零度温度轧制和过时效处理对AA6061合金性能的影响

工程科学与技术，国际期刊22（2019）359完整文章过时效和低温轧制对AA6061合金Souriddha Sanyala，b，Sunday，Subhranshu Chatterjeec，Sumit Chabric，d，Nandagopal Bhowmikc，ArijitSinhaa，Sunday博士M. N. Dastur材料科学与工程学院，印度工程科学与技术学院，Shibpur，Howrah 711103，印度b印度理工学院冶金与材料工程系，Kharagpur，Kharagpur 721302，印度c印度工程科学与技术学院冶金与材料工程系，Shibpur，Howrah 711103，印度d印度加尔各答纳鲁拉理工学院机械工程系，邮编：700109阿提奇莱因福奥文章历史记录：收到2018年2018年9月17日修订2018年10月4日接受2018年10月24日在线提供保留字：Al-Mg-Si合金过时效形变热处理应变硬化指数加工硬化率强塑性平衡A B S T R A C T本研究的目的是通过连续组合的多道次轧制近零度温度和时效硬化的微观结构，以实现强度和塑性之间的平衡AA6061合金。在研究的初始阶段，观察到受控的过时效可以在合金中诱导大量的延展性（断裂伸长率，TE~17%），中等强度（屈服强度~143 MPa，极限抗拉强度~272 MPa）。因此在为了在强度、延展性和应变硬化之间获得相当大的平衡，该合金经受不同顺序的零下温度轧制和过时效。形变热处理引起的塑性和加工硬化的增强可以归因于晶粒细化、析出和动态回复的综合作用。低温轧制可使晶粒细化和拉长，而过时效处理则有利于Mg2Si析出相的粗化和回复。形变热处理也导致位错在显微组织中的扩散。它们与细晶粒的相互作用导致更高的强度（最大屈服强度~318 MPa和最大极限拉伸强度~322 MPa），而粗晶粒有助于它们的流动以保持足够的延展性。©2018 Karabuk University. Elsevier B.V.的出版服务。这是CCBY-NC-ND许可证（http://creativecommons.org/licenses/by-nc-nd/4.0/）。1. 介绍AA 6061是一种可时效硬化的铝（Al）合金，含有镁（Mg）和硅（Si），除了重量轻之外，还具有良好的强度和可成形性[1该合金的机械性能可以通过热机械处理的方式优化，通过几种强化机制，如沉淀硬化、晶粒细化和位错密度的提高[2，3，8，9]。所有这些机制都涉及可动位错与基体中某些不规则应变场的相互作用对严重塑性变形（SPD）技术如等径角挤压（ECAP）、累积叠轧 焊 （ ARB ） 、 高 压 扭 转 （ HPT ） 、 搅 拌 摩 擦 加 工 / 焊 接（FSP/FSW）等进行了广泛的研究的精制*通讯作者。电子邮件地址：souriddha. iitkgp.ac.in（S.Sanyal），arijit@ matsc. iiests. ac.in（A.Sinha）。由Karabuk大学负责进行同行审查多晶材料的微观结构以强化相同[10在最近的一项研究中，Niranjani等人还比较了在低温和室温下轧制对AA 6061强度的影响[19]。早期研究还表明，低温轧制和室温退火也可用于通过在Cu、Ni、Al和AA5083、AA 2219合金中形成超细晶粒显微组织来提高强度[20然而，合金的严重变形可导致延展性的广泛损失，这影响了该合金在许多应用中的加工和性能。此外，SPD技术和低温轧制可能是相当昂贵的，由于高维护仪器设置。希望在强化过程中尽可能地保持AA6061合金的延展性（或可成形性）主要目标应该是通过具有成本效益的加工路线，以最小的延展性牺牲获得合理的强度合金的合理加工硬化响应对于某些应用也是必要的，如汽车和航空航天工业[27]。考虑到上述要求，目前已经进行了各种组合和顺序的时效和零下温度（~-20°C）轧制。https://doi.org/10.1016/j.jestch.2018.10.0032215-0986/©2018 Karabuk University.出版社：Elsevier B.V.这是一篇基于CC BY-NC-ND许可证的开放获取文章（http://creativecommons.org/licenses/by-nc-nd/4.0/）。可在ScienceDirect上获得目录列表工程科学与技术国际期刊杂志主页：www.elsevier.com/locate/jestch360S. Sanyal等人/工程科学与技术，国际期刊22（2019）359~-~-表1AA6061合金的成分详情MgSiFeCuZnTiMNCR别人Al1.20.80.30.40.250.10.150.350.05平衡研究了它们对AA6061合金强度、塑性和加工硬化特性的影响研究发现，过时效处理能在很大程度上提高合金的塑性，而在零度以下轧制，晶粒细化，位错密度增加，强度也能得到提高。