热处理对铝合金轧制板材力学性能及显微组织的影响本科生毕业设计

本科生毕业设计 设计 题 快递公司问题件快递公司问题件货款处理关于圆的周长面积重点题型关于解方程组的题及答案关于南海问题 目： 热处理对铝合金轧制板材力学性能 及显微组织的影响 中国矿业大学毕业设计任务书 学院 材料科学与工程学院 专业年级 2007级成型 学生姓名 宋云彪 任务下达日期：2011 年3月1日 毕业设计日期：2011年3月2日至2011年6月10日 毕业设计题目： 热处理对铝合金轧制板材力学性能及显微组织的影响 毕业设计专题题目：（不填） 毕业设计主要内容和要求： 铝合金经过铸轧后，需要经过热处理才能满足使用性能的要求，本课题针对轧制后的铝合金板材进行热处理实验，借助显微组织和力学性能的设备，研究热处理工艺对铝合金板材组织和性能的影响规律，为扩大铝合金板材应用奠定基础。 查找资料，写文献综述。 翻译 阿房宫赋翻译下载德汉翻译pdf阿房宫赋翻译下载阿房宫赋翻译下载翻译理论.doc 一篇英文文献。阅读相关英文文章15篇。 院长签字： 指导教师签字： 中国矿业大学毕业设计指导教师评阅书 指导教师评语（①基础理论及基本技能的掌握；②独立解决实际问题的能力；③研究内容的理论依据和技术方法；④取得的主要成果及创新点；⑤工作态度及工作量；⑥总体评价及建议成绩；⑦存在问题；⑧是否同意答辩等）： 成 绩： 指导教师签字： 年 月 日 中国矿业大学毕业设计评阅教师评阅书 评阅教师评语（①选题的意义；②基础理论及基本技能的掌握；③综合运用所学知识解决实际问题的能力；④工作量的大小；⑤取得的主要成果及创新点；⑥写作的规范程度；⑦总体评价及建议成绩；⑧存在问题；⑨是否同意答辩等）： 成 绩： 评阅教师签字： 年 月 日 中国矿业大学毕业设计答辩及综合成绩 答 辩 情 况 提 出 问 题 回 答 问 题 正 确 基本 正确 有一般性错误 有原则性错误 没有 回答 答辩委员会评语及建议成绩： 答辩委员会主任签字： 年 月 日 学院领导小组综合评定成绩： 学院领导小组负责人： 年 月 日 摘 要 随着城市轻轨、地铁和汽车轻量化的发展，工业铝合金板材的需求量越来越大。铝合金由于具有高强度、高韧度、轻质结构、耐腐蚀、加工性好、易回收等特点，是现代社会所追求的、最有希望的金属材料之一，广泛应用于交通、建材、航空、航天等民用及军工领域，在国民经济和国防建设中具有不可替代的重要作用。而6000系铝合金更是由于具有强度高，塑性好，优良的耐蚀性等优点而成为近年来研究的热点。研究热处理工艺对铝合金板材组织和性能的影响规律，从而扩大铝合金板材应用范围是具备重要工程价值的研究课题。 本文采用显微硬度计、电子拉伸试验机以及电子扫描显微镜等分析手段，系统地研究了一种具有新型成分的Al-Mg-Si系铝合金在不同热处理工艺下的成形性和力学性能。板材各向力学性能试验表明，板材的力学性能并未出现沿轧制方向上的各向异性，说明轧制工艺参数控制的较好。未经热处理的试样的屈强比为0.85，加工硬化指数为0.25；而热处理后的试样的屈强比为0.60，加工硬化指数为0.27，故而热处理后的铝合金板材具有良好的成形性能。在较高温度下预时效处理的铝合金基体中有尺寸较大的析出物，使屈服强度和硬度较低，对于随后的冲压成形较为有利。同时较大的析出物对促进烘烤硬化过程中形成大量β″强化相更为有利。 关键词： 6000系铝合金 ；力学性能 ；成形性 ；预时效 ABSTRACT As the development of urban light rail, subway and lightweight automotive, the demand for industrial aluminum sheet is increasing. Due to its high strength, high toughness, lightweight, corrosion resistance, good processability and easy recovery features, aluminum is the pursuit of modern society, the most promising metal, widely used in transportation, building materials, aviation, aerospace and other civilian and military fields, and has an irreplaceable role in the national economy and national defense construction. The 6000 series aluminum alloys is as high strength, good ductility, excellent corrosion resistance and other advantages of a research focus in recent years. Studying the influences of heat treatment on microstructure and properties of aluminum alloy sheets, thus expanding the application of aluminum alloy sheet is the value of projects with important research topic. In this paper, the formability and mechanical properties of a new aluminum alloys which would be processed by different heat treatment are researched, by the methods such as microscope, electronic tensile tester, micro hardness tester and SEM analysis. The tensile strength test indicates that the strength is isotropy in three directions (parallel, vertical, sidelong to the rolling direction), which reveals that the control of rolling parameter meets the requirement. sample A without heat treatment the yield ratio is 0.85, hardening index was 0.25; the samples after heat treatment yield ratio was 0.60, hardening index is 0.27, therefore heat treated aluminum alloy sheet with good forming properties. The aluminum alloy has a larger size precipitates under higher temperature pre-aging treatment, so that the lower yield strength and hardness, the more favorable in the subsequent stamping. While larger precipitates for promoting the formation of a large number of bake hardening β "strengthening phase in the process of bake hardening is more favorable. Keywords：6000 aluminum alloys ；strength ；formability ； pre-aging 目 录 Ⅰ 一般部分 11 铝及铝合金的主要特点 22 铝及铝合金的分类 22.1 铸造铝合金 32.2 变形铝合金研究现状 43 铝合金强化方法分类及强化机理 43.1 加工硬化 53.2 固溶强化 53.3 第二相强化 53.4 晶界强化 54 铝合金热处理及工艺 64.1 退火处理 64.2 固溶处理 74.3 时效处理 75 6000系铝合金优点及发展 75.1 6000系铝合金优点 75.2 6000系铝合金板材的研究现状 96 研究内容及意义 Ⅱ 专题部分 11引言 111 分析测试方法 112 本论文的实验 设计方案 关于薪酬设计方案通用技术作品设计方案停车场设计方案多媒体教室设计方案农贸市场设计方案 123 成形性的研究 123.1实验数据 123.2试验结果分析 123.2.1拉伸数据的分析 133.2.2屈强比的对比 143.2.3加工硬化指数的对比 154 力学性能与组织的研究 154.1研究 方案 气瓶 现场处置方案 .pdf气瓶 现场处置方案 .doc见习基地管理方案.doc关于群访事件的化解方案建筑工地扬尘治理专项方案下载 154.2实验结果与分析 154.2.1强度对比及分析 164.2.2延伸率对比及分析 174.2.3硬度对比及分析 184.2.4拉伸曲线对比及分析 204.2.5金相照片分析 224.2.6电镜及断口扫描分析 255结论 27参考文献 Ⅲ 翻译部分 29英文原文 40中文译文 49致 谢 Ⅰ 一般部分 1 铝及铝合金的主要特点 铝及铝合金是重要的有色金属材料，产量占所有有色金属产量的近一半，在金属材料中仅次于铁。且资源丰富，性能优良。 (1)密度小，比强度高。纯铝密度约为2.699g/cm3 ,铝合金密度在2.63-2.85 g/cm3，约为钢铁的1/3,如Al-4Li为2.4g/cm3,Al-12Fe为g/cm3，比Cu, Fe及其合金轻得多。Ｌy的比强度达到17.4，常用合金结构钢40Cr的为12.8。汽车轻量化在实际应用中有着巨大的意义[1]，美国轿车每使用0.45g铝合金零件、车重可减少1.021kg。美国汽车工业的用铝量已占其全部用铝量的8%以上。 (2)导电，导热性好。仅次于Ag、Au、Cu,远优于Fe、Ti等，在工业金属中，仅次于Cu，可部分替代Cu，作电线、电缆或用于其他电器元件。 (3)工艺性能好。铸造性能好：多数铝合金为共晶系，如铸件（活塞、气缸等）。加工性能好：强度低，塑性好，能通过塑性加工制成各种形状的产品。 (4)耐腐蚀性好。表面可生成致密的氧化膜，可起保护作用。但卤族离子和碱离子会破坏氧化膜。液态天然气输送管道、输油管道、冷冻装置。 (5)热膨胀系数大。为不锈钢、铜、黄铜约1.5倍，与其它金属联接、铆接、复合时，热膨胀系数差值较大，产生大的内应力，以变形。但Al-Si系合金与显微强化的铝材的膨胀系数较低。 (6)低温性能好。铝及铝合金无低温脆性，强度与塑性随温度的下降而升高，即使在超低温范围内也不出现类似普通钢的低温脆性。适合于天然液化气装置、液氧储存容器。且高纯铝在极低温度下导电率比铜高，可作超导体的稳定材料。 (7)无磁性、冲击电火花。几乎不受电磁场的影响，且无磁性，用于罗盘、抛物面天线、电子计算机存储磁盘等。电气屏蔽、易燃易爆物生产器材或容器。 (8)核性能。热中子吸收面积小，在放射线作用下，性能变化不敏感。用于反应堆的工艺管、元件包壳材料、以及浓缩铀的离心分离筒、机械手、加速器、热核反应超真空装置等。 (9)力学性能。常规力学性能随合金种类与状态不同，变化范围宽，抗拉强度为50-800MPa，屈服强度为10-700 MPa延伸率为2-50%。主要结构材料的刚性大至与其密度成正比，与合金成分和状态没多大关系。弹性模量变化不大，大致为7-8GPa。疲劳强度较低，但低温下，相对于其它金属，其疲劳强度较高。 (10)表面性能。铝及铝合金有良好的表面处理性能。如6063，6064锻铝通过阳极氧化处理可在表面形成一层透明的氧化膜，并可着上各种颜色。可作装饰用材（门、窗等）。特殊处理后可选择性的吸收太阳光，提高吸收太阳能的效率，作太阳能装置。还可由硬质氧化处理提高耐腐性。阳极氧化还可以赋予合金电绝缘性，亲水性、润滑性等。 (11)反射能力强。白光、红光、紫外线、电磁波、热辐射。导弹干扰铝箔。 2 铝及铝合金的分类 铝合金按加工方法可以分为形变铝合金和铸造铝合金。形变铝合金又分为不可热处理强化型铝合金和可热处理强化型铝合金。不可热处理强化型不能通过热处理来提高机械性能，只能通过冷加工变形来实现强化，它主要包括高纯铝、工业高纯铝、工业纯铝以及防锈铝等。可热处理强化型铝合金可以通过淬火和时效等热处理手段来提高机械性能，它可分为硬铝、锻铝、超硬铝和特殊铝合金等，见图2-1。 1. 图2-1铝合金分类 一些铝合金可以采用热处理获得良好的机械性能，物理性能和抗腐蚀性能。铸造铝合金按化学成分可分为铝硅合金，铝铜合金，铝镁合金，铝锌合金和铝稀土合金，其中铝硅合金又有简单铝硅合金（不能热处理强化，力学性能较低，铸造性能好），特殊铝硅合金（可热处理强化，力学性能较高，铸造性能良好）。 2.1 铸造铝合金 铸造铝合金的优点是比重小，比强度较高，并有良好的抗蚀性和铸造工艺性，可进行各种成型铸造，而且由于铝合金的熔点较低，熔炼工艺和设备都比较简单，因此铝合金铸件在航空、一般机械制造及仪表等工业部门都得到了相当广泛的应用。 铸造铝合金按其主要成分可以分为五类： （1）Al-Si系及Al-Si-Mg系合金，即著名的硅铝明。这类合金具有优良的铸造工艺性和气密性，中等强度，适合在常温下使用，可生产形状复杂的铸件，应用很普遍。 (2)Al-Cu系合金。特点是有较高的热强性，适合在较高温度工作，但这类合金的铸造工艺性和抗蚀性较低。 (3)Al-Mg系合金。属于高强和高抗蚀性合金，并有良好的切削加工和光制性能，在造船工业和食品、化工部门应用较多。缺点是耐热性和铸造工艺性较差。 (4)Al-RE(稀土)系合金。这类合金具有良好的耐热性和铸造工艺性，最高使用温度可达300℃，缺点是室温强度低，合金成分复杂，生产管理不方便。 (5)Al-Zn系合金。这类合金的特点是具有自淬火效应，铸造成型后即可直接进行人工时效，因而省去了淬火工序，铸件的内应力大为减小。适于制造要求尺寸稳定性高的铸件。其缺点是比重交大，耐热性也很低。 2.2 变形铝合金研究现状 变形铝合金的应用极其广泛，经不同的变形加工方式可生产成各种半成品提供。国内外在变形铝合金方面的研究也日渐成熟。 王奎民的研究结果表明[2]，在含铜为4.5%左右的Al-Cu-Mg系合金中等量地添加Fe和Ni元素可以生成在基体内不易溶解和扩散的异相不均匀的Al9FeNi相，可以使合金的高温性能提高20-40MPa或10-15%。冷变形引起的强化效应在再结晶温度以下仍能保持它的作用，因此在上述合金中添加Mn以提高再结晶温度，并采用形变热处理使变形强化效果在高温下部分保留下来，可以使该合金在200℃的高温强度提高30-40MPa。 中国民航总局[3]从铝合金硬度和导电率的测试及统计分析入手，测定2024铝合金在不同时效温度下，导电率和硬度基本达到稳定状态的时间，从而确定了一种新的时效制度来代替自然时效处理。新时效制度的常规机械性能、抗疲劳和断裂性能以及耐腐蚀性能等均达到了自然时效的相应性能要求。并将原来的96小时时效处理减为12小时，提高了效率。 S.SINGH等[4]对铝合金采用形变热处理，电镜观察发现热机械时效处理明显影响合金的时效特性，时效相θ’的纵向长度为0.04mm，细小的时效析出相和高密度的位错形成稠密的缠结网，位错与析出相的缠结组织使2024合金具有较高的高温强度，使合金的耐热性明显提高。 张新明等[5]对2024合金采用多向大变形(λ=12)、长时间固溶(500℃/400min)和时效(165℃/10h)处理后，使合金的晶粒可达3-6微米，晶粒内部均匀分布着大量的尺寸为0.05-0.15 微米的时效析出相，与用传统的热加工工艺处理的2024合金相比，合金的晶粒大小和时效析出相的尺寸减小50%，可使锻件屈服强度提高1.5倍，延伸率提高2倍，且锻件的各向异性非常小。 己有研究表明[6]，形变热处理可显著提高2024合金的抗拉强度和屈服强度，但合金峰值时效时的延伸率和韧性则明显降低,形变热处理的2024合金在过时效状态下，与T6态的合金相比，它们的延伸率相同，但形变热处理后的合金具有更高的强度。 高能球磨是60年代末由等Benjamin等[7]发展起来的一种制备合金粉末新技术。近年来，对该技术的研究已拓宽到研制纳米晶体材料、非晶材料、过饱和固溶合金和金属间化合物[8-10]，在高能球磨过程中，混合元素粉末比例不受合金固溶度限制，一些过渡族金属元素(如Fe、Ni、Ti、Zr、Cr、V、Mo等)和稀土元素(如La、Ce )以高温稳定高弹性模量弥散的金属间化合物存在，从而强化了基体和晶界。在随后的烧结或退火处理中，可析出大量细小的弥散的金属间化合物，这些弥散析出相在高温下非常稳定，使合金具有较高的耐热性能，目前己用该工艺生产了Al-Fe, Al-Ti等系列的新型耐热铝合金[11]。 Cui Chengsong等[12]采用喷射沉积方法制备了2024-20Si-5Fe合金，其显微组织为铝基体中含有细小的硅相、弥散的针状金属间化合物，挤压后可使硅相进一步细化，并将针状金属间化合物形成均匀细小的颗粒相:T6处理后产生了时效强化，但弥散相未发生粗化,铁元素不仅可形成金属间化合物，而且可以阻止位错运动和晶界的迁移，该合金具有较高的室温和高温强度。 