6xxx系鋁合金具有高比強度、優(yōu)良的耐蝕性和焊接性以及可加工性，在航空航天、汽車和軌道交通等領(lǐng)域得到了廣泛的應(yīng)用 雖然沉淀強化是這種合金的主要強化機制，但是為了保持其優(yōu)良的耐蝕性和加工性能只添加較少的合金元素，其強度與2xxx系及7xxx系鋁合金相比明顯降低 除了沉淀強化，還可通過固溶強化、位錯強化以及細晶強化等方式提高材料的強度[1] 其中的晶粒細化，是在不改變合金成分的條件下最有效的強化方式 在沉淀強化的基礎(chǔ)上增大晶粒細化的貢獻，可明顯提高6xxx系鋁合金的強度從而拓寬其應(yīng)用范圍 在此情況下，具有優(yōu)異力學(xué)性能的超細晶及納米晶材料受到了極大的關(guān)注[2~4]

目前，劇烈塑性變形方法(Severe plastic deformation, SPD)，例如等通道轉(zhuǎn)角擠壓(Equal channel angle pressing, ECAP), 高壓扭轉(zhuǎn)(High-pressure torsion, HPT)以及累積疊扎(Accumulative roll-bonding, ARB)等，是制備致密無缺陷塊體超細晶材料的主要方法[5~8] 雖然用這些SPD方法可制備出高強度的超細晶材料，但是加工道次多、工藝復(fù)雜、工序繁瑣且SPD超細晶材料在拉伸過程中極易失穩(wěn)而使其塑性降低 更為重要的是，在循環(huán)變形過程中軟化嚴重，使其疲勞性能急劇降低，極大地影響其工程應(yīng)用[6]

攪拌摩擦加工(Friction stir processing, FSP)是一種新型的SPD方法，調(diào)節(jié)加工參數(shù)可一道次制備出塊體超細晶材料 這種塊體超細晶材料的組織均勻，位錯密度低，高角晶界的比例較高，其拉伸性能和疲勞性能比其它SPD超細晶明顯提高[9~14] 但是，在鋁合金的常規(guī)FSP過程中熱輸入較高，經(jīng)常使析出相溶解或粗化而使其強度降低[15] 低熱輸入的FSP，是解決析出相溶解與粗化的重要方法 熱輸入降低不僅明顯抑制析出相溶解或粗化，而且能生成更細的晶粒和引入更強的細晶強化作用[16~18] 降低工具旋轉(zhuǎn)速度或提高行進速度可降低FSP過程熱輸入，但是容易在加工區(qū)產(chǎn)生孔洞和隧道等缺陷[19] 同時，用冷卻水輔助FSP也可明顯降低熱輸入，從而制備出強度更高而無缺陷的超細晶組織[20~22]

高熱輸入FSP使6061鋁合金中的析出相發(fā)生明顯的溶解或粗化，使材料的力學(xué)性能嚴重降低，因此本文選用小尺寸的加工工具，降低工具旋轉(zhuǎn)速度并結(jié)合強制冷卻大幅度降低熱輸入進行FSP制備超細晶6061鋁合金材料，并與常規(guī)空冷對比研究加工參數(shù)和冷卻條件對FSP 6061鋁合金超細晶微觀組織和力學(xué)性能的影響，并探討析出相的演化過程和強化機制

1 實驗方法

實驗用6061-T6鋁合金板材(商用)的厚度為3 mm，其成分列于表1 在進行FSP前對板材的上下表面進行機械打磨以除去氧化物，并用酒精清洗 沿著板材的軋制方向進行FSP，使用的加工工具(攪拌頭)采用內(nèi)凹形軸肩與錐形螺紋針，軸肩直徑為8 mm，攪拌針根部直徑為3 mm，工具傾角為2.5°，工具轉(zhuǎn)速為300 r/min，行進速度為100 mm/min 冷卻方式為常規(guī)空冷和強制水冷，試樣的編號分別為A-300和W-300

Table 1

表1

表16061鋁合金板材的化學(xué)成分

Table 1Chemical compositions of 6061 Al-T6 sheets (mass fraction/%)

Mg	Si	Fe	Mn	Cu	Zn	Al
1.08	0.59	0.20	0.20	0.21	0.25	Bal.

