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不同峰时效处理后 Al⁃Cu⁃Mg⁃Ag 合金的显微组织和 晶间腐蚀性能 ① 刘冠华, 刘志义, 柏 松, 曹 靖, 王 建 (中南大学 材料科学与工程学院,湖南 长沙 410083) 摘 要 通过维氏硬度试验、拉伸试验、晶间腐蚀试验、极化曲线试验以及透射电镜和扫描电镜观察,研究了不同峰时效状态 (165 ℃ /16 h、180 ℃ /6 h 和 190 ℃ /2 h)下 Al⁃Cu⁃Mg⁃Ag 合金的力学性能、显微组织和晶间腐蚀性能的差异。 研究结果表明3 种峰 时效状态下,180 ℃ /6 h 时效状态合金的 Ω 相和 θ′相总数量密度最高,其抗拉强度和屈服强度分别为 513.6 MPa 和 463.4 MPa。 当 时效温度达到 190 ℃时,θ′相迅速粗化从而抑制 Ω 相的析出,降低了 Ω 相的数量密度。 另外,不同峰时效状态的无沉淀析出带 (PFZ)宽度从大到小依次为180 ℃ /6 h>190 ℃ /2 h>165 ℃ /16 h。 由于在晶间腐蚀过程中,PFZ 作为阳极优先被腐蚀,因此 180 ℃ /6 h 时效状态合金的抗晶间腐蚀性能最差,而 165 ℃ /16 h 时效状态合金的抗晶间腐蚀性能最好。 关键词 Al⁃Cu⁃Mg⁃Ag 合金; 时效处理; 时效温度; 力学性能; 晶间腐蚀 中图分类号 TG156文献标识码 Adoi10.3969/ j.issn.0253-6099.2020.03.030 文章编号 0253-6099(2020)03-0116-04 Microstructure and Intergranular Corrosion of Al⁃Cu⁃Mg⁃Ag Alloy After Different Peak Aging Condition LIU Guan⁃hua, LIU Zhi⁃yi, BAI Song, CAO Jing, WANG Jian (School of Materials Science and Engineering, Central South University, Changsha 410083, Hunan, China) Abstract The differences in the mechanical properties, microstructure and intergranular corrosion of an Al⁃Cu⁃Mg⁃Ag alloy in different peak aging condition (165 ℃ /16 h, 180 ℃ /6 h and 190 ℃ /2 h) were investigated by means of Vickers hardness test, tensile test, intergranular corrosion test, polarization curve test, transmission electron microscope and scanning electron microscope observation. The results show that under three different conditions, the alloy with the peak aging condition of 180 ℃ /6 h has the highest value in the total number density of Ω phase and θ′ phase, and also has the tensile strength and yield strength respectively at 513.6 MPa and 463.4 MPa. With an aging temperature of 190 ℃, the rapid coarsening of the θ′ phase suppresses the precipitation of the Ω phase, leading to a decrease in the number density of the Ω phase. In addition, the width of precipitation free zones (PFZ) in different peak aging condition can be ranked in the following order 180 ℃ /6 h>190 ℃ /2 h>165 ℃ /16 h. During the intergranular corrosion, the PFZ, as the anode, is preferentially corroded. Therefore, the