王少华[1]2009年在《高强铝合金电磁铸造及强韧化研究》文中认为Al-Zn-Mg-Cu-Zr合金作为一种高强度铝合金广泛应用于航空航天领域。但由于合金化程度高,因而存在铸造成型困难、固溶不充分、断裂韧性差和抗应力腐蚀能力低等一系列问题。本文设计了一种新型Al-Zn-Mg-Cu-Zr合金,采用光学显微镜、X射线衍射仪、扫描电镜、电子探针、透射电镜及力学拉伸实验等测试分析手段,开展了电磁铸造技术及不同热处理制度对新型合金微观组织和力学性能影响的研究。分别采用电磁铸造技术和普通连铸技术制备了新型Al-Zn-Mg-Cu-Zr合金铸坯,研究了电磁场对合金铸态显微组织、合金元素晶内固溶度和力学性能的影响。结果表明:采用电磁铸造技术制备的Al-Zn-Mg-Cu-Zr合金具有良好的表面质量和均匀细小的显微组织,微观偏析程度降低,并且合金元素在晶内的固溶度显着提高,相对于普通连铸,Zn、Mg和Cu元素的晶内相对溶质固溶度分别由56%、62%和25%,提高到79%、74%和44%。新型Al-Zn-Mg-Cu-Zr合金经过轧制和120℃/24h(T6)时效后,强度和韧性较铸态大幅度提升。普通连铸合金L向的抗拉强度、屈服强度和延伸率分别为573MPa、502MPa和12.2%;对比普通连铸,电磁铸造合金可在强度相当的情况下,延伸率约有30%的显着提高,这与电磁铸造提升晶内元素溶质固溶度和细化铸材的晶粒有关。对普通连铸Al-Zn-Mg-Cu-Zr合金锻件进行单级和双级时效处理。合金在120℃/24h单级时效处理后,L向的抗拉强度和屈服强度分别为588MPa和505MPa,延伸率为11.6%,电导率为33%IACS。在160℃二级时效过程中,晶内析出相长大缓慢,出现明显的晶界无析出带;合金强度在时效初期的2小时内迅速上升,随后逐渐下降;合金的延伸率则持续增加,拉伸断裂类型由时效初期的沿晶韧窝断裂转变为后期的剪切和穿晶韧窝混合断裂。二级时效温度为170℃时,合金晶内和晶界沉淀相粗化严重,晶界无析出带较宽;时效1小时后合金强度达到峰值,然后急剧下降;合金的延伸率先上升后降低,断裂类型由时效开始的沿晶韧窝断裂转变为后期的韧窝断裂。结果表明,新型合金较优的双级时效工艺为120℃/6h+160℃/6h。在此工艺下,合金L向的抗拉强度和屈服强度分别为541MPa和514MPa,延伸率为10.3%,电导率为38%IACS,L-T向的断裂韧性可达43.7 MPa·m~(1/2)。
丛福官, 赵刚, 田妮, 韩啸, 朱铭熙[2]2012年在《7×××系超高强铝合金的强韧化研究进展及发展趋势》文中提出总结了国内外关于7×××系超高强铝合金的强韧化方面研究进展及其现状,概述了提高超高强铝合金综合性能而开发的各种新技术和新工艺,探讨了超高强铝合金的强韧化途径,展望了强韧化的发展趋势,对提高高强铝合金强韧化性能提出了优化合金成分、改善制备工艺和开发新型的热处理技术等主要研发方向,概括了未来需要着重开展研究的内容。