使用電火花線切割機沿垂直于FSP方向切取金相樣品，用砂紙逐號打磨到2000#后進行機械拋光 用Keller試劑將樣品腐蝕60 s后用光學(xué)顯微鏡(Optical microscope，OM)觀察其橫截面 在平行于加工方向截取拉伸試樣，試樣平行段的尺寸為10 mm×3 mm×2.5 mm 用砂紙將拉伸試樣打磨至800#，在Instron 5982拉伸試驗機上進行拉伸實驗，初始應(yīng)變速率為10-3 s-1 用FEI F50型掃描電鏡(Scanning electron microscope, SEM)觀察拉伸斷口 用電子背散射衍射(Electron backscatter diffraction, EBSD)系統(tǒng)分析加工區(qū)中心微區(qū)的晶粒尺寸和晶界特性等信息 將EBSD樣品經(jīng)砂紙打磨到5000#后用10%(體積分數(shù))高氯酸乙醇溶液電解拋光，拋光電壓為12 V，溫度為-25℃，拋光時間為60 s 在加工區(qū)中心垂直于加工方向切取1 mm厚的橫截面薄片，制作透射電鏡(Transmission electron microscope, TEM)樣品 TEM和EBSD樣品的取樣位置，如圖1所示 使用金相砂紙將TEM樣品減薄至60 μm后沖片制成直徑為3 mm的圓片，在30%(體積分數(shù))硝酸甲醇溶液中進行雙噴減薄 雙噴電壓為12 V，溫度為-25℃ 用FEI Tecnai G2 20 TEM觀察加工區(qū)的組織形貌



圖1FSP和用于拉伸實驗和微觀組織觀察試樣的位置示意圖

Fig.1Schematic illustration of FSP and the sample locations for tensile tests and microstructure observations

2 實驗結(jié)果2.1 FSP 6061鋁合金的微觀組織

圖2給出了FSP 6061鋁合金的橫截面宏觀形貌 可以看出，兩種參數(shù)的加工區(qū)呈現(xiàn)上寬下窄的盆狀，其組織中沒有孔洞、隧道等缺陷 熱輸入更低的W-300樣品，其加工區(qū)寬度比A-300的大 熱輸入的降低使加工溫度降低和材料粘度提高，攪拌針周圍材料的應(yīng)力增大帶動了更多的材料流動和塑性變形，使其加工區(qū)較寬



圖2FSP 6061鋁合金的橫截面形貌

Fig.2Cross-sectional macrostructure of FSP 6061 Al (a) A-300, (b) W-300

圖3給出了FSP 6061鋁合金加工區(qū)EBSD組織圖和晶界取向差分布，圖中的黑色粗線表示高角晶界，白色細線代表小角度晶界 FSP加工區(qū)的組織為均勻等軸超細晶組織，A-300樣品的平均晶粒尺寸為700 nm 采用強制水冷工藝加工過程的峰值溫度降低，冷卻速率提高，加工過程中熱輸入的降低使晶粒細化更為明顯，W-300樣品的平均晶粒尺寸減小到了200 nm 兩種參數(shù)的加工區(qū)超細晶取向差分布均符合立方系金屬的晶界隨機分布規(guī)律，且高角晶界比例均高于70%，其原因是在FSP過程中加工區(qū)組織發(fā)生了動態(tài)再結(jié)晶[11,12]



圖3FSP 6061鋁合金加工區(qū)EBSD微觀組織

Fig.3EBSD maps of A-300 (a), W-300 (b), and distribution of grain boundary misorientation angles of A-300 (c), W-300 (d)

圖4給出了母材和FSP 6061鋁合金加工區(qū)的TEM微觀組織照片 如圖4a所示，母材中分布著大量針狀析出相(β″相)，其長度方向平行于Al基體<001>晶向族，是母材的主要強化相，平均長度為32 nm，平均直徑為3.5 nm 圖4b給出了β″相橫截面的高分辨透射照片(High resolution transmission electron microscope, HRTEM) β″相是一種單斜晶胞結(jié)構(gòu)，可能是Mg5Si6或Mg5Al2Si4[23, 24] β″針狀相與鋁基體保持著特定的取向關(guān)系[25]：

001Al//(010)β'',[3ˉ10]Al//001β'',[230]Al//[100]β''



圖4母材以及FSP 6061鋁合金的TEM照片

Fig.4Typical TEM microstructure of base material and FSP 6061 Al (a) base material, (b) HRTEM of precipitation in base material, (c) A-300, (d) W-300

A-300和W-300樣品晶粒內(nèi)的位錯密度較低，晶界平直明銳，大多為高角晶界 A-300和W-300樣品TEM照片中的平均晶粒尺寸與EBSD測量的平均晶粒尺寸一致 常規(guī)空冷的A-300樣品中的析出相平均直徑為21 nm，平均長度約為84 nm，平均距離約為108 nm 強制水冷的W-300樣品，其析出相的粗化與長大受到明顯的抑制，極低的熱輸入使其析出相的平均直徑為10 nm，平均長度為40 nm，平均間距為60 nm，可產(chǎn)生比A-300樣品更強的沉淀強化作用