罗守靖等[13]采用接触反应法制备了TiCp/2024Al复合材料，并通过半固态挤压得到组织致密的复合材料棒材;其组织特征是在致密的基体上均匀地分布着TiC粒子，挤压过程中TiC粒子沿挤压方向上重新排列，但没有发现粒子的断裂，TiC颗粒增强的2024复合材料比基体合金具有高得多的强度，而其延伸率仍能满足实际使用要求。 Kojima等[14]研究了锂元素对2219铝合金的高温力学性能的影响，结果表明1 wt%的锂可使合金的比重减少3%，同时增加杨氏模量5.4%。合金在室温和250℃以下的屈服强度随着锂含量的增加而提高，但在300℃时没有强化效果，在200℃时的蠕变抗力也随着锂含量的增加而增加。Vyletel等[14]对颗粒增强的2219复合材料在150℃下的疲劳行为进行了研究，发现2219基体合金的循环软化程度明显低于复合材料，两种材料的循环软化主要是由于时效析出相(θ)的分解引起的。由于TiC颗粒对塑性变形的约束，颗粒附近的基体的局部塑性变形增加，从而导致复合材料中的析出相的分解显著加快。 综上所述，对变形铝合金的研究主要在以下几个方面: (1)采用优化的热加工和热处理工艺，在合金组织中获得尽可能多的细小第二相，以提高合金的室温和高温强度; (2)制备颗粒或晶须增强的变形铝合金复合材料，力求在铝合金中获得热稳定性好的强化相，同时研究复合材料的显微组织、时效特性及力学性能; (3)研究合金添加微量元素对变形铝合金的再结晶温度、组织与力学性能的影响。 3 铝合金强化方法分类及强化机理 铝合金强化方法有：加工硬化、固溶强化、第二相强化、晶界强化。 3.1 加工硬化 通过塑性变形(轧制、挤压、锻造、拉伸等)使合金获得高强度的方法叫加工硬化。塑性变形时增加位错密度是合金加工硬化的本质。据统计, 金属强烈变形后, 位错密度可由106根/cm2增至1012根/cm2以上。为合金中位错密度越大, 继续变形时位错在滑移过程中相互交割的机会越多, 相互间的阻力也越大, 因而变形抗力也越大, 合金即被强化。 金属变形时产生的位错不均匀分布, 先是较纷乱地成群纠缠, 形成位错缠结, 随变形量增大和变形温度升高, 由散乱分布位错缠结转变为胞状亚结构组织, 这时变形晶粒由许多称为“ 胞” 的小单元组成；高密度位错缠结集中在胞周围形成包壁, 胞内则位错密度甚低。变形越大亚结构组织越细小, 抵抗继续变形的能力越大, 加工硬化效果越明显[15]。由于产生亚结构, 故也可称为亚结构强化。 合金变形条件不同, 位错分布亦有所不同。当变形温度较低(如冷轧)时, 位错活动性较差, 变形后位错大多呈紊乱无规则分布, 形成位错缠结, 这时合金强化效果好, 但塑性也强烈降低。当变形温度较高时, 位错活动性较大, 并进行交滑移, 位错可局部集聚、纠结、形成位错发团, 出现亚结构及其强化, 届时强化效果不及冷变形, 但塑性损失较少。 加工硬化或亚结构强化在常温时是十分有效的强化方法, 但在高温时通常因回复和再结晶而对强度的贡献显著变小。 3.2 固溶强化 溶质原子溶人基体金属中总是提高其变形抗力, 这种作用称固溶强化。所有可溶性合金化组元甚至杂质都能产生固溶强化。然而,单是这一种方法不能获得特别高的强度, 不过其带来的塑性损失要比其他方法小。 固溶强化来源于溶质原子对位错的钉扎作用和增加位错运动的摩擦阻力, 这种作用包括位错与溶质原子间的长程交互作用和短程交互作用。固溶强化作用大小取决于溶质原子浓度、原子相对尺寸、固溶体类型和电子因素。溶质原子与铝原子的价电子数相差越大, 固溶强化作用亦越大。 3.3 第二相强化 几乎所有的纯铝和铝合金, 除α(Al) 固溶体外均存在第二相, 产生第二相强化。铝合金的第二相分为三类: 结晶时生成的尺寸为0.1-30μm 的结晶相为第一类质点；在结晶终了温度和时效温度以上的温度内产0.01-0.5μm非共格弥散质点为第二类质点; 时效温度产生的0.001-0.1μm共格时效相为第三类质点[16]。其中, 二类质点产生弥散强化, 三类质点产生沉淀强化, 一类质点中的难溶相产生的强化就称为异相强化。与其他强化方法不同, 异相强化的理论较复杂,机理亦不清晰。异相强化的第二相质点硬脆、较粗大, 故合金塑性损失大, 常温下不宜大量采用异相强化, 但高温下的使用效果十分满意。 3.4 晶界强化 铝合金晶粒细化, 品界增多, 由于晶界运动的阻力大于品内且相邻晶粒不同取向使晶粒内滑移相互干涉而受阻, 变形抗力增加, 即合金强化。品界自身强度取决于合金元素在晶界处的存在形式和分布形态，化合物的优于单质原子吸附的，化合物为不连续、细小弥散点状时晶界强化效果最好。晶界强化对合金的塑性损失较少，常温下强化效果好，但高温下不宜采用晶界强化，因为高温下晶界滑移为重要形变方式，使合金趋向沿晶界断裂。 4 铝合金热处理及工艺 铸造铝合金在铸态下的机械性能往往不能满足使用要求，通过热处理的办法可进一步提高铸件的机械性能和使用性能。热处理的目的大致有以下几个方面： （1）充分提高铸件的机械性能，保证一定的塑性，提高合金抗拉强度和硬度，改善合金的切削加工性能等； （2）消除由于铸件壁厚不均匀、快速冷却等所造成的内应力； （3）稳定铸件的尺寸和组织，防止和消除因高温引起相变产生体积胀大现象； （4）消除偏析和针状组织，改善合金的组织和机械性能。 为了进一步提高铝合金的强度，通常在零件成形后进行热处理。由于铝没有同素异构转变，故铝合金的热处理强化方法与钢不同，铝合金的热处理一般多采用固溶+时效处理，通过固溶处理，使合金元素和第二相固溶于基体，并在随后的时效处理中均匀析出细小的强化相，达到强化的效果。正是由于铝合金的这种热处理强化机理，并非所有的铝合金都可以进行热处理强化。当合金元素含量过低，在固溶处理时没有合金元素和第二相溶入基体，在随后的时效处理中就无强化相析出，譬如防锈铝。 4.1 退火处理 退火：产品加热到一定温度并保温到一定时间后以一定的冷却速度冷却到室温。通过原子扩散、迁移，使之组织更加均匀、稳定，内应力消除，可大大提高材料的塑性，但强度会降低。 （1）铸锭均匀化退火：在高温下长期保温，然后以一定速度（高、中、低、慢）冷却，使铸锭化学成分、组织与性能均匀化，可提高材料塑性20%左右，降低挤压力20%左右，提高挤压速度15%左右，同时使材料表面处理质量提高。 （2）中间退火：又称局部退火或工序间退火，是为了提高材料的塑性，消除材料内部加工应力，在较低的温度下保温较短的时间，以利于续继加工或获得某种性能的组合。 （3）完全退火：又称成品退火，是在较高温度下，保温一定时间，以获得完全再结晶状态下的软化组织，具有最好的塑性和较低的强度。 4.2 固溶处理 固溶淬火处理：将可热处理强化的铝合金材料加热到较高的温度并保持一定的时间，使材料中的第二相或其它可溶成分充分溶解到铝基体中，形成过饱和固溶体，然后以快冷的方法将这种过饱和固溶体保持到室温，它是一种不稳定的状态，因处于高能位状态，溶质原子随时有析出的可能。但此时材料塑性较高，可进行冷加工或矫直工序。 （1）在线淬火：对于一些淬火敏感性不高的合金材料，可利用挤压时高温进行固溶，然后用空冷（T5）或用水雾冷却（T6）进行淬火以获得一定的组织和性能。 （2）离线淬火：对于一些淬火敏感性高的合金材料必须在专门的热处理炉中重新加热到较高的温度并保温一定时间，然后以不大于15秒的转移时间淬入水中或油中，以获得一定的组织和性能，根据设备不同可分为盐浴淬火、空气淬火、立式淬火、卧式淬火。 4.3 时效处理 时效：经固溶淬火后的材料，在室温或较高温度下保持一段时间，不稳定的过饱和固溶体会进行分解，第二相粒子会从过饱和固溶体中析出（或沉淀），分布在α（AL）铝晶粒周边，从而产生强化作用称之为析出（沉淀）强化。自然时效：有的合金（如2024等）可在室温下产生析出强化作用，叫做自然时效。人工时效：有些合金（如7075等）在室温下析出了强化不明显，而在较高温度下的析出强化效果明显，称为人工时效。人工时效可分为欠时效和过时效。 （1）欠时效：为了获得某种性能，控制较低的时效温度和保持较短的时效时间。 （2）过时效：为了获得某些特殊性能和较好的综合性能，在较高的温度下或保温较长的时间状态下进行的时效。 （3）多级时效：为了获得某些特殊性能和良好的综合性能，将时效过程分为几个阶段进行。可分为二阶段、三阶段时效。 5 6000系铝合金优点及发展 5.1 6000系铝合金优点 6000系的均匀延伸率s最大，说明6000系板材的极限变形程度最大。5000系的硬化指数n值最大，说明5000系板材的冲压性能最好。板厚方向系数x则是钢的最大。另外，杯突值m和1800弯曲半径(0 t)都是钢的最大。数据表明，铝合金的冲压成形性能与钢相比，已基本上接近钢的性能，甚至某些方面已超过钢材，因此可以代替钢材作为汽车车身板。而对于铝合金来说，2000系抗蚀性，5000系的吕德斯线和桔皮效应都不尽如人意，所以6000系铝合金受到了关注。 6000系铝合金强度高，塑性好，具有优良的耐蚀性，综合性能好。6000系-T4材的屈服强度和抗拉强度接近冷轧钢板的值，n值大于或等于冷轧钢板的n值。6000系合金是热处理可强化合金，其强化相主要为Mg2Si。6000系合金的晶粒尺寸对屈服强度的影响不大。6000系合金板材冲压成形后于175℃油漆烘烤，强度提高约150Mpa。6000系合金中，6009和6016具有非常相似的机械机械性能，T4态的屈服强度低，因此具有优良的成形性能，但是油漆烘烤的强度较低，约为180MPa。6010油漆烘烤后的强度较高，但是屈服强度也比较高，这使成形性降低。6111的T4态的屈服强度约为150-180MPa，油漆烘烤后屈服强度超过200MPa，显然6111最初的成形性能和最终性能很好地结合。欧洲把具有优良成形性能的6016合金作为主要的汽车车身板材，而美国则由于6111合金最终产品具有高的强度而把它作为主要的车身板材。 5.2 6000系铝合金板材的研究现状 科研工作者对Al-Mg-Si基铝合金做了大量的研究，研究工作主要集中在以下几个方面： （1）对Mg2Si相析出过程及动力学的研究 Mg2Si相是6000系合金中的主强化相，它的大小和形状对性能的影响极大。其一般过程为： 过饱和固溶体-原子丛聚区-GP区(球状)- 相(针状)- 相(棒状)- 相。其中强化效果最好的为 相，其次为 相。Parsley等人首先提出了溶质原子丛聚区，并用来解释双级时效行为，接着Dutra和Allen利用DSC证实时效过程中形成了溶质原子丛聚区。最近Edwards等人找到了在70℃时效的过程中，Si原子丛聚区、Mg原子丛聚区、Mg原子和Si原子丛聚区出现的直接证据。6000系合金中抗拉强度对 相与 相的比率非常敏感口。许多科研人员对6000系合金时效过程中析出的过渡相的结构和化学成分做了大量的研究，对G.P区的结构和化学成分尚无统一的认识。 （2）合金元素对6000系合金组织和性能的影响 Si和Mg是6000系合金中最重要的合金元素，它们形成了强化相Mg2Si，其平衡重量比为Mg: Si=1.73。为保持最大的时效强化能力，合金中Mg、Si元素含量应符合此关系。 据研究，每增加0.1%Mg2Si,可使强度峰值增加5MPa,同时延伸率有少量增加。每增加0.1%初生硅，强度峰值增加10-15MPa，延伸率下降0.25%。另外，Si能提高铸造和焊接流动性、耐磨性；Mg提高合金的抗蚀性和可焊性，但Mg含量过高则会降低Mg2Si在固溶体中的溶解度。Cu在Al-Mg-Si合金中的作用在近几年也成为研究的热点，研究表明，Al-Mg-Si合金中加入铜， 相形核更为容易， 相密度增加，使合金时效强化能力提高，同时CuAl2和CuMgAl2也参与时效硬化作用，使合金的强度更高，但是当Cu含量过高时，则会降低合金的抗蚀性。Mn和Cr的加入则会在Al-Mg-Si合金中产生弥散相，抑制合金再结晶和产生弥散强化，使合金的强度提高，性能得到改善，微量的Cr能提高合金抵抗晶间腐蚀的能力。虽然国外对Si、Mg、Cu对合金的强度影响做了大量的研究，但是综合分析Si、Mg、Cu对合金强度影响程度的大小则未见报道。Zr在7000系合金中能抑制再结晶，提高合金的强塑性，改善合金的横向断裂性能，但是未见有关Zr在Al-Mg-Si基汽车车身板材中作用的报道。 （3）热处理工艺的影响 Al-Mg-Si变形铝合金是热处理可强化合金，合金成型后的热处理制度对产品最终使用性能有着重要的影响，见图5-1。 图5-1 热处理制度对力学性能的影响 1.固溶淬火态 2.自然时效态 3.自然时效+180℃/30min 4. 150℃/5min 5. 150℃/5min+自然时效 6. 150℃/5min+自然时效+180℃/30min 其中最主要的热处理制度就是固溶时效处理。时效处理是热处理的关键。由于板材在冲压前不可避免地要存放一段时间，研究自然时效对合金性能的影响就十分必要了。自然时效使人工时效后合金的强度、硬度下降。而预时效则能减轻自然时效的有害作用。固溶后进行预拉伸可充分发挥6000系车身板的油漆烘烤效应，使其在短时间烘烤达到峰值时效状态。预拉伸一方面产生形变强化，另一方面增加 相的密度，产生沉淀强化，预拉伸缩短了达到峰值硬度的时间，硬度值也有所提高。研究表明，6000系铝合金经5%预拉伸 + 自然时效 + 人工时效可获得良好的综合性能。 （4）织构对6000系合金成形性能的影响 钢板的成形性能总的来说优于铝合金的成形性能，这己被成形极限图和其他成形性能实验所证实。这主要是因为A1(fcc)和钢(bcc)的织构不同。因此可以通过采用合理的方法控制织构来提高铝合金的成形性能。织构影响再结晶板材的塑性各向异性。织构通过影响成形极限图来控制成形行为，但是这些关系并没有完全被弄清楚。一些文章中反复提到，再结晶织构中的Goose取向{011}<100>导致差的成形性能。但是，人们对再结晶A1板中的典型立方取向织构{011}<100>怎样影响成形性能并无统一意见。铝合金板材的成形性能主要由T4态板材中的再结晶织构所控制。一般来说，为了提高板材的成形性能，应该避免出现太强烈的再结晶织构。科研人员主要通过调整合金成分、加工工艺，热处理工艺来控制板材的再结晶织构。一些元素例如Fe和Mn能形成粗大的相，这些粗大相能提供非均匀形核位置而诱发成核，弱化再结晶织构、细化晶粒。在520-540℃固溶处理时，含Mn的第二相粒子能抑制晶粒长大。但是这些元素的含量过高的话则会降低成形性能，因此它们的含量应该严格控制。在均匀化过程中，不溶的第二相粒子球化，一些溶解相，主要为Mg2Si，溶解在铝中。均匀化的程度主要取决于退火温度和退火时间，为了让多数Mg2Si溶解，均匀化温度应该高于540℃。在低温下预热能溶解部分Mg2Si，所以在以后的热加工中有害的Mg2Si沉淀相数量减少，使再结晶织构弱化，提高了板材的成形性能和表面质量。热轧工艺参数例如轧制速度、出口温度控制了热变形过程中储存的能量，热轧后退火能有效的控制板材的织构和表面质量。固溶处理过程中形成的再结晶织构受沉淀相的影响。大量细小弥散分布的Mg2Si质点有利于立方再结晶织构的形成。而立方再结晶织构一般认为能提高板材的成形性能。对于6000系铝合金，控制整个生产工艺中Mg2Si相的形状、分布、密度成为获得弱再结晶织构和好的表面性能的主要措施之一。 6 研究内容及意义 前面讲到，6000系铝合金具有良好的应用前景，而且我们知道铝合金的主要热处理工艺就是固溶处理和时效处理。铝合金作为汽车板材不断地应用于新车设计中以减轻其重量。为利用汽车车身涂装烤漆加热工艺，使合金时效强化。并考虑合金优点，目前的研究主要集中在可时效硬化的6000系铝合金上[17-20]。但T4状态的6000系铝合金板材冲压成车身构件后，在170℃烤漆时，由于不能发挥合金的时效强化潜力，而且还有可能发生回归现象，造成铝合金车身板经烤漆加热后不能获得时效强化[21-23]。研究表明，Al-Mg-Si合金的预时效不仅能改变其析出特性，而且对随后的人工时效具有较大的影响[24-28]。所以本文主要探讨预时效对铝合金的组织和力学性能的影响。本文的研究内容主要有以下两个方面： （1）轧制板材的成形性： 通过测量挤压板的拉伸性能，获得挤压板沿轧制方向，垂直于轧制方向，与轧制方向成45°的拉伸性能，获得板材成形性系数； 通过对拉伸数据的回归，获得材料的加工硬化指数； 可以方便的测得板材的屈强比。 （2）不同热处理工艺下的力学性能及显微组织： 通过对不同热处理制度下的合金的力学性能的分析比较，以确定对本实验最有价值的热处理工艺； 显微组织观察，利用电子扫描显微镜观察不同热处理工艺下组织差别，以便更好的对比不同热处理工艺，并能够获得数据的微观解释。 因为本论文的研究针对的是固定成分的铝合金材料（经改进后的6016），故而文章中不涉及材料成分的研究。 Ⅱ 专题部分 引言 随着城市轻轨、地铁和汽车轻量化的发展，工业铝合金板材的需求量越来越大。铝合金由于具有高强度、高韧度、轻质结构、耐腐蚀、加工性好、易回收等特点，是现代社会所追求的、最有希望的金属材料之一，广泛应用于交通、建材、航空、航天等民用及军工领域，在国民经济和国防建设中具有不可替代的重要作用。而6000系铝合金更是由于具有强度高，塑性好，优良的耐蚀性等优点而成为近年来研究的热点。研究热处理工艺对铝合金板材组织和性能的影响规律，从而扩大铝合金板材应用范围是具备重要工程价值的研究课题。 本文采用显微硬度计、电子拉伸试验机以及电子扫描显微镜等分析手段，系统地研究了一种具有新型成分的Al-Mg-Si系铝合金在不同热处理工艺下的成形性和力学性能。 