杨守杰[3]2002年在《新型高强铝合金的强韧化研究》文中研究说明本文对两种可用普通铸锭法生产的新型高强度铝合金进行了较为系统的研究。根据两种合金的目前发展情况，对Al-Zn-Mg-Cu系合金重点研究了微合金化元素Zr的影响机理与合适添加量，而对Al-Cu-Li系合金进行了比较全面的研究，目的是为发展我国的新型高强铝锂合金奠定理论基础和试验基础。本文对微量Zr元素在合金凝固与退火过程中行为的研究表明，当合金中的Zr含量超过0．06％时，Zr元素可以对铸态晶粒带来约30％的细化效果，但是，Zr元素含量稍高，约0．16％时，就有可能析出一次初生Al_3Zr，这限制了Zr元素的有效添加量。均匀化退火是亚稳Al_3Zr相析出的主要工艺过程，对Al-Zn-Mg-Cu-(Zr)合金的研究发现，亚稳Al_3Zr在该超高强铝合金中的析出较在Al-Zr二元合金中提前。随Zr含量的增加，亚稳Al_3Zr相的数量增加，合金中析出的η平衡相的数量也增加而尺寸减小。含Zr量不同的合金在锻压后的组织有所不同，这主要表现在亚晶粒的大小方面，Zr含量越高，合金的亚晶粒越细小。固溶处理后，合金的组织差别会更明显，不含Zr或Zr含量低于0．06％的合金都表现出了以再结晶晶粒为主的组织，而Zr含量高于0．06％的合金都呈现出了以未再结晶晶粒为主的组织。理论分析表明，要想获得稳定的未再结晶组织，保证W(Zr)≥0．10％是必须的。Zr元素会对超高强铝合金的时效动力学产生明显的影响，主要表现在抑制GP(Ⅰ)区的形成和加速η′相的析出两个方面。究其原因，前者主要是因为固溶Zr与淬火空位易于结合，减缓了合金在时效过程中Zn、Mg等溶质原子的扩散所致，而后者与Al_3Zr相促进η′相的析出有关。虽然Zr元素可以改变Al-Zn-Mg-Cu合金的时效进程，但是，Zr元素对Al-Zn-Mg-Cu合金力学性能的影响主要受其对合金晶粒组织的改变，而因析出相变化所引起的性能改变要小一些。综合考虑熔铸、成型、热处理以及力学性能等方面的因素，本文认为，Zr作为一种有效的组织、性能调整元素，必须精确地控制其含量，过低则起不到应有的作用，过高则有可能带来类似Fe、Si等杂质元素的不利影响。本研究中超高强铝合金的合适Zr元素添加量应在0．10%～0．14％之间。本文对Al-Cu-Li叁元合金的研究表明，Cu、Li含量是影响合金强塑性的重要因素，提高Cu含量往往可以提高合金的强度，而增加Li含量却会降低合金的强度。合金的强度、延伸率受合金饱和程度的影响也很大，并且在Li含量较高时更敏感。发展新型高强铝锂合金的一个较合适的基础成分范围是Cu：3．0%～5．0％，Li：1．0％～1．5％。本文对铝锂合金的各向异性问题进行了比较系统的研究，结果发现，合金的平面内各向异性主要受材料的变形特点和织构控制，而与材料的晶粒结构关系不大。添加微合金化元素改变合金中的析出相，进而改变合金的变形行为，是降低材料各向异性的一条重要途径。此外，通过添加Mn元素改变铝锂合金的再结晶行为，控制合金中的织构组份和强度，也是减小材料各向异性的重要手段。对Al-Cu-Li系合金的微合金化研究发现，Mg、Ag、Zn是提高铝锂合金强度的重要的微合金化元素，但是，单独添加这些元素的效果往往不明显，当以Mg+Ag、Mg+Zn或Mg+Ag+Zn的组合方式加入时，合金强度会得到大幅度提高。Mn元素的添加不仅对控制合金的各向异性具有重要意义，而且可以带来一定的强化效果，这与合金中的其它微合金化元素存在与否无关。但是，Mn元素的存在往往会引起Al-Cu-Li合金的淬火敏感性增加，这一点与Mn在7000系铝合金中的影响相似。综合对Al-Cu-Li合金的研究，提出了发展新型高强铝锂合金的基本思路是：采用高Cu低Li的基础合金成分；添加微量的Mn元素改善合金的变形特点，控制合金的晶粒组织和织构，以降低铝锂合金的各向异性；采取多元微合金化的方法进一步提高合金的强韧性。提出了一个有发展前途的含有Mg、Zn、Mn等微合金化元素的新型超高强铝锂合金的合金原型，其屈服强度达635MPa，延伸率接近5％，而不含Ag元素，因此该合金在密度、成本等方面更具优势。