從圖4c可以看出，A-300樣品的析出相有三種：淺色球狀相、淺色棒狀相和深色方形相 用SPD方法制備的6061鋁合金中以淺色球狀相為主，根據(jù)選區(qū)衍射和元素分布確認這種析出相為穩(wěn)態(tài)的β相[26] A-300樣品中尺寸為20~50 nm的球狀淺色析出相為穩(wěn)態(tài)的β相，而長度為60~100 nm、直徑約為10 nm的淺色短棒狀相為未完全粗化的β'相；深色方形相主要來自基體中的雜質(zhì)元素，是FeCrMn元素的富集相[27]，在FSP過程中被攪拌針打碎后重新分布在基體中，其強化效果可以忽略

圖5給出了W-300樣品的高倍TEM照片，可見主要的析出相是淺色短棒狀相，即β'相；淺色圓點相(尺寸~10 nm)應(yīng)該為短棒狀β'相橫截面，而不是A-300樣品中幾十納米的穩(wěn)態(tài)β相 由于水下FSP過程的冷卻速率較高，并未形成如A-300樣品中那種大尺寸的球狀β相 在W-300樣品中未發(fā)現(xiàn)深色方形相，因為水下FSP過程的熱輸入降低，不能使FeCrMn相破碎和重新分布



圖5W-300樣品析出相的高倍TEM照片

Fig.5Magnified TEM image of W-300 sample

2.2 FSP 6061鋁合金的拉伸性能

圖6給出了A-300、W-300以及母材的拉伸應(yīng)力-應(yīng)變曲線與加工硬化率曲線 可以看出，母材的屈服強度為300 MPa，抗拉強度為325 MPa，斷裂延伸率為16% 雖然與母材相比A-300樣品的晶粒明顯細化，但是其屈服強度和抗拉強度分別降低為260 MPa和290 MPa, 斷裂延伸率為6.7% 材料屈服后有較短的硬化過程，隨之發(fā)生緩慢的應(yīng)變軟化 從圖4c可見，析出相發(fā)生了明顯的粗化，呈現(xiàn)出短棒狀形貌，其強化效果明顯降低，類似于過時效狀態(tài) 單一的晶粒細化產(chǎn)生的強化效果很難彌補沉淀強化的損失，使其拉伸性能降低 因此，需要進一步降低熱輸入以抑制析出相粗化 在強制冷卻條件下熱輸入明顯降低，W-300樣品的強度明顯提高，析出相的粗化受到一定程度的抑制，屈服強度和抗拉強度分別提高到了435 MPa和505 MPa，斷裂延伸率降低為2.1%，其抗拉強度與母材相比提高了55% 與A-300相比，W-300樣品的拉伸曲線出現(xiàn)了較短而快速的硬化過程，隨即發(fā)生快速斷裂 加工硬化率曲線圖(圖6b)表明，母材在拉伸變形前期的加工硬化率較小，但是屈服后有較長且緩慢的加工硬化過程，保持較高的均勻延伸率 W-300樣品在真應(yīng)變小于1.5%時加工硬化率更高，因為W-300樣品的晶粒尺寸較小，位錯行程較短，在晶界處更容易發(fā)生塞積 同時，位錯的大量塞積也使晶界處更容易發(fā)生損傷，使整體延伸率降低 應(yīng)變大于1.5%時A-300樣品與W-300樣品的加工硬化率均變?yōu)樨撝挡l(fā)生應(yīng)變軟化，只是W-300樣品的軟化速度更高



圖6母材與FSP 6061鋁合金的拉伸工程應(yīng)力-應(yīng)變曲線和加工硬化率曲線

Fig.6Tensile engineering stress-strain curves (a) and work hardening rate (b) of base material and FSP 6061 Al

