位错环ꎮ通常ꎬ在合金或单质金属中ꎬ所形成的滑移带的前端为较为平直的刃型位错ꎬ平行滑移带的为螺型位错[３０－３１]ꎮ然而ꎬ原位拉伸实验表明ꎬ在淬火后的Ａｌ￣Ｚｎ￣Ｍｇ￣Ｃｕ合金中ꎬ所形成的滑移带前端刃型位错的滑移严重受阻(图３ｆ中黑色箭头所示)ꎮ这可能与淬火合金中ꎬ微区成分的不均匀或局部缺陷结构有关[３２]ꎮ在后续加载变形过程中ꎬ滑移带前端的位错通过绕过或交滑移等形式继续向前滑移并在Ａｌ基体中留下小尺寸位错环ꎬ如图３ｇ中黑色箭头所示ꎮ图３ｈ为小尺寸位错环的形成机理示意图ꎮ值得注意的是ꎬ图３(ｅ~ｇ)中滑移带的前端并无明显的Ａｌ３Ｚｒ析出相ꎮ图３㊀ａ.蜷线位错的ＢＦＴＥＭ像ꎻｂ.蜷线位错形成的中等尺寸(~１１０ｎｍ)位错环ꎻｃ.在蜷线位错周围所形成的贯穿位错环ꎻｄ.蜷线位错周边位错环的形成机理ꎮｅ.滑移带前端出现的较小尺寸(~５０ｎｍ)的位错环ꎻｆꎬｇ.原位拉伸试验过程中㊀㊀在滑移带前端观察到的位错环ꎻｈ.滑移带前端较小尺寸位错环的形成机理示意图ꎮＢａｒ＝５００ｎｍＦｉｇ.３㊀ａ.ＴｈｅＢＦＴＥＭｉｍａｇｅｏｆｈｅｌｉｃａｌｄｉｓｌｏｃａｔｉｏｎｓꎻｂ.Ｆｏｒｍａｔｉｏｎｏｆｄｉｓｌｏｃａｔｉｏｎｌｏｏｐｓｎｅａｒａｈｅｌｉｃａｌｄｉｓｌｏｃａｔｉｏｎꎻｃ.Ｆｏｒｍａｔｉｏｎｏｆｐｕｎｃｈｅｄｄｉｓｌｏｃａｔｉｏｎｌｏｏｐｓｎｅａｒａｈｅｌｉｃａｌｄｉｓｌｏｃａｔｉｏｎꎻｄ.Ｆｏｒｍａｔｉｏｎｍｅｃｈａｎｉｓｍｏｆｄｉｓｌｏｃａｔｉｏｎｌｏｏｐｓａｎｄｐｕｎｃｈｅｄｄｉｓｌｏｃａｔｉｏｎｌｏｏｐｓｎｅａｒａｈｅｌｉｃａｌｄｉｓｌｏｃａｔｉｏｎꎻｅ.Ｓｍａｌｌｓｉｚｅｄｉｓｌｏｃａｔｉｏｎｌｏｏｐｓｉｎｔｈｅｆｒｏｎｔｅｎｄｏｆｔｈｅｓｌｉｐｂａｎｄꎻｆꎬｇ.Ｆｏｒｍａｔｉｏｎｏｆｓｍａｌｌｓｉｚｅｄｉｓｌｏｃａｔｉｏｎ㊀㊀ｌｏｏｐｓｉｎｔｈｅｆｒｏｎｔｅｎｄｏｆｔｈｅｓｌｉｐｂａｎｄｄｕｒｉｎｇｉｎｓｉｔｕｔｅｎｓｉｏｎｐｒｏｃｅｓｓꎻｈ.Ｆｏｒｍａｔｉｏｎｍｅｃｈａｎｉｓｍｏｆｓｍａｌｌｓｉｚｅｄｉｓｌｏｃａｔｉｏｎｌｏｏｐｓ.㊀㊀此外ꎬ在淬火得到Ａｌ￣Ｚｎ￣Ｍｇ￣Ｃｕ合金中ꎬ除了以上三种位错环以外ꎬ实验中还观察到了一些尺寸和分布都不均匀的位错环ꎬ类似于在其它经淬火后Ａｌ合金中所观察到的位错环[１－２]ꎮ这些位错环也是经淬火过程中空位的聚集坍塌所形成的ꎮ３㊀结论本文采用透射电子显微镜研究了淬火态Ａｌ￣Ｚｎ￣Ｍｇ￣Ｃｕ合金中的三类位错环及其形成机理ꎮ三种位错环主要为:(１)绕Ａｌ３Ｚｒ共格析出相形成的大尺寸３５６㊀㊀电子显微学报㊀Ｊ.Ｃｈｉｎ.Ｅｌｅｃｔｒ.Ｍｉｃｒｏｓｃ.Ｓｏｃ.第３９卷空位坍塌型位错环(~２００ｎｍ)ꎬ其形成与Ａｌ３Ｚｒ和Ａｌ基体的晶格失配以及热膨胀系数差异所引入的缺陷以及高温Ａｌ基体中空位在Ａｌ３Ｚｒ/Ａｌ界面失配位错附近的聚集有关ꎻ(２)蜷线位错通过攀移和位错反应形成的中等尺寸的位错环(~１１０ｎｍ)ꎻ(３)淬火后Ａｌ合金微区成分不均匀或局部缺陷导致在滑移带前端形成尺寸较小位错环(~５０ｎｍ)ꎮ该实验通过淬火态Ａｌ￣Ｚｎ￣Ｍｇ￣Ｃｕ合金中不同位错环的详细研究ꎬ发现了纳米共格强化相与热处理共同作用下位错环组态的可控机理ꎬ为优化材料的综合力学性能提供了实验参考和理论支持ꎮ参考文献:[１]㊀ＬＯＲＥＴＴＯＭＨꎬＣＬＡＲＥＢＲＯＵＧＨＬＭꎬＨＵＭＢＬＥＰ.Ｔｈｅｎａｔｕｒｅｏｆｄｉｓｌｏｃａｔｉｏｎｌｏｏｐｓｉｎｑｕｅｎｃｈｅｄａｌｕｍｉｎｉｕｍ[Ｊ].