1 分析测试方法 （1）常温拉伸试验（WDW-20） （2）显微维氏硬度测试（显微硬度计 HXD-1000TM/LCD） （3）光学显微镜 （4）电子扫描显微镜 2 本论文的实验设计方案 热处理： ①固溶处理500-550℃，20-40min ②淬火，③风冷，④预时效80-100℃, ⑤预时效60-70℃ 冷轧：8mm轧制到0.9mm， 试样A: 未处理 试样B: ①+②+④ 固溶处理500-550℃，20-40min，淬火，预时效80-100℃ 试样C: ①+②+⑤ 固溶处理500-550℃，20-40min，淬火，预时效60-70℃ 试样D: ①+③+④ 固溶处理500-550℃，20-40min，风冷，预时效80-100℃ 试样E: ①+③+⑤ 固溶处理500-550℃，20-40min，风冷，预时效60-70℃ 汽车车身铝合金板材成形过程：均匀化退火→热轧→中间退火→冷轧→热处理→冲压成形→油漆烘烤。 铝合金板材分别在垂直于轧制方向（横向），沿轧制方向（竖向），与轧制方向成45°取拉伸试样（斜向），拉伸试样标距为50mm，宽度20mm，厚度为0.9mm（横向编号为11，竖向编号为12，斜向为编号13）。硬度每种试样测量5次。 为了为后面的对加工硬化指数的回归分析提供数据，拉伸过程中每0.1s扫描一次，获得实时的应力，应变数据。 3 成形性的研究 3.1实验数据 拉伸实验屈服强度，抗拉强度，延伸率如下表3-1所示： 表3-1 试样的拉伸强度，屈服强度，延伸率数据表 编号 屈服强度σs(MPa) 抗拉强度σb(MPa) 断后延伸率 A11 169.355 198.773 3.00% A12 166.499 194.000 3.67% A13 175.534 198.598 2.67% B11 147.095 244.167 22.00% B12 149.796 259.828 22.67% B13 145.088 249.446 26.00% C11 146.027 243.848 22.67% C12 154.416 250.890 23.67% C13 150.739 246.598 26.33% D11 155.968 250.901 25.67% D12 158.238 260.742 23.00% D13 147.645 248.975 24.33% E11 159.587 248.138 24.33% E12 163.493 259.453 22.00% E13 151.544 247.289 25.33% 3.2试验结果分析 3.2.1拉伸数据的分析 （1）通过对比五种试样的横向，竖向和斜向的拉伸性能，发现未出现沿轧制方向的各向异性，说明铝板轧制工艺参数控制的较好。 （2）从延伸率的对比可以发现，未经热处理的试样，延伸率明显偏低，很难满足接下来的冲压工艺的要求。 3.2.2屈强比的对比 屈强比即屈服强度和抗拉强度的比值。屈服点与抗拉强度之间的差距越大，表明薄板材料在破坏前能进行更大的变形和加工，因此屈强比值越小，薄板的综合成形性能越好，成形车身板的形状固定性也越好。 五种试样的屈强比对比如表3-2，图3-1所示： 表3-2.试样屈服比数据表 横向 竖向 斜向 试样A 0.86 0.86 0.88 试样B 0.60 0.57 0.58 试样C 0.60 0.62 0.61 试样D 0.62 0.61 0.60 试样E 0.64 0.63 0.61 从屈服比的大小可以看出，热处理后的试样B、C、D、E加工性能明显更好。对于轧制后的铝合金试样A，由于形变过程中的位错源的开动，位错密度急剧升高，几乎达到材料的位错密度饱和值，材料在弹性变形之后，将立刻到达加工硬化的较大值，在随后的加工过程中，不会出现较为明显的加工硬化现象，表现为材料不能够承受较大的塑性变形，对板材的冲压是不利的。 对于经过热处理之后的试样B、C、D、E位错密度有所下降，材料有明显的加工硬化阶段，这保证了板在冲压过程中即能够承受较大的塑性变形，也表现为具有较好的延伸率。 图3-1.试样屈服比变化曲线图 3.2.3加工硬化指数的对比 应变硬化指数n是金属簿板在发生塑性变形过程中，形变强化能力的一种量度。n值大的材料，由于硬化效应高，从而变形均匀，减小变薄和增大极限变形参数，零件不易产生裂纹，厚度分布均匀，表面较好。n值小的材料易于产生裂纹，零件的厚度分布不均匀表面粗糙。所以n值大的材料，其冲压性能好。 通过计算机回归分析，其计算公式为： 式中，F—拉力，A—试样原始横截面积，S—工程应力，e—工程应变，σ—真实应力，ε—真实应变，N—参加回归计算的真实应力-真实应变数据对个数。 按照GB5028-85标准，在轧制方向上重复实验三片试样，夹头移动速度为0.5mm/s。 在需要考查的应变范围内等距离地选6个应变水平，记录相应的负荷应变数据对。算得的加工硬化指数n如表3-3，图3-2所示： 图3-2.试样应变硬化指数变化曲线图 表3-3.五种试样加工硬化指数对比表 横向 竖向 斜向 试样A 0.234 0.255 0.250 试样B 0.258 0.252 0.276 试样C 0.259 0.276 0.265 试样D 0.280 0.269 0.263 试样E 0.251 0.267 0.282 通过对比实验数据可以看出，热处理后的试样的加工硬化指数较高，具有较好的成形性，见图3-2。从热处理试样B、C、D、E的拉伸曲线上我们可以看：弹性变形之后，均匀塑性变形阶段相当明显。因此加工硬化指数的升高，可以提高铝合金板材在冲压过程中的变形均匀性。 综上所述，热处理后的铝合金比未经热处理的铝合金有更好的成形性。 4 力学性能与组织的研究 4.1研究方案 在实验方案中已将试样分为五类：试样A未经热处理，其余试样都有不同热处理工艺。试样D与E及B与C是时效温度不相同，试样B与D及C与E是固溶后冷却速度不相同。通过对比试样D与E及B与C来得出时效温度对性能的影响，通过对比试样B与D及C与E来得出固溶后冷却速度对性能的影响。再通过试样B、C、D、E相对于试样A的性能的总体变化趋势，来确定热处理是否有助于改善轧制后铝合金板材的力学性能。 4.2实验结果与分析 4.2.1强度对比及分析 （1）通过强度对比，易看出经热处理试样B、C、D和E的强度明显高出未经热处理试样A的强度，见表4-1及图4-1。这是因为通过固溶处理后，大量溶质原子溶入铝合金基体中，形成过饱和固溶体，溶质原子对位错钉扎和增加位错运动的摩擦阻力，从而产生固溶强化。随后又进行时效处理，使溶质原子析出形成第二相，在位错绕过或切过第二相时，临界切应力增加，从而又产生异相强化。 表4-1.五种试样强度对比表 横向 竖向 斜向 试样A 198.773 194.000 198.598 试样B 244.167 259.828 239.446 试样C 243.848 250.890 246.598 试样D 250.901 260.742 248.975 试样E 248.138 259.453 247.289 （2）同时我们看到经热处理的四个试样的强度相差不大，这说明在充分固溶后立即进行预时效处理对强度的影响不是很大。这可能是时效后的固溶强化下降与脱溶析出产生的沉淀强化增强在程度上相差不是很大的原因。 图4-1五种试样强度变化曲线图 4.2.2延伸率对比及分析 通过延伸率对比可知：热处理后的试样B、C、D、E的延伸率明显比未经热处理的试样A的延伸率要高得多，见4-2和图4-2。试样A的延伸率低是轧制后的板材位错密度极高，而且由于位错的塞积、位错的交割（形成不易或不能滑移的割阶或形成复杂的位错缠结）、位错的反应（形成不能滑移的固定位错）、易开动的位错源不断消耗等，使得位错运动受阻，塑性降低。而热处理后的试样位错明显降低，且固溶处理产生的溶质原子对位错的钉扎和预时效产生的第二相对位错运动阻力的增加比位错密度的降低产生的对位错运动阻力的降低作用要小，所以塑性有较大的提升。 图4-2五种试样延伸率变化曲线图 表4-2.五种试样延伸率对比表 横向 竖向 斜向 试样A 3.00% 3.67% 2.67% 试样B 22.00% 22.67% 26.00% 试样C 22.67% 23.67% 26.33% 试样D 25.67% 23.00% 24.33% 试样E 24.33% 22.00% 25.33% 4.2.3硬度对比及分析 （1）通过硬度对比同样易得出：经热处理的试样B、C、D和E的硬度明显高出未经热处理的试样A的硬度,见表4-3及图4-3。由于固溶强化和时效强化的作用，热处理后的试样硬度明显高于未经热处理的试样的硬度。 （2）且试样E、C比试样B、D的硬度要稍高一些。通过对比可知E和C是低温预时效的试样，可能是较高温度下的预时效处理的试样产生的异相硬化小于固溶硬化下降的原因。试样C、E和试样B、D是时效温度相同，而固溶后冷却速度不一样。对比发现其硬度差别不是很大，究其原因可能是冷速相差不是太大的时候，溶质原子的脱溶析出不是很明显。 表4-3.五种试样硬度对比表 一 二 三 四 五 试样A 55 53 55 54 55 试样B 77 77 77 76 77 试样C 80 80 80 81 80 试样D 75 77 75 76 77 试样E 82 85 85 84 85 图4-3五种试样硬度变化曲线图 4.2.4拉伸曲线对比及分析 拉伸曲线的对比可知：铝合金都没有明显的屈服现象，一般将2%微量塑性变形时的应力作为屈服强度。热处理后试样的强度比未经热处理的试样的强度要高出50 MPa左右。我们知道变形过程一般分为弹性变形，不均匀屈服塑性变形，均匀塑性变形，不均匀集中塑性变形和断裂五个阶段。热处理后的试样在弹性变形后可以看到有明显的均匀塑性变形阶段，而未经热处理过的试样则没有十分明显的均匀塑性变形过程，这也说明热处理后的试样的塑性有较高的提升，见图4-4。 试样A 试样B 试样C 试样D 试样E 图4-4五种试样应力应变曲线对比图 4.2.5金相照片分析 试样B、C、D、E都是在500~550℃之间作固溶处理，通过金相的对比，发现经有温度变化的固溶处理后冷轧合金薄板再结晶后的晶粒尺寸及形态无明显变化，见图4-5。因为最低固溶温度500℃对于合金的再结晶来说已足够高,且保温时间也足够长(约30min),板材再结晶过程已完成,另外,合金基体中残留的合金相能阻碍再结晶后晶粒边界迁移,所以固溶温度在500~550℃之间变化对合金板材的再结晶晶粒大小及形状影响不大。由于第二相尺寸过小，在金相照片中可能无法较好地观察到第二相的存在。 试样A 试样B 试样C 试样D 试样E 图4-5五种试样金相对比图 4.2.6电镜及断口扫描分析 所有电镜照片均是在试样在经过机械抛光并且未腐蚀的条件下观察的，其原理为在铝合金中第二相相对于铝基体有较高的硬度，所以在抛光时铝基体磨损速度会更快，所以材料中的第二相就会显露出来。 另外由于无论是在时效前和时效后铝合金拉伸性能均未出现各向异性，故而可以认为轧制方向对预时效结果影响不大，所以电镜观察时只选择横向的试样观察，见图4-6。 试样A 试样B 试样C 试样D 试样E 图4-6五种试样电镜对比图 通常合金是在固溶后立即进行预时效处理,以产生尺寸合适的GP区,使其在烤漆过程中能长大并转变成与基体共格的强化相 (β″),且不至于使合金烤漆前强度过高。若考虑到汽车车身板的性能要求: T4状态下屈服强度应小于150 M Pa以减小冲压回弹、塑性应大于22%以满足冲压复杂件的精度需要。 通过力学性能对比：我们知道较高温度下预时效处理的试样B、D屈服强度更低，且硬度稍低，有利于随后的冲压成形。从上图中我们可以较为清楚的看到，试样A 基本上没有析出物，在60-70℃下预时效处理的试样C、E有尺寸较小的析出物，而在80-100℃下预时效处理的试样B、D则可以看到尺寸较大的析出物。 断口扫描对比对可以看到，试样A的断口较为平整，试样B、C、D、E则可以看到有明显的韧窝,见图4-7。易试样A断裂前未发生明显的塑性变形，表现为由于位错缠结等原因，当试样受到拉伸时，各晶粒之间没有较好的协同变形能力，因而不能变形以至晶粒被拉拔出原有的断面从而断品较为平整。但当试样经热处理后，位错密度显著下降，表现为晶粒之间变得有了很好的协同变形能力，所以当试样再受到拉伸时，晶粒能够发生明显的塑性变形，甚至能够从原有断面上被拉拔出来，从而形成韧窝。 试样A 试样B 试样C 试样D 试样E 图4-7五种试样断口扫描对比图 5结论 本文采用显微硬度计、电子拉伸试验机以及电子扫描显微镜分析手段，系统地研究了一种具有新型成分的Al-Mg-Si系铝合金在轧制后经不同热处理工艺下的板材成形性能以及力学性能和组织的变化。通过研究，获得了如下结论： （1）板材的力学性能并未出现沿轧制方向上的各向异性，说明轧制工艺参数控制的较好； （2）未经热处理的试样的屈强比为0.85，加工硬化指数为0.25。而热处理后的试样的屈强比为0.60，加工硬化指数为0.27，故而热处理后的铝合金板材具有良好的成形性能； （3）热处理后的试样的强度比未经热处理的试样要高出近50 MPa，延伸率也有近20%的提升，硬度方面则不同预时效处理的试样略有不同，大体上呈现的是较低温下的预时效处理的硬度提升更大，究其原因可能是较高温度下的预时效处理产生的时效硬化小于因为脱溶而产生的固溶硬化下降的效果，而满足固溶充分而冷却速度不是相差太大的情况下，冷速对硬度影响不是很大； （4）较高温度下的预时效处理后，铝合金基体中有尺寸较大的析出物，使得屈服强度和硬度较低，对于随后的冲压成形较为有利。同时较大的析出物对促进烘烤硬化过程中形成大量β″强化相更为有利。 参考文献 [1] Flemings M.C. 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Metallurgical and Materials TransactionsA, 2000, 31A(2): 361-371. Ⅲ 翻译部分 英文原文 DEVELOPMENT OF HIGH STRENGTH AL-MG-SI AA6061 ALLOY THROUGH COLD ROLLING AND AGEING V.L. Niranjani, K.C. Hari Kumar, V. Subramanya Sarma∗ Department of Metallurgical and Materials Engineering, Indian Institute of Technology Madras, Chennai, 600036, India Abstract Ultrafine grained (ufg) and nanocrystalline (nc) materials are widely researched due to significant improvements in yield and fracture strength. However, achieving a reasonable ductility in these materials is still a challenge. Recent results have shown that the combination of high strength and ductility could be achieved in precipitation hardening alloys through severe plastic deformation followed by annealing/ ageing treatments. In the present work, the solutionised plates of an Al-Mg-Si alloy (modified AA6061 alloy)were subjected to severe cold rolling at room and liquid nitrogen temperatures to a true strain ∼1.6. The rolled sheets were aged to induce precipitation. The equilibrium second phase distribution for the above alloy was calculated using CALPHAD. The rolled and aged samples were analysed using differential scanning calorimetry (DSC), X-ray diffraction (XRD), transmission electron microscopy (TEM), hardness and tensile tests. The stored energy obtained from DSC measurements was found to be independent of the rolling temperature. The volume fraction of S {123} ﹤634﹥ orientation is predominant (∼40%) in both the rolling conditions. The strength and ductility were simultaneously improved following ageing of the cryorolled (CR) and room temperature rolled (RT) samples. Transmission electron microscopy analysis revealed dislocation cell structures in the CR and RT conditions. Analysis of second phases revealed fine spherical Mn rich precipitates (most likely Al6Mn) following ageing. 