alloy with aging condition of 180 ℃ /6 h has the worst intergranular corrosion resistance, while alloy with aging condition of 165 ℃ /16 h has the best intergranular corrosion resistance. Key words Al⁃Cu⁃Mg⁃Ag alloy; aging treatment; aging temperature; mechanical properties; intergranular corrosion Al⁃Cu⁃Mg⁃Ag 合金由于具有优异的比强度、抗蠕 变性能和热稳定性能在未来的航空航天领域有着广泛 的应用前景[1-4]。 其优异的耐热性能主要归功于 {111}Al面上时效析出的 Ω 相[5]。 目前对 Al⁃Cu⁃Mg⁃ Ag 合金的研究大多集中在析出相的形核长大机制,而 对其腐蚀性能的研究较少。 另外,合金的腐蚀会显著 降低合金的力学性能,从而大大缩短合金结构件的使 用寿命,甚至引发结构件失效。 因此对 Al⁃Cu⁃Mg⁃Ag 合金的耐腐蚀性能进行研究具有重大的工程意义。 时 效温度过低时,Ω 相无法析出,而时效温度过高时,Ω 相 ①收稿日期 2020-01-22 基金项目 国家重点研究与发展计划项目(2016YFB0300900) 作者简介 刘冠华(1993-),男,湖南耒阳人,硕士研究生,主要从事铝合金腐蚀机理研究。 通讯作者 刘志义(1962-),男,湖南邵阳人,二级教授,博士研究生导师,主要从事铝合金的基础研究及应用技术开发。 第 40 卷第 3 期 2020 年 06 月 矿矿 冶冶 工工 程程 MINING AND METALLURGICAL ENGINEERING Vol.40 №3 June 2020 ChaoXing 容易粗化或转化为 θ′相。 故 Al⁃Cu⁃Mg⁃Ag 合金常见的 单级时效温度范围为160~200 ℃ [1]。 本文选择165 ℃、 180 ℃和 190 ℃ 3 个时效温度,研究了不同峰时效状 态下合金的力学性能、显微组织和抗晶间腐蚀性能。 1 实验材料及方法 所使用的铝合金铸锭的化学成分如表 1 所示。 铸 锭先经过双级均匀化(420 ℃ /6 h + 515 ℃ /24 h)处 理,然后热挤成 Φ12.5 mm 的棒材,挤压比为 13∶1。 棒 材经 520 ℃ /2 h 固溶后立即水淬至室温,最后对其分 别进行 165 ℃,180 ℃和 190 ℃单级时效处理。 表 1 Al⁃Cu⁃Mg⁃Ag 合金化学成分(质量分数) / % CuMgAgMnZrTiSiFeAl 6.50.450.360.30.150.050.030.04余量 利用 HV-10B 型维氏硬度计进行维氏硬度测试, 用来表征合金在不同温度的时效硬化规律。 室温拉伸 实验根据 GB/ T 228.12010 在 MTS-810 万能电子拉 伸试验机上进行,拉伸速率为 2 mm/ min。 晶间腐蚀实 验参照 GB/ T 79982005 进行。 极化曲线测试在 M204 型电化学工作站上进行,扫描速率为 2 mV/ s,测试溶液 成分为晶间腐蚀液(58.5 g/ L NaCl + 10 ml/ L H2O2)。 使用 Tecnai G220 ST 型透射电镜对试样微观组织进行 观察。 采用电解双喷法制备透射试样。 在 FEI Quanta 200 型扫描电镜上观察断口形貌和晶间腐蚀深度。 2 实验结果 2.1 时效硬化曲线 图 1 为合金在不同温度下的时效硬化曲线。 如图 1 所示,在不同温度下时效,合金硬度均随着时效时 间延长呈现出先增大后减小的变化规律。 165 ℃时, 合金时效硬化速率较低,时效 16 h 后合金硬度达到峰 值(153.1HV);180 ℃时,合金时效硬化速率明显提高, 时效时间/h 170 140 110 80 10020304050 硬度HV 165 ℃ 180 ℃ 190 ℃ ■ ● ▲ 图 1 合金在不同时效温度下的时效硬化曲线 时效 6 h 后合金硬度达到峰值(156.8HV);190 ℃时, 合金时效硬化速率进一步提高,仅时效 2 h 后合金硬 度就达到峰值(145.2HV)。 由图 1 还可以看到峰时效 后合金硬度的下降速率随着时效温度增加而增大。 2.2 室温拉伸性能及断口形貌 合金在不同时效温度下峰时效状态的室温拉伸力 学性能如表 2 所示。 从表 2 中可以看出,180 ℃ /6 h 时效处理后合金强度最高,165 ℃ /16 h 合金强度次 之,190 ℃ /2 h 合金强度最低。 另外,不同时效状态的 合金延伸率从大到小依次为165 ℃ /16 h>190 ℃ /2 h> 180 ℃ /6 h。 