井萃汝，張建濤，溫利平，肖志瑜

粉末熱擠壓7075鋁合金的顯微組織與力學(xué)性能

井萃汝，張建濤，溫利平，肖志瑜

(華南理工大學(xué) 國(guó)家金屬材料近凈成形工程技術(shù)研究中心，廣州 510640)

采用粉末熱擠壓法制備7075鋁合金棒材，利用掃描電鏡(SEM)、透射電鏡(TEM)和 X射線衍射儀(XRD)分析材料的顯微組織，測(cè)定材料的拉伸性能，研究擠壓比對(duì)7075鋁合金棒材組織與力學(xué)性能的影響，并對(duì)強(qiáng)化機(jī)制進(jìn)行理論計(jì)算。結(jié)果表明：在500 ℃、擠壓比分別為9、16、25、36條件下進(jìn)行熱擠壓，擠壓過(guò)程中有大量第二相MgZn2脫溶析出。隨擠壓比增大，粉末顆粒間的冶金結(jié)合更加充分，合金的抗拉強(qiáng)度與伸長(zhǎng)率提高，擠壓比為36的合金抗拉強(qiáng)度達(dá)到492 MPa，伸長(zhǎng)率為27.6%，斷裂方式為韌?脆性混合斷裂，強(qiáng)化機(jī)制為細(xì)晶強(qiáng)化、位錯(cuò)強(qiáng)化、第二相強(qiáng)化與固溶強(qiáng)化共同作用。

粉末熱擠壓；7075鋁合金；顯微組織；力學(xué)性能；強(qiáng)化機(jī)制

7xxx系鋁合金(Al-Zn-Mg-Cu)的密度低，比強(qiáng)度高，綜合性能良好，廣泛應(yīng)用于航空航天工業(yè)等領(lǐng)域，是飛機(jī)支架、機(jī)翼等關(guān)鍵部位的重要零部件材料[1?2]。目前，7xxx系鋁合金的制備方法主要為熔鑄法[3?5]。ROGAL等[4]采用擠壓鑄造方法制備添加Sc及Zr元素的7075鋁合金，抗拉強(qiáng)度為300 MPa，經(jīng)T6熱處理后抗拉強(qiáng)度提升至498 MPa，但伸長(zhǎng)率僅為3%。由于7xxx系鋁合金固液相線相差較大，使得結(jié)晶溫度范圍較寬，鑄造合金存在偏析嚴(yán)重、極易產(chǎn)生疏松、縮孔等問(wèn)題[6]，實(shí)際生產(chǎn)中常在鑄造后進(jìn)行鍛造和擠壓等后續(xù)處理來(lái)提高合金的塑性。采用粉末冶金法制備7xxx系鋁合金可縮短制備流程、改善偏析、細(xì)化晶粒、減少缺陷[7]。粉末熱擠壓是一種將粉末成形和塑性加工結(jié)合在一起的粉末冶金工藝，粉末在低于常規(guī)粉末冶金燒結(jié)溫度和快速高壓條件下發(fā)生較大的塑性變形，粉末顆粒相互結(jié)合，得到綜合性能較佳的擠壓制品[8]。相比于傳統(tǒng)粉末冶金法，粉末熱擠壓法無(wú)需燒結(jié)，工藝更加簡(jiǎn)單，并且擠壓合金具有晶粒細(xì)小、組織均勻、成分偏析小等優(yōu)點(diǎn)。與鑄造后熱擠壓等塑性變形相比，粉末熱擠壓所需要的擠壓力更小，在生產(chǎn)中可采取更大范圍的擠壓溫度與擠壓比，更容易制備成形[9]。REN等[10]采用粉末熱擠壓法制備高鋅含量的Al-Zn-Mg-Cu合金，獲得均勻分布的第二相與超細(xì) 晶粒。