1 Introduction Aluminum alloys are widely used for fabricating high strength and light weight structures in automotive and aerospace applications. 6XXX alloys (Al-Mg-Si based) have been studied extensively because of their high strength, good formability, weldability and corrosion resistance. In the last decade, severe plastic deformation (SPD) techniques such as equal channel angular pressing (ECAP), accumulative roll bonding (ARB), multiple compression and high pressure torsion (HPT) have been extensively researched to achieve grain refinement in polycrystalline materials [1-9]. The SPD processes however, require large amount of plastic deformation and special experimental procedures. Recently, deformation (rolling) at cryogenic (liquid nitrogen) temperature and low temperature annealing has also been shown to produce ultrafine grained (ufg) microstructures in Cu, Al, AA5083, AA2219 and Ni [10-14]. Suppression of dynamic recovery during cryogenic deformation results in high defect density, which in turn leads to increased nucleation sites during annealing resulting in a finer grain structure [15]. However, achieving a reasonable ductility in these materials is still a challenge. Recent results [14,16–18] have shown that the combination of high strength and ductility could be achieved in precipitation hardening alloys through severe plastic deformation followed by annealing/ageing treatments. The precipitation sequence during ageing of Al alloys is complex and goes through many intermediate stages before the formation of equilibrium precipitates. In Al-Mg-Si alloys, the sequence of precipitation from the supersaturated solid solution is generally believed to be G.P zones→β〞→β′→β(Mg2Si, equilibrium). For a given ageing temperature, the sequence and type of phases that form are strongly composition dependent. These in turn are determined by the equilibrium phases that may eventually form in these alloys. Evolution of equilibrium phases for any given composition and temperature can be calculated using the CALPHAD procedure [19,20]. It is well known that crystallographic texture controls the formability of the Al alloys. Crystallographic texture develops in metals and alloys when subjected to large deformation and/or annealing. Rolling/deformation textures in Al alloys are characterized by the β fiber running from copper orientation {112} ﹤111﹥over the S orientation {123} ﹤634﹥ to the brass orientation {011} ﹤211﹥. The recrystallization texture component is dominated by strong cube orientation {001}﹤100﹥ and Goss orientation {110} ﹤001﹥[21]. In this work, a modified version of age hardening AA6061 alloy (designated as 6061M) was subjected to rolling at liquid nitrogen 0921-5093/ temperature (77K) (here after referred to as CR) and at room temperature (here after referred to as RT). We present the microstructure, texture and mechanical properties of the alloy 6061M in the rolled (CR and RT) and in the rolled and aged conditions. The differences between the conventional AA6061 and 6061Mare explained on the basis of phase fraction calculations for the alloys using CALPHAD procedure. 2. Experimental procedure The 6061M alloy was procured in the form of plates of 8.5mm thickness. These plates were solutionised at 535 ℃ for 1 h and quenched in water and subsequently rolled (at room temperature and at liquid nitrogen temperature) from 8.5 to 1.75mm in multiple passes with about 10% reduction per pass. For rolling at liquid nitrogen temperature, the solutionised plates were dipped in liquid nitrogen for 15min and after each pass the plate was immersed in liquid nitrogen for 2 min before further reduction. Differential scanning calorimetry (DSC) was used to identify the recovery and recrystallization temperatures of the alloy. To study the age hardening behaviour, the CR and RT rolled samples were subjected to ageing at 100, 125 and 150 ◦C for varying times (1–36 h) in a tubular furnace. Vickers hardness was measured using 100 g load on rolled and aged samples. X-ray diffraction was done on CR, RT rolled and annealed samples using the Cu-K radiation. Pure Al powder annealed at 300 ◦C in Ar atmosphere was used as reference in XRD peak broadening for microstrain calculation. Uni-axial tensile tests were conducted at an initial strain rate of 3×10−3 s−1 on specimens that were machined as per ASTM E-8 sub-size specifications. For X-ray texture analysis {200}, {111}, {110} and {113} pole figures were measured (on the surface of samples) on a Phillips X-ray texture goniometer using Cu-K radiation. From incomplete pole figure data, orientation distribution function (ODF) and quantitative texture components are calculated using LABOTEX software [22]. Microstructural characterization was carried out using Philips CM12 transmission electron microscope (TEM) operating at 120 kV. 3. Results and discussion The chemical composition of the alloy (6061M) is given in Table 1. The composition was determined through spark emission spectroscopy. It may be noted that in 6061M, the Mn, Cu and Cr contents deviate from standard specification of AA6061 [23]. The equilibrium phase fractions in these alloys was calculated using the well known computational thermodynamic software Thermo-Calc [24]. It is clear that the amount of strengthening precipitates Al6Mn and Al-Cu (θ) available at any given temperature is higher in the case of 6061M compared to AA6061 (Fig. 1), while Mg2Si content is similar. Moreover, unlike alloy AA6061 the complete dissolution of these precipitates was not possible by solutionising heat treatment in the case of 6061M. These differences will have significant effect on the microstructure and mechanical properties of the alloy 6061M and these are discussed later in the paper. Table 1 Chemical composition of 6061M and AA6061 alloy in wt%. Alloy Mg Mn Si Fe Cu Cr Al 6061M 1.05 0.38 0.57 0.38 0.48 0.01 Balance AA6061 0.8-1.2 <0.15 0.4-0.8 <0.7 0.15-0.4 0.04-0.35 Balance Fig. 1. Phase fraction plot for (a) alloy 6061M and (b) alloy AA6061 showing dependence of phases on composition and temperature. Fig. 2. DSC curves of CR and RT 6061M alloy indicating the recrystallization temperature regime. The DSC results of the CR and RT AA6061 samples are shown in Fig. 2. Fromthe DSC curve it can be seen that the onset of recrystallization (the onset of the major exothermic peak in DSC) occurs at 200 ℃ in both the samples and the peak in the exothermic event in both the samples also occurs at the same temperature (250 ℃). The stored energy released during the major exothermic event is believed to be predominantly due to recrystallization and precipitation from the supersaturated matrix of the rolled alloys. The amount of energy released (area under the exothermic event) is similar in both the CR (4.15 J/g) and RT (4.10 J/g) samples. This indicates that the amount of stored energy due to the deformation in both the conditions is about the same. The stored energy after deformation is related to the stacking fault energy (SFE). The comparable stored energies in the CR and RT samples indicates that the defect densities in both the samples are same. This is surprising as CR sample is expected to