杜爱华, 龙晋明, 裴和中, 范艳芳, 王永福[4]2008年在《高强铝合金的强韧化研究进展》文中指出简述了铝合金的强韧机理,重点讨论了近年发展起来的铝合金强韧方法,即优化合金成分、采用特殊的加工方法和热处理工艺,最后指出我国应加强高强铝合金的研究与开发。
李华冠[5]2016年在《玻璃纤维—铝锂合金超混杂复合层板的制备及性能研究》文中进行了进一步梳理大型客机的研发及制造,对轻质、高强的先进复合材料具有迫切的应用需求。Glare层板(Glass Reinforced Aluminum laminates)因其优良的疲劳性能及高的损伤容限,减重效果突出,是大型飞机机身、机翼蒙皮结构的重要选材。然而,Glare层板的失效机制复杂,成形难度高;且因刚度低的问题限制了该材料的应用。本文采用损伤容限能力优异的新型铝锂合金替代传统Glare层板所用的2024-T3铝合金作为金属基板,研制了新型玻璃纤维-铝锂合金超混杂复合层板(NFMLs),以提高材料刚度。同时,开展NFMLs的胶黏剂含量优化、力学性能及喷丸成形研究,以揭示其失效机制,获得理想的成形方法,为NFMLs在大型飞机上的应用提供重要的理论依据和工程指导。首先,通过新型铝锂合金基板制备及强韧化研究,成功获得了性能优异的0.3mm厚T3态合金基板;其次,开展了NFMLs的制备工艺研究,重点探究了其制备技术中最核心的胶含量优化问题;随后,本文验证了铝锂合金在NFMLs中的强化作用,并探明了高低温试验环境、湿热老化环境及热疲劳环境对NFMLs力学性能的影响;最后,在探索NFMLs机翼前缘典型构件自成形特性的基础上,重点开展了其喷丸成形性能研究,揭示了NFMLs喷丸成形的特点及规律。得出的主要结论如下:1)通过“退火-轧制-退火-固溶-淬火-时效强化”的处理工艺,获得满足NFMLs制备要求的0.3mm厚T3态铝锂合金基板;随后,开展其单级时效、预变形+时效强韧化研究。研究结果表明,所成功制备的合金基板以大量弥散细小的δ'为强化相,抗拉强度及模量分别可达479.12MPa和82.50GPa,性能显着优于传统Glare层板所用的2024-T3铝合金。T3态铝锂合金基板具有快速的时效响应,所析出的T1相主导了合金的强化过程;细小的T1相(直径小于100nm)均匀密集析出,是实现该材料强化并兼顾其塑性、韧性的关键。预变形行为引入的大量位错显着提高了第二相的形核率,可增大析出相数量并控制其尺寸生长;5%以内的预变形利于铝锂合金的强韧化。2)开展了NFMLs的制备工艺研究,并改变胶黏剂含量分别为0g/m2、20g/m2、40g/m2和60g/m2,重点探讨了胶含量对NFMLs力学性能及失效行为的影响。结果表明,经过制备和铣切加工的NFMLs,无显着内部缺陷。胶含量增大导致NFMLs增厚的同时也显着提高了其界面结合强度,二者共同作用导致材料的力学性能及失效行为的变化。由于NFMLs在疲劳载荷下对胶层增厚而引起的应力变化更为敏感,且胶层的低刚度和高韧性在其增厚过程中降低了纤维桥接效力,并加速了玻璃纤维增强环氧树脂复合材料层(下称纤维层)的分层扩展,导致NFMLs疲劳性能快速恶化。层板在胶含量为40g/m2时可获得最优的综合性能匹配。