熱擠壓工藝參數(shù)對(duì)于粉末熱擠壓法制備7xxx系鋁合金的組織與綜合性能具有重要影響。王少卿[11]研究了擠壓溫度對(duì)Al-6Zn-2.7Mg-1.3Cu-0.2Cr合金性能的影響，擠壓溫度為320 ℃的擠壓態(tài)棒材抗拉強(qiáng)度與屈服強(qiáng)度分別為595 MPa和560 MPa，但伸長(zhǎng)率僅為4.2%。廖結(jié)瑩[12]采用更高的擠壓溫度制備7075鋁合金熱擠壓棒材，在500 ℃擠壓獲得517.1 MPa的抗拉強(qiáng)度與8.8%的伸長(zhǎng)率?？梢园l(fā)現(xiàn)，相比于鑄態(tài)7系鋁合金，粉末熱擠壓合金的強(qiáng)度有較明顯的提升，但沒(méi)有達(dá)到理想的強(qiáng)塑性匹配，伸長(zhǎng)率有待進(jìn)一步提高。擠壓比代表粉末在成形過(guò)程中塑性變形的大小，大擠壓比意味著更大的變形量，有望提高合金的伸長(zhǎng)率，從而使7系鋁合金獲得良好的強(qiáng)塑性匹配。因此，本文作者以7075鋁合金粉末為原料，采用粉末熱擠壓法制備7075鋁合金棒材，研究擠壓比對(duì)7075鋁合金組織與力學(xué)性能的影響，以期通過(guò)采用合適的擠壓比來(lái)獲得具有理想強(qiáng)塑性匹配的7075鋁合金棒材。

1 實(shí)驗(yàn)

1.1 原料

采用上海超威納米有限公司制備的霧化7075鋁合金粉末為原料，粉末粒度為45～100 μm，粉末的SEM形貌如圖1所示，化學(xué)成分列于表1。由圖1可見(jiàn)7075鋁合金粉末形貌整體為球形或近球形，部分顆粒上有衛(wèi)星粉黏連，有小部分形狀不規(guī)則顆粒。

圖1 7075鋁合金粉末的SEM形貌

表1 7075鋁合金粉末的化學(xué)成分

1.2 熱擠壓法制備7075鋁合金棒材

將7075鋁合金粉末裝入包套，用THP-60A油壓機(jī)在400 MPa 壓力下冷壓成形，保壓10 s，得到直徑為30 mm、高25 mm的圓柱形壓坯。將壓坯與擠壓嘴分別置于電阻爐中，生坯在500 ℃保溫45 min，擠壓嘴在470 ℃保溫30 min，隨后進(jìn)行熱擠壓。在模具和擠壓嘴表面涂上潤(rùn)滑液(45#機(jī)油+石墨)，擠壓比分別為9、16、25、36。熱擠壓空冷至室溫，得到7075鋁合金棒材試樣。

1.3 組織與性能表征

用配有Inca 400能譜儀(EDS)的環(huán)境掃描電鏡(SEM, Quanta 200)和透射電鏡(TEM, FEI TECNAI G2S- TWIN F20)觀察和分析粉末熱擠壓7075鋁合金的顯微組織。用X’pert Powder X射線衍射儀(XRD，Cu Kα，步長(zhǎng)：0.02°)在衍射角2為10°～90°范圍內(nèi)進(jìn)行物相分析。采用配備電子背散射衍射裝置(EBSD)的掃描電鏡對(duì)擠壓態(tài)合金進(jìn)行 EBSD 分析。按照國(guó)標(biāo)GB/T228.1—2010，將熱擠壓棒材制成標(biāo)準(zhǔn)拉伸試樣，采用SANS CMT5105 型微機(jī)控制電子萬(wàn)能拉伸實(shí)驗(yàn)機(jī)進(jìn)行室溫拉伸實(shí)驗(yàn)，沿?cái)D壓方向拉伸，拉伸速度為0.18 mm/min，測(cè)定合金的抗拉強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率，并觀察其斷口形貌。

2 結(jié)果與分析

2.1 物相組成與顯微組織

圖2 不同擠壓比的熱擠壓7075鋁合金棒材內(nèi)第二相的分布

圖3 鋁合金棒材橫截面的SEM圖(a)和XRD譜(b)

表2 擠壓比為36的熱擠壓7075鋁合金的第二相成分

圖4所示為原始7075鋁合金粉末與擠壓比分別為9、16、25和36的擠壓棒材縱截面的XRD譜。由圖4(a)看出有5個(gè)特征衍射峰，分別為α-Al的(111)、(200)、(220)、(311)、(222)晶面衍射峰，與基體α-Al相對(duì)應(yīng)。與7075鋁合金原始粉末相比，熱擠壓合金的衍射峰位置未發(fā)生偏移，但峰強(qiáng)有較明顯且規(guī)律性的變化，即(200)晶面衍射峰強(qiáng)度隨擠壓比增大而增大，這是熱擠壓變形中發(fā)生擇優(yōu)取向的緣故，表明在擠壓合金中出現(xiàn)了織構(gòu)。此外，從圖4(b)所示局部XRD譜可知，7075鋁合金擠壓棒材含有MgZn2相，這與EDS分析結(jié)果一致。