have higher defect density. This indicates that the SFE of the 6061M alloy is relatively high, due to which cross slip is promoted even at very low deformation temperatures. (It may be noted that Al and Ni are considered to be higher SFE materials, Cu medium SFE material and Ag low SFE material.) This has implications for the microstructure that develops during rolling which is discussed later in the paper. Table 2 The volume fraction in % of the main texture components in CR and RT condition in alloy 6061M. Rolling texture components Recrystallization component sample Copper {112}<111> Brass {110}<112> S {123}<634> Goss {110}<001> Cube {001}<100> CR 23 27 43 5 2 RT 25 26 45 3 1 CR+125℃-18h 22 25 41 7 2 RT+125℃-18h 24 24 41 5 2 Fig. 4. Engineering stress–strain curves of rolled (CR and RT) and rolled and peak aged at 125 ◦C for 18 h 6061M conditions. The hardness of the as-rolled CR and RT samples are 125±2.4 and 127±1.6 HV100g respectively. The CR and RT samples were subjected to ageing to induce precipitation. During the low temperature ageing, recovery and precipitation can simultaneously occur leading to lowering of defect density, which results in lowering of strength and improvement in ductility. On the other hand, precipitation of intermetallics contributes to increased strength and work hardening. Fig. 3a and b shows the hardness variation of the CR and RT rolled 6061M samples as a function of ageing temperature and time. In order to optimize the ageing temperature and time, the CR and RT samples were aged at various temperatures (100,125 and 150℃) for various times (1-36 h). The hardness increased with ageing time at all temperatures and the peak ageing time varied with temperature (Fig. 3). The maximum hardness was obtained at 125℃ after 18 h of ageing in both the CR and RT samples. The hardness increased by about 10% from as-rolled condition to peak aged condition. The increase in hardness following ageing indicates that the precipitation is able to overcome the loss in strength due to recovery. Fig. 4 shows the engineering stress–strain curves for the asrolled (CR and RT) and rolled and peak aged (CR + 125 ◦C for 18 h and RT + 125 ◦C for 18 h) samples. The CR and RT rolled samples have very similar strength levels with a yield strength of ～380–390MPa and low ductility (4–5%) and also showed less strain hardening (strain hardening exponent n～0.04). Ageing (at 125 ◦C for 18 h) treatment following rolling (CR and RT) resulted in simultaneous increase in strength and the ductility when compared to the asrolled samples. Yield and tensile strengths of 400 and 430MPa with a ductility of 11% (uniform elongation8%) were achieved in the RT rolled and peak aged samples. The strain hardening exponentwas0.06 in peak aged samples in both the rolling conditions. The strengths of CR and CR + aged samples are slightly lower (10–15MPa) than that of RT and RT and aged samples. This difference was consistently noted in the four tests carried out on the CR and RT samples. The tensile strength in the rolled and aged condition is approximately 100MPa or 25%more than the tensile strength achieved after artificial ageing (T6) in this alloy without any loss of ductility [25]. The as-rolled CR and RT samples have shown higher strength and reduced ductility. This is attributed to the increased defect density following high strain imposed during rolling. However, during ageing or annealing the defect density is reduced due to recovery. This contributes to lowering of strength and increased ductility. However, during ageing precipitation is also occurring, which contributes to enhancement of strength and strain hardening. It is clear that the contribution to strength from precipitation is higher than the loss of strength due to recovery and the overall effect is that there is a simultaneous increase in strength and ductility (Fig. 4). It may be noted that the strength and ductility achieved through RT rolling and ageing in 6061M is comparable to those obtained in AA6061 alloys following ECAP and ageing. Kim and Wang [17] reported as tensile strength of ～400MPa and uniform elongation ～7% following ECAP and ageing. Fig. 5. XRD patterns of alloy 6061M in solutionised, CR, RT and aged conditions. Fig. 6. XRD patterns of precipitates extracted fromthe alloy 6061M(a) solutionising at 535 ◦C and quenching, (b) CR and (c) after CR and ageing at 125 ◦C for 18 h. Fig. 7. Transmission electron micrographs of (a) CR, (b) RT rolled condition showing dislocation cell structures, (c) CR + aged at 125 ◦C for 18 h, (d) RT + aged at 125 ◦C for 18 h showing precipitation, (e) EDS spectra of precipitates in c, and (f) EDS spectra of precipitates in d. X-ray texture analysis showed slightly stronger texture in CR than in RT rolled samples. The intensity of the texture was about 28.7 times random in cryorolled and 26.7 times random in room temperature rolled alloy. The volume fraction of the rolling texture components i.e., C, S and Bs were calculated using integration method over 15◦ in Euler space and are given in Table 2. The volume fraction of S orientation is very high in both the rolling conditions and the volume fractions of texture components are similar in CR and RT conditions. This also reinforces the earlier DSC result, which indicated that the microstructure is not altered due to change in the deformation temperature. There is very little difference in the volume fraction of texture components between the as rolled and specimens aged at 125 ◦C for 18h (Table 2). The XRD patterns of the CR, RT, CR + 125 ◦C-18 h and RT + 125- 18 h samples are shown in Fig. 5. Based on the composition, the predominant equilibrium second phases in 6061M alloy are shown to be Al6Mn, CuAl2 and Mg2Si (Fig. 1). The solutionised sample shows that the precipitates are not completely dissolved (Fig. 5). In the CR sample, presence of second phases was not observed, and in RT rolled sample small fraction of Al6Mn was observed (Fig. 5). Thermodynamic calculations (Fig. 1) show that second phases do not dissolve at the solutionising temperature (535 ◦C) used in this work. The absence of the second phases after rolling (CR and to some extent in RT) indicates that precipitate dissolution could have occurred due to the large plastic deformation imposed on the alloy. It may be noted that dissolution of precipitates during heavy deformation (ECAP and severe extrusion) has been reported earlier [26,27]. After ageing the CR and RT samples at 125 ◦C for 18 h, the Mg2Si, Al6Mn, AlFeSi and CuAl2 precipitates were observed in the XRD scan (Fig. 5). To identify the precipitates unambiguously, these were extracted from the matrix by dissolving the matrix in NaOH solution. The XRD pattern of the extracted precipitates from the solutionised, rolled and peak aged samples is shown in Fig. 6a-c. The presence of Al6Mn, AlFeSi, CuAl2 and Mg2Si precipitates were clearly observed in solutionised and rolled condition. It can be observed clearly that the peak intensities from the precipitates are reduced in rolled sample when compared to solutionised condition (Fig. 6). This confirms the possible dissolution of the precipitates during deformation. The peak aged condition showed the presence of Al6Mn, AlFeSi, CuAl2 and Mg2Si precipitates (Fig. 6c). Fig. 7a and b shows the TEM micrographs of as-rolled CR and RT samples, which show high dislocation densities and a dislocation cell