因此，这两种工艺的组合的影响的显微组织和力学性能的关系进行了研究。2. 材料和方法2.1. 处理铸态Al-Mg-Si（AA 6061）合金样品的详细组成示于表1中。通过在530 °C固溶1小时均质化，然后加入冰-盐水（20 °C）淬火。然后将它们在180 °C下老化0.5、1、3、5、10、15、18和20小时，并再次在冰-盐水中淬灭。对这些样品进行显微硬度测试，以找出峰值时效时间和过时效的开始。拉伸试验的过老化样品在韧性方面显示出有希望的结果。该过老化时间随后被考虑用于进一步处理和表征。未变形样本（T6）的过老化条件也被选择用于变形样本（T8和T9），以确保开始过老化以及所有条件之间的良好可比性。通过改变时效和低温轧制的顺序，对样品进行了三种类型的形变热处理。将试样间歇地浸没在冰-盐水中，在每次轧制之间保持零度以下的温度（20 °C）。在两种不同的厚度减小率下进行轧制，即中等的25%和严重的85%，并在180 °C下过时效18小时。本研究中使用的各种热机械处理（图1）及其相应缩写见表2。2.2. 表征用不同等级的砂纸对合金试样进行抛光，然后用氧化铝磨料浆进行布抛光。使用LECO LM 100（LECO Corporation，Lakeview Ave，Saint Joseph MI，USA）维氏显微硬度测试仪，使用100 gf载荷和15s停留时间测量合金样品的显微硬度。使用Hitachi S-3400 N扫描电子显微镜（SEM）（Hitachi Science Systems，Ltd.，日本）。通过X射线衍射（XRD）技术使用D8高级衍射仪（Bruker Corp.，Karlsruhe，Germany）与CuKa辐射进行比较，使用标准JCPDS数据的峰。样本被...用 Metatech ， Electropol （ MetatechIndustries ， Pune ，Maharashtra，India）用Keller试剂在3A电流下抛光15秒，并在0.5A电流下蚀刻10秒，表2本研究中使用的样品及其缩写的热机械处理。样品名称治疗T6在530 °C下溶解1小时，然后在180 °CT8-25在530 °C下固溶1小时，然后在零下温度下变形25%，然后在180 °CT8-85在530 °C下固溶1小时，然后在零下温度下变形85%，然后在180 °CT9-25在530 °C下固溶1小时，然后在180 °C下时效18小时，然后在零下温度下变形25%T9-85在530 °C下固溶1小时，然后在180 °C下老化18小时，然后在零度以下温度Fig. 1. AA6061合金的热机械加工程序。S. Sanyal等人/工程科学与技术，国际期刊22（2019）359361~~Göttingen，Germany）.使用ImageJ软件包分析不同样品的显微结构以找出晶粒尺寸。使用通过材料传播的超声波评估样品的弹性模量 （ E ） [28] 。 使 用 INSTRON 8801 （ Liberty Street ， GroveCity ， PA 16127 ， USA ） 轴 向 伺 服 液 压 控 制 的 通 用 试 验 机 以lmm/min（大约）的十字头速度在本研究中，按照ASTM B557M标准制备了一个子尺寸拉伸试样用扫描电镜对断裂试样的断口3. 结果3.1. 过度老化的影响3.1.1. 显微硬度试验图2（a）显示了不同时效时间的AA6061合金样品的显微硬度值。合金的峰值时效时间约为900 min（15 h）。沉淀相Mg5 Si6[9，29]的分布限制了位错的流动，直到它们在一定的应力水平下切穿沉淀物，开始屈服。随着合金进一步时效1080 min（18 h）等，析出相变得不连贯和粗化，导致其不均匀分布。结果，显微硬度劣化。对该样品进行拉伸试验（过时效18 h），以进一步了解过时效对机械性能的影响。3.1.2. 拉伸试验图2（b）给出了拉伸试验中获得的过时效样品（T6）的拉伸（工程）应力-应变曲线该样品具有243.5MPa的中等屈服强度（YS）和271.6MPa的极限拉伸强度（UTS）。然而，有相当大的延展性，均匀延伸率（UE）为8%，断裂伸长率为17%。这种性能的原因可以归因于基体晶粒和沉淀颗粒的粗化。从情节来看，加工硬化反应似乎也相当不错。该结果的详细信息及其显微结构分析见下文第3.2节。然而，通过将其与零度以下温度轧制结合以实现显著强化，进一步利用过时效对延展性增强的这种有希望的贡献。