铝合金回填式搅拌摩擦点焊工艺及组织特征分析

对2219+5A06铝合金进行了回填式搅拌摩擦点焊试验，研究了搅拌头旋转速度，下压-回抽速度和压入量等工艺参数对点焊接头力学性能的影响。对不同参数焊接的点焊接头进行了剪切拉伸抗力试验。结果表明：搅拌头旋转速度和下压-回抽速度对点焊接头的力学性能影响较大，而压入量对力学性能的影响较小。对点焊接头的微观组织分析表明，焊点接头可分为焊核区、竖直面热机影响区和水平面热机影响区三个部分。焊核区及水平面热机影响区为细小的等轴晶粒，水平面热机影响区形成与板材平行的结合面，竖直面热机影响区及焊点根部的hook缺陷是焊点力学性能的薄弱区域。     

7050-T7651铝合金厚板显微组织及力学性能不均匀性

采用金相显微镜、扫描电镜、透射电镜和力学拉伸试验机，研究160 mm 7050-T7651铝合金特厚板不同厚度位置的金相组织、晶粒取向、织构类型、时效纳米析出相分布以及力学性能的差异。结果表明：从板材表层到心部，组织中的第二相粒子含量降低，但尺寸增加；板材表层以小角度晶界亚结构组织为主，小角度晶界比例在79%～85%之间，而板材心部小角度晶界的比例为58%左右，相比于板材表层小角度晶界比例降低了26.6%～31.8%；板材表层以{001}<110>剪切织构为主，占比为3.64%，并随厚度增加，变形织构组分含量逐渐增多；板材厚度方向力学性能呈现出沿厚度表层-心部-表层方向先降低后升高的趋势，且力学性能最优位置均为板材表层位置。     

AlFeMn合金冷轧过程中显微硬度与织构研究（英文）

采用硬度测试仪、透射电镜(Transmission electron microscopy, TEM)、X射线衍射仪(X-ray diffraction,XRD)等手段研究了冷轧过程中AlFeMn合金板材的硬度、微观组织、织构变化。AlFeMn合金的显微硬度先随冷轧率增加而增加,在冷轧率为82%时,硬度达到峰值;然后硬度随冷轧率增加而下降。与此同时,合金中的位错密度明显降低,出现多边化亚晶。结果表明,冷轧过程中,AlFeMn合金存在由加工硬化转变为加工软化的行为。加工软化在中低应变量(≤78%冷轧率)时,copper、S取向含量随冷轧率增加略有增加,而brass取向含量基本保持不变;在达到82%冷轧率时,copper、S、brass取向含量明显急剧增加,在冷轧率超过84%后含量又急剧降低。Cube取向含量在加工硬化期间一直降低,在加工软化后期含量略有增加。结果表明,加工软化的发生伴随有晶粒取向的变化。     

搅拌摩擦加工制备FeCoNiCrMn高熵合金增强铝基复合材料的组织与力学性能研究（英文）

采用多道搅拌摩擦加工（Friction stir processing, FSP）工艺将高熵合金（High entropy alloy, HEA）颗粒分散到2024铝合金基体中，制备了HEA/Al复合材料。研究了搅拌摩擦加工道次对复合材料宏观形貌、微观结构和力学性能的影响。显微组织观察表明，增加搅拌摩擦加工道次有助于高熵合金颗粒的均匀分布和晶粒细化。力学性能测试结果表明，随着搅拌摩擦加工道次的增加，搅拌摩擦加工制备复合材料的显微硬度值显著提高，分布更加均匀，强度和塑性也有所提高。五道次搅拌摩擦加工所制备复合材料的显微硬度、强度和塑性分别达到138 HV、597 MPa和5.1%。     

铸造A356.2（Sc，La）铝合金研究

采用铸造工艺制备了A356.2（Sc，La）铝合金，测试分析了稀土元素Sc和La对铝合金中共晶硅的细化作用及对合金力学性能的影响。结果表明，单独添加稀土元素La对A356.2（La）铝合金中的共晶硅有一定的细化作用，但对力学性能的改善作用不大。而含有两种稀土元素0.38%Sc+0.14%La的A356.2（Sc，La）铝合金中的共晶硅细化作用较好和力学性能更高，其共晶硅细化到2.3 μｍ，抗拉强度和伸长率分别达到181.6 MPa和4.0%。稀土Sc和La对共晶硅的细化作用主要是弥散强化和细晶强化共同作用的结果，这两种强化与铝合金中析出的Al₃Sc相和稀土La相有关。     