2.2 力學(xué)性能

圖5所示為擠壓比對(duì)熱擠壓7075鋁合金拉伸性能的影響。由圖可見(jiàn)，隨擠壓比增大，擠壓合金的強(qiáng)度小幅提高，伸長(zhǎng)率明顯增大。擠壓比為9時(shí)，棒材的屈服強(qiáng)度為284 MPa，抗拉強(qiáng)度為457 MPa，伸長(zhǎng)率為17.6%。當(dāng)擠壓比增加至36時(shí)，屈服強(qiáng)度為323 MPa，抗拉強(qiáng)度為492 MPa，相比于擠壓比為9的棒材，屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度分別提高13.7%和7.6%，伸長(zhǎng)率從17.6%提高至27.6%。這是由于在較大的擠壓力作用下，粉末受到更大的剪切力作用，使得顆粒表面的氧化膜得到有效的破碎，在熱擠壓過(guò)程中，新鮮表面接觸使得粉末顆粒之間的冶金結(jié)合更加充分，因此合金具有更高的強(qiáng)度與伸長(zhǎng)率。

圖4 7075鋁合金粉末與不同擠壓比的熱擠壓棒材縱截面的XRD譜

圖5 擠壓比對(duì)7075鋁合金拉伸性能的影響

(a) Tensile stress-strain curves; (b) Yield strength, tensile strength and elongation

圖6所示為不同擠壓比的7075鋁合金擠壓棒材拉伸斷口SEM圖。由圖可見(jiàn)，所有擠壓合金的斷裂方式均為韌?脆混合斷裂。斷口在宏觀上表現(xiàn)為沿晶斷裂，微觀上觀察到韌窩，韌窩底部有析出相顆粒，如圖6(b)所示。在擠壓比較小時(shí)，部分粉末顆粒之間結(jié)合不緊密，在承受拉應(yīng)力時(shí)，裂紋首先在晶粒邊界處產(chǎn)生，裂紋不斷擴(kuò)展相互連接，最終斷口在宏觀上表現(xiàn)為沿顆粒邊界的脆性斷裂，同時(shí)微觀上呈現(xiàn)韌性斷裂。隨擠壓比增大，沿晶斷裂的情況有所改善，韌窩數(shù)量增加。從圖6(d)可見(jiàn)，在擠壓比為36時(shí)，韌窩數(shù)量較其他合金明顯增多，沿晶斷裂現(xiàn)象減弱，韌性斷裂特征更加明顯，合金表現(xiàn)出較高的強(qiáng)度與優(yōu)良的 塑性。

圖7所示為擠壓比為36的合金棒材與文獻(xiàn)[13?19]報(bào)道的其他工藝(鑄造、等通道轉(zhuǎn)角擠壓等)制備的7075鋁合金室溫拉伸性能。由圖可見(jiàn)，本文采用粉末熱擠壓直接成形的7075鋁合金具有更好的綜合性能，強(qiáng)度與塑性配合良好。這與其微觀組織密切相關(guān)。本文通過(guò)對(duì)該合金的縱截面進(jìn)行EBSD與TEM分析，從晶粒細(xì)化、位錯(cuò)、大小角晶界等方面對(duì)合金的形貌與微觀組織進(jìn)行深入分析，并研究其強(qiáng)化機(jī)制。