3)在NFMLs的力学性能研究中,首先探索了铝锂合金在NFMLs中的增强作用;其次,研究了-55℃~120℃范围内环境温度对层板性能的影响;以及NFML分别经过70℃/85%RH湿热老化与-65℃~135℃热疲劳处理后的性能特征。研究结果表明,铝锂合金在NFMLs固化过程中,已萌生直径<25nm的T1相并导致时效强化现象;较传统Glare层板,铝锂合金的引入使NFMLs的刚度提高8%~12%,抗疲劳扩展能力显着增强。NFMLs在-55℃~70℃范围内具有优异的高低温性能,120℃时性能明显恶化。同时,湿热老化处理引起NFMLs的性能下降;但经过70℃/85%RH,3000h处理后,NFMLs依然表现出优异的综合性能。此外,经过-65℃~135℃,1000次热疲劳后,NFMLs未因残余应力的作用而导致力学性能的下降;相反,因铝锂合金的时效强化行为,NFMLs经过热疲劳后的静强度提高。经过热疲劳过程反复的“开启-终止”循环相变后,T1相在保持尺寸均匀、细小的情况下,大量密集析出,获得了较传统人工时效更为理想的强韧化效果。4)选取机翼前缘典型件,研究了NFMLs大曲率构件的自成形特征。研究发现,采用自成形工艺可实现NFMLs机翼前缘等大曲率构件的成形,且贴模度高,厚度均匀性好,无显着分层缺陷,成形过程未形成较大的残余应力,但其成形后放置一周内即发生显着的“张开”式回弹现象。5)通过喷丸工艺的选择及优化、喷丸变形特性分析及喷丸对层板性能的影响研究叁个试验,揭示了NFMLs的喷丸成形性能。研究结果表明,NFMLs具备喷丸成形的可行性,采用小尺寸(直径≤0.425mm)陶瓷丸可实现较好的成形效果,弹丸尺寸过大或喷丸强度过高会导致喷丸面附近的纤维层断裂及金属层/纤维层界面的分层失效;选取AZB425弹丸并采用0.193A的喷丸强度,可使3/2结构正交层板的成形曲率半径降低至165.24mm。在变形特性方面,NFMLs的变形更易于在垂直于纤维方向产生,仅喷丸面的金属层发生塑性变形,其它各层发生弹性变形;其变形特征随喷丸强度及覆盖率的影响规律与金属材料一致;喷丸显着改变了NFMLs各层的残余应力状态,且在无外力或温度场作用下,其应力松弛行为缓慢。喷丸因铝锂合金层的加工硬化现象对NFMLs的静强度具有一定的改善作用;并通过引入的残余应力场,降低了铝锂合金层的应力强度幅值,使纤维层的分层扩展速率降低,并导致裂纹闭合效应的产生,显着改善了NFMLs的疲劳性能。
黄崧[6]2016年在《高性能Mg-RE-TM系镁合金中LPSO相和沉淀硬化相的复合强韧化研究》文中认为轻质高强韧镁合金是航空航天、国防军工及现代工业发展中紧迫的轻量化材料需求之一,对缓解我国资源短缺、能源危机和环境污染的意义重大。含长周期堆垛有序相(LPSO相)和沉淀硬化相的Mg-RE-TM是目前性能最好的高强镁合金体系,其强度在500MPa以上,已基本达到商用高强铝合金的强度,但延伸率却普遍偏低(通常在5%以下),无法满足作为关键承力构件的工程应用。如何利用有效的强韧化途径,解决高强镁合金强度塑性不可兼得的矛盾,已成为一个亟待解决的科学难题。如要设计出高强高韧Mg-RE-TM镁合金,则必须澄清该合金的强韧化机制,掌握强度塑性的变化规律,为最终的合金设计与应用提供理论指导。针对这一现状,作者将合金中的起主要强化作用的第二相(LPSO相和沉淀硬化相)完全独立出来,设计出只含LPSO相和只含沉淀硬化相的合金,然后综合考虑这两种相的影响,设计出含LPSO相和沉淀相的多相复合合金,最终揭示合金的强韧化机制。