ＰｈｉｌｏｓｏｐｈｉｃａｌＭａｇａｚｉｎｅꎬ１９６６ꎬ１３(１２５):９５３－９６１.[２]㊀ＥＤＩＮＧＴＯＮＪＷꎬＳＭＬＬＭＡＮＲＥ.Ｆａｕｌｔｅｄｄｉｓｌｏｃａｔｉｏｎｌｏｏｐｓｉｎｑｕｅｎｃｈｅｄａｌｕｍｉｎｉｕｍ[Ｊ].ＰｈｉｌｏｓｏｐｈｉｃａｌＭａｇａｚｉｎｅꎬ１９６５ꎬ１１(１１４):１１０９－１１２３. [３]㊀ＨＩＲＳＣＨＰＢꎬＳＩＬＣＯＸＪꎬＳＭＡＬＬＭＡＮＲＥꎬｅｔａｌ.Ｄｉｓｌｏｃａｔｉｏｎｌｏｏｐｓｉｎｑｕｅｎｃｈｅｄａｌｕｍｉｎｉｕｍ[Ｊ].ＰｈｉｌｏｓｏｐｈｉｃａｌＭａｇａｚｉｎｅꎬ１９５８ꎬ３(３２):８９７－９０８. [４]㊀ＥＤＩＮＧＴＯＮＪＷꎬＷＥＳＴＤＲ.Ｆｏｕｒ￣ｌａｙｅｒｄｅｆｅｃｔｓｉｎｑｕｅｎｃｈｅｄａｌｕｍｉｎｉｕｍ[Ｊ].ＰｈｉｌｏｓｏｐｈｉｃａｌＭａｇａｚｉｎｅꎬ１９６７ꎬ１５(１３４):２２９－２３６.[５]㊀ＧＡＶＩＮＩＶꎬＢＨＡＴＴＡＣＨＡＲＹＡＫꎬＯＲＴＩＺＭ.Ｖａｃａｎｃｙｃｌｕｓｔｅｒｉｎｇａｎｄｐｒｉｓｍａｔｉｃｄｉｓｌｏｃａｔｉｏｎｌｏｏｐｆｏｒｍａｔｉｏｎｉｎａｌｕｍｉｎｕｍ[Ｊ].ＰｈｙｓｉｃａｌＲｅｖｉｅｗＢꎬ２００７ꎬ７６(１８):１８０１０１.[６]㊀ＨＡＬＥＹＪＣꎬＢＲＩＧＧＳＳＡꎬＥＤＭＯＮＤＳＯＮＰＤꎬｅｔａｌ.Ｄｉｓｌｏｃａｔｉｏｎｌｏｏｐｅｖｏｌｕｔｉｏｎｄｕｒｉｎｇｉｎ￣ｓｉｔｕｉｏｎｉｒｒａｄｉａｔｉｏｎｏｆｍｏｄｅｌＦｅＣｒＡｌａｌｌｏｙｓ[Ｊ].ＡｃｔａＭａｔｅｒｉａｌｉａꎬ２０１７ꎬ１３６(１１):３９０－４０１.[７]㊀ＣＨＥＮＨＣꎬＬＵＩＲＤꎬＲＥＮＣＬꎬｅｔａｌ.ＥｖｏｌｕｔｉｏｎｏｆｄｉｓｌｏｃａｔｉｏｎｌｏｏｐｓｉｎＨｅｉｏｎｉｒｒａｄｉａｔｅｄｎｉｃｋｅｌｕｎｄｅｒｄｉｆｆｅｒｅｎｔｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ[Ｊ].ＪｏｕｒｎａｌｏｆＡｐｐｌｉｅｄＰｈｙｓｉｃｓꎬ２０１６ꎬ１２０:１２５３０３.[８]㊀ＮＯＲＲＩＳＤＩＲ.Ｄｉｓｌｏｃａｔｉｏｎｌｏｏｐｇｒｏｗｔｈｉｎａｎｅｌｅｃｔｒｏｎｉｒｒａｄｉａｔｅｄｔｈｉｎｆｏｉｌ[Ｊ].ＰｈｉｌｏｓｏｐｈｉｃａｌＭａｇａｚｉｎｅꎬ２００６ꎬ２２(１８０):１２７３－１２７８.[９]㊀ＦＲＡＮＫＦＣꎬＲＥＡＤＷＴ.Ｍｕｌｔｉｐｌｉｃａｔｉｏｎｐｒｏｃｅｓｓｅｓｆｏｒｓｌｏｗｍｏｖｉｎｇｄｉｓｌｏｃａｔｉｏｎｓ[Ｊ].ＰｈｙｓｉｃａｌＲｅｖｉｅｗꎬ１９５０ꎬ７９(４):７２２－７２３.[１０]㊀ＳＵＮＦꎬＧＵＹＦꎬＹＡＮＪＢꎬｅｔａｌ.ＣｒｅｅｐｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎａｎｄｒｕｐｔｕｒｅｍｅｃｈａｎｉｓｍｏｆａｎａｄｖａｎｃｅｄｗｒｏｕｇｈｔＮｉＦｅ￣ｂａｓｅｄｓｕｐｅｒａｌｌｏｙｆｏｒ７００ħｃｌａｓｓＡ￣ＵＳＣｓｔｅａｍｔｕｒｂｉｎｅｒｏｔｏｒａｐｐｌｉｃａｔｉｏｎ[Ｊ].ＪｏｕｒｎａｌｏｆＡｌｌｏｙｓａｎｄＣｏｍｐｏｕｎｄｓꎬ２０１６ꎬ６８７(５):３８９－４０１.[１１]㊀ＳＩＮＧＨＣＶꎬＷＡＲＮＥＲＤＨ.Ａｎａｔｏｍｉｓｔｉｃ￣ｂａｓｅｄｈｉｅｒａｒｃｈｉｃａｌｍｕｌｔｉｓｃａｌｅｅｘａｍｉｎａｔｉｏｎｏｆａｇｅｈａｒｄｅｎｉｎｇｉｎａｎＡｌ￣Ｃｕａｌｌｏｙ[Ｊ].