表 2 合金在不同时效温度下峰时效状态室温拉伸力学性能 时效处理工艺抗拉强度/ MPa屈服强度/ MPa延伸率/ % 165 ℃ /16 h493.5446.611.4 180 ℃ /6 h513.6463.49.5 190 ℃ /2 h476.2424.210.6 图 2 为合金在不同峰时效状态下的室温拉伸断口 形貌。 由图 2 可以看出,3 种峰时效状态的断口形貌都 呈现出典型的韧性断裂特征。 其中 165 ℃ /16 h 合金断 口的韧窝大而深且分布均匀,表明经过 165 ℃ /16 h 处 理后的合金具有较好的塑性;180 ℃ /6 h 合金断口的韧 窝小而浅,表明此状态下合金的塑性较差;190 ℃ /2 h 合金断口的韧窝尺寸和深度介于前两者之间,表明其 塑性也介于前两者之间。 图 2 合金在不同时效处理工艺下峰时效状态的拉伸断口形貌 (a) 165 ℃ /16 h; (b) 180 ℃ /6 h; (c) 190 ℃ /2 h 2.3 腐蚀性能测试 合金在不同峰时效状态下的晶间腐蚀深度如图 3 711第 3 期刘冠华等 不同峰时效处理后 Al⁃Cu⁃Mg⁃Ag 合金的显微组织和晶间腐蚀性能 ChaoXing 所示。 由图 3 所得的最大腐蚀深度和腐蚀等级均列于 表 3 中。 由表 3 可知,3 种峰时效状态的腐蚀等级均为 4 级,而最大腐蚀深度从大到小依次为180 ℃ /6 h> 190 ℃ /2 h>165 ℃ /16 h。 腐蚀深度越大,表明合金的 抗晶间腐蚀性能越差。 因此180 ℃ /6 h 合金的抗晶间 腐蚀性能最差,190 ℃ /2 h 合金次之,165 ℃ /16 h 合 金的抗晶间腐蚀性能最好。 图 3 合金在不同峰时效状态下的最大晶间腐蚀深度 (a) 165 ℃ /16 h; (b) 180 ℃ /6 h; (c) 190 ℃ /2 h 表 3 不同峰时效处理后合金的晶间腐蚀参数 试样 晶间腐蚀 等级 晶间腐蚀最大深度 / μm 极化腐蚀电流密度 / (μAcm -2 ) 165 ℃ /16 h4127575 180 ℃ /6 h4146776 190 ℃ /2 h4141741 为了进一步验证晶间腐蚀结果,对经过不同峰时 效处理的合金进行极化曲线测试,结果如图 4 所示。 由图 4 得出的腐蚀电流密度亦在表 3 中列出。 其中 180 ℃ /6 h 合金的腐蚀电流密度最大,190 ℃ /2 h 合 金的次之,165 ℃ /16 h 合金的最小。 腐蚀电流密度越 E/VSCE 0 -1 -2 -3 -4 -5 -6 -0.75-0.80-0.70-0.65-0.60-0.55-0.50 lg[iA cm-2] 1 165 ℃/16 h 2 180 ℃/6 h 3 190 ℃/2 h 2 1 3 图 4 不同时效处理后合金的极化曲线 大表明耐腐蚀性能越差。 极化曲线测试结果与晶间腐 蚀测试结果一致。 2.4 显微组织 图 5 为不同峰时效状态下合金晶内和晶界的显微 组织以及对应的选区电子衍射谱(电子束近似平行于 基体<110>Al方向)。 <110>Al方向上的选区电子衍射 谱中 1/3、2/3{220}α和 1/2{220}α位置上的衍射斑 点分别对应 Ω 相和 θ′相[6]。 如图 5 所示,165 ℃ /16 h 合金中的主要析出相为 Ω 相和少量的 θ′相。 相应的 选区电子衍射谱中,Ω 相的衍射斑点较强而 θ′相的衍 射斑点很微弱。 180 ℃ /6 h 合金中主要析出相同样为 Ω 相和 θ′相,但 θ′相的数量密度明显比 165 ℃ /16 h 合金的高,尺寸更粗大。 190 ℃ /2 h 合金的 Ω 相数量 密度较前两者的低,而 θ′相数量密度比前两者都要高 且明显粗化。 从190 ℃ /2 h 合金的选区电子衍射谱可 以看到,θ′相的衍射斑点比 Ω 相的强。 另外,Ω 相厚度 随着时效温度升高无明显变化,而其长度随着时效温度 升高而增大。根据图 5(b)、(d)和(f)测得 3 种峰时效 图 5 不同峰时效状态下合金晶内和晶界的 TEM 像 (a),(b) 165 ℃ /16 h; (c),(d) 180 ℃ /6 h; (e),(f) 190 ℃ /2 h 811矿 冶 工 程第 40 卷 ChaoXing 状态下合金晶界处的无沉淀析出带(PFZ)的宽度从大 到小依次为180 ℃ /6 h>190 ℃ /2 h> 165 ℃ /16 h。 3 分析讨论 高 Cu/ Mg 比 Al⁃Cu⁃Mg⁃Ag 合金的主要强化相是 Ω 相和少量的 θ′相[2,6-8],其时效析出序列分别为过 饱和固溶体→Mg⁃Ag 原子团簇→Ω 相→θ 相、过饱和 固溶体→富 Cu 原子团簇→GP 区→θ′相→θ 相[1-2,9]。 由于 Ω 相和 θ′相成分均为 Al2Cu[10-11],两者形核和长 大都需要 Cu 原子参与,故 Ω 相与 θ′相的形核和长大 存在竞争关系。 