本文首先研究了Mg-RE单一沉淀硬化相镁合金的强韧化规律。结果表明,在可形成沉淀硬化相的不同RE元素里,Gd和Y元素的时效效果较好,Y含量在RE总量2.0at.%以上才有时效效果,而Gd含量在1.6at.%以上则有时效效果。在此基础上设计出的Mg-1.2at.%Gd-1.0at.%Y,抗拉强度400MPa,延伸率超过9%,综合力学性能优异。然后,研究了Mg-RE-TM单一LPSO相镁合金的强韧化规律。通过Zn/Y比设计得出该值3/4时合金力学性能最为优异。在保证Zn/RE不变的基础上,从铸态下形成LPSO相和通过热处理才能形成LPSO相的两类合金进行研究,结果发现Mg-Ni-Y镁合金具有最高的抗拉强度,Mg-Zn-Y合金塑性较为优异且综合性能较好。而铸态下无LPSO相的Mg-Gd-Zn合金,经固溶退火工艺处理后,可以在合金中析出大量的层状结构14H型LPSO相,其强度较低,塑性较好。在此基础上设计出的Mg-Gd-Y-Zn合金力学性能优异,抗拉强度达到370MPa,延伸率7%。在综合LPSO相和沉淀相强化效果的基础上,设计出了Mg-Gd-Y-Zn合金,并进行Mn微合金化及控制Zn含量,采用固溶退火、挤压和时效工艺后合金强度达到493MPa,延伸率5.5%,综合性能优异。随后,研究了在LPSO相和沉淀相强化复合的合金中,改变LPSO相的形态、结构、分布对合金力学性能的影响规律。采用Ni替换,RE元素调控,热处理调控,微合金化手段调控LPSO相种类、含量、形态,实验结果表明,当LPSO相呈层状形貌时可显着提高合金的强度,而LPSO相呈块状形貌则对提升合金的塑性有帮助,且层状LPSO相越致密越细小,合金的强度提升越明显。在此基础上采用感应制得的GWZM3合金经540℃×4h炉冷退火后的挤压态合金,其抗拉强度400MPa,延伸率12.6%,综合性能优异。再次,研究了在LPSO相和沉淀相强化复合的合金中,沉淀析出行为对合金力学性能的影响。结果表明,Mg-RE-TM合金时效后,整体强度均有大幅提升,但塑性下降较为明显。然而,无论LPSO相的形态结构怎样变化,合金的抗拉强度提升情况大致相同,但塑性变化情况则差异明显。且部分合金在时效时出现了时效平台现象,该现象使得合金在峰时效下塑性下降程度减小,即在一定程度上提高了合金的塑性。最后,基于上述研究,结合时效过程中的时效平台现象,发现有时效平台现象的GWZM3合金,随着时效时间的增加,合金的强度塑性同时提高的现象,并获得抗拉强度538MPa,延伸率10%的性能。在此基础上,从LPSO相与沉淀相的复合强韧化出发,探讨了高强Mg-RE-TM合金的强韧化机制,认为该高强高韧Mg-RE-TM系镁合金的强韧化机制,为LPSO相、沉淀相和层错叁种结构的迭加,并针对Mg-Gd-Y-Zn系合金总结出了设计高强高韧镁合金的基本方法,并提出了自己的见解。