ＭｅｔａｌｌｕｒｇｉｃａｌａｎｄＭａｔｅｒｉａｌｓＴｒａｎｓａｃｔｉｏｎｓＡꎬ２０１３ꎬ４４:２６２５－２６４４.[１２]㊀ＲＥＭＩＮＧＴＯＮＴＰꎬＲＵＥＳＴＥＳＣＪꎬＢＲＩＮＧＡＥＭꎬｅｔａｌ.Ｐｌａｓｔｉｃｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎｉｎｎａｎｏｉｎｄｅｎｔａｔｉｏｎｏｆｔａｎｔａｌｕｍ:ａｎｅｗｍｅｃｈａｎｉｓｍｆｏｒｐｒｉｓｍａｔｉｃｌｏｏｐｆｏｒｍａｔｉｏｎ[Ｊ].ＡｃｔａＭａｔｅｒｉａｌｉａꎬ２０１４ꎬ７８:３７８－３９３.[１３]㊀ＥＩＫＵＭＡꎬＴＨＯＭＡＳＧ.Ｐｒｅｃｉｐｉｔａｔｉｏｎａｎｄｄｉｓｌｏｃａｔｉｏｎｎｕｃｌｅａｔｉｏｎｉｎｑｕｅｎｃｈ￣ａｇｅｄＡｌ￣Ｍｇａｌｌｏｙｓ[Ｊ].ＡｃｔａＭｅｔａｌｌｕｒｇｉｃａꎬ１９６４ꎬ１２:５３７－５４５.[１４]㊀ＸＩＥＨꎬＧＡＯＮꎬＸＵＫꎬｅｔａｌ.Ａｎｅｗｌｏｏｐ￣ｐｕｎｃｈｉｎｇｍｅｃｈａｎｉｓｍｆｏｒｈｅｌｉｕｍｂｕｂｂｌｅｇｒｏｗｔｈｉｎｔｕｎｇｓｔｅｎ[Ｊ].ＡｃｔａＭａｔｅｒｉａｌｉａꎬ２０１７ꎬ１４１:１０－１７.[１５]㊀江彬彬ꎬ杜奎ꎬ叶恒强.体心立方金属铌中小角晶界分解的原位电子显微学研究[Ｊ].电子显微学报ꎬ２０１９ꎬ３８(２):１０２－１０６.[１６]㊀翁素婷ꎬ张庆华ꎬ谷林.原位电子显微学方法在材料研究中的应用[Ｊ].电子显微学报ꎬ２０１９ꎬ３８(５):５５６－５６８.[１７]㊀ＴＩＷＡＲＩＳＫꎬＣＨＡＴＴＯＰＡＤＨＹＡＹＫꎬＳＵＲＹＡＮＡＲＡＹＡＮＡＣꎬｅｔａｌ.ＤｅｃｏｍｐｏｓｉｔｉｏｎｓｔｕｄｉｅｓｏｆａｌｉｑｕｉｓｏｌｑｕｅｎｃｈｅｄＡｌ－３３ａｔ.％Ｍｇａｌｌｏｙ[Ｊ].Ｍｅｔａｌｌｏｇｒａｐｈｙꎬ１９７９ꎬ１２:７３－８６.[１８]㊀ＤＥＳＣＨＰＢꎬＳＣＨＷＡＲＺＲＢꎬＮＡＳＨＰ.ＦｏｒｍａｔｉｏｎｏｆｍｅｔａｓｔａｂｌｅＬ１２ｐｈａｓｅｓｉｎＡｌ３ＺｒａｎｄＡｌ－１２ ５％Ｘ－２５％Ｚｒ(ＸʉＬｉꎬＣｒꎬＦｅꎬＮｉꎬＣｕ)[Ｊ].ＪｏｕｒｎａｌｏｆｔｈｅＬｅｓｓＣｏｍｍｏｎＭｅｔａｌｓꎬ１９９１ꎬ１６８:６９－８０.[１９]㊀ＡＳＨＢＹＭＦꎬＢＲＯＷＮＬＭ.Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎｃｏｎｔｒａｓｔｆｒｏｍｓｐｈｅｒｉｃａｌｌｙｓｙｍｍｅｔｒｉｃａｌｃｏｈｅｒｅｎｃｙｓｔｒａｉｎｓ[Ｊ].ＰｈｉｌｏｓｏｐｈｉｃａｌＭａｇａｚｉｎｅꎬ１９６３ꎬ８(９１):１０８３－１１０３. [２０]㊀ＳＯＮＧＭꎬＤＵＫꎬＨＵＡＮＧＺＹꎬｅｔａｌ.Ｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎ￣ｉｎｄｕｃｅｄｄｉｓｓｏｌｕｔｉｏｎａｎｄｇｒｏｗｔｈｏｆｐｒｅｃｉｐｉｔａｔｅｓｉｎａｎＡｌ￣Ｍｇ￣Ｅｒａｌｌｏｙｄｕｒｉｎｇｈｉｇｈ￣ｃｙｃｌｅｆａｔｉｇｕｅ[Ｊ].ＡｃｔａＭａｔｅｒｉａｌｉａꎬ２０１４ꎬ８１:４０９－４１９.[２１]㊀ＭＯＣＫＭꎬＳＴＥＩＮＰꎬＨＩＮＣꎬｅｔａｌ.ＭｏｄｅｌｌｉｎｇｔｈｅｉｎｆｌｕｅｎｃｅｏｆｓｔｒａｉｎｆｉｅｌｄｓａｒｏｕｎｄｐｒｅｃｉｐｉｔａｔｅｓｏｎｄｅｆｅｃｔｅｑｕｉｌｉｂｒｉａａｎｄｋｉｎｅｔｉｃｓｕｎｄｅｒｉｒｒａｄｉａｔｉｏｎｉｎＯＤＳｓｔｅｅｌｓ:ａｍｕｌｔｉｓｃａｌｅａｐｐｒｏａｃｈ[Ｊ].