圖7給出了A-300和W-300 樣品的拉伸斷口形貌 從A-300樣品的斷口宏觀形貌可見明顯的頸縮，放大后的斷口為典型的韌窩形貌，在較大的韌窩底部可見粗大的析出相顆粒 能譜分析結(jié)果表明，大部分顆粒為FeCrMn相，只有少量粗化的MgSi相(β相) 顯然，在拉伸變形過程中在較大的析出相顆粒附近發(fā)生了應(yīng)力集中，隨著變形的進行逐漸產(chǎn)生微裂紋并與周圍較小的韌窩相連形成較大的裂紋或大尺寸韌窩，最終發(fā)生斷裂 W-300樣品的斷口沒有明顯的頸縮，韌窩的尺寸也明顯小于A-300樣品 對于相似的材料體系，韌窩的尺寸反映材料塑性的大小，A-300樣品中深而大的韌窩形貌表明其具有較好的塑性 W-300樣品的晶粒更細小，使晶內(nèi)位錯的存儲能力較低，在晶界處更容易萌生裂紋且其擴展更快，因此韌窩尺寸更為細小，表明其塑性較低



圖7A-300和W-300 樣品的拉伸斷口形貌

Fig.7Tensile fractographies (a) A-300, (b) magnified graph of A-300, (c) W-300, (d) magnified graph of W-200

圖8給出了峰時效態(tài)6xxx系鋁合金、多向鍛造(Multi-directional forging, MDF)、靜液擠壓(Hydrostatic extrusion, HE)、ARB、ECAP以及用HPT方法制備的6xxx系鋁合金強度的對比 可以看出，用強制水冷FSP工藝一道次制備的6061鋁合金，其抗拉強度約比峰時效態(tài)6xxx系鋁合金高150~200 MPa，比用多道次ECAP方法制備的6xxx系鋁合金約高100 MPa[28,31] 即使采用后續(xù)時效工藝，SPD 6xxx系鋁合金的強度依然比本文制備的W-300超細晶6061鋁合金低[27,29,30,32,33] 這表明，用強制水冷FSP工藝一道次制備的合金，其強度較高，是制備超細晶6xxx系鋁合金的有效工藝



圖8用不同方法制備的6xxx系鋁合金的抗拉強度[27~33]

Fig.8Ultimate tensile strength of 6xxx Al alloy prepared by different methods[27~33]

3 討論3.1 析出相的演化

6xxx系A(chǔ)l-Mg-Si合金的時效析出序列是：過飽和固溶體→Mg/Si原子團簇→GP區(qū)→β″→β'→β(Mg2Si)[30, 34, 35]，其中β″和β'相為主要的析出強化相 在β″析出相的演化過程中，先是Si原子在鋁基體中形成團簇并發(fā)生少量Mg原子的聚集形成尺寸為1~2 nm的納米團簇 納米團簇沒有固定的形狀，隨著時間的延續(xù)更多的Mg原子向Si原子團簇聚集形成尺寸約為2~5 nm的稍大GP區(qū) GP區(qū)的形狀主要為橢圓形，并與晶粒的取向無關(guān) GP區(qū)與鋁基體保持共格關(guān)系，通過Mg和Si原子取代Al原子逐步形成 在時效過程中橢圓形GP區(qū)逐漸演化成針狀的β″析出相，截面尺寸與GP區(qū)的尺寸相當(dāng)或略大，長度約為20~50 nm，其長軸方向平行于<001>Al方向

在FSP過程中高溫與劇烈塑性變形的雙重作用使A-300樣品發(fā)生析出相的回溶和重新析出，并出現(xiàn)明顯的析出相粗化 析出相的形貌主要呈球形或短棒狀，與正常析出相有較大的區(qū)別 其原因是，在析出相的重新析出過程中先產(chǎn)生溶質(zhì)原子的納米團簇，溫度高于正常時效溫度且位錯密度較高增加了元素擴散的通道、提高了元素聚集速度，使橢圓形的GP區(qū)很快形成[36] 沉淀相的析出伴隨著動態(tài)再結(jié)晶后的晶粒長大，Mg元素通過位錯通道極快地向GP區(qū)聚集 由于此過程為非平衡態(tài)，不能形成表面能較高的針狀相，因此形成了表面能較低的短棒狀β'析出相 此現(xiàn)象，與用SPD方法制備的超細晶材料在后續(xù)時效過程中只能析出β'相與β相類似[26] 由于常規(guī)空冷FSP工藝散熱較慢，大部分β'相在FSP過程中發(fā)生了過時效，形成了尺寸為幾十納米的球狀β相[36] W-300樣品則由于強制水冷的冷卻速率較高，形成的析出相平均直徑和長度均比A-300樣品的小，且沒有過多的熱量促進過時效的發(fā)生，因此在其樣品內(nèi)主要為尺寸較小的β'析出相，產(chǎn)生了遠高于A-300樣品的沉淀強化效果