梅飞强[7]2012年在《基于合金化提高超高强铝合金强/韧性的研究》文中提出随着科技的发展和人们生活水平的提高,尤其是在航空航天、汽车、电子等行业的拉动下,对铝合金的需求越来越大,为了满足大众对电子产品微型化、交通工具轻量化的追求,人们对密度低、加工性能优良、性价比高的铝合金在强韧性方面提出了更严苛的要求。借助金相显微镜、扫描电镜、透射电镜、电子探针、X射线衍射仪和差热分析仪等微观组织观察手段,以及力学显微硬度实验、拉伸实验等测试方法,详细研究了不同Gd、Y含量对Al-Zn-Mg-Cu-Zr合金组织与力学性能的影响,以期研发出具有优良强韧性的超高强铝合金。在Al-Zn-Mg-Cu-Zr合金中添加微量Gd能细化晶粒,在随后的热处理变形过程中形成细小弥散相Al3CuGd相,这些弥散相能阻碍位错、亚晶界的位移,抑制再结晶。Gd的加入可以明显提高主合金元素Zn、Mg、Cu的晶内相对溶质固溶度并使元素在铸态超高强铝合金内的均匀程度增加,改善Al-Zn-Mg-Cu-Zr合金T6时效态的强度和伸长率；加快合金峰时效的到来,推迟过时效软化,提高析出相稳定性。结果表明Gd含量在0.25%时性能达到最优,进一步增加Gd含量会促进非平衡共晶相形成,不利于合金综合性能的提高。在Al-Zn-Mg-Cu-Zr-0.25%Gd合金基础上直接添加Y元素,不利于合金综合性能的提高。而通过复合添加Gd、Y元素的方式,可以显着提高合金的综合性能。结果表明：(1)在Al-Zn-Mg-Cu-Zr合金中单独添加Gd与复合添加Gd、Y后铸态组织均得到明显细化。与不添加稀土相比,在Al-Zn-Mg-Cu-Zr合金中单独添加Gd与复合添加Gd、Y合金均能形成Al3CuGd弥散相,这些相能阻碍亚晶界、位错的位移,抑制再结晶；其中复合添加0.25%Gd、Y抑制再结晶效果最明显。(2)单独添加Gd与复合添加Gd、Y均能明显提高主合金元素Zn、Mg、Cu的晶内相对溶质固溶度并使元素在铸态组织内的均匀程度增加,与不加稀土合金比较,单独添加0.25%Gd各元素晶内固溶度分别由54.82%、49.63%和26.38%提高到69.78%、78.75%和42.19%；复合添加0.25%的Gd、Y的合金各元素晶内固溶度分别提高到71.74%、77.62%、51.73%；(3)单独添加Gd与复合添加Gd、Y元素对合金人工时效效果的影响相似,均可加速Al-Zn-Mg-Cu-Zr合金人工时效过程中峰时效的来临,提高峰时效硬度,并且延长了峰时效的持续时间。(4)与不添加稀土相比,单独添加Gd元素与复合添加Gd、Y元素均能显着提高Al-Zn-Mg-Cu-Zr合金T6时效态的强度和伸长率。其中复合添加Gd、Y元素性能最优：当Gd、Y复合含量为0.20%时合金强度达到最大值,抗拉强度与屈服强度分别达到648.9MPa、634.1MPa,稀土含量为0.25%时伸长率达到最大值,为18.5%。
田福泉, 李念奎, 崔建忠[8]2005年在《超高强铝合金强韧化的发展过程及方向》文中指出全面评述了国内外近几十年来在超高强铝合金强韧化方面的研究和发展过程,以及为提高超高强铝合金性能而开发的各种新技术。简要介绍了超高强铝合金的发展方向,并提出在国内应将超高强铝合金的研究和开发作为重大科研和技术攻关项目,应引起足够的重视。
李先聚[9]2008年在《喷射成形7055铝合金组织和性能的研究》文中提出本论文主要采用金相、X射线衍射、扫描电镜、透射电镜、能谱等测试手段,对喷射成形7055铝合金的沉积态、热加工状态和热处理态进行了显微组织分析和力学性能研究,总结了从喷射成形制坯到热处理完成之后,整个工艺过程中超高强铝合金的显微组织和力学性能演变规律,从而为不断优化高强铝合金设计、优化喷射成形工艺过程和热处理工艺过程参数提供依据,以达到充分提高材料使用性能的目的,研究结果主要如下:采用全自动控制往复喷射成形技术制备了Φ260×1600 mm的7055铝合金喷射成形坯,坯件表面细致,车2~3 mm成圆。