ＪｏｕｒｎａｌｏｆＮｕｃｌｅａｒＭａｔｅｒｉａｌｓꎬ２０１９ꎬ５２７(１５):１５１８０７.[２２]㊀ＭＡＴＳＵＭＵＲＡＳꎬＴＯＹＯＨＡＲＡＭꎬＴＯＭＯＫＩＹＯＹ.Ｓｔｒａｉｎｃｏｎｔｒａｓｔｏｆｃｏｈｅｒｅｎｔｐｒｅｃｉｐｉｔａｔｅｓｉｎｂｒｉｇｈｔ￣ｆｉｅｌｄｉｍａｇｅｓｕｎｄｅｒｚｏｎｅａｘｉｓｉｎｃｉｄｅｎｃｅ[Ｊ].ＰｈｉｌｏｓｏｐｈｉｃａｌＭａｇａｚｉｎｅＡꎬ１９９０ꎬ６２(６):６５３－６７０.[２３]㊀ＬＩＣＭꎬＺＥＮＧＳＭꎬＣＨＥＮＺＱꎬｅｔａｌ.Ｆｉｒｓｔ￣ｐｒｉｎｃｉｐｌｅｓｃａｌｃｕｌａｔｉｏｎｓｏｆｅｌａｓｔｉｃａｎｄｔｈｅｒｍｏｄｙｎａｍｉｃｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓｏｆｔｈｅｆｏｕｒｍａｉｎｉｎｔｅｒｍｅｔａｌｌｉｃｐｈａｓｅｓｉｎＡｌ￣Ｚｎ￣Ｍｇ￣Ｃｕａｌｌｏｙｓ[Ｊ].ＣｏｍｐｕｔａｔｉｏｎａｌＭａｔｅｒｉａｌｓＳｃｉｅｎｃｅꎬ２０１４ꎬ９３:４５６㊀第６期宋㊀淼等:淬火态Ａｌ￣Ｚｎ￣Ｍｇ￣Ｃｕ合金中位错环的形成机理研究㊀㊀２１０－２２０.[２４]㊀ＮＩＸＦＣꎬＭＡＣＮＡＩＲＤ.Ｔｈｅｔｈｅｒｍａｌｅｘｐａｎｓｉｏｎｏｆｐｕｒｅｍｅｔａｌｓ:ｃｏｐｐｅｒꎬｇｏｌｄꎬａｌｕｍｉｎｕｍꎬｎｉｃｋｅｌꎬａｎｄｉｒｏｎ[Ｊ].ＰｈｙｓｉｃａｌＲｅｖｉｅｗꎬ１９４１ꎬ６０:５９７－６０５.[２５]㊀ＧＵＡＮＲꎬＳＨＥＮＹꎬＺＨＡＯＺꎬｅｔａｌ.Ａｈｉｇｈ￣ｓｔｒｅｎｇｔｈꎬｄｕｃｔｉｌｅＡｌ－０ ３５Ｓｃ－０ ２Ｚｒａｌｌｏｙｗｉｔｈｇｏｏｄｅｌｅｃｔｒｉｃａｌｃｏｎｄｕｃｔｉｖｉｔｙｓｔｒｅｎｇｔｈｅｎｅｄｂｙｃｏｈｅｒｅｎｔｎａｎｏｓｉｚｅｄ￣ｐｒｅｃｉｐｉｔａｔｅｓ[Ｊ].ＪｏｕｒｎａｌｏｆＭａｔｅｒｉａｌｓＳｃｉｅｎｃｅ＆Ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｙꎬ２０１７ꎬ３３:２１５－２２３.[２６]㊀ＶＯＩＳＩＮＴꎬＫＲＹＷＯＰＵＳＫＮＭꎬＭＯＭＰＩＯＵＦꎬｅｔａｌ.ＰｒｅｃｉｐｉｔａｔｉｏｎｓｔｒｅｎｇｔｈｅｎｉｎｇｉｎｎａｎｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅｄＡＺ３１Ｂｍａｇｎｅｓｉｕｍｔｈｉｎｆｉｌｍｓｃｈａｒａｃｔｅｒｉｚｅｄｂｙｎａｎｏ￣ｉｎｄｅｎｔａｔｉｏｎꎬＳＴＥＭ/ＥＤＳꎬＨＲＴＥＭꎬａｎｄｉｎｓｉｔｕＴＥＭｔｅｎｓｉｌｅｔｅｓｔｉｎｇ[Ｊ].ＡｃｔａＭａｔｅｒｉａｌｉａꎬ２０１７ꎬ１３８:１７４－１８４.[２７]㊀ＧＲＩＤＥＲＪＴꎬＬＥＩＧＨＬＹＨＰ.Ｑｕｅｎｃｈｉｎｇｄｅｆｅｃｔｓｉｎａｌｕｍｉｎｉｕｍｐｌｕｓ１０ａｔ.％ｚｉｎｃ[Ｊ].ＰｈｉｌｏｓｏｐｈｉｃａｌＭａｇａｚｉｎｅꎬ１９７３ꎬ２８(２):４６５－４６９.[２８]㊀ＴＨＯＭＡＳＧꎬＷＨＥＬＡＮＭＪ.Ｈｅｌｉｃａｌｄｉｓｌｏｃａｔｉｏｎｓｉｎｑｕｅｎｃｈｅｄａｌｕｍｉｎｉｕｍ－４％ｃｏｐｐｅｒａｌｌｏｙｓ[Ｊ].ＰｈｉｌｏｓｏｐｈｉｃａｌＭａｇａｚｉｎｅꎬ１９５９ꎬ４(４０):５１１－５２７.[２９]㊀ＢＵＲＴＯＮＢꎬＳＰＥＩＧＨＴＭＶ.Ｔｈｅｃｏａｒｓｅｎｉｎｇａｎｄａｎｎｉｈｉｌａｔｉｏｎｋｉｎｅｔｉｃｓｏｆｄｉｓｌｏｃａｔｉｏｎｌｏｏｐ[Ｊ].