2.3 強(qiáng)化機(jī)制

圖8和圖9所示為擠壓比為36的7075鋁合金棒材縱截面的EBSD分析結(jié)果。圖8(a)所示為棒材縱截面晶粒在縱截面法向的取向，可見(jiàn)晶粒沿?cái)D壓方向存在明顯的變形，呈現(xiàn)出大量細(xì)小晶粒與á001?取向的粗大變形條帶相結(jié)合的特點(diǎn)。圖8(b)所示為晶粒尺寸分布圖，從圖中可知，晶粒呈多尺度分布，平均晶粒尺寸為3.25 μm，尺寸為1 μm的細(xì)小晶粒的體積分?jǐn)?shù)約為37%。晶粒多尺度分布有利于提高合金的強(qiáng)度與塑性。其中的細(xì)小晶粒可發(fā)揮晶界強(qiáng)化效應(yīng)，提高合金的抗拉強(qiáng)度，較大尺寸的晶粒具有較高的加工硬化率，在塑性變形過(guò)程中使基體具有良好的協(xié)調(diào)變形能力。晶粒多尺度分布的原因，一方面源于大擠壓比條件下晶粒破碎，另一方面源于熱擠壓過(guò)程中發(fā)生的動(dòng)態(tài)回復(fù)與動(dòng)態(tài)再結(jié)晶。圖8(c)所示為合金在{100}、{110}、{111}晶面的極圖，可見(jiàn)在{100}晶面上極圖強(qiáng)度最高，達(dá)到21.26，與標(biāo)準(zhǔn)極射投影圖相比，該合金為Cube{001}á100?織構(gòu)，這與XRD的分析結(jié)果一致。

圖6 不同擠壓比的7075鋁合金棒材拉伸斷口SEM照片

圖7 擠壓比為36的7075鋁合金棒材與其他工藝制備的7075鋁合金[13?19]力學(xué)性能對(duì)比

圖8 擠壓比為36的熱擠壓7075鋁合金棒材縱截面的EBSD分析結(jié)果

(a) Inverse pole figure; (b) Grain size distribution; (c) Pole maps

作為高層錯(cuò)能金屬，通常被認(rèn)為在熱塑性變形時(shí)主要發(fā)生動(dòng)態(tài)回復(fù)，極少出現(xiàn)動(dòng)態(tài)再結(jié)晶(continuous dynamic recrystallization, CDRX)[20?21]。但從圖9(a)看出，鋁合金在熱擠壓過(guò)程中不僅發(fā)生動(dòng)態(tài)回復(fù)，也發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，圖9(b)所示統(tǒng)計(jì)結(jié)果表明再結(jié)晶晶粒的面積分?jǐn)?shù)為65.6%。圖9(c)和(d)分別為晶界圖和晶界取向統(tǒng)計(jì)圖，黑色為晶界角度大于15°的大角度晶界(high-angle grain boundaries, HAGBs)，所占比例為64%；綠色為晶界角度2°～15°的小角度晶界(low-angle grain boundaries, LAGBs)，所占比例為36%。由圖可見(jiàn)，變形晶粒與亞晶粒附近大部分為小角度晶界，再結(jié)晶晶粒附近多為大角度晶界。圖10所示為合金中的析出相及其周?chē)奈诲e(cuò)分布。7075鋁合金中主要的合金元素Zn、Cu、Mg，一部分以溶質(zhì)原子的形式固溶于鋁基體中，一部分以MgZn2等析出相的形式存在。從圖中可知在析出相和晶界周?chē)桩a(chǎn)生位錯(cuò)塞積，位錯(cuò)密度較高，為動(dòng)態(tài)再結(jié)晶提供能量，促進(jìn)動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的進(jìn)行。

圖9 擠壓比為36的7075鋁合金棒材縱截面的EBSD分析結(jié)果

(a) Recrystallization diagram; (b) Number of recrystallization grain, substrctured grain and deformed grains; (c) Grain boundary misorientation distribution map (black represents HAGBs (＞15°), green represents LAGBs (2°?15°)); (d) Grain boundary orientation

圖10 擠壓比為36的7075鋁合金棒材縱截面組織中的位錯(cuò)分布TEM照片

圖11所示為7075鋁合金擠壓棒材縱截面的EBSD平均取向差(Kernel average misorientation, KAM)圖與局部取向差(local misorientation, LocMis)分布圖。局部取向差的區(qū)域?yàn)榫G色，局部取向差越大，表明該區(qū)域位錯(cuò)密度越高。由圖可見(jiàn)，粗大的變形條帶內(nèi)部位錯(cuò)密度較低，亞晶粒與變形晶粒區(qū)域(即晶粒尺寸較小的位置)的局部取向差較大，具有較高的位錯(cuò)密度，這是由于細(xì)晶區(qū)域附近存在較多的位錯(cuò)塞積，在拉伸過(guò)程中，位錯(cuò)塞積產(chǎn)生的應(yīng)力集中會(huì)加速裂紋的萌生與擴(kuò)展。