铝合金时效硬化过程的本质是析出相 的形核和长大的过程。 析出相的形核和长大主要靠溶 质原子的扩散。 扩散系数与时效温度的关系式为[12] D = D0exp - Q RT ■ ■ ■ ■ ■ ■(1) 式中 D0为扩散常数;Q 为激活能;R 为气体常数;T 为 时效温度。 从式(1)可知,时效温度越高,扩散系数越 大,溶质原子扩散越快,析出相的形核速率和长大速率 就越高。 故时效温度提高,合金的硬化速率越高,达到 峰时效的时间就越短。 析出相的形核率也与时效温度 有关,其表达式为[13] N = C exp - ΔG∗ KT ■ ■ ■ ■ ■ ■exp - Q RT ■ ■ ■ ■ ■ ■ ■ ■ ■ ■ ■ ■ ■ ■ (2) 式中 C 为常数;ΔG∗为形核功;K 为玻尔兹曼常量。 从 式(2)可知,随着时效温度提高,析出相形核率增加;此 外,时效温度提高会导致析出相的化学驱动力降低和基 体内溶质原子的过饱和度降低[14],从而增加析出相形 核所要克服的形核功,降低析出相形核率。 如图 5(a) 和(c)所示,与 165 ℃ /16 h 相比,180 ℃ /6 h 合金中的 Ω 相和 θ′相的数量密度更高。 这是由于随着时效温 度提高,Ω 相和 θ′相的形核率都增大。 时效温度继续 提高,一方面使热稳定性差的 θ′相迅速粗化,导致基 体内 Cu 浓度下降,从而抑制了 Ω 相进一步析出,另一 方面降低了 Ω 相的化学驱动力和基体内 Cu 原子的过 饱和度,从而降低了 Ω 相形核率。 因此 190 ℃ /2 h 合 金中 Ω 相数量密度较 165 ℃ /16 h 和 180 ℃ /6 h 的 少。 由图 5 可见,合金的 Ω 相和 θ′相总数量密度在 180 ℃ /6 h 时效状态下最大,故 180 ℃ /6 h 合金的拉 伸强度最高。 Ω 相的强化效果比 θ′相的大[14],所以主 要析出相为 θ′相和少量 Ω 相的 190 ℃ /2 h 合金的拉 伸强度最低。 晶间腐蚀是一种常见的局部腐蚀。 由于晶粒内部 和晶界(析出相或 PFZ)的自腐蚀电位不同,在腐蚀介 质中,两者之间形成腐蚀原电池,引起阳极溶解从而导 致晶间腐蚀[15]。 文献[16]用固溶淬火态的 Al⁃Cu⁃Mg⁃ Ag 合金模拟时效热处理后的铝基体,用纯铝模拟 PFZ,用铸态的 Al2Cu 模拟晶界析出相(θ 相),分别测 量铝基体、θ 相和 PFZ 在晶间腐蚀液中的开路电位。 其实验结果表明基体的自腐蚀电位最高,而 PFZ 的自 腐蚀电位最低。 因此在晶间腐蚀过程中 PFZ 作为阳 极,优先溶解。 Al⁃Cu⁃Mg⁃Ag 的抗晶间腐蚀的性能主 要由 PFZ 的宽度决定。 由图 5(b)、(d)和(f)可以看 到,180 ℃ /6 h 合金的 PFZ 宽度最大,而 165 ℃ /16 h 合金的 PFZ 宽度最小。 所以前者的抗晶间腐蚀性能 最差,而后者的抗晶间腐蚀性能最好。 4 结 论 1) 随着时效温度从 165 ℃提高到 190 ℃,溶质原 子扩散加快,合金达到峰时效的时间从 16 h 缩短至 2 h。 3 种峰时效状态中,180 ℃ /6 h 合金的 Ω 相和 θ′ 相总数量密度最高,从而其抗拉强度和屈服强度最高, 分别为 513.6 MPa 和 463.4 MPa。 2) θ′相在 190 ℃时效过程中迅速粗化,显著抑制 Ω 相的析出,因此 190 ℃ /2 h 合金中 Ω 相数量密度 最低。 3) 由于在晶间腐蚀过程中,PFZ 作为阳极优先被 腐蚀,因此 PFZ 最宽的 180 ℃ /6 h 合金抗晶间腐蚀性 能最差,而 PFZ 最窄的 165 ℃ /16 h 合金抗晶间腐蚀 性能最好。 参考文献 [1] 王 建,王杰芳,郭巧能,等. Al⁃Cu⁃Mg⁃Ag 合金热处理工艺的研 究进展[J]. 金属热处理, 2015,40(3)163-168. [2] 刘志义,李云涛,刘延斌,等. Al⁃Cu⁃Mg⁃Ag 合金析出相的研究进 展[J]. 中国有色金属学报, 2007,17(12)1905-1915. [3] 张 坤,戴圣龙,杨守杰,等. Al⁃Cu⁃Mg⁃Ag 系新型耐热铝合金研 究进展[J]. 材料工程, 2006,26(3)251-257. [4] 李俊霖,刘志义,柏 松,等. 焊接速度及焊后时效处理对 Al⁃Cu⁃ Mg⁃Ag 合金电子束焊接接头性能的影响[J]. 