ＰｈｉｌｏｓｏｐｈｉｃａｌＭａｇａｚｉｎｅＡꎬ１９８６ꎬ５３(３):３８５－４０２.[３０]㊀ＺＨＡＮＧＺꎬＭＡＯＭＭꎬＷＡＮＧＪꎬｅｔａｌ.Ｎａｎｏｓｃａｌｅｏｒｉｇｉｎｓｏｆｔｈｅｄａｍａｇｅｔｏｌｅｒａｎｃｅｏｆｔｈｅｈｉｇｈ￣ｅｎｔｒｏｐｙａｌｌｏｙＣｒＭｎＦｅＣｏＮｉ[Ｊ].ＮａｔｕｒｅＣｏｍｍｕｎｉｃａｔｉｏｎｓꎬ２０１５ꎬ６:１０１４３.[３１]㊀ＦＵＸꎬＤＩＮＧＱꎬＸＵＺꎬｅｔａｌ.ＩｍｐｒｏｖｉｎｇｄｅｆｏｒｍａｂｉｌｉｔｙｏｆＳｂ２Ｔｅ３ｌａｙｅｒｅｄｍａｔｅｒｉａｌｂｙｄｉｓｌｏｃａｔｉｏｎｃｌｉｍｂａｔａｎｔｉ￣ｐｈａｓｅｂｏｕｎｄａｒｙ[Ｊ].ＳｃｒｉｐｔａＭａｔｅｒｉａｌｉａꎬ２０１７ꎬ１３５:１０－１４.[３２]㊀ＫＡＣＨＥＲＪꎬＣＵＩＢꎬＲＯＢＥＲＴＳＯＮＩＭ.Ｉｎｓｉｔｕａｎｄｔｏｍｏｇｒａｐｈｉｃｃｈａｒａｃｔｅｒｉｚａｔｉｏｎｏｆｄａｍａｇｅａｎｄｄｉｓｌｏｃａｔｉｏｎｐｒｏｃｅｓｓｅｓｉｎｉｒｒａｄｉａｔｅｄｍｅｔａｌｌｉｃａｌｌｏｙｓｂｙｔｒａｎｓｍｉｓｓｉｏｎｅｌｅｃｔｒｏｎｍｉｃｒｏｓｃｏｐｙ[Ｊ].ＪｏｕｒｎａｌｏｆＭａｔｅｒｉａｌｓＲｅｓｅａｒｃｈꎬ２０１５ꎬ３０(９):１２０２－１２１３.㊀㊀∗㊀ＣｏｒｒｅｓｐｏｎｄｉｎｇａｕｔｈｏｒＦｏｒｍａｔｉｏｎｍｅｃｈａｎｉｓｍｓｏｆｄｉｓｌｏｃａｔｉｏｎｌｏｏｐｓｉｎａｑｕｅｎｃｈｅｄＡｌ￣Ｚｎ￣Ｍｇ￣ＣｕａｌｌｏｙＳＯＮＧＭｉａｏꎬＱＩＤｏｎｇ￣ｑｉｎｇꎬＤＵＫｕｉ∗ꎬＹＥＨｅｎｇ￣ｑｉａｎｇ(ＳｈｅｎｙａｎｇＮａｔｉｏｎａｌＬａｂｏｒａｔｏｒｙｆｏｒＭａｔｅｒｉａｌｓＳｃｉｅｎｃｅꎬＩｎｓｔｉｔｕｔｅｏｆＭｅｔａｌＲｅｓｅａｒｃｈꎬＣｈｉｎｅｓｅＡｃａｄｅｍｙｏｆＳｃｉｅｎｃｅｓꎬＳｈｅｎｙａｎｇＬｉａｏｎｉｎｇ１１００１６ꎬＣｈｉｎａ)Ａｂｓｔｒａｃｔ㊀㊀ＩｎｔｈｉｓｓｔｕｄｙꎬｃｏｎｆｉｇｕｒａｔｉｏｎｓａｎｄｆｏｒｍａｔｉｏｎｍｅｃｈａｎｉｓｍｓｏｆｔｈｒｅｅｔｙｐｅｓｏｆｄｉｓｌｏｃａｔｉｏｎｌｏｏｐｓｉｎａｑｕｅｎｃｈｅｄＡｌ￣Ｚｎ￣Ｍｇ￣Ｃｕａｌｌｏｙｗｅｒｅｉｎｖｅｓｔｉｇａｔｅｄｂｙｅｍｐｌｏｙｉｎｇｔｒａｎｓｍｉｓｓｉｏｎｅｌｅｃｔｒｏｎｍｉｃｒｏｓｃｏｐｙａｎｄｉｎｓｉｔｕｔｅｎｓｉｏｎｅｘｐｅｒｉｍｅｎｔ.Ｔｈｅｔｈｒｅｅｋｉｎｄｓｏｆｄｉｓｌｏｃａｔｉｏｎｌｏｏｐｓａｒｅ:ｔｈｅｄｉｓｌｏｃａｔｉｏｎｌｏｏｐｓａｒｏｕｎｄｔｈｅｃｏｈｅｒｅｎｔＡｌ３ＺｒｐｒｅｃｉｐｉｔａｔｅｓꎬｗｈｉｃｈｉｎｄｕｃｅｄｂｙｄｉｆｆｅｒｅｎｃｅｓｏｆｌａｔｔｉｃｅｍｉｓｍａｔｃｈａｎｄｔｈｅｒｍａｌｅｘｐａｎｓｉｏｎｃｏｅｆｆｉｃｉｅｎｔｂｅｔｗｅｅｎＡｌ３ＺｒａｎｄＡｌｍａｔｒｉｘꎬｔｈｅｄｉｓｌｏｃａｔｉｏｎｌｏｏｐｓｉｎｄｕｃｅｄｂｙｄｅｃｏｍｐｏｓｉｔｉｏｎｏｆｈｅｌｉｃａｌｄｉｓｌｏｃａｔｉｏｎｓꎬａｎｄｔｈｅｄｉｓｌｏｃａｔｉｏｎｌｏｏｐｓｉｎｔｈｅｆｒｏｎｔｅｎｄｏｆｓｌｉｐｂａｎｄｓｉｎｄｕｃｅｄｂｙｂｙｐａｓｓｏｒｃｒｏｓｓ￣ｓｌｉｐｏｆｄｉｓｌｏｃａｔｉｏｎｓｕｎｄｅｒｔｈｅｅｆｆｅｃｔｏｆｃｏｍｐｏｓｉｔｉｏｎｓｅｇｒｅｇａｔｉｏｎｏｒｄｅｆｅｃｔｓ.ＴｈｅｅｘｐｅｒｉｍｅｎｔａｌｒｅｓｕｌｔｓｒｅｖｅａｌｔｈｅｐｏｓｓｉｂｉｌｉｔｙｏｆｔｕｎｉｎｇｔｈｅｄｉｓｔｒｉｂｕｔｉｏｎａｎｄｓｉｚｅｏｆｄｉｓｌｏｃａｔｉｏｎｌｏｏｐｓｉｎＡｌａｌｌｏｙｂｙｃｏｎｔｒｏｌｌｉｎｇｔｈｅｃｏｈｅｒｅｎｔｐｒｅｃｉｐｉｔａｔｅｓａｎｄｑｕｅｎｃｈｉｎｇｐｒｏｃｅｓｓꎬａｎｄｔｈｕｓｉｍｐｒｏｖｉｎｇｍａｔｅｒｉａｌｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓ.Ｋｅｙｗｏｒｄｓ㊀㊀ＡｌａｌｌｏｙꎻＡｌ３Ｚｒꎻｄｉｓｌｏｃａｔｉｏｎｌｏｏｐꎻｔｒａｎｓｍｉｓｓｉｏｎｅｌｅｃｔｒｏｎｍｉｃｒｏｓｃｏｐｙ５５６。
热处理对Al-Zn-Mg-Cu合金组织和性能的影响
热处理对Al-Zn-Mg-Cu合金组织和性能的影响聂祯一;艾云龙;何文;陈卫华;王家宣【期刊名称】《南昌航空大学学报（自然科学版）》【年(卷),期】2016(030)004【摘要】在7075铝合金的原有成分基础上减少了合金中的Mg含量,提高了Zn/Mg元素比例,并对成分改动后的Al-Zn-Mg-Cu合金进行了不同时间的固溶以及单级时效,以探讨热处理工艺对其显微组织和力学性能的影响.结果表明:固溶工艺为470℃×2h时,大部分的粗大第二相溶入到基体中,与此同时,合金的强度和塑性均达到较好的水平,抗拉强度、屈服强度和延伸率分别为571.71、415.00 MPa和16.16％.当时效温度为120℃时间为12 ～28 h时,随着时效时间的延长,合金的强度先升高后降低,塑性呈逐渐下降的后略微升高的趋势.时效强度峰值为24h时,合金的抗拉强度、屈服强度分别为637.65、579.65 MPa.【总页数】6页(P32-37)【作者】聂祯一;艾云龙;何文;陈卫华;王家宣【作者单位】南昌航空大学材料科学与工程学院,南昌 330063;南昌航空大学材料科学与工程学院,南昌 330063;南昌航空大学材料科学与工程学院,南昌 330063;南昌航空大学材料科学与工程学院,南昌 330063;江西雄鹰铝业技术中心,江西安义330500【正文语种】中文【中图分类】TG166.3【相关文献】1.轧制变形量对Al-Zn-Mg-Cu合金组织与力学性能以及腐蚀性能的影响 [J], 任伟才;彭国胜;陈康华;陈送义;刘显东2.热处理工艺对Al-Zn-Mg-Cu系高强铝合金组织和性能的影响 [J], 麻文浩;钱雪明;杨瑞迟3.最终形变热处理对Al-Zn-Mg-Cu铝合金组织和性能的影响 [J], 陈康华;杨振;焦慧彬;陈送义;陈善达4.电磁场频率对半连续铸造Al-Zn-Mg-Cu合金组织与性能的影响 [J], 王睿; 张浩宇; 王顺成; 吴锡坤5.强化固溶对紧固件用Al-Zn-Mg-Cu合金组织与性能的影响 [J], 黄青梅;程全士;叶凌英;唐建国;刘胜胆因版权原因，仅展示原文概要，查看原文内容请购买。
Al-Zn-Mg-Cu新型高强铝合金热变形组织演变机理和规律
Al-Zn-Mg-Cu新型高强铝合金热变形组织演变机理和规律张坤;李惠曲;陈慧琴;白林振【摘要】采用Gleeble-1500D热力模拟试验机进行了新型Al-Zn-Mg-Cu高强铝合金的热压缩试验,变形温度为420℃～350℃,应变速率为0.01s-1～-1 s-1,变形程度为20%～80%.分析了热变形参数(变形温度、应变速率和变形程度)对组织演变机理和规律的影响.结果表明,温度和变形程度显著影响该合金组织演变机理和规律.在试验温度范围内,压缩变形程度达到60%时,原始铸态组织完全转变为均匀的锻态组织.