铸件中显微孔洞特征及其对疲劳寿命影响的研究进展

铸件在铸造过程中会不可避免地产生显微孔洞,严重降低了铸件疲劳寿命。本文综述铸件中显微孔洞特征(尺寸、形状和空间分布)对疲劳寿命的影响,包括显微孔洞类型,孔洞特征分布规律,孔洞最大尺寸预测方法和含孔洞材料疲劳寿命预测方法;通过对疲劳寿命预测模型的回顾,发现目前含显微孔洞铸件疲劳寿命预测方法还不成熟;展望了显微孔洞特征对疲劳寿命影响的研究。提出未来应该依靠先进光源展开原位疲劳实验或者分子动力学仿真来研究孔洞疲劳失效微观机理,建立考虑不同显微孔洞特征参数,以及不同孔洞间相互影响的疲劳寿命定量预测模型。     

纳米压痕技术表征T800碳纤维的弹性模量和硬度

利用纳米压痕技术对T800SC碳纤维不同取向(纤维轴向与纳米压痕测试面成θ夹角)的弹性模量和硬度进行了测试,结合Weibull分布函数对T800SC碳纤维不同取向的弹性模量和硬度进行统计分析。结果表明:随着测试面与纤维轴向夹角的增大,T800SC碳纤维的弹性模量和硬度逐渐增大。T800SC碳纤维的弹性模量从平行纤维轴向时的(15.84±2.00)GPa增加到垂直纤维轴向时的(50.96±5.73)GPa;T800SC碳纤维的硬度从平行纤维轴向时的(2.71±0.51)GPa增加到垂直纤维轴向时的(5.24±0.91)GPa。对于纤维不同取向的弹性模量,其Weibull模数在9.0~10.5;对于纤维不同取向的硬度,其Weibull模数在6.0~8.0。     

TiBw/TA15复合材料板材超塑变形行为研究

研究了TiB_w/TA15复合材料板材在900~960℃、5×10^-4~10^-2s^-1条件下的超塑变形行为。结果表明,TiB_w/TA15复合材料流变应力随拉伸温度的升高和应变速率的减小而降低,在940℃、5×10^-3s^-1变形条件下获得的最大超塑性伸长率为439%。利用Zener-Hollomn参数和Arrhenius方程所建立的峰值应力本构方程为ε·=3.55×10⁸[sinh(2.0×10^-2σ)]^1.99×exp(-6.381×10⁵/RT),其变形激活能Q=638.1kJ/mol。复合材料超塑性变形组织与拉伸温度和应变速率密切相关。高温低应变速率有利于基体α相的动态再结晶以及晶须与基体处孔洞的愈合,低温高应变速率下,孔洞更易萌生于增强相与基体结合界面的端部。动态再结晶对复合材料超塑性的发挥起着关键作用。     

高温钛合金高密度夹杂原因分析及预防措施

采用X射线透射成像仪、光学显微镜和能谱分析等手段对热处理后高温钛合金锻件中的缺陷进行研究，显微组织照片显示，热处理后高温钛合金正常组织为初生α相含量约15%的双态组织，过渡区域组织为粗大的魏氏组织，β相含量高，晶界和晶内析出针状α，与正常组织差异大。夹杂位置存在与基体有明显区别的不熔块。能谱分析显示，不熔块为以Ta元素为主的高密度夹杂。高密度夹杂形成主要原因：配料时高熔点元素以纯金属粉末的形式配入，并以人工手动布料的方式加入电极块，压制电极块时纯金属粉末由于布料不均匀发生团聚，使高熔点金属粉“粒度”增大，化料时直流电弧来不及将“大粒度”的金属粉全部熔化，团聚的金属粉就掉入熔池，随后进入凝固的铸锭中成为高密度夹杂。可以通过改变布料方式或选用含难熔金属组元的中间合金来进行改善。采用混料方式添加难熔金属元素后，锻件中未发现高密度夹杂。     

退火温度对高纯钨靶显微组织和内应力的影响

采用热等静压工艺制备了高纯钨靶,并在不同温度下对其进行退火处理。采用金相显微镜、TEM、XRD和硬度计对不同温度退火的高纯钨靶的显微组织和内应力进行表征。结果表明:高纯钨靶经1200℃真空退火后,保留了热等静压后的细晶组织,晶粒未发生长大,但是位错密度却大幅度减小,晶格畸变率下降,硬度值降低,这是由于退火处理使热等静压高纯钨靶发生回复,内应力得以释放。当退火温度低于1200℃时,钨靶的内应力去除不完全,当退火温度高于1 200℃时钨靶的晶粒开始长大,故热等静压高纯钨靶的最佳退火温度是1 200℃。