王宏明，彭琮翔，李桂榮，李沛思

?

強(qiáng)磁場對鋁基復(fù)合材料中位錯密度的作用機(jī)制

王宏明，彭琮翔，李桂榮，李沛思

(江蘇大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，江蘇鎮(zhèn)江，212013)

通過原位內(nèi)生顆粒法制備Al2O3和Al3Ti多相增強(qiáng)7055鋁基復(fù)合材料，Al2O3顆粒粒度，處于納米級；Al3Ti顆粒粒度處于微米級，顆粒分散均勻，界面濕潤性好。在常溫下對鋁基復(fù)合材料進(jìn)行脈沖強(qiáng)磁場處理，使磁感應(yīng)強(qiáng)度控制在1，2，3，4和5 T，研究不同下復(fù)合材料組織特征變化。研究結(jié)果表明：處理后試樣的有效微應(yīng)變和位錯密度隨磁感應(yīng)強(qiáng)度的升高而增大。當(dāng)=5 T時，有效微應(yīng)變和位錯密度的增加趨勢明顯減緩，有趨近于飽和之勢。位錯密度的增加并不是磁壓強(qiáng)和磁場力的作用，而是磁場誘發(fā)磁致塑性效應(yīng)。磁場影響量子尺度電子和原子的運(yùn)動，增強(qiáng)原子的擴(kuò)散速率和位錯間的相互作用，降低位錯形核的動力學(xué)勢壘，促進(jìn)位錯大量增殖。但隨著微應(yīng)變的增加，晶體內(nèi)部的阻力不斷增大，位錯密度逐步趨于飽和。

鋁基復(fù)合材料；脈沖磁場；位錯；磁致塑性

近20年來，隨著強(qiáng)磁場技術(shù)的發(fā)展，利用強(qiáng)磁場進(jìn)行科學(xué)實(shí)驗(yàn)，獲得了很多重要的發(fā)現(xiàn)。磁性是所有物質(zhì)的基本特性，強(qiáng)磁場能夠直接影響材料內(nèi)部原子、分子的排列、匹配、遷移、電子態(tài)能量和結(jié)構(gòu)[1]，從而影響到材料的組織和性能。因此，在強(qiáng)磁場的作用下，傳統(tǒng)材料科學(xué)、力學(xué)、物理學(xué)和化學(xué)都將表現(xiàn)出新的規(guī)律和現(xiàn)象，具有重大研究意義。目前，強(qiáng)磁場在材料科學(xué)中的運(yùn)用主要集中在控制熔體的高溫合成[2]、定向凝固[3]、成型加工和熱處理[4]等方面。但是強(qiáng)磁場對改善材料性能的潛能仍在不斷挖掘和發(fā)現(xiàn)中，并逐漸成為新材料研發(fā)的創(chuàng)新增長點(diǎn)。顆粒增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料具有高比強(qiáng)度、高比模量、高耐磨、高耐腐蝕、低密度、低熱膨脹等優(yōu)點(diǎn)，在汽車、航空航天、電子技術(shù)等領(lǐng)域有著廣闊的應(yīng)用前景。特別是經(jīng)原位制備得到的復(fù)合材料，增強(qiáng)相是由熔體內(nèi)化學(xué)反應(yīng)產(chǎn)生而來，與基體界面結(jié)合強(qiáng)度高、濕潤性好，增強(qiáng)相尺寸細(xì)小且存在于基體晶粒內(nèi)部。原位法還具有反應(yīng)簡單、成分可設(shè)計、增強(qiáng)相大小和數(shù)量可控等優(yōu)點(diǎn)，受到廣泛關(guān)注和研究，成為新型高性能金屬材料中的重要組成部分。但是顆粒強(qiáng)化后復(fù)合材料的強(qiáng)度增加，延伸率有不同程度下降。本研究擬以強(qiáng)磁場為研究手段，基于強(qiáng)磁場特殊效應(yīng)，以位錯密度和形貌等特征為塑性變形依據(jù)，探討強(qiáng)磁場下顆粒強(qiáng)化鋁基原位復(fù)合材料中的塑性變形規(guī)律，為用強(qiáng)磁場改善復(fù)合材料塑性變形能力提供理論基礎(chǔ)。為此，本文作者以原位法制備得到Al2O3和Al3Ti多相增強(qiáng)7055鋁基復(fù)合材料為研究對象，然后對其進(jìn)行常溫下的脈沖強(qiáng)磁場處理，研究磁場對復(fù)合材料位錯密度的影響并進(jìn)行磁場作用機(jī)制分析。