高温有利于该合金动态再结晶过程的发生,应变适中时,组织以不连续动态再结晶产生新晶粒,再结晶分数较少;应变很大时,组织发生几何动态再结晶,再结晶分数较高.低温时,锻态变形组织基本为加工硬化或动态回复组织.【期刊名称】《轻合金加工技术》【年(卷),期】2010(038)010【总页数】4页(P55-58)【关键词】Al-Zn-Mg-Cu高强铝合金;热压缩变形;微观组织【作者】张坤;李惠曲;陈慧琴;白林振【作者单位】中航工业北京航空材料研究院,北京,100095;中航工业北京航空材料研究院,北京,100095;太原科技大学,山西,太原,030024;太原科技大学,山西,太原,030024【正文语种】中文【中图分类】TG142.41Al-Zn-Mg-Cu系高强铝合金厚板及锻件是航空、航天以及军事领域的重要结构材料,在国民经济和国防军工方面占有十分重要的地位[1]。
由于高合金化的高强铝合金塑性较差,只有在高温状态才能使其实现较大的塑性变形而不开裂,因此,高性能铝合金厚板或锻件的制备必须经过热塑性变形工序。
实际上,铝合金的热变形不仅仅是改变材料几何尺寸与形状的手段,同时也是材料的组织结构演变的过程。
国外对铝合金热变形方面的基础研究非常系统和深入[2-5]。
高强铝合金的形变再结晶细晶强化,即通过控制变形程度和再结晶温度与时间来细化晶粒,从而在提高材料强度的同时也改善了塑性和韧性,是实际生产中的一种重要的强化方法。
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Ａｌ ｕ ｍｉ ｎ ｕ ｍ Ａｌ ｌ ｏ ｙ ｓ ａ ｎ ｄ Ａｐ ｐ ｌ ｉ ｃ ａ ｔ ｉ ｏ ｎ ｓ ， Ｂ ｅ ｉ ｊ ｉ ｎ ｇ １ ０ ０ ０ ９ ５， Ｃ ｈ ｉ ｎ ａ ）
亮 ， 陈高 红
（ １北 京航空 材料 研究 院 ， 北京 １ ０ ０ ０ ９ ５ ； ２北 京 市先 进 铝合金 材料 及应 用工 程 技术研 究 中心 ， 北京 １ ０ ０ ０ ９ ５ ）
ＬＩ Ｕ Ｍｉ ｎ ｇ ， ＲＵ Ｊ ｉ — ｇ ａ ｎ ｇ ， ＺＡＮＧ Ｊ ｉ ｎ － ｘ ｉ ｎ ， ＺＨＡＮＧ Ｋｕ ｎ ，
新型 Ａ Ｉ — Ｚ ｎ — Ｍｇ — Ｃ ｕ铝 合 金 热 稳 定 性 研 究
Ｔｈｅ ｒ ｍａ ｌ Ｓｔ ａ ｂ ｉ ｌ ｉ ｔ ｙ ｏ ｆ Ｎｅ ｗ Ｓｔ ｙ ｌ ｅ Ａ１ — ‘ Ｚｎ — ・ Ｍｇ — — Ｃｕ Ａｌ ｕｍ ｉ ｎ ｕｍ Ａｌ ｌ ｏ ｙ
刘 铭 。 ， 汝继 刚 ， 臧金 鑫 。 ， 张 何维 维 ， 王 坤 ，
强 度 下 降 的 内在 原 因是 由 于 和 相 的粗 化 。 关 键 词 ：７ Ｄ Ｏ ４ 铝合金 ； 热稳定性 ； 微观组织 ； 力 学性 能
ｄ ｏ ｉ ：１ ０ ． １ １ ８ ６ ８ ／ ｉ ． ｉ ｓ ｓ ｎ ． １ ０ ０ １ — ４ ３ ８ １ ． ２ ０ １ ５ ． ０ ４ ． ０ ０ ３
中 图 分 类 号 ：Ｔ Ｇ１ ４ ６ ． ２
文 献 标 识 码 ：Ａ
文 章 编 号 ：１ ０ ０ １ － ４ ３ ８ １ （ ２ ０ １ ５ ） ０ ４ — ０ ０ １ ３ — ０ ６