3.2 強化機制

6xxx系鋁合金的主要強化方式為沉淀強化，但是固溶強化、位錯強化和細晶強化也隨著材料狀態(tài)的不同有不同的貢獻 假設(shè)不同的強化機制之間相互獨立沒有偶聯(lián)作用，則其屈服強度可表示為

σYS=σ0+σss+σH-P+σdis+σphase(1)

式中σYS為總的屈服強度，σ0為晶格摩擦力，約為9.7 MPa，σss表示固溶強化，σH-P表示細晶強化，σdis表示位錯強化，σphase表示沉淀強化

細晶強化的關(guān)鍵在于晶界對位錯滑移的阻礙，因此晶粒越細小晶界越多則位錯被阻礙越多，則多晶體的強度越高 FSP 6061鋁合金的細晶強化作用σH-P可用經(jīng)典的Hall-Petch公式表示為

σH-P=kAl×d-1/2(2)

kAl為Hall-Petch關(guān)系的斜率值，可使用純鋁細晶強化的斜率值(取70 MPa·μm1/2)[37] A-300和W-300樣品的細晶強化效果，分別為83.7 MPa和156.5 MPa

材料中的大多數(shù)晶界都對材料產(chǎn)生晶界強化，包括高角晶界的強化以及小角度晶界(≥2°)的強化 小于2°的小角度晶界主要由纏結(jié)的位錯構(gòu)成，其位錯強化作用更強[38, 39] 材料中的位錯分為晶內(nèi)位錯 (密度ρ0)和儲存在小于2°的小角度晶界上的位錯 位錯強化的貢獻可用Taylor公式 [38, 39]

σdis=MαGbρ0+3(1-fθ≥2°)θave,<2°bd(3)

評估，其中M為Taylor因子(取3.06)，α=0.33為常數(shù)，G=26 GPa為剪切模量，b=0.286 nm為伯氏矢量，ρ0為晶內(nèi)位錯密度 由于用FSP制備的材料具有完全動態(tài)再結(jié)晶后的組織，晶內(nèi)位錯密度較低，其強化效果可忽略不計 因此，A-300樣品和W-300樣品的位錯強化所貢獻的強度基本相同，分別為25.5 MPa和24.2 MPa

盡管用SPD制備的Al-Mg-Si鋁合金中的析出相種類和形態(tài)十分復(fù)雜，但是根據(jù)實驗和模擬結(jié)果[40]，析出相對屈服強度的貢獻可表示為[41, 42]

σphase=2MGbβ/L(4)

式中β為常數(shù)(約為0.28)，L為析出相的平均距離 A-300樣品和W-300樣品的析出相其平均間距為108 nm和60 nm，因此其強化所貢獻的強度分別為117 MPa與212 MPa

析出相的相對體積分數(shù)，定義為某一樣品的體積分數(shù)與母材峰時效態(tài)的體積分數(shù)之比 為了簡化計算，用面積分數(shù)替代體積分數(shù) A-300和W-300樣品的相對體積分數(shù)分別為71%與36% 可以發(fā)現(xiàn)，A-300和W-300樣品的析出相體積分數(shù)小于母材的析出相體積分數(shù)，則在FSP過程中剩余的Mg元素和Si元素重新固溶到基體中而未完全析出，從而對基體產(chǎn)生了一定的固溶強化作用 因此，固溶元素對基體的強化作用可表示為

σss=∑jkj?Cj2/3(5)

式中Cj為固溶合金元素的含量，kj為相應(yīng)的比例因子，Mg元素與Si元素的kj值分別為66.3和29.0 MPa/wt.%2/3 [36, 42] 因此，對于A-300樣品，29%的Mg元素與Si元素貢獻的固溶強化強度分別為30.6 MPa與8.9 MPa，總固溶強化貢獻的強度為39.5 MPa 對于W-300樣品，共有64%的Mg元素和Si元素所貢獻的固溶強化強度分別為51.8 MPa與15.2 MPa，總固溶強化貢獻的強度為67.0 MPa

分析圖9中兩種超細晶6061鋁合金的強化機制可以發(fā)現(xiàn)，A-300和W-300樣品各種強化機制貢獻的屈服強度總和的計算值分別為275 MPa與469 MPa，與實驗結(jié)果260 MPa與435 MPa較為接近 顯然，強制水冷FSP工藝較低的熱輸入抑制了析出相的長大，從而產(chǎn)生了更強的沉淀強化效果 同時，對再結(jié)晶晶粒長大的抑制，產(chǎn)生了更強的細晶強化效果 與A-300樣品相比，W-300樣品的沉淀強化效果提高了95 MPa，細晶強化效果提高了73 MPa 強制水冷FSP工藝并未在加工區(qū)內(nèi)產(chǎn)生更高的位錯強化，動態(tài)再結(jié)晶作用使加工區(qū)仍為均勻穩(wěn)定的再結(jié)晶組織，位錯密度較低 較高的冷卻速率使部分元素仍然固溶在基體中，并未完全析出 由于沉淀強化的增強效果遠高于固溶強化，W-300樣品仍可通過后續(xù)的低溫時效處理在控制晶粒和已析出相尺寸未明顯長大的情況下繼續(xù)析出沉淀強化相，從而進一步提高材料的強度 在時效過程中產(chǎn)生的析出相阻礙拉伸過程中位錯向晶界運動，使位錯在晶界處的回復(fù)速率降低，從而在提高材料強度的同時使其塑性提高[31~33]



圖9A-300和W-300樣品的不同強化機制對其屈服強度的貢獻

Fig.9Various strengthening mechanisms contributed to the yield strengths of A-300 and W-300 samples

4 結(jié)論

(1) FSP 6061鋁合金的加工區(qū)為細小等軸晶組織，晶內(nèi)位錯密度較低，高角晶界的比例均高于70% 常規(guī)空冷的FSP樣品(A-300)加工區(qū)的析出相為球狀穩(wěn)態(tài)β相或短棒狀的β'相以及方形的FeCrMn相；而強制水冷的FSP樣品(W-300)加工區(qū)的析出相主要為短棒狀的β'相

(2) 常規(guī)空冷的A-300樣品其平均晶粒尺寸為700 nm，抗拉強度為290 MPa 強制水冷的W-300其平均晶粒尺寸為200 nm，晶內(nèi)析出相尺寸與平均間距比A-300樣品明顯減小，F(xiàn)SP 6061鋁合金的強度提高到505 MPa，比峰時效態(tài)母材提高了55%

(3) 強制水冷FSP工藝降低了加工熱輸入，使析出相和再結(jié)晶晶粒的長大受到抑制，使W-300樣品的沉淀強化效果提高了95 MPa、細晶強化效果提高了73 MPa

參考文獻

View Option 原文順序文獻年度倒序文中引用次數(shù)倒序被引期刊影響因子

[1]

Ma K K, Wen H M, Hu T, et al.

Mechanical behavior and strengthening mechanisms in ultrafine grain precipitation-strengthened aluminum alloy

[J]. Acta Mater., 2014, 62: 141

[本文引用: 1]

[2]

Valiev R Z, Islamgaliev R K, Alexandrov I V.

Bulk nanostructured materials from severe plastic deformation

[J]. Prog. Mater. Sci., 2000, 45: 103

[本文引用: 1]

[3]

Estrin Y, Vinogradov A.

Extreme grain refinement by severe plastic deformation: a wealth of challenging science

[J]. Acta Mater., 2013, 61: 782

[4]

An X H, Wu S D, Wang Z G, et al.

Significance of stacking fault energy in bulk nanostructured materials: insights from Cu and its binary alloys as model systems

[J]. Prog. Mater. Sci., 2019, 101: 1

[本文引用: 1]

[5]

Zhilyaev A, Langdon T.

Using high-pressure torsion for metal processing: fundamentals and applications

[J]. Prog. Mater. Sci., 2008, 53: 893

[本文引用: 1]

[6]

Malekjani S, Hodgson P D, Cizek P, et al.

Cyclic deformation response of ultrafine pure Al

[J]. Acta Mater., 2011, 59: 5358

[本文引用: 1]

[7]

Chen Y J, Wang Q D, Peng J G, et al.

Research and development prospects of ultrafine-grained materials fabricated by severe plastic deformation

[J]. Mater. Rev., 2005, 19(4): 77

陳勇軍, 王渠東, 彭建國等.

大塑性變形制備細晶材料的研究、開發(fā)與展望

[J]. 材料導(dǎo)報, 2005, 19(4): 77

[8]

Zhao X, Gao Y W, Nan Y, et al.

Sever plastic deformation methods for bulk nanostructured materials

[J]. Mater. Rev., 2003, 17(12): 5

[本文引用: 1]

趙 新, 高聿為, 南 云等.

制備塊體納米/超細晶材料的大塑性變形技術(shù)

[J]. 材料導(dǎo)報, 2003, 17(12): 5

[本文引用: 1]

[9]

Chen F F, Huang H J, Xue P, et al.