1 實(shí)驗(yàn)

本實(shí)驗(yàn)選用7055鋁合金作為基體，與氧化鈰(CeO2)、氟鈦酸鉀(K2TiF6)粉末發(fā)生原位反應(yīng)，制備得到多相增強(qiáng)的復(fù)合材料。具體制備過程如下：首先把反應(yīng)粉末在300 ℃充分烘干，研磨成細(xì)粉后篩分(粒度小于100 μm)，稱量后待用。然后取一定量的7055鋁合金在感應(yīng)爐內(nèi)快速熔化，升溫至850 ℃。先將鋁箔包覆的CeO2粉末加入熔體中，并用石墨鐘罩將粉末壓入熔體內(nèi)，并輔以強(qiáng)攪拌，使反應(yīng)充分進(jìn)行，反應(yīng)結(jié)束后，用熔劑除氣、扒渣。靜置一段時間，待熔體溫度降至750 ℃時，再加入K2TiF6進(jìn)行第2次合成。反應(yīng)結(jié)束后，扒掉上層浮渣。待溫度降到720 ℃時，澆鑄到銅質(zhì)模具中，冷卻后得到Al2O3和Al3Ti多相增強(qiáng)鑄態(tài)復(fù)合材料。合成反應(yīng)方程式為：

3CeO2+4Al=2Al2O3+3[Ce]

13Al+3K2TiF6=3Al3Ti+6KF+4AlF3

把澆鑄好的復(fù)合材料加工為直徑100 mm的鑄錠，進(jìn)行熱擠壓處理，擠壓比為16:1。將擠壓棒加工成所需試樣后進(jìn)行熱處理，工藝為：于475 ℃固溶2 h，水淬，于120 ℃時效24 h，隨爐冷卻至室溫待用。

圖1所示為熱處理后復(fù)合材料的初始態(tài)微觀組織。其中Al3Ti呈塊狀或長棒狀，顆粒尺寸在微米級；Al2O3為細(xì)小顆粒狀，尺寸為納米級。由圖1可以看出：顆粒之間是彼此分離的，尤其是Al2O3顆粒在基體上均勻分布；增強(qiáng)顆粒與基體間的濕潤性好，并沒有明顯的分界線。

圖1 多相強(qiáng)化鋁基復(fù)合材料的初始態(tài)微觀組織

表1 脈沖強(qiáng)磁場處理實(shí)驗(yàn)方案

將熱處理后的復(fù)合材料加工成直徑為15 mm、厚度為0.5 mm的小圓片試樣，在常溫下置于脈沖磁場中進(jìn)行脈沖強(qiáng)磁場處理(簡稱HPMFT)，樣品水平放置于脈沖設(shè)備的樣品托上，磁場方向與樣品位相相互垂直。用特斯拉計測量樣品位置的磁感應(yīng)強(qiáng)度，調(diào)節(jié)輸入電壓、電流，使磁感應(yīng)強(qiáng)度達(dá)到設(shè)定值, 表1所示為脈沖強(qiáng)磁場處理實(shí)驗(yàn)方案。

實(shí)驗(yàn)用檢測方法：將熱處理后的圓片試樣先用不同型號的砂紙進(jìn)行打磨，然后在金相拋光機(jī)上進(jìn)行拋光處理，直到試樣表面為光滑無痕的鏡面，借助JEOL?JEM?2100HR掃描電鏡(SEM)研究復(fù)合材料的微觀組織；將拋光后的試樣在不同參數(shù)下進(jìn)行磁場處理，并用D/MAX?RC型X線衍射(XRD)來測定(WH法)復(fù)合材料中的位錯密度；用PPMS?9T綜合物性測試系統(tǒng)測量材料磁性能與磁感應(yīng)強(qiáng)度之間的關(guān)系；將脈沖磁場處理后的圓片試樣用金相砂紙打磨至100 μm，用沖樣機(jī)將片狀復(fù)合材料試樣沖成直徑3 mm的薄圓片，再用凹坑儀打磨至20~30 μm后，進(jìn)行離子減薄，用JEOL?2100F 型透射電鏡(TEM)觀察脈沖強(qiáng)磁場沖擊處理后復(fù)合材料的位錯形貌。