Ａｂ ｓ ｔ ｒ ａ ｃ ｔ ：Ｔｈｅ ｒ ｍａ ｌ ｓ ｔ ａ ｂｉ ｌ ｉ ｔ ｙ ｏ ｆ ｎｅ ｗ ｓ ｔ ｙ ｌ ｅ Ａ１ 一 Ｚｎ － Ｍｇ — Ｃｕ ａ ｌ ｕｍｉ ｎｕ ｍ ａ ｌ ｌ ｏ ｙ ７ Ｄ０４ ｗａ ｓ ｉ ｎｖｅ ｓ ｔ ｉ ｇａ ｔ ｅ ｄ ｂｙ ｒ ｏ ｏ ｍ ｔ ｅ ｍｐ ｅ ｒ ａ ｔ ｕ ｒ ｅ ｍｅ ｃ ｈａ ｎ ｉ ｃ ａ ｌ ｔ ｅ ｎ ｓ ｉ ｌ ｅ ｔ ｅ ｓ ｔ ａ ｎｄ ＴＥＭ ａ ｎ ａ ｌ ｙ ｓ ｉ ｓ ．Ｔｈ ｅ ｒ ｅ ｓ ｕ ｌ ｔ ｓ ｓ ｈｏ ｗ ｔ ｈａ ｔ ｔ ｈ ｅ ｍｉ ｅ ｒ ｏ ｓ ｔ ｒ ｕ ｃ ｔ ｕ ｒ ｅ ｓ ａ ｎｄ ｍｅ ｃ ｈ ａ ｎｉ ｃ ａ ｌ ｐｒ ｏ ｐｅ ｒ ｔ ｉ ｅ ｓ ｏ ｆ ７ Ｄ０４ 一 Ｔ７ ４５ １ ｋｅ ｅ ｐ ｓ ｔ ａ ｂｌ ｅ ｆ ｏ ｒ ａ ｌ ｏｎ ｇ ｔ ｉ ｍｅ ａ ｔ １ ２５ ℃ ｏｒ ｂｅ ｌ ｏｗ． Ｗ ｈ ｅ ｎ ｔ ｈ ｅ ｔ ｈｅ ｒ ｍａ ｌ ｅ ｘ ｐｏ ｓ ｕ ｒ ｅ ｔ ｅ ｍｐｅ ｒ ａ ｔ ｕ ｒ ｅ ｉ ｓ ｈｉ ｇ ｈｅ ｒ ｔ ｈａ ｎ １ ５ ｏ￣ Ｃ ，ｔ ｈｅ ｓ ｔ ｒ ｅ ｎ ｇｔ ｈ ｄ ｅ ｃ ｒ ｅ ａ ｓ ｅ ｓ ｗｉ ｔ ｈ ｔ ｈｅ ｉ ｎｃ ｒ ｅ ａ ｓ ｉ ｎ ｇ ｏ ｆ ｔ ｈｅ ｒ ｍａ ｌ ｅ ｘ － ｐ ｏ ｓ ｕ ｒ ｅ ｔ ｉ ｍｅ ．Ｔｈｅ ｈｉ ｇｈｅ ｒ ｔ ｈｅ ｒ ｍａ ｌ ｅ ｘｐ ｏ ｓ ｕｒ ｅ ｔ ｅ ｍｐ ｅ ｒ ａ ｔ ｕ ｒ ｅ ，ｔ ｈｅ ｌ ａ ｒ ｇ ｅ ｒ ｓ ｔ ｒ ｅ ｎ ｇｔ ｈ ｄ ｒ ｏ ｐｓ ． Ｗ ｈｅ ｎ ｔ ｈｅ ａ ｌ ｌ ｏ ｙ ｉ ｓ
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第４ ３卷
第 ４期
材 料 工 程
Ｅｎｇ ｉ ｎ ｅ ｅ ｒ ｉ ｎｇ Ｊ ｏ ｕ ｒ ｎ ａ ｌ ｏ ｆ Ｍａ ｔ ｅ ｒ ｉ ａ ｌ ｓ
Ｖｏ １ ． ４３
Ａｐ ｒ ．２ ０１５
Ｎｏ ．４
ＰＰ． １ ３— １ ８
２ ０ １ ５年 ４月 第 １ ３ —１ ８页
ＨＥ Ｗｅ ｉ — ｗｅ ｉ ， Ｗ ＡＮＧ Ｌｉ ａ ｎ ｇ ， ＣＨ ＥＮ Ｇａ ｏ — ｈ ｏｎ ｇ ’
பைடு நூலகம்
（ １ Ｂｅ ｉ ｊ ｉ ｎ ｇ Ｉ ｎ ｓ ｔ ｉ ｔ ｕ ｔ ｅ ｏ ｆ Ａｅ ｒ ｏ ｎ ａ ｕ ｔ ｉ ｃ ａ ｌ Ｍａ ｔ ｅ ｒ ｉ ａ ｌ ｓ ， Ｂ ｅ ｉ ｊ ｉ ｎ ｇ １ ０ ０ ０ ９ ５，
摘要 ： 采 用 常 温 拉 伸 力 学 性 能 测 试 和 透射 电镜 （ ＴＥ Ｍ） 观察 ， 研 究 新 型 Ａｌ － Ｚ ｎ － Ｍｇ － Ｃ ｕ铝 合 金 ７ Ｄ ０ ４的 热 稳 定 性 。结 果 表 明： ７ Ｄ ０ ４ 一 Ｔ ７ ４ ５ １ 合 金的组织和性能在不高于 １ ２ ５ ℃时可长 时间保 持稳定 ； 当温度高 于 １ ５ ０ ￣ Ｃ时 ， 板 材 的 强 度 随 着 稳 定 化 处 理 时 间 的延 长 持 续 下 降 ； 稳 定 化 处 理 温度 越 高 强 度 下 降 的 幅度 越 大 。稳 定 化 温 度 ｉ ７ ５ ℃处理 ５ ０ ０ ｈ后 ， 屈 服 强 度 和 抗 拉强度仅为 ２ ８ ６ ＭＰ ａ和 ３ ８ ５ ＭＰ ａ ， 与 未稳 定 化 处 理 相 比分 别 降低 ３ ８ 和２ ６ 。７ Ｄ ０ ４ 一 Ｔ７ ４ ５ １ 铝 合 金 在 稳 定 化 处 理 过 程 中