structures. There is no significant difference in the microstructure between the CR and RT conditions. It was observed that dislocation cell structure formation is restricted in a Al–4.8 wt% Mg alloy and deformation twins were observed after shock loading (13GPa) at −180 ◦C [28]. Gray III [28] also reported that in AA6061 alloy with 1wt% Mg (which is very similar to the alloy in our study), cell structure was observed even after shock loading in T0 (solutionised condition) temper. It was reasoned that the cell formation is restricted in Al–4.8 wt% Mg alloy due to the higher Mg solute content. Ageing of CR and RT samples at 125 ◦C for 18 h revealed spherical shaped precipitates and dislocation densities are significantly reduced indicating significant recovery (Fig. 7c and d). The grain sizes after peak ageing of CR and RT samples was about 1μm. Energy dispersive analysis of the precipitates revealed that these are rich in Mn indicating that these are possibly Al6Mn (Fig. 7e and f). It may be noted that the calculation of phase fractions showed that Al6Mn is significant phase in alloy 6061M (Fig. 1a). The average precipitate size was∼80nmin both the rolling conditions in the peak aged samples. Kim and Wang observed a similar microstructure after ageing of ECAPped AA6061 alloy [17]. The microstructure following ECAP consisted of high density of dislocations, without the development of well defined sub-grains. Low temperature aging of WQ-ECAP samples showed very small spherical shaped precipitates along with tangled dislocations. Further work is necessary to resolve the nature of the precipitates. Following studies on microstructure, texture and mechanical properties of cryorolled, room temperature rolled and aged Al-Mg-Si alloy with slight higher Mn, Cu and Cr contents in comparison to the standard AA6061 alloy, the following conclusions were arrived at: 1. The amount of strengthening precipitates Al6Mn and Al–Cu (θ) available at any given temperature is higher in case of 6061M alloy when compared to AA6061 alloy. 2. The stored energy is independent of rolling temperature in alloy 6061M. This is attributed to the higher stacking fault energy (Al has higher SFE when compared to Cu) of this alloy. 3. The volume fraction of S {123} <634> orientation is high (～40%) in both the rolling conditions, which is also indicative of higher stacking fault energy in this alloy. 4. The hardness in CR condition is marginally lower when compared to RT condition. The hardness increased by about 10% following ageing at 125 ◦C-18 h. The strength and ductility were simultaneously improved resulting in a strength of～430MPa and a ductility of ～11% following ageing of the rolled (CR and RT) samples. The strength is about 100MPa more than the conventional T6 temper in AA6061 alloy. 5. Transmission electron microscopy analysis revealed dislocation cell structures in the CR and RT conditions and following ageing fine spherical Mn rich precipitates were observed. Analysis of extracted precipitates indicated Mg2Si and Al6Mn precipitates in the peak aged samples. References [1] R.Z. Valiev, A.V. Korznikov, R.R. Mulyukov, Mater. Sci. Eng. A 168 (1993) 141– 148. [2] Y. Saito, H. Utsunomiya, N. Tsuji, T. Sakai, Acta Mater. 47 (1999) 579–583. [3] M. Richert, Q. Liu, N. Hansen, Mater. Sci. Eng. A 260 (1999) 275–283. [4] R.Z. Valiev, R.K. Islamgaliev, I.V. Alexandrov, Prog. Mater. Sci. 45 (2000) 103–189. [5] N. Tsuji, Y. Ito, Y. Saitom, Y. Minamino, Scripta Mater. 47 (2002) 893–899. [6] R. Valiev, Nat. Mater. 3 (2004) 511–516. 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Gray III, Acta Metall. 36 (1988) 1745–1754. 中文译文 高强度Al-Mg-Si合金（AA6061）冷轧与时效的发展 摘要:因显著提高屈服强度和断裂强度，超细晶粒（UFG）和纳米材料（NC）已被广泛研究。然而使这些材料具有合理的韧性仍然是一个挑战。最近的研究结果表明：在剧烈塑性变形后进行退火或时效处理，沉淀强化合金能够兼有高强度和良好韧性。目前的工作，就是使Al- Mg - Si系合金固溶板材（改进的AA6061）在室温和液氮温度下，剧烈冷轧到真应变1.6。冷轧板材在老化过程中产生时效强化。上述合金平衡第二相的分布用相图进行计算。这种轧制和时效的试样釆用差示扫描量热法（DSC），X射线衍射仪（XRD），透射电子显微镜（TEM），硬度和拉伸试验进行了分析。通过差示扫描量热法（DSC）的测量显示存储能量的获得与轧制温度无关。两种轧制状态下，S｛123｝﹤634﹥方向的体积分数都占主导地位（约40%）。低温轧制和室温轧制试样时效后，强度和韧性同时得到改善。透射电子显微镜的分析显示了在CT和RT两种状态下的位错胞结构。第二相分析显示在时效后有大量的细小球形Mn析出物（最有可能是Al6Mn）。 关键词：Al-Mg-Si合金 剧烈塑性变形 超细晶 显微结构 组织 1 引言 在汽车和航空航天领域，铝合金广泛用于制造高强度低重量的结构。由于具有高强度，良好成形性，可焊性和耐腐蚀性，6XXX合金（铝镁硅为基础）已被广泛研究。在过去的十年里，剧烈塑性变形（SPD）技术如等径角挤压（ECAP），累积叠轧焊（ARB），多种压缩和高压扭转（HPT）已被广泛研究，以实现多晶材料的晶粒细化[技术1-9]。然而剧烈塑性变形（SPD）需要大量塑性变形和特殊实验程序。近日，铜，铝，AA5083，AA2219和Ni在液氮温度下的变形（轧制）和低温退火也被证明能够产生超细晶粒显微组织[10-14]。低温变形过程中,回复动力被抑制产生的高密度缺陷，反过来使得回复过程中形核位置的增加，产生细的晶粒结构[15]。然而，要使这些材料具有合理的延展性仍然是个挑战。最近的结果[14,16-18]表明，让沉淀硬化合金兼有高强度和韧性，可通过剧烈塑性变形后退火/时效处理来实现。铝合金时效期间的沉淀顺序是复杂的，在形成平衡沉淀之前要经过很多中间阶段。在Al-Mg-Si合金中，过饱和固溶体的析出顺序，一般认为是从G.P区→β''→β'→β(Mg2Si,平衡)。对于给定的时效温度，相的形成顺序和类型直接取决于成分。反过来，也被平衡相影响，最终也可能形成于这些合金中。对于任意给定的成分和温度，平衡相的演化可以通过相图计算程序[19,20]来计算。众所周知，晶体结构控制着铝合金的形成性。金属及合金经过大量变形和/或退火时，晶体结构将得到发展。轧制或变形铝合金的织构特点是β纤维从铜的取向{112}（111）过S的取向{123} (634)到黄铜的取向{011} (211)。再结晶织构主要是由强立方取向{001} (100)和戈斯取向{110} (001)[21]组成。 本文的工作中，时效硬化AA6061合金的修改版本（指定为6061M）受到液氮温度（77K）下轧制（以下简称CR）和室温（以下简称RT）下的轧制。我们对比6061M合金在冷轧（CT和RT），热轧和时效状态下的显微组织、结构和力学性能。常规AA6061与6061M差异的解释是以合金相图程序计算的这些合金的相分数为基础的。 实验步骤 釆购的6061M合金是8.5mm厚的薄板。这些板在535℃下固溶1小时，接着水淬，随后从8.5mm经多次工序冷轧（在室温和液氮温度）到1.75mm，每次减幅在10%左右。对于在液氮温度下的轧制，该固溶板在液氮中浸泡过15分钟，随后的每次轧制之前在液氮中浸泡2分钟。差示扫描量热法（DSC）被用来确定合金的回复和再结晶温度。为了研究时效硬化行为，室温轧制和液氮温度轧制的试样在管式炉中，分别在100℃，125℃和150℃下时效不同的时间（1-36小时）。用维式硬度测量100克负荷的轧制时效试样。用Cu-K辐射线对室温轧制，液氮温度轧制和退火的试样进行X射线衍射。Ar气氛中300℃下退火的纯铝粉用作X射线衍射峰宽微观计算的参考。对按照美国ASTM E-8分大小规格加工的标本，以3×10−3 s−1的初始应变率进行单轴拉伸测试。X射线结构分析{200}, {111}, {110} 和 {113}的极值（试样表面）是以运用Cu-Kα射线的飞利浦透射纹理测角仪来测量的。由不完整极值数据可知，取向分布函数（ODF）和定量组织组分的计算采用LABOTEX软件[22]。.微结构表征用120kV的飞利浦CM12透射电子显微镜进行测量。 结果与讨论 6061M合金的化学成分见表1。成分是通过火花发射光谱测定。能够注意到，在6061M中，锰，铜和铬的含量偏离了AA6061标准规范[23]。合金中平衡相的组分是用众所周知的热力学计算软件热计算器测定的[24]。很显然，与AA6061相比，6061M中的强化沉淀相Al6Mn和Al–Cu (θ)的含量在任意温度下都要更高一些，而Mg2Si的含量则相似（如图1）。此外，与沉淀相在AA6061合金完全溶解不同的是，在热处理6061M中沉淀相不完全溶解是可能的。这些差异会对6061M合金的显微结构和力学性能产生重大影响，这些都将在本文的后面被讨论。 图1.6061M（a）和AA6061(b)合金相分数曲线图显示相对成分和温度的依赖 表格一 6061M和AA6061合金的化学成分 Alloy Mg Mn Si Fe Cu Cr Al 6061M 1.05 0.38 0.57 0.38 0.48 0.01 Balance AA6061 0.8-1.2 <0.15 0.4-0.8 <0.7 0.15-0.4 0.04-0.35 Balance AA6061合金的CT和RT试样的DSC结果如图2所示。从DSC曲线可以看出，两个试样的再结晶开始（DSC中主要放热峰的开始）都发生在200℃左右，放热过程的极值也都发生在同一个温度（250℃左右）。在主要的放热过程中存储能的释放普遍认为是，过饱和轧制合金再结晶和沉淀的结果。CR和RT试样的能量释放（在放热过程中的区域）是相似的，前者为4.15J/g，后者为4.10J/g。这表明，基于两个变形条件下的存储能是差不多一样的。变形后的存储能与层错能（SFE）是相关的。可以比较CR和RT试样的存储能而得出缺陷密度在两个试样中是相同的。令人惊讶的是CR试样预计将有更高的缺陷密度。这表明6061M合金的层错能是相对比较高的，这是这种合金的交滑移被促发即使在低温下的变形。（可以指出，Al和Ni被告认为是有较高层错能的材料，Cu居中，Ag则被认为是有较低的层错能。）这种在轧制过程对显微组织发展的影响将在本文后面讨论。 图2.CR和RT6061M合金的DSC曲线图表明再结晶温度的状况 图3. CR(a)和RT(b)轧制6061M合金的硬度随时效温度（100，125，150℃）和时间（1-36h）的 变化而变化 以CR和RT试样为例，其HV100g分别为125± 2.4和127±1.6。CR和RT试样进行时效而产生沉淀强化。在低温时效过程中，回复和沉淀同时发生使缺陷密度下降，最终导致强度下降而韧性得以改善。另一方面，金属间化合物的沉淀有助于提高强度和加工硬化。如图3中a和b所示，在CR和RT下轧制的6061M试样的硬度变化是时效温度与时间的函数。为优化时效的温度与时间，CR和RT下轧制的试样将在不同的温度下（100，125，150℃）进行不同时间（1-36h）的时效。图3所示，在任何温度下进行时效硬度都将增加，不同温度下的时效硬度峰值不同。CR和RT试样都在125℃下时效18小时后获得最大硬度。硬度将提升10%，从一般轧制状态到最优时效状态。时效后的硬度增长表明，由于回复的缘故，沉淀析出能够克服在强度方面的损失。 图4.轧制（CR和RT）和轧制后在125℃下优化时效18小时的6061M合金的工程应力-应变曲线 图4展示的是，一般轧制（CR和RT）试样和轧制后优化时效处理（CR在125℃下时效18小时和RT在125℃下时效18小时）试样的工程应力-应变曲线。CR和RT轧制试样有着相似的强度水平大约为380-390MPa和低的延展性（4-5%），也表现出相似的低应变强化（应变强化指数为n～0.04）。轧制（CR和RT）后时效处理（在125℃下时效18小时）的试样与一般轧制的试样能同时提高强度和韧性。屈服强度和抗拉强度为400MPa和430MPa同时有11%的延展性（均匀拉伸约为8%）能够获得在RT轧制优化时效处理的试样中。两种轧制状态优化时效试样的应变硬化指数都是在0.06左右。CR轧制和CR轧制后时效试样的强度略小于RT轧制和RT轧制后时效试样的强度。这种差异在CR和RT试样进行四项测试中一致的表现出来。轧制后时效状态下的抗拉强度约为100MPa或该合金（T6）人工时效后获得25%抗拉强度的提升而延展性没有降低[25]。 一般的CR和RT轧制试样有较高强度但韧性降低。这是高应变轧制过程缺陷密度增加的结果。然而，由于时效性或退火中的回复作用使得缺陷密度下降。