2 結(jié)果與分析

2.1 脈沖強(qiáng)磁場處理后復(fù)合材料的位錯密度變化

圖2(a)所示為不同磁感應(yīng)強(qiáng)度處理鋁基復(fù)合材料的XRD譜，圖2(b)所示為局部放大的XRD譜。由圖2可以看出：隨磁感應(yīng)強(qiáng)度的變化，衍射峰的高度和寬度具有明顯的差異。

本文用Williamson-Hall(WH)法[5?6]計算位錯密度()。WH法是一種由晶粒粒度和微應(yīng)變引起的X線衍射峰寬化模型來計算的方法，適于計算材料宏觀區(qū)域的位錯密度。WH法認(rèn)為微應(yīng)變和晶粒尺寸的細(xì)化對整體的貢獻(xiàn)均和衍射峰的寬化呈線性關(guān)系：

式中：θ為衍射峰()的位置(2)；為CuK衍射靶波長(0.154 18 nm)；θ為{}衍射峰寬化量；為有效微應(yīng)變；1/為晶粒尺寸造成的衍射峰寬化(若晶粒粒度在微米范圍，則1/相對較小，可忽略)。

通過Jade分析XRD測試數(shù)據(jù)，由于衍射峰的強(qiáng)弱，主要考慮38.4°，44.6°，64.9°和78.1°所對應(yīng)的4個衍射峰，分別對應(yīng)(111)，(200)，(220)和(311) 4個晶面。經(jīng)過計算得出σcosθ/和2sinθ/的關(guān)系，如圖3所示。

線性擬合后，直線的斜率即為有效微應(yīng)變。同時，只考慮材料內(nèi)部位錯密度變化造成晶格畸變的情況下，位錯密度和有效微應(yīng)變存在以下關(guān)系[7]：

式中：為伯格斯矢量，取0.289 nm[8]。

圖4所示為脈沖處理后樣品的有效微應(yīng)變、位錯密度與磁感應(yīng)強(qiáng)度之間的關(guān)系。從圖4可知：鋁基復(fù)合材料內(nèi)部位錯密度為1014數(shù)量級，稍高于普通鋁合金(1010~1012)[9]。這是因?yàn)樵谀踢^程中，基體中存在大量硬質(zhì)顆粒，增強(qiáng)相與基體間的熱膨脹系數(shù)、彈性模量、硬度有著較大差異，導(dǎo)致了增強(qiáng)相與基體之間產(chǎn)生了大量的錯配關(guān)系。同樣地，在熱擠壓過程中，也會使材料內(nèi)部的塑性變形加劇，導(dǎo)致高密度位錯的產(chǎn)生。分析計算結(jié)果，復(fù)合材料經(jīng)脈沖磁場處理后，有效微應(yīng)變和位錯密度隨磁感應(yīng)強(qiáng)度的升高而增大，當(dāng)為1，2，3，4和5 T時，對應(yīng)的有效微應(yīng)變分別為?0.001 23，?0.001 30，?0.001 36，?0.001 41和?0.001 42，位錯密度分別為2.61×1014，2.91×1014，3.19×1014，3.43×1014和3.48×1014，與=0 T時相比，有效微應(yīng)變增幅分別為3.36%，9.24%，14.3%，18.5%和19.3%，位錯密度增幅分別為6.97%，19.3%，30.7%，40.6%和42.6%，在=5 T時，有效微應(yīng)變和位錯密度的增幅明顯減小，有趨近于飽和之勢。

(a) XRD全譜圖；(b) (200)和(220)晶面對比圖譜

B/T：1—0；2—1；3—2；4—3；5—4；6—5。

1—有效微應(yīng)變；2—位錯密度。

2.2 脈沖強(qiáng)磁場作用機(jī)制分析

按照位錯理論，位錯密度的增加是因?yàn)椴牧蟽?nèi)的塑性變形，因此，首先從磁場力的角度分析。置于脈沖強(qiáng)磁場中的復(fù)合材料，在每個脈沖磁感應(yīng)強(qiáng)度瞬時增加的過程中，試樣內(nèi)部會產(chǎn)生感應(yīng)電流。伴隨著脈沖磁場的施加，感應(yīng)電流能夠與其作用產(chǎn)生洛倫茲力。洛倫茲力作用于會在復(fù)合材料的內(nèi)部產(chǎn)生一定的磁壓強(qiáng)，其大小滿足[10]：