從以上分析可知，粉末熱擠壓法制備的7075鋁合金棒材具有較高的綜合力學(xué)性能是細(xì)晶強(qiáng)化、位錯(cuò)強(qiáng)化、第二相強(qiáng)化與固溶強(qiáng)化機(jī)制綜合作用的結(jié)果。對(duì)擠壓比為36的合金強(qiáng)化機(jī)制進(jìn)行理論計(jì)算。

圖11 擠壓比為36的鋁合金棒材縱截面的EBSD結(jié)果

(a) KAM image; (b) Local misorientation map

1) 細(xì)晶強(qiáng)化

熱擠壓鋁合金的微觀組織由部分超細(xì)晶粒與微米級(jí)晶粒組成，平均晶粒尺寸為3.25 μm，根據(jù)Hall-Petch公式[22]：

式中：GBS為細(xì)晶強(qiáng)化對(duì)合金屈服強(qiáng)度的貢獻(xiàn)值，MPa；0為常數(shù)，反映晶內(nèi)對(duì)變形的阻力，對(duì)于7075鋁合金而言，0取20 MPa；為常數(shù)，表征晶界對(duì)強(qiáng)度的影響程度，取0.12 MPa?m1/2 [23]；為晶粒的平均直徑，3.25 μm。由式(1)計(jì)算出晶粒細(xì)化對(duì)屈服強(qiáng)度的增量為86.56 MPa。

2) 位錯(cuò)強(qiáng)化

目前普遍認(rèn)為位錯(cuò)強(qiáng)化機(jī)制與位錯(cuò)的交互作用相關(guān)[24]。隨著塑性變形的進(jìn)行，位錯(cuò)密度不斷提高，位錯(cuò)在運(yùn)動(dòng)過(guò)程中產(chǎn)生位錯(cuò)割階、纏結(jié)等障礙，阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)，引起變形抗力增加，其宏觀表現(xiàn)即為合金的加工硬化。位錯(cuò)強(qiáng)化作用采用Taylor模型[25]進(jìn)行表征：

3) 第二相強(qiáng)化

從擠壓鋁合金的組織分析可知，在熱擠壓過(guò)程中，原本固溶于鋁基體的合金元素大量脫溶析出，析出相主要為MgZn2，圖12(a)為熱擠壓態(tài)合金中MgZn2析出相分布的TEM圖，對(duì)析出相的尺寸和析出相間距進(jìn)行測(cè)量，取平均值。由于MgZn2相尺寸較大、硬度較高，因此適用于位錯(cuò)繞過(guò)機(jī)制，即Orowan強(qiáng)化機(jī)制[27]。圖12(b)、(c)、(d)所示為擠壓比為36的鋁合金室溫拉伸斷口的TEM圖像，白色圈內(nèi)為MgZn2析出相，由圖可見(jiàn)，經(jīng)過(guò)室溫拉伸變形后，析出相周?chē)霈F(xiàn)高密度位錯(cuò)，塑性變形過(guò)程中析出相阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)。位錯(cuò)遇到硬度較高、尺寸較大的析出相，通過(guò)位錯(cuò)繞過(guò)機(jī)制完成第二相強(qiáng)化。鋁合金常用的第二相強(qiáng)化模型如下[28]：

(a) Extruded alloy; (b), (c), (d) Tensile fracture of extruded alloy

式中：和分別為析出相的平均尺寸和析出相粒子的有效間距，根據(jù)圖12(a)，和分別為0.14 μm和0.35 μm；為泰勒因子，取值3；為剪切模量，GPa，取值26 GPa；為柏氏矢量，=0.286 nm。由式(3)計(jì)算出第二相強(qiáng)化產(chǎn)生的屈服強(qiáng)度增量為81.26 MPa。從式(3)看出第二相的數(shù)量與大小決定合金強(qiáng)化作用，析出相數(shù)量越多，尺寸越小，位錯(cuò)繞過(guò)第二相消耗的能量越多，合金強(qiáng)度越高。

4) 固溶強(qiáng)化

由溶質(zhì)原子與位錯(cuò)之間的交互作用引起屈服強(qiáng)度提高的現(xiàn)象稱為固溶強(qiáng)化。固溶強(qiáng)化可用Labusch- Nabarro模型[29]進(jìn)行表征：