矿冶工程, 2017,37 (3)144-147. [5] Hutchinson C R, Fan X, Pennycook S J, et al. On the origin of the high coarsening resistance of Ω plates in Al⁃Cu⁃Mg⁃Ag Alloys[J]. Acta Materialia, 2001,49(14)2827-2841. [6] Ringer S P, Hono K, Polmear I J, et al. Nucleation of precipitates in aged AlCuMg(Ag) alloys with high CuMg ratios[J]. Acta Materia⁃ lia, 1996,441883-1898. [7] Liu X Y, Pan Q L, Lu C G, et al. Microstructure and mechanical properties of Al⁃Cu⁃Mg⁃Mn⁃Zr alloy with trace amounts of Ag[J]. Ma⁃ terials Science and Engineering A, 2009,525(1-2)128-132. [8] Castillo L D, Lavernia E J. Microstructure and mechanical behavior of spray⁃deposited Al⁃Cu⁃Mg (⁃Ag⁃Mn) alloys[J]. Metallurgical and Materials Transactions A, 2000,31(9)2287-2298. (下转第 132 页) 911第 3 期刘冠华等 不同峰时效处理后 Al⁃Cu⁃Mg⁃Ag 合金的显微组织和晶间腐蚀性能 ChaoXing [8] Gludovatz B, Hohenwarter A, Catoor D, et al. A fracture⁃resistant high⁃entropy alloy for cryogenic applications [ J]. Science, 2014, 3451153-1158. [9] 黄小霞,汪冰峰,刘 彬. FeCoNiCrMn 高熵合金动态力学性能与 微观结构[J]. 矿冶工程, 2018,38(3)142-145. [10] Antoun T H, Curran D R, Razorenov S V, et al. Spall Fracture[M]. New York Springer, 2003. [11] Meyers M A. Dynamic behavior of materials[M]. New York John Wiley & Sons, 1994. [12] 李立碑, 孙玉福. 金属材料物理性能手册[M]. 北京机械工业 出版社, 2011. [13] Curran D R, Seaman L, Shockley D A. Dynamic failure of solids[J]. Physics Reports⁃review Section of Physics Letters, 1987,147253-388. [14] 裴晓阳,彭 辉,贺红亮,等. 延性金属层裂自由面速度曲线物理 涵义解[J]. 物理学报, 2015,64(3)412-419. 引用本文 王海民,杨 扬. 飞片冲击加载下 Fe50Mn30Co10Cr10合金的 动态损伤研究[J]. 矿冶工程, 2020,40(3)128-132. (上接第 119 页) [9] 朱宝宏,熊柏青,张永安,等. 高 Cu/ Mg 比 Al⁃Cu⁃Mg⁃Ag(2139)合 金时效析出行为研究[J]. 稀有金属, 2011,35(3)317-321. [10] Hono K, Sano N, Babu S S, et al. Atom probe study of the precipi⁃ tation process in Al⁃Cu⁃Mg⁃Ag alloys[J]. Acta Metallurgica Et Mate⁃ rialia, 1993,41(3)829-838. [11] Sakurai T, Hirano K, Sano N, et al. Atom⁃probe analysis of Ω and θ′ phases in an Al⁃Cu⁃Mg⁃Ag alloy[J]. Scripta Metallurgica Et Ma⁃ terialia, 1991,25(2)491-496. [12] 郑子樵. 材料科学基础[M]. 长沙中南大学出版社, 2005. [13] William D, Callister Jr. Materials science and engineering[M]. New York John Wiley & Sons, 2007. [14] Li Y, Liu Z Y, Bai S, et al. Enhanced mechanical properties in an Al⁃Cu⁃Mg⁃Ag alloy by duplex aging[J]. Materials Science and Engi⁃ neering A, 2011,528(28)8060-8064. [15] 王 建. Cr、Sc 对 Al⁃Cu⁃Mg⁃Ag 合金的组织与性能的影响[D]. 