这就导致强度降低和韧性增加。但在时效过程中有沉淀析出，这又有助于提高强度和应变强化。很显然沉淀析出对强度的提升比由于回复导致的强度下降的作用要大，因此总体的结果就是强度和韧性同时得到提升（图4所示）。可以指出的是6061M合金通过RT轧制后时效处理获得的强度和韧性可与AA6061合金在等径角挤压（ECAP）和时效后的相媲美。Kim和Wang[17]的报告指出等径角挤压（ECAP）和时效处理后合金抗拉强度约为400MPa，均匀延伸率约为7%。 图5.固溶，CR轧制，RT轧制和时效状态下6061 M的X射线衍射图 X-射线结构分析表明，CR轧制试样比RT轧制试样有着强度略微高的组织。这种组织的强度约为随机抽样低温轧制合金的28.7倍和室温轧制合金的26.7。这种轧制组织组分如C,S,和Bs的体积分数，用欧拉空间积分法计算的结果都超过15%，如表2 所示。S方向的体积分数在CR和RT两种轧制状态下都很高，而且比较相近。这也加强了早期差示扫描量热法（DSC）的结果，表明显微组织不会随着变形温度的改变而变化。一般轧制试样与轧制后在125℃下时效18小时的试样在组织组分的体积分数上差别很小。 CR,RT,CR+125℃-18h和RT+125℃-18h试样的X射线衍射图谱如图5 所示。以成分为基础，6061M合金中最主要的平衡第二相为Al6Mn，CuAl2和Mg2Si（如图1）。固溶试样表明，沉淀没有完全溶解（如图5）。在CR试样中第二相的存在是不可知的，但在RT试样中可观察到少量的Al6Mn（如图5）。热力学计算表明，第二在本项工作的固溶温度下不会溶解。轧制后的合金没有出现第二相意味着，由于大量塑性变形强加于合金会使得沉淀发生的溶解。可以指出的是，在剧烈变形（等径角挤压ECAP和深度挤压）下会发生沉淀溶解已出现在早期的报告中[26，27]。CR和RT轧制试样在125℃下时效18小时后，Mg2Si，Al6Mn，AlFeSi和CuAl2沉淀能够在X射线衍射扫描下观察到。为区分这些已确定的沉淀，需要把基本溶解于NaOH溶液中从而把沉淀从基体中提取出来。分别从固溶处理，一般轧制和轧制后优化时效处理的试样中提取的沉淀物的X射线衍射图谱如图6 a-c所示。固溶和轧制状态下能够清楚的观察到Al6Mn，AlFeSi，CuAl2和Mg2Si沉淀的存在。能够很明显地观察到，与固溶处理的试样相比，轧制试样的沉淀的峰强度减小了。这就证明了沉淀在变形过程中发生溶解的可能性。最佳时效状态下也表明了Al6Mn，AlFeSi，CuAl2和Mg2Si沉淀是存在的（图6c）。 表二CR和RT轧制状态下6061M合金主要组分的体积分数 轧制组织成分 再结晶成分 试样 Copper {112}<111> Brass {110}<112> S {123}<634> Goss {110}<001> Cube {001}<100> CR 23 27 43 5 2 RT 25 26 45 3 1 CR+125℃-18h 22 25 41 7 2 RT+125℃-18h 24 24 41 5 2 图6.535℃下固溶并淬火（a），CR轧制（b）和CR轧制后来125℃下时效18小时(c)的6061M合金沉淀提取物X射线衍射图案 图7.CR（a）和RT（b）轧制状态下透射电子显微照片显示的位错胞结构，CR轧制后125℃下时效18小时（c）和RT轧制后125℃下时效18小时（d）显示的沉淀物，e是c中沉淀的EDS光谱，f是d中沉淀的EDS光谱 图7-a和图7-b是CR和RT轧制试样的透射电镜显微照片，显示的是高密度位错结构和位错胞结构。显然CR和RT轧制状态下的显微组织没有太大的差异。据指出，在含镁4.8%铝合金中位错胞结构的形成受到抑制，另外在零下180℃受到冲击载荷可观察到形变孪晶[28]。Gray lll也报指出在含镁1%的AA6061合金（与我们研究合金相似）中即使在T0（固溶状态）特性下受冲击载荷也能观察到胞结构。据推测，含镁4.8%的铝合金中胞结构的形成受抑制是由于含有较高镁的缘故。在125℃下时效18小时的CR和RT轧制试样，球形沉淀和位错密度明显下降表明发生了显著的回复（图7-c和图7-d）。CR和RT轧制试样优化时效后的晶粒尺寸约为1μm。沉淀物的能量色散分析结果显示富含Mn，这意味着这种沉淀物可能是Al6Mn（图7-e和图7-f）。可以指出的是，由相分数计算表明：Al6Mn是6061M合金的重要组成相。两种轧制状态下都优化时效的试样的沉淀物的平均尺寸约为80nm。Kim和Wang观察到的AA6061合金等径角挤压（ECAP）后时效的显微组织是相似的[17]。等径角挤压（ECAP）后的显微组织具有高密度位错，且没有明显的亚晶粒长大过程。WQ型等径角挤压（ECAP）后低温时效的试样是伴随着位错缠结的细小球形沉淀。解答这些沉淀的性质将是下一步必需的工作。 在研究了低温轧制、室温轧制和时效后Al–Mg–Si合金，与标准AA6061合金相比具有稍高的Mn、Cu和Cr，的显微结构、组织和力学性能后，得出以下结论: 1． 与AA6061合金相比，6061M合金在任意给定温度下能获得更多的强化沉淀相Al6Mn 和 Al–Cu (θ)。 2．6061M合金的存储能与轧制温度无关。这是由于这种合金具有较高的层错能（与铜相比铝有更高的超临界流体萃取值）。 3．在这两种轧制状态下S{123}﹤634﹥方向的体积分数都很高（约为40%），这也暗示着该合金具有较高的层错能。 4．CR状态下的硬度稍微比RT状态下的要高一些。125℃下时效18小时硬度会有10%的提升。轧制（CR和RT）后时效的试样强度和韧性能同时得到提升，最终合 金有约为430MPa强度和韧性约为11%。比传统的T6特性的AA6061合金的强度要 高出约100MPa。 5．透射电子显微镜分析显示，CR和RT轧制后时效可以看到富含Mn的细小球形沉淀的位错胞结构。沉淀提取物的分析显示优化时效试样中含有Mg2Si和Al6Mn沉淀相。 参考文献 [1] R.Z. Valiev, A.V. Korznikov, R.R. Mulyukov, Mater. Sci. Eng. A 168 (1993) 141–148. [2] Y. Saito, H. Utsunomiya, N. Tsuji, T. Sakai, Acta Mater. 47 (1999) 579–583. [3] M. Richert, Q. Liu, N. Hansen, Mater. Sci. Eng. A 260 (1999) 275–283. [4] R.Z. Valiev, R.K. Islamgaliev, I.V. Alexandrov, Prog. Mater. Sci. 45 (2000) 103–189. [5] N. Tsuji, Y. Ito, Y. Saitom, Y. Minamino, Scripta Mater. 47 (2002) 893–899. [6] R. Valiev, Nat. Mater. 3 (2004) 511–516. [7] Y.H. Zhao, X.Z. Liao, Z. Jin, R.Z. Valiev, Y.T. Zhu, Acta Mater. 52 (2004) 4589–4599. [8] N. Krasilnikov,W. Lojkowski, Z. Pakiela, R. Valiev, Mater. Sci. Eng. A 397 (2005) 330–337. [9] R.Z. Valiev, Y. Estrin, Z. Horita, T.G. Langdon, M.J. Zehetbauer, Y.T. Zhu, JOM 58 (4) (2006) 33–36. [10] Y.Wang, M. Chen, F. Zhou, E. Ma, Nature 419 (2002) 912–914. [11] Y.B. Lee, D.H. Shin, K.T. Park,W.J. Nam, Scripta Mater. 51 (2004) 355–359. [12] T. Nikhil Rangaraju, B. Raghuram, K. Vamsi Krishna, P. Prasad Rao, Venugopal, Mater. Sci. Eng. 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Gray III, Acta Metall. 36 (1988) 1745–1754. 致 谢 在完成终稿的今天，在敲完最后一个句号的时刻，我的思想同周围凝固的热气一样停驻了，不知道是慰藉还是悲伤，大学四年的生活就这样结束了，而眼前的路还很长，虽然似乎有些迷茫，但我必须整理心情，背上行囊，坚定的踏上新的征程…… 本论文是在孙智教授和隋艳伟老师的悉心指导和精心修改下完成的，在此向老师们致以最衷心的感谢！孙智老师广博的学识和严谨求实的治学态度，使我在这几个月的学习和生活中受益匪浅。而在整个论文的完成过程中，一直有隋艳伟老师的耐心指导，我才得以圆满完成全部实验工作，并最终完成此篇毕业论文。非常感谢各位老师对我的实验的支持。 另外，我还要感谢李俊学长。是他带着我从最基础的工作做起，让我更加深刻地了解到基础工作对于材料研究者的重要性。在实验过程中，他又带着我一起讨论问题，并启迪我利用理论知识分析问题。 最后，再次向所有给予我支持的老师、同学和朋友表示衷心的感谢！ 毕业设计（论文）原创性声明和使用授权说明 原创性声明 本人郑重承诺：所呈交的毕业设计（论文），是我个人在指导教师的指导下进行的研究工作及取得的成果。尽我所知，除文中特别加以标注和致谢的地方外，不包含其他人或组织已经发表或公布过的研究成果，也不包含我为获得 及其它教育机构的学位或学历而使用过的材料。对本研究提供过帮助和做出过贡献的个人或集体，均已在文中作了明确的说明并表示了谢意。 作 者 签 名：　　 　 　　日　 期：　　 　 　　 ​​​​​​​​​​​​ 指导教师签名：　　 　 　　 日　　期：　　 　 　　 使用授权说明 本人完全了解 大学关于收集、保存、使用毕业设计（论文）的规定，即：按照学校要求提交毕业设计（论文）的印刷本和电子版本；学校有权保存毕业设计（论文）的印刷本和电子版，并提供目录检索与阅览服务；学校可以采用影印、缩印、数字化或其它复制手段保存论文；在不以赢利为目的前提下，学校可以公布论文的部分或全部内容。 作者签名：　　 　 　　 日　 期：　　 　 　　 ​​​​​​​​​​​​ 学位论文原创性声明 本人郑重声明：所呈交的论文是本人在导师的指导下独立进行研究所取得的研究成果。除了文中特别加以标注引用的内容外，本论文不包含任何其他个人或集体已经发表或撰写的成果作品。对本文的研究做出重要贡献的个人和集体，均已在文中以明确方式标明。本人完全意识到本声明的法律后果由本人承担。 作者签名： 日期： 年 月 日 学位论文版权使用授权书 本学位论文作者完全了解学校有关保留、使用学位论文的规定，同意学校保留并向国家有关部门或机构送交论文的复印件和电子版，允许论文被查阅和借阅。本人授权　　 　 　大学可以将本学位论文的全部或部分内容编入有关数据库进行检索，可以采用影印、缩印或扫描等复制手段保存和汇编本学位论文。 涉密论文按学校规定处理。 作者签名： 日期： 年 月 日 导师签名： 日期： 年 月 日 指导教师评阅书 指导教师评价： 一、撰写（设计）过程 1、学生在论文（设计）过程中的治学态度、工作精神 □ 优 □ 良 □ 中 □ 及格 □ 不及格 2、学生掌握专业知识、技能的扎实程度 □ 优 □ 良 □ 中 □ 及格 □ 不及格 3、学生综合运用所学知识和专业技能分析和解决问题的能力 □ 优 □ 良 □ 中 □ 及格 □ 不及格 4、研究方法的科学性；技术线路的可行性；设计方案的合理性 □ 优 □ 良 □ 中 □ 及格 □ 不及格 5、完成毕业论文（设计）期间的出勤情况 □ 优 □ 良 □ 中 □ 及格 □ 不及格 二、论文（设计）质量 1、论文（设计）的整体结构是否符合撰写规范？ □ 优 □ 良 □ 中 □ 及格 □ 不及格 2、是否完成指定的论文（设计）任务（包括装订及附件）？ □ 优 □ 良 □ 中 □ 及格 □ 不及格 三、论文（设计）水平 1、论文（设计）的理论意义或对解决实际问题的指导意义 □ 优 □ 良 □ 中 □ 及格 □ 不及格 2、论文的观念是否有新意？设计是否有创意？ □ 优 □ 良 □ 中 □ 及格 □ 不及格 3、论文（设计说明书）所体现的整体水平 □ 优 □ 良 □ 中 □ 及格 □ 不及格 建议成绩：□ 优 □ 良 □ 中 □ 及格 □ 不及格 （在所选等级前的□内画“√”） 指导教师： （签名） 单位： （盖章） 年 月 日 评阅教师评阅书 评阅教师评价： 一、论文（设计）质量 1、论文（设计）的整体结构是否符合撰写规范？ □ 优 □ 良 □ 中 □ 及格 □ 不及格 2、是否完成指定的论文（设计）任务（包括装订及附件）？ □ 优 □ 良 □ 中 □ 及格 □ 不及格 二、论文（设计）水平 1、论文（设计）的理论意义或对解决实际问题的指导意义 □ 优 □ 良 □ 中 □ 及格 □ 不及格 2、论文的观念是否有新意？设计是否有创意？ □ 优 □ 良 □ 中 □ 及格 □ 不及格 3、论文（设计说明书）所体现的整体水平 □ 优 □ 良 □ 中 □ 及格 □ 不及格 建议成绩：□ 优 □ 良 □ 中 □ 及格 □ 不及格 （在所选等级前的□内画“√”） 评阅教师： （签名） 单位： （盖章） 年 月 日 教研室（或答辩小组）及教学系意见 教研室（或答辩小组）评价： 一、答辩过程 1、毕业论文（设计）的基本要点和见解的叙述情况 □ 优 □ 良 □ 中 □ 及格 □ 不及格 2、对答辩问题的反应、理解、表达情况 □ 优 □ 良 □ 中 □ 及格 □ 不及格 3、学生答辩过程中的精神状态 □ 优 □ 良 □ 中 □ 及格 □ 不及格 二、论文（设计）质量 1、论文（设计）的整体结构是否符合撰写规范？ □ 优 □ 良 □ 中 □ 及格 □ 不及格 2、是否完成指定的论文（设计）任务（包括装订及附件）？ □ 优 □ 良 □ 中 □ 及格 □ 不及格 三、论文（设计）水平 1、论文（设计）的理论意义或对解决实际问题的指导意义 □ 优 □ 良 □ 中 □ 及格 □ 不及格 2、论文的观念是否有新意？设计是否有创意？ □ 优 □ 良 □ 中 □ 及格 □ 不及格 3、论文（设计说明书）所体现的整体水平 □ 优 □ 良 □ 中 □ 及格 □ 不及格 评定成绩：□ 优 □ 良 □ 中 □ 及格 □ 不及格 （在所选等级前的□内画“√”） 教研室主任（或答辩小组组长）： （签名） 年 月 日 教学系意见： 系主任： （签名） 年 月 日 学位论文原创性声明 本人郑重声明：所呈交的学位论文，是本人在导师的指导下进行的研究工作所取得的成果。尽我所知，除文中已经特别注明引用的内容和致谢的地方外，本论文不包含任何其他个人或集体已经发表或撰写过的研究成果。对本文的研究做出重要贡献的个人和集体，均已在文中以明确方式注明并表示感谢。本人完全意识到本声明的法律结果由本人承担。 学位论文作者（本人签名）： 年 月 日 学位论文出版授权书 本人及导师完全同意《中国博士学位论文全文数据库出版章程》、《中国优秀硕士学位论文全文数据库出版章程》(以下简称“章程”)，愿意将本人的学位论文提交“中国学术期刊（光盘版）电子杂志社”在《中国博士学位论文全文数据库》、《中国优秀硕士学位论文全文数据库》中全文发表和以电子、网络形式公开出版，并同意编入****《中国知识资源总库》，在《中国博硕士学位论文评价数据库》中使用和在互联网上传播，同意按“章程”规定享受相关权益。 论文密级： □公开 □保密（___年__月至__年__月）(保密的学位论文在解密后应遵守此协议) 作者签名：_______ 导师签名：_______ _______年_____月_____日 _______年_____月_____日 独 创 声 明 本人郑重声明：所呈交的毕业设计(论文)，是本人在指导老师的指导下，独立进行研究工作所取得的成果，成果不存在知识产权争议。尽我所知，除文中已经注明引用的内容外，本设计（论文）不含任何其他个人或集体已经发表或撰写过的作品成果。对本文的研究做出重要贡献的个人和集体均已在文中以明确方式标明。 本声明的法律后果由本人承担。   作者签名: 二〇一〇年九月二十日   毕业设计（论文）使用授权声明 本人完全了解**学院关于收集、保存、使用毕业设计（论文）的规定。 本人愿意按照学校要求提交学位论文的印刷本和电子版，同意学校保存学位论文的印刷本和电子版，或采用影印、数字化或其它复制手段保存设计（论文）；同意学校在不以营利为目的的前提下，建立目录检索与阅览服务系统，公布设计（论文）的部分或全部内容，允许他人依法合理使用。 （保密论文在解密后遵守此规定）   作者签名: 二〇一〇年九月二十日 致 谢 时间飞逝，大学的学习生活很快就要过去，在这四年的学习生活中，收获了很多，而这些成绩的取得是和一直关心帮助我的人分不开的。 首先非常感谢学校开设这个课题，为本人日后从事计算机方面的工作提供了经验，奠定了基础。本次毕业设计大概持续了半年，现在终于到结尾了。本次毕业设计是对我大学四年学习下来最好的检验。经过这次毕业设计，我的能力有了很大的提高，比如操作能力、分析问题的能力、合作精神、严谨的工作作风等方方面面都有很大的进步。这期间凝聚了很多人的心血，在此我表示由衷的感谢。没有他们的帮助，我将无法顺利完成这次设计。 