式中：C為固溶原子的濃度；b和G分別為固溶原子的原子半徑與剪切模量；為常數(shù)，鋁合金取246 MPa；為常數(shù)，取值范圍9～16。7075鋁合金中的溶質(zhì)原子主要為Mg、Zn、Cu，但并不是所有元素都固溶于基體，部分元素以第二相MgZn2的形式析出。SHAERI等[15]假設(shè)所有的溶質(zhì)原子均固溶于7075鋁合金基體中，計(jì)算出擠壓態(tài)7075鋁合金的最大固溶強(qiáng)度為52 MPa。在本文中，實(shí)際測(cè)得擠壓合金的屈服強(qiáng)度為323 MPa，細(xì)晶強(qiáng)化、位錯(cuò)強(qiáng)化和第二相強(qiáng)化等3種強(qiáng)化機(jī)制總的理論強(qiáng)化值為289.39 MPa，由此可知固溶強(qiáng)化帶來(lái)的屈服強(qiáng)度增量約為33.61 MPa。

綜合以上分析，擠壓鋁合金的理論屈服強(qiáng)度為：

其中細(xì)晶強(qiáng)化、位錯(cuò)強(qiáng)化與第二相強(qiáng)化的貢獻(xiàn)較大。

3 結(jié)論

1) 采用粉末熱擠壓法，在擠壓溫度為在500 ℃，擠壓比分別為9、16、25、36條件下制備7075鋁合金棒材。擠壓過(guò)程中，伴隨第二相MgZn2的大量析出，且隨擠壓比增大，顆粒間的冶金結(jié)合更加充分，第二相分布更均勻。

2) 隨擠壓比增大，鋁合金的抗拉強(qiáng)度與伸長(zhǎng)率提高。在擠壓比為36時(shí)，合金具有最佳的綜合力學(xué)性能，屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度分別為323 MPa和492 MPa，同時(shí)伸長(zhǎng)率達(dá)到27.6%，斷裂方式為韌?脆性混合斷裂。

3) 擠壓比為36的7075鋁合金棒材的強(qiáng)化機(jī)制為細(xì)晶強(qiáng)化、位錯(cuò)強(qiáng)化、第二相強(qiáng)化與固溶強(qiáng)化的綜合作用，其中細(xì)晶強(qiáng)化、位錯(cuò)強(qiáng)化與第二相強(qiáng)化的貢獻(xiàn)較大。

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Microstructure and mechanical properties of powder hot extruded 7075 aluminium alloy

JING Cuiru, ZHANG Jiantao, WEN Liping, XIAO Zhiyu

(National Engineering Research Center of Near-Net-Shape Forming for Metallic Materials,South China University of Technology, Guangzhou 510640, China)

7075 aluminum alloy bar was prepared by powder hot extrusion method. The microstructures of the alloy bar were examined by scanning electron microscopy (SEM), transmission electron microscopy (TEM), and X-ray diffraction (XRD). In addition, the tensile properties of the samples were also tested. The influences of the extrusion ratio on the microstructure and mechanical properties of the bar were investigated, and the strengthening mechanism was calculated in theory. The results show that a large number of second phase MgZn2precipitates are desolventized and precipitated during hot extrusion at 500 ℃ with extrusion ratios of 9, 16, 25, and 36. With increasing extrusion ratio, the metallurgical bonding between the powder particles becames more sufficient, and the tensile strength and elongation of the alloy increase continuously. A high tensile strength of 492 MPa with an elongation of 27.6% is obtained at an extrusion ratio of 36. The fracture mode is a ductile-brittle-bonding fracture. The strengthening mechanism is the combined action of fine-grain strengthening, dislocation strengthening, second phase strengthening and solution strengthening.

powder hot extrusion; 7075 aluminium alloy; microstructure; mechanical property; strengthening mechanisms

10.19976/j.cnki.43-1448/TF.2021092

TB331

A

1673-0224(2022)02-140-11

廣東省重大科技攻關(guān)項(xiàng)目(2019B010942001)；國(guó)家自然科學(xué)基金資助項(xiàng)目(51627805)

2021?11?06；

2021?12?27

肖志瑜，教授，博士。電話：13922266121；E-mail: zhyxiao@scut.edu.cn

(編輯 湯金芝)