Research progress on microstructure and mechanical properties of friction stir processed ultrafine-grained materials

[J]. Chin. J. Mater. Res., 2018, 32: 1

[本文引用: 1]

陳菲菲, 黃宏軍, 薛鵬等.

攪拌摩擦加工超細晶材料的組織和力學(xué)性能研究進展

[J]. 材料研究學(xué)報, 2018, 32: 1

[本文引用: 1]

[10]

Xue P, Zhang X X, Wu L H, et al.

Research progress on friction stir welding and processing

[J]. Acta Metall. Sin., 2016, 52: 1222

薛鵬, 張星星, 吳利輝等.

攪拌摩擦焊接與加工研究進展

[J]. 金屬學(xué)報, 2016, 52: 1222

[11]

Mishra R S, Ma Z Y.

Friction stir welding and processing

[J]. Mater. Sci. Eng., 2005, 50R: 1

[本文引用: 1]

[12]

Ma Z Y.

Friction stir processing technology: a review

[J]. Metall. Mater. Trans. A, 2008, 39: 642

[本文引用: 1]

[13]

Yang M, Li C B, Liu S D, et al.

Effect of artificial aging on microstructure and mechanical properties of friction stir welded joint of 7003/7046 al-alloys

[J]. Chin. J. Mater. Res., 2020, 34: 495

楊夢, 李承波, 劉勝膽等.

人工時效對7003/7046鋁合金攪拌摩擦焊接頭組織和力學(xué)性能的影響

[J]. 材料研究學(xué)報, 2020, 34: 495

[14]

Zhang X M, He G Z, Wang B B, et al.

Influence of oxide film on fatigue property of friction stir welded 6082 Al alloy

[J]. Chin. J. Mater. Res., 2019, 33: 299

[本文引用: 1]

張欣盟, 何廣忠, 王貝貝等.

氧化膜對6082鋁合金攪拌摩擦焊接頭疲勞性能的影響

[J]. 材料研究學(xué)報, 2019, 33: 299

[本文引用: 1]

[15]

Zhao H L, Pan Q, Qin Q D, et al.

Effect of the processing parameters of friction stir processing on the microstructure and mechanical properties of 6063 aluminum alloy

[J]. Mater. Sci. Eng. A, 2019, 751: 70

[本文引用: 1]

[16]

Sauvage X, Dédé A, Mu?oz A C, et al.

Precipitate stability and recrystallisation in the weld nuggets of friction stir welded Al-Mg-Si and Al-Mg-Sc alloys

[J]. Mater. Sci. Eng. A, 2008, 491: 364

[本文引用: 1]

[17]

Chen Y C, Feng J C, Liu H J.

Precipitate evolution in friction stir welding of 2219-T6 aluminum alloys

[J]. Mater. Charact., 2009, 60: 476

[18]

Sato Y S, Urata M, Kokawa H.

Parameters controlling microstructure and hardness during friction-stir welding of precipitation-hardenable aluminum alloy 6063

[J]. Metall. Mater. Trans. A, 2002, 33: 625

[本文引用: 1]

[19]

Cui L, Yang X Q, Zhou G, et al.

Characteristics of defects and tensile behaviors on friction stir welded AA6061-T4 T-joints

[J]. Mater. Sci. Eng. A, 2012, 543: 58

[本文引用: 1]

[20]

Xue P, Xiao B L, Ma Z Y.

Achieving ultrafine-grained structure in a pure nickel by friction stir processing with additional cooling

[J]. Mater. Des., 2014, 56: 848

[本文引用: 1]

[21]

Wang B B, Chen F F, Liu F, et al.

Enhanced mechanical properties of friction stir welded 5083al-H19 joints with additional water cooling

[J]. J. Mater. Sci. Technol., 2017, 33: 1009

[22]

Zeng X H, Xue P, Wang D, et al.

Realising equal strength welding to parent metal in precipitation-hardened Al-Mg-Si alloy via low heat input friction stir welding

[J]. Sci. Technol. Weld. Join., 2018, 23: 478

[本文引用: 1]

[23]

Chrominski W, Lewandowska M.

Precipitation phenomena in ultrafine grained Al-Mg-Si alloy with heterogeneous microstructure

[J]. Acta Mater., 2016, 103: 547

[本文引用: 1]

[24]

Ninive P H, Strandlie A, Gulbrandsen-Dahl S, et al.

Detailed atomistic insight into the β" phase in Al-Mg-Si alloys

[J]. Acta Mater., 2014, 69: 126

[本文引用: 1]

[25]

Andersen S J, Zandbergen H W, Jansen J, et al.