其中：0為真空磁導(dǎo)率，取值4π×10?7N/A2。當(dāng)=5 T時，=9.92 MPa，遠(yuǎn)達(dá)不到材料的屈服強(qiáng)度，從宏觀上看屬于彈性變形范圍，也能導(dǎo)致局部塑性變形。但是，按照材料塑性變形理論，磁場所產(chǎn)生的洛倫茲力并不足以使材料發(fā)生大面積的塑性變形。因此，認(rèn)為磁壓強(qiáng)并不是導(dǎo)致材料中產(chǎn)生大量位錯的根本原因。

其次考慮鋁基復(fù)合材料磁性能與其受磁力的關(guān)系。圖5所示為用材料綜合物性測試系統(tǒng)(PPMS)測試得到的純鋁和鋁基復(fù)合材料的磁性能參數(shù)。

1—鋁基復(fù)合材料；2—純鋁。

由圖5可見：純鋁和鋁基復(fù)合材料的磁化強(qiáng)度都隨著磁感應(yīng)強(qiáng)度增加而升高，表明其具有順磁性特征，但是最大磁化強(qiáng)度都不到100 A/(m?g)，屬于弱順磁性材料。從磁化強(qiáng)度絕對值看，復(fù)合材料的磁化強(qiáng)度小于純鋁，其磁性能弱于純鋁。分析認(rèn)為是復(fù)合材料中引入的陶瓷顆粒等降低了鋁基體的連續(xù)性，同時降低了復(fù)合材料的磁性能。當(dāng)=5 T時，磁化強(qiáng)度為90 A/(m?g)，與常規(guī)磁性材料相比，磁化強(qiáng)度仍較低。根據(jù)磁化強(qiáng)度與磁場力的關(guān)系：

其中：為磁場強(qiáng)度(A/m)，真空磁導(dǎo)率0=4π×10?7Tm/A，PPMS測試試樣尺寸為2 mm×2 mm×2 mm，計算得到復(fù)合材料作為一種順磁性材料，在5 T的強(qiáng)磁場下所受到的磁場力為7.16×10?5N，也不可能使材料屈服，所以，認(rèn)為磁場力也不是誘發(fā)復(fù)合材料內(nèi)部發(fā)生塑性變形的原因。但值得注意的是具有弱磁性的鋁基復(fù)合材料，在脈沖磁場沖擊處理時卻表現(xiàn)出較明顯的微塑性變形特征。塑性變形的誘因不在于磁壓強(qiáng)和磁場力的直接作用，而是另有原因，即磁場影響了量子尺度電子和原子的運(yùn)動，進(jìn)而誘發(fā)磁致塑性 效應(yīng)[11]。

從位錯動力學(xué)的角度分析，位錯的增殖與位錯的移動性密切相關(guān)。鋁基復(fù)合材料內(nèi)部組織結(jié)構(gòu)復(fù)雜，存在大量的障礙，障礙類型有微納尺度的增強(qiáng)顆粒，細(xì)小合金析出相和合金溶質(zhì)原子等，當(dāng)位錯與這些障礙相遇時，兩者之間會產(chǎn)生交互作用，在位錯芯和障礙間產(chǎn)生1個紐帶，即1對自由基對，使大量的位錯釘扎，處于比較穩(wěn)定的狀態(tài)，可移動位錯大量減少。圖6所示為復(fù)合材料中釘扎位錯形貌組織。

從能量角度看，自由基對的結(jié)合能主要由自旋多重性來決定[12]，當(dāng)自由基對的自旋相反時，呈現(xiàn)出單重態(tài)(簡寫作S態(tài))，此時結(jié)合能較強(qiáng)；當(dāng)自由基對的自旋相同時，呈現(xiàn)出三重態(tài)(簡寫作T態(tài))，此時結(jié)合能較弱。在沒有磁場作用時，自由基對呈現(xiàn)為S態(tài)，由于S態(tài)結(jié)合能較高，是不可能發(fā)生S?T轉(zhuǎn)變的。存在磁場時，位錯芯和障礙將表現(xiàn)出順磁性特征，自由基對的自旋狀態(tài)將會受到影響，使S態(tài)的結(jié)合能變?nèi)?，?dāng)S態(tài)結(jié)合能與T態(tài)相一致時，就會發(fā)生S?T轉(zhuǎn)變，使得大量被釘扎的位錯退釘，如圖7所示。同時，位錯在晶體內(nèi)部的運(yùn)動，需要克服晶格屏障的阻力，即位錯從一個勢阱到另一個勢阱需要1個最小應(yīng)力。當(dāng)磁場存在時，位錯通過晶格屏障的角度會發(fā)生改變，使應(yīng)力達(dá)到最大，足以克服運(yùn)動所需的應(yīng)力[13]，位錯移動性增強(qiáng)，使得晶體內(nèi)部存在大量的自由位錯。