喷射成形坯晶粒为等轴状,粒度均匀,主要在30～50μm之间,组织无明显宏观偏析,致密度达到98.2%。沉积坯显微组织中第二相主要由晶界网络化第二相、晶内针状相、晶内类球状相和少量的块状相组成。叁角晶界处第二相中含有大量的Cu和Al,MgZn_2溶入Cu和Al元素后形成Mg(Zn,Cu,Al)2,晶内析出相均为MgZn_2 ,Al2CuMg相的量比较少,难以确定。固溶热处理后沉积态材料的晶界第二相减少,甚至消失,晶界变窄,基体之间结合更紧密,晶内的针状相消失,晶内弥散分布着纳米级的析出相。EDS分析结果表明,叁角晶界处第二相中的Mg, Cu和Zn含量由原来的12.97%, 21.60%和30.99%下降到2.18%,2.18%和11.05%。挤压后沉积态材料原始晶界消失,网络化的第二相被打乱,晶粒破碎,组织更加均匀致密,有更加细小密集的第二相析出。随着挤压比的增大,晶粒变形程度增大,更加细化,晶界数量就增多,促使时效热处理时析出相分散更加弥散,粒度更加精细,因而强度就相应的增加。当挤压比增加到一定值后,由弥散强化和细晶强化所导致的力学性能增加不明显。TEM分析显示,挤压比为6的T6态材料晶粒大小大约5μm,叁角晶界处有细小的亚晶生成,晶界上有断续和连续的沉淀相η(MgZn_2)析出,晶内存在细小弥散的GP区和过渡相η′(MgZn_2)。7055铝合金喷射成形态材料纵向和横向的抗拉强度分别为222 MPa和252 MPa。经过T6热处理后,沉积坯σb为500～543 MPa,显示出全自动控制往复喷射成形铝合金锭坯的缺陷少,冶金结合质量优越。喷射成形锭坯经过小挤压比变形后达到全致密,大规格产品的T6态纵向σb提高到745MPa,δ为12.8 %。
林顺岩, 林君, 田士[10]2007年在《铝合金新材料的研制与发展方向》文中研究说明简要介绍了国内外高强铝合金强韧化研究和民用高性能铝合金研制的发展方向,综述了提高铝合金综合性能而开发采用的各种新方法和新技术。
参考文献：
[1]. 高强铝合金电磁铸造及强韧化研究[D]. 王少华. 大连理工大学. 2009
[2]. 7×××系超高强铝合金的强韧化研究进展及发展趋势[J]. 丛福官, 赵刚, 田妮, 韩啸, 朱铭熙. 轻合金加工技术. 2012
[3]. 新型高强铝合金的强韧化研究[D]. 杨守杰. 北京航空材料研究院. 2002
[4]. 高强铝合金的强韧化研究进展[J]. 杜爱华, 龙晋明, 裴和中, 范艳芳, 王永福. 有色金属加工. 2008
[5]. 玻璃纤维—铝锂合金超混杂复合层板的制备及性能研究[D]. 李华冠. 南京航空航天大学. 2016
[6]. 高性能Mg-RE-TM系镁合金中LPSO相和沉淀硬化相的复合强韧化研究[D]. 黄崧. 重庆大学. 2016
[7]. 基于合金化提高超高强铝合金强/韧性的研究[D]. 梅飞强. 大连理工大学. 2012
[8]. 超高强铝合金强韧化的发展过程及方向[J]. 田福泉, 李念奎, 崔建忠. 轻合金加工技术. 2005
[9]. 喷射成形7055铝合金组织和性能的研究[D]. 李先聚. 上海交通大学. 2008
[10]. 铝合金新材料的研制与发展方向[J]. 林顺岩, 林君, 田士. 铝加工. 2007
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