郑州郑州大学物理工程学院, 2015. [16] Liu X Y, Li M J, Gao F, et al. Effects of aging treatment on the in⁃ tergranular corrosion behavior of Al⁃Cu⁃Mg⁃Ag alloy[J]. Journal of Alloys and Compounds, 2015,639263-267. 引用本文 刘冠华,刘志义,柏 松,等. 不同峰时效处理后 Al⁃Cu⁃Mg⁃Ag 合金的显微组织和晶间腐蚀性能[J]. 矿冶工程, 2020,40(3)116-119. (上接第 122 页) 3 结 论 1) 基于 CSP 热轧板生产的 DQ 级冷轧板总变形 量 70%时,在不同温度下退火,当退火温度为 700 ℃ 时,其显微组织以饼形铁素体为主,晶粒较为均匀,综 合性能较为理想。 2) 退火温度为 700 ℃时,DQ 级冷轧板 γ 纤维织 构大幅增强,旋转立方织构近乎消失,r 值大幅提高, 此温度下冷轧板的成形性最佳。 参考文献 [1] 金 方. 08PAl 钢深冲汽车薄板的织构、退火工艺及其与组织、性 能关系的研究[D]. 沈阳东北工学院材料系,1989. [2] 胡世光. 板料冷压成型原理(修订本)[M]. 北京国防工业出版 社, 1989. [3] 杨玉英. 大型薄板成型技术[M]. 北京国防工业出版社, 1996. [4] 毛卫明. 金属材料的晶体学织构与各向异性[M]. 北京科学出 版社, 2002. 引用本文 飞尚才,蒋小霞,苟宁年,等. 退火温度对基于CSP 热轧板生产的 DQ 级冷轧板组织性能和织构的影响[J]. 矿冶工程, 2020,40(3)120-122. (上接第 127 页) [6] 王怀亮,田 平. 动态压剪作用下碾压混凝土强度和变形研究[J]. 水利与建筑工程学报, 2016,14(2)18-24. [7] 张 帆,王 亮,赵建建,等. 花岗岩张拉和压剪裂隙渗透率演化 研究[J]. 岩土力学, 2016,37(10)2803-2809. [8] Rittel D, Lee S, Ravichandran G. A Shear Compression Specimen for Large Strain Testing[J]. Experimental Mechanics, 2002,42(1)58-64. [9] Rittel D, Ravichandran G, Lee S. Large Strain Constitutive Behavior of OFHC Copper over a Wide Range of Strain Rates Using the Shear Compression Specimen[J]. Mechanics of Materials, 2002,34(10) 627-642. [10] Rittel D, Ravichandran G, Venkert A. The mechanical response of pure iron at high strain rates under dominant shear[J]. Materials Science and Engineering A, 2006,432(1)191-201. [11] Deli Sang, Ruidong Fu, Yijun Li. Combined deformation behavior and microstructure evolution of 7050 aluminum alloy during hot shear⁃ compression deformation[J]. Materials Characterization, 2016,122 154-161. [12] 孙建亮,刘宏民,彭 艳,等. 考虑非均匀应力分布的大型筒节轧 制力计算模型[J]. 机械工程学报, 2015,51(18)50-56. [13] Suwen Chen, Hongmin Liu, Yan Peng, et al. Slab Analysis of Large Cylindrical Shell Rolling[J]. Journal of Iron and Steel International, 2014,21(1)1-8. 引用本文 焦云静,董志奎,孙建亮,等. 考虑剪切效应的金属本构关系 模型及其在大型筒节轧制成形中的应用[J]. 矿冶工程, 2020,40(3) 123-127. 231矿 冶 工 程第 40 卷 ChaoXing
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