根據(jù)磁致塑性理論[14]，當(dāng)磁場的能量與順磁中心電子的分裂能級能量相一致時，材料內(nèi)部的點(diǎn)缺陷和殘余應(yīng)力的松弛率增加，導(dǎo)致晶體的共振減弱，從而使內(nèi)應(yīng)力釋放加快、微塑性流動性增加[15]，這為位錯的形核提供了必要條件。在外磁場作用下，原子磁化狀態(tài)會發(fā)生改變，磁矩會趨向于磁場取向，但不同的原子對磁場的響應(yīng)程度不一樣，所以，每經(jīng)歷1個脈沖，復(fù)合材料內(nèi)部都發(fā)生著復(fù)雜、微小的形變；脈沖磁場對原子的周期性作用，加快了原子的擴(kuò)散速率和位錯間的相互作用，降低位錯形核的動力學(xué)勢壘，最終導(dǎo)致了位錯的大量增殖。但隨著微變形的增加，晶體內(nèi)部的阻力不斷增大，微變形將會變得越加困難，位錯間的交互作用減少，位錯密度將逐步趨于飽和。

圖6 鋁基復(fù)合材料中釘扎位錯形貌

(a) 磁場處理前；(b) 磁場處理后

3 結(jié)論

1) 以擠壓后多相強(qiáng)化顆粒增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料作為研究對象，在磁感應(yīng)強(qiáng)度為1~5 T范圍對其進(jìn)行脈沖強(qiáng)磁場沖擊處理。結(jié)果表明：脈沖磁場處理后復(fù)合材料內(nèi)部的有效微應(yīng)變和位錯密度隨增加而增大，當(dāng)=5 T時，和較未加磁場時分別增加19.3%和42.6%；同時發(fā)現(xiàn)當(dāng)=5 T時，有效微應(yīng)變和位錯密度的增加趨勢明顯減緩，有趨近于飽和之勢。

2) 脈沖磁場處理后鋁基復(fù)合材料中位錯密度的增加并不是磁壓強(qiáng)和磁場力的作用，而是磁場誘發(fā)了磁致塑性效應(yīng), 磁場影響了量子尺度電子和原子的運(yùn)動，增強(qiáng)了原子的擴(kuò)散速率和位錯間的相互作用，降低位錯形核的動力學(xué)勢壘，促使位錯大量增殖。但隨著微應(yīng)變的增加，晶體內(nèi)部的阻力不斷增大，位錯密度逐步趨于飽和。

[1] 李桂榮, 曹健峰, 王宏明, 等. 電磁技術(shù)在金屬材料科學(xué)與工程中的應(yīng)用[J]. 材料導(dǎo)報, 2006, 20(8): 58?61. LI Guirong, CAO Jianfeng, WANG Hongming, et al. Application of electromagnetic technology in metal materials science and engineering[J]. Materials Review, 2006, 20(8): 58?61.

[2] LI Guirong, WANG Hongming, ZHAO Yutao, et al. Microstructure of in situ Al3Ti/6351Al composites fabricated with electromagnetic stirring and fluxes[J]. Transactions of Nonferrous Metals Society of China, 2010, 20(4): 577?583.

[3] ZHANG Xiaowei, HUANG Jinfeng, DENG Kang, et al. Solidification of horizontally continuous casting of super-thin slab in stable magnetic field and alternating current[J]. Transactions of Nonferrous Metals Society of China, 2011, 21(1): 196?201.

[4] 趙顯久, 李謙, 劉靜, 等. 磁熱處理對La-Mg-Ni-Cu合金相結(jié)構(gòu)與電化學(xué)性能的影響[J]. 稀有金屬材料工程, 2009, 38(5): 857?861. ZHAO Xianjiu, LI Qian, LIU Jing, et al. Influence of magnetic-heat treat on phase structure and electrochemical properties of La-Mg-Ni-Cu alloys[J]. Rare Metal Materials and Engineering, 2009, 38(5): 857?861.