首先，我要特别感谢我的知道***老师对我的悉心指导，在我的论文书写及设计过程中给了我大量的帮助和指导，为我理清了设计思路和操作方法，并对我所做的课题提出了有效的改进方案。***老师渊博的知识、严谨的作风和诲人不倦的态度给我留下了深刻的印象。从他身上，我学到了许多能受益终生的东西。再次对周巍老师表示衷心的感谢。 其次，我要感谢大学四年中所有的任课老师和辅导员在学习期间对我的严格要求，感谢他们对我学习上和生活上的帮助，使我了解了许多专业知识和为人的道理，能够在今后的生活道路上有继续奋斗的力量。 另外，我还要感谢大学四年和我一起走过的同学朋友对我的关心与支持，与他们一起学习、生活，让我在大学期间生活的很充实，给我留下了很多难忘的回忆。 最后，我要感谢我的父母对我的关系和理解，如果没有他们在我的学习生涯中的无私奉献和默默支持，我将无法顺利完成今天的学业。 四年的大学生活就快走入尾声，我们的校园生活就要划上句号，心中是无尽的难舍与眷恋。从这里走出，对我的人生来说，将是踏上一个新的征程，要把所学的知识应用到实际工作中去。 回首四年，取得了些许成绩，生活中有快乐也有艰辛。感谢老师四年来对我孜孜不倦的教诲，对我成长的关心和爱护。 学友情深，情同兄妹。四年的风风雨雨，我们一同走过，充满着关爱，给我留下了值得珍藏的最美好的记忆。 在我的十几年求学历程里，离不开父母的鼓励和支持，是他们辛勤的劳作，无私的付出，为我创造良好的学习条件，我才能顺利完成完成学业，感激他们一直以来对我的抚养与培育。 最后，我要特别感谢我的导师***老师、和研究生助教***老师。是他们在我毕业的最后关头给了我们巨大的帮助与鼓励，给了我很多解决问题的思路，在此表示衷心的感激。老师们认真负责的工作态度，严谨的治学精神和深厚的理论水平都使我收益匪浅。他无论在理论上还是在实践中，都给与我很大的帮助，使我得到不少的提高这对于我以后的工作和学习都有一种巨大的帮助，感谢他耐心的辅导。在论文的撰写过程中老师们给予我很大的帮助，帮助解决了不少的难点，使得论文能够及时完成，这里一并表示真诚的感谢。 致 谢 这次论文的完成，不止是我自己的努力，同时也有老师的指导，同学的帮助，以及那些无私奉献的前辈，正所谓你知道的越多的时候你才发现你知道的越少，通过这次论文，我想我成长了很多，不只是磨练了我的知识厚度，也使我更加确定了我今后的目标：为今后的计算机事业奋斗。在此我要感谢我的指导老师——***老师，感谢您的指导，才让我有了今天这篇论文，您不仅是我的论文导师，也是我人生的导师，谢谢您！我还要感谢我的同学，四年的相处，虽然我未必记得住每分每秒，但是我记得每一个有你们的精彩瞬间，我相信通过大学的历练，我们都已经长大，变成一个有担当，有能力的新时代青年，感谢你们的陪伴，感谢有你们，这篇论文也有你们的功劳，我想毕业不是我们的相处的结束，它是我们更好相处的开头，祝福你们！我也要感谢父母，这是他们给我的，所有的一切；感谢母校，尽管您不以我为荣，但我一直会以我是一名农大人为荣。 通过这次毕业设计，我学习了很多新知识，也对很多以前的东西有了更深的记忆与理解。漫漫求学路，过程很快乐。我要感谢信息与管理科学学院的老师，我从他们那里学到了许多珍贵的知识和做人处事的道理，以及科学严谨的学术态度，令我受益良多。同时还要感谢学院给了我一个可以认真学习，天天向上的学习环境和机会。 即将结束*大学习生活，我感谢****大学提供了一次在**大接受教育的机会，感谢院校老师的无私教导。感谢各位老师审阅我的论文。 毕业设计（论文）原创性声明和使用授权说明 原创性声明 本人郑重承诺：所呈交的毕业设计（论文），是我个人在指导教师的指导下进行的研究工作及取得的成果。尽我所知，除文中特别加以标注和致谢的地方外，不包含其他人或组织已经发表或公布过的研究成果，也不包含我为获得 及其它教育机构的学位或学历而使用过的材料。对本研究提供过帮助和做出过贡献的个人或集体，均已在文中作了明确的说明并表示了谢意。 作 者 签 名：　　 　 　　日　 期：　　 　 　　 ​​​​​​​​​​​​ 指导教师签名：　　 　 　　 日　　期：　　 　 　　 使用授权说明 本人完全了解 大学关于收集、保存、使用毕业设计（论文）的规定，即：按照学校要求提交毕业设计（论文）的印刷本和电子版本；学校有权保存毕业设计（论文）的印刷本和电子版，并提供目录检索与阅览服务；学校可以采用影印、缩印、数字化或其它复制手段保存论文；在不以赢利为目的前提下，学校可以公布论文的部分或全部内容。 作者签名：　　 　 　　 日　 期：　　 　 　　 ​​​​​​​​​​​​ 学位论文原创性声明 本人郑重声明：所呈交的论文是本人在导师的指导下独立进行研究所取得的研究成果。除了文中特别加以标注引用的内容外，本论文不包含任何其他个人或集体已经发表或撰写的成果作品。对本文的研究做出重要贡献的个人和集体，均已在文中以明确方式标明。本人完全意识到本声明的法律后果由本人承担。 作者签名： 日期： 年 月 日 学位论文版权使用授权书 本学位论文作者完全了解学校有关保留、使用学位论文的规定，同意学校保留并向国家有关部门或机构送交论文的复印件和电子版，允许论文被查阅和借阅。本人授权　　 　 　大学可以将本学位论文的全部或部分内容编入有关数据库进行检索，可以采用影印、缩印或扫描等复制手段保存和汇编本学位论文。 涉密论文按学校规定处理。 作者签名： 日期： 年 月 日 导师签名： 日期： 年 月 日 独 创 声 明 本人郑重声明：所呈交的毕业设计(论文)，是本人在指导老师的指导下，独立进行研究工作所取得的成果，成果不存在知识产权争议。尽我所知，除文中已经注明引用的内容外，本设计（论文）不含任何其他个人或集体已经发表或撰写过的作品成果。对本文的研究做出重要贡献的个人和集体均已在文中以明确方式标明。 本声明的法律后果由本人承担。   作者签名: 年 月 日   毕业设计（论文）使用授权声明 本人完全了解**学院关于收集、保存、使用毕业设计（论文）的规定。 本人愿意按照学校要求提交学位论文的印刷本和电子版，同意学校保存学位论文的印刷本和电子版，或采用影印、数字化或其它复制手段保存设计（论文）；同意学校在不以营利为目的的前提下，建立目录检索与阅览服务系统，公布设计（论文）的部分或全部内容，允许他人依法合理使用。 （保密论文在解密后遵守此规定）   作者签名: 年 月 日 基本要求：写毕业论文主要目的是培养学生综合运用所学知识和技能，理论联系实际，独立分析，解决实际问题的能力，使学生得到从事本专业工作和进行相关的基本训练。毕业论文应反映出作者能够准确地掌握所学的专业基础知识，基本学会综合运用所学知识进行科学研究的方法，对所研究的题目有一定的 心得体会 决胜全面小康心得体会学党史心得下载党史学习心得下载军训心得免费下载党史学习心得下载 ，论文题目的范围不宜过宽，一般选择本学科某一重要问题的一个侧面。 毕业论文的基本教学要求是： 1、培养学生综合运用、巩固与扩展所学的基础理论和专业知识，培养学生独立分析、解决实际问题能力、培养学生处理数据和信息的能力。2、培养学生正确的理论联系实际的工作作风，严肃认真的科学态度。3、培养学生进行社会调查研究；文献资料收集、阅读和整理、使用；提出论点、综合论证、总结写作等基本技能。 毕业论文是毕业生总结性的独立作业，是学生运用在校学习的基本知识和基础理论，去分析、解决一两个实际问题的实践锻炼过程，也是学生在校学习期间学习成果的综合性总结，是整个教学活动中不可缺少的重要环节。撰写毕业论文对于培养学生初步的科学研究能力，提高其综合运用所学知识分析问题、解决问题能力有着重要意义。 毕业论文在进行编写的过程中，需要经过开题报告、论文编写、论文上交评定、论文答辩以及论文评分五个过程，其中开题报告是论文进行的最重要的一个过程，也是论文能否进行的一个重要指标。 撰写意义：1.撰写毕业论文是检验学生在校学习成果的重要措施，也是提高教学质量的重要环节。大学生在毕业前都必须完成毕业论文的撰写任务。申请学位必须提交相应的学位论文，经答辩通过后，方可取得学位。可以这么说，毕业论文是结束大学学习生活走向社会的一个中介和桥梁。毕业论文是大学生才华的第一次显露，是向祖国和人民所交的一份有份量的答卷，是投身社会主义现代化建设事业的报到书。一篇毕业论文虽然不能全面地反映出一个人的才华，也不一定能对社会直接带来巨大的效益，对专业产生开拓性的影响。但是，实践证明，撰写毕业论文是提高教学质量的重要环节，是保证出好人才的重要措施。 2.通过撰写毕业论文，提高写作水平是干部队伍“四化”建设的需要。党中央要求，为了适应现代化建设的需要，领导班子成员应当逐步实现“革命化、年轻化、知识化、专业化”。这个“四化”的要求，也包含了对干部写作能力和写作水平的要求。 3.提高大学生的写作水平是社会主义物质文明和精神文明建设的需要。在新的历史时期，无论是提高全族的科学文化水平，掌握现代科技知识和科学管理方法，还是培养社会主义新人，都要求我们的干部具有较高的写作能力。在经济建设中，作为领导人员和机关的办事人员，要写指示、通知、总结、调查报告等应用文；要写说明书、广告、解说词等说明文；还要写科学论文、经济评论等议论文。在当今信息社会中，信息对于加快经济发展速度，取得良好的经济效益发挥着愈来愈大的作用。写作是以语言文字为信号，是传达信息的方式。信息的来源、信息的收集、信息的储存、整理、传播等等都离不开写作。 论文种类：毕业论文是学术论文的一种形式，为了进一步探讨和掌握毕业论文的写作规律和特点，需要对毕业论文进行分类。由于毕业论文本身的内容和性质不同，研究领域、对象、方法、表现方式不同，因此，毕业论文就有不同的分类方法。 按内容性质和研究方法的不同可以把毕业论文分为理论性论文、实验性论文、描述性论文和设计性论文。后三种论文主要是理工科大学生可以选择的论文形式，这里不作介绍。文科大学生一般写的是理论性论文。理论性论文具体又可分成两种：一种是以纯粹的抽象理论为研究对象，研究方法是严密的理论推导和数学运算，有的也涉及实验与观测，用以验证论点的正确性。另一种是以对客观事物和现象的调查、考察所得观测资料以及有关文献资料数据为研究对象，研究方法是对有关资料进行分析、综合、概括、抽象，通过归纳、演绎、类比，提出某种新的理论和新的见解。 按议论的性质不同可以把毕业论文分为立论文和驳论文。立论性的毕业论文是指从正面阐述论证自己的观点和主张。一篇论文侧重于以立论为主，就属于立论性论文。立论文要求论点鲜明，论据充分，论证严密，以理和事实服人。驳论性毕业论文是指通过反驳别人的论点来树立自己的论点和主张。如果毕业论文侧重于以驳论为主，批驳某些错误的观点、见解、理论，就属于驳论性毕业论文。驳论文除按立论文对论点、论据、论证的要求以外，还要求针锋相对，据理力争。 按研究问题的大小不同可以把毕业论文分为宏观论文和微观论文。凡届国家全局性、带有普遍性并对局部工作有一定指导意义的论文，称为宏观论文。它研究的面比较宽广，具有较大范围的影响。反之，研究局部性、具体问题的论文，是微观论文。它对具体工作有指导意义，影响的面窄一些。 另外还有一种综合型的分类方法，即把毕业论文分为专题型、论辩型、综述型和综合型四大类： 1．专题型论文。这是分析前人研究成果的基础上，以直接论述的形式发表见解，从正面提出某学科中某一学术问题的一种论文。如本书第十二章例文中的《浅析领导者突出工作重点的方法与艺术》一文，从正面论述了突出重点的工作方法的意义、方法和原则，它表明了作者对突出工作重点方法的肯定和理解。2．论辩型论文。这是针对他人在某学科中某一学术问题的见解，凭借充分的论据，着重揭露其不足或错误之处，通过论辩形式来发表见解的一种论文。3．综述型论文。这是在归纳、总结前人或今人对某学科中某一学术问题已有研究成果的基础上，加以介绍或评论，从而发表自己见解的一种论文。4．综合型论文。这是一种将综述型和论辩型两种形式有机结合起来写成的一种论文。如《关于中国民族关系史上的几个问题》一文既介绍了研究民族关系史的现状，又提出了几个值得研究的问题。因此，它是一篇综合型的论文。 写作步骤：毕业论文是高等教育自学考试本科专业应考者完成本科阶段学业的最后一个环节，它是应考者的 总结 性独立作业，目的在于总结学习专业的成果，培养综合运用所学知识解决实际 问题 的能力。从文体而言，它也是对某一专业领域的现实问题或 理论 问题进行 科学 研究 探索的具有一定意义的论说文。完成毕业论文的撰写可以分两个步骤，即选择课题和研究课题。 首先是选择课题。选题是论文撰写成败的关键。因为，选题是毕业论文撰写的第一步，它实际上就是确定“写什么”的问题，亦即确定科学研究的方向。如果“写什么”不明确，“怎么写”就无从谈起。 教育部自学考试办公室有关对毕业论文选题的途径和要求是“为鼓励理论与工作实践结合，应考者可结合本单位或本人从事的工作提出论文题目，报主考学校审查同意后确立。也可由主考学校公布论文题目，由应考者选择。毕业论文的总体要求应与普通全日制高等学校相一致，做到通过论文写作和答辩考核，检验应考者综合运用专业知识的能力”。但不管考生是自己任意选择课题，还是在主考院校公布的指定课题中选择课题，都要坚持选择有科学价值和现实意义的、切实可行的课题。选好课题是毕业论文成功的一半。 第一、要坚持选择有科学价值和现实意义的课题。科学研究的目的是为了更好地认识世界、改造世界，以推动社会的不断进步和发展 。因此，毕业论文的选题，必须紧密结合社会主义物质文明和精神文明建设的需要，以促进科学事业发展和解决现实存在问题作为出发点和落脚点。选题要符合科学研究的正确方向，要具有新颖性，有创新、有理论价值和现实的指导意义或推动作用，一项毫无意义的研究，即使花很大的精力，表达再完善，也将没有丝毫价值。具体地说，考生可从以下三个方面来选题。首先，要从现实的弊端中选题，学习了专业知识，不能仅停留在书本上和理论上，还要下一番功夫，理论联系实际，用已掌握的专业知识，去寻找和解决工作实践中急待解决的问题。其次，要从寻找科学研究的空白处和边缘领域中选题，科学研究。还有许多没有被开垦的处女地，还有许多缺陷和空白，这些都需要填补。应考者应有独特的眼光和超前的意识去思索，去发现，去研究。最后，要从寻找前人研究的不足处和错误处选题，在前人已提出来的研究课题中，许多虽已有初步的研究成果，但随着社会的不断发展，还有待于丰富、完整和发展，这种补充性或纠正性的研究课题，也是有科学价值和现实指导意义的。 第二、要根据自己的能力选择切实可行的课题。毕业论文的写作是一种创造性劳动，不但要有考生个人的见解和主张，同时还需要具备一定的客观条件。由于考生个人的主观、客观条件都是各不相同的，因此在选题时，还应结合自己的特长、兴趣及所具备的客观条件来选题。具体地说，考生可从以下三个方面来综合考虑。首先，要有充足的资料来源。“巧妇难为无米之炊”，在缺少资料的情况下，是很难写出高质量的论文的。选择一个具有丰富资料来源的课题，对课题深入研究与开展很有帮助。其次，要有浓厚的研究兴趣，选择自己感兴趣的课题，可以激发自己研究的热情，调动自己的主动性和积极性，能够以专心、细心、恒心和耐心的积极心态去完成。最后，要能结合发挥自己的业务专长，每个考生无论能力水平高低，工作岗位如何，都有自己的业务专长，选择那些能结合自己工作、发挥自己业务专长的课题，对顺利完成课题的研究大有益处。 致 谢 这次论文的完成，不止是我自己的努力，同时也有老师的指导，同学的帮助，以及那些无私奉献的前辈，正所谓你知道的越多的时候你才发现你知道的越少，通过这次论文，我想我成长了很多，不只是磨练了我的知识厚度，也使我更加确定了我今后的目标：为今后的计算机事业奋斗。在此我要感谢我的指导老师——***老师，感谢您的指导，才让我有了今天这篇论文，您不仅是我的论文导师，也是我人生的导师，谢谢您！我还要感谢我的同学，四年的相处，虽然我未必记得住每分每秒，但是我记得每一个有你们的精彩瞬间，我相信通过大学的历练，我们都已经长大，变成一个有担当，有能力的新时代青年，感谢你们的陪伴，感谢有你们，这篇论文也有你们的功劳，我想毕业不是我们的相处的结束，它是我们更好相处的开头，祝福你们！我也要感谢父母，这是他们给我的，所有的一切；感谢母校，尽管您不以我为荣，但我一直会以我是一名农大人为荣。 通过这次毕业设计，我学习了很多新知识，也对很多以前的东西有了更深的记忆与理解。漫漫求学路，过程很快乐。我要感谢信息与管理科学学院的老师，我从他们那里学到了许多珍贵的知识和做人处事的道理，以及科学严谨的学术态度，令我受益良多。同时还要感谢学院给了我一个可以认真学习，天天向上的学习环境和机会。 即将结束*大学习生活，我感谢****大学提供了一次在**大接受教育的机会，感谢院校老师的无私教导。感谢各位老师审阅我的论文。 铸造铝合金 Al-Si系 Al-Cu系 Al-Mg系 Al-Zn系 铝及铝合金 铝合金 变形铝及铝合金 防锈铝 Al-Mn，Al-Mg 系 硬 铝 Al-Cu-(Mg) 系 锻 铝 Al-Mg-Si-(Cu) 系 Al-Cu-Mg-Fe-(Ni) 系 超硬铝 Al-Zn-Mg-(Cu) 系 纯 铝 高纯铝 （Al﹥99.93%） 工业纯铝（Al﹥98.8%） 1 _1366711227.unknown _1366711229.unknown _1366711231.unknown _1366711233.unknown _1366711234.unknown _1366711232.unknown _1366711230.unknown _1366711228.unknown _1366711225.unknown _1366711226.unknown _1366711224.unknown _1305410720.unknown