The crystal structure of the β'' phase in Al-Mg-Si alloys

[J]. Acta Mater., 1998, 46: 3283

[本文引用: 1]

[26]

Sauvage X, Bobruk E V, Murashkin M Y, et al.

Optimization of electrical conductivity and strength combination by structure design at the nanoscale in Al-Mg-Si alloys

[J]. Acta Mater., 2015, 98: 355

[本文引用: 2]

[27]

Mohamed I F, Lee S, Edalati K, et al.

Aging behavior of Al 6061 alloy processed by high-pressure torsion and subsequent aging

[J]. Metall. Mater. Trans. A, 2015, 46: 2664

[本文引用: 4]

[28]

Venkatesh C V, Raman S G S, Uday C.

Low cycle fatigue behaviour of Al-Mg-Si Alloy AA6061 processed by equal channel angular pressing

[J]. Adv. Mat. Res., 2012, 463-464: 97

[本文引用: 1]

[29]

Rao P N, Singh D, Brokmeier H G, et al.

Effect of ageing on tensile behavior of ultrafine grained Al 6061 alloy

[J]. Mater. Sci. Eng. A, 2015, 641: 391

[本文引用: 1]

[30]

Chrominski W, Kulczyk M, Lewandowska M, et al.

Precipitation strengthening of ultrafine-grained Al-Mg-Si alloy processed by hydrostatic extrusion

[J]. Mater. Sci. Eng. A, 2014, 609: 80

[本文引用: 2]

[31]

Roven H J, Nesboe H, Werenskiold J C, et al.

Mechanical properties of aluminum alloys processed by SPD: Comparison of different alloy systems and possible product areas

[J]. Mater. Sci. Eng. A, 2005, 410-411: 426

[本文引用: 2]

[32]

Rezaei M R, Toroghinejad M R, Ashrafizadeh F.

Effects of ARB and ageing processes on mechanical properties and microstructure of 6061 aluminum alloy

[J]. J. Mater. Process. Technol., 2011, 211: 1184

[本文引用: 1]

[33]

Kim J K, Jeong H G, Hong S I, et al.

Effect of aging treatment on heavily deformed microstructure of a 6061 aluminum alloy after equal channel angular pressing

[J]. Scr. Mater., 2001, 45: 901

[本文引用: 4]

[34]

Chrominski W, Wenner S, Marioara C D, et al.

Strengthening mechanisms in ultrafine grained Al-Mg-Si alloy processed by hydrostatic extrusion-influence of ageing temperature

[J]. Mater. Sci. Eng. A, 2016, 669: 447

[本文引用: 1]

[35]

Sha G, Tugcu K, Liao X Z, et al.

Strength, grain refinement and solute nanostructures of an Al-Mg-Si alloy (AA6060) processed by high-pressure torsion

[J]. Acta Mater., 2014, 63: 169

[本文引用: 1]

[36]

Zeng X H, Xue P, Wu L H, et al.

Achieving an ultra-high strength in a low alloyed Al alloy via a special structural design

[J]. Mater. Sci. Eng. A, 2019, 755: 28

[本文引用: 3]

[37]

Yu C Y, Kao P W, Chang C P.

Transition of tensile deformation behaviors in ultrafine-grained aluminum

[J]. Acta Mater., 2005, 53: 4019

[本文引用: 1]

[38]

Kamikawa N, Huang X X, Tsuji N, et al.

Strengthening mechanisms in nanostructured high-purity aluminium deformed to high strain and annealed

[J]. Acta Mater., 2009, 57: 4198

[本文引用: 2]

[39]

Kamikawa N, Hirochi T, Furuhara T.

Strengthening mechanisms in ultrafine-grained and sub-grained high-purity aluminum

[J]. Metall. Mater. Trans. A, 2019, 50: 234

[本文引用: 2]

[40]

Hu T, Ma K, Topping T D, et al.

Precipitation phenomena in an ultrafine-grained Al alloy

[J]. Acta Mater., 2013, 61: 2163

[本文引用: 1]

[41]

Bardel D, Perez M, Nelias D, et al.

Coupled precipitation and yield strength modelling for non-isothermal treatments of a 6061 aluminium alloy

[J]. Acta Mater., 2014, 62: 129

[本文引用: 1]

[42]

Myhr O R, Grong ?, Andersen S J.

Modelling of the age hardening behaviour of Al-Mg-Si alloys

[J]. Acta Mater., 2001, 49: 65

[本文引用: 2]

Mechanical behavior and strengthening mechanisms in ultrafine grain precipitation-strengthened aluminum alloy

1

2014