[5] AUFRECHT J, LEINEWEBER A, FOCT J, et al. The structure of nitrogen-supersaturated ferrite produced by ball milling[J]. Philosophical Magazine A, 2008, 88(12): 1835?1855.

[6] TAKEBAYASHI T K S, KUNIEDA T, YOSHINAGA N, et al. Comparison of the dislocation density in martensite steels evaluated by some X-ray diffraction methods[J]. ISIJ International, 2010, 50(6): 875?882.

[7] WILLIAMSON G K, SMALLMAN R E. Dislocation densities in some annealed and cold-worked metals from measurements on the X-ray debye-scherrer spectrum[J]. Philosophical Magazine A, 1956, 1(1): 34?36.

[8] ZLATEVA G, MARTINOVA Z. Microstructure of metals and alloys: an at-las of transmission electron microscopy[M]. Editon 2. London: CRC Press, 2008: 34?39.

[9] 丁利強(qiáng). 鋁合金切削表面位錯密度和晶粒細(xì)化的研究[D]. 上海: 上海交通大學(xué)機(jī)械與動力工程學(xué)院, 2013: 1?57. DING Liqiang. Research dislocation density and grain refinement on the cutting surface of aluminum alloy[D]. Shanghai: Shang Hai Jiao Tong University. School of Mechanical Engineering, 2013: 1?57.

[10] WANG Hongming, REN Zhongming, LI Guirong. Effect of high frequency electromagnetic field on initial solidificatin during EMCC process[J]. Ironmak & Steelmak, 2009, 36(8): 615?622.

[11] LI Guirong, WANG Hongming, YUAN Xueting, et al. Microstructure of nanometer Al2O3particles reinforced aluminum matrix composites processed by high pulsed electromagnetic field[J]. Materials Letters, 2013, 99(15): 50?53.

[12] MOLOTSKII M, FLEUROV V. Dislocation paths in a magnetic field[J]. Physical Chemical, 2000, 104(16): 3812?3816.

[13] FERREIRA P J, VANDER SANDE J B. Magnetic field effects on twin dislocations[J]. Scripta Materialia, 1999, 41(2): 117?123.

[14] GOLOVIN YU I. Magnetoplastic effects in solids[J]. Physics of the Solid State, 2004, 46(5): 789?824.

[15] GOLOVIN Y I, MORGUNOV R B, DMITRIEVSKII A A. Influence of a weak magnetic field on spin-dependent relaxation of structural defects in diamagnetic crystals[J]. Materials Science and Engineering, 2000, 288(2): 261?265.

(編輯 陳愛華)

Mechanism of high magnetic field on aluminum matrix composites dislocation density

WANG Hongming, PENG Congxiang, LI Guirong, LI Peisi

(School of Materials Science and Engineering, Jiangsu University, Zhenjiang 212013, China)

The in-situ Al2O3and Al3Ti multi-phases reinforced 7055 aluminum matrix composites were fabricated.The particle size of Al2O3was at nanometer level and that of Al3Ti was at micron level. The particles dispersed evenly in the matrix and the interface exhibited better wettability. Then the composites were processed in high pulsed magnetic field at room temperature. The magnetic induction intensitywas controlled at 1, 2, 3, 4 and 5 T separately. The results show that the dislocation density () and effective microstrainincrease withenhancement. When=5 T,andtend to be saturated. It is shown that the increase ofis not attributed to magnetic pressure or magnetic force while magnetoplasticity effect is induced by high magnetic field. That is to say, the magnetic field influences the movements of electrons and atoms in quantum scale, which enhances the atomic diffusion rate and interactions between dislocations. It reduces the dislocation nucleation kinetic barrier, which makes the dislocation multiply. However, the resistance force in inner crystal increases with the increase of microstrain, which leads to the saturation of dislocation density.

aluminum matrix composites; pulse magnetic field; dislocation; magnetoplasticity

10.11817/j.issn.1672?7207.2017.02.008

TG146

A

1672?7207(2017)02?0325?06

2016?03?01；

2016?06?11

國家自然科學(xué)基金資助項(xiàng)目(51371091，51174099)；江蘇省自然科學(xué)基金資助項(xiàng)目(BK2011533)(Projects(51371091, 51174099) supported by the National Natural Science Foundation of China; Project(BK2011533) supported by the Natural Science Foundation of Jiangsu Province)

李桂榮，博士，副教授，從事金屬基復(fù)合材料研究；E-mail：liguirong@ujs.edu.cn