可以认为，不需要采用这种长时效处理（1080分钟）来实现先前冷加工的微观结构（T8）中的峰值强度。然而，延长的热处理（即，老化处理）可以在恢复严重冷加工（在零度以下温度）合金的延展性和应变硬化响应方面非常有利。3.2. 过时效和形变热处理的组合效应3.2.1. 显微硬度测试结果图图3显示了所有加工路线的合金样品的显微硬度值，其中在180 °C下将时效时间保持为1080分钟（18小时）。 合金在变形过程中的加工硬化使得T8和T9处理方案比T6处理方案具有更高的硬化效果（图11）。 3）。T8的硬度低于T9样品的硬度，这可归因于在T8合金的热处理过程中，通过位错的湮灭和重排以及平衡沉淀物的粗化而恢复晶粒[19]。应该注意的是，这些T8样品的强度由于在老化过程中进一步发生的沉淀现象而变形过程通过引入更多作为异质成核位点的缺陷促进进一步沉淀[30]。然而，在T9样品中，合金样品变形后没有任何热处理，允许晶粒细化和加工硬化对这些样品的强度产生协同效应。3.2.2. 相分析使用不同样品的XRD研究沉淀相的演变，如图4所示。通过与标准JCPDS数据库的比较，从XRD图谱中检测到Mg2Si和Al6Mn的平衡非相干沉淀相的存在。在40 °、58 °和73°附近的2h值处存在的峰对应于（2 20）、（4 0 0）和（4 2 2）Mg2 Si的反射（JCPDS ID 01-1192，34-0458）。另一方面，42 °和43°附近的峰分别对应于Al6T6样品对于（200）平面显示出比（111）和任何其它平面更高的峰强度。由于时效处理不涉及任何可以改变材料取向的机制，因此可以方便地假设接收样品（均质化轧制板）本身具有（2 0 0）平面的优先取向进一步的热机械处理已经明显改变了这种取向偏好。然而，这超出了本研究的范围，以调查这种争吵背后的可能机制然而，它可以对沉淀行为产生显著影响，因此，对合金的机械性能产生显著影响，图二、（a）过时效样品在不同时效时间下的显微硬度和（b）拉伸应力与过时效（T6）样品的应变（工程）曲线362S. Sanyal等人/工程科学与技术，国际期刊22（2019）3592p23hs2i1=2hklDpd0其中k是常数（= 0.9），k是X射线波长（对于Cu靶，k= 0.154 nm），D是畴或微晶尺寸，s是晶格应变，h是布拉格角。利用所获得的畴尺寸D的值，使用等式[34]计算样品的近似位错密度（q）：q<$D×b2其中，b是Burgers向量的大小，对于FCCAl合金，. s2= 2是的R.M.S.晶格应变（微应变）菌株）h. s21=2¼。21=2.Ddi和Ddjd-d0j（其中d0是图三. 不同加工路线样品的显微硬度。沉淀相B0、B等优选在{100}族平面上成核[31，32]。从XRD图谱中可以明显看出，大部分变形样品（除了T8-85）具有较高的强度对于沉淀相，比T6样品。这可以被认为是一个验证的理论，变形促进沉淀物的形成，通过提供更多的沉淀物相的形核位置。T8-85中析出相的强度低于其它所有样品，这可能与该样品在形变热处理过程中（2 0 0）织构的抑制对这种反常现象还有另一种可能的解释与85%厚度减少相关的高应变能有助于在进一步热处理期间沉淀相溶解回到Al基体中[19]。然而，在T9样品的情况下，沉淀相的强度变化相对于变形程度是可忽略的，因为沉淀相在材料变形之前已经形成。采用Williamson-Hall（W-H）方法[33]从XRD曲线中找出磁畴尺寸，以最终估计样品中的位错密度假设颗粒尺寸和晶格应变对谱线展宽的贡献彼此独立，则观察到的谱线宽度bhkl（全宽在半最大值处，即，对于每个（hkl）平面的FWHM）由下式给出Bcosh kk4ssinh1退火样品的每个平面的面间距，d是退火样品的每个平面的面间距。根据布拉格定律计算的每个平面的面间距）。 这是公认的，位错密度的配偶-里亚尔对其强度有显著影响[35]。从表3中可以清楚地看出，T9-85样品在所有样品中具有最高的位错密度，这指示最大强度。第3.2.1中的显微硬度结果与这一观察结果一致已进行拉伸试验以确认上述观察结果（第3.2.4节）。由此可以推断，位错-位错交互作用对该合金的强化起着至关重要的3.2.3. 组织分析光学显微照片（图5（晶粒形状和尺寸的变化是轧制过程中厚度减薄以及处理顺序的直接结果。由光学显微镜估计的晶粒尺寸也在表3中给出。T6样品（图5（a））显示出主要由均匀分布的粗等轴晶粒组成的显微组织。在T9样品中，粗晶粒破碎成更细的晶粒：与T9-85样品（图5（d））相比，25%变形的样品（图5（d））显示出更少的变形和晶粒细化。 5（e）），其中晶粒非常细，严重拉长（图中红色箭头标记）。 5（e））。在T8样品中可以看到不均匀微观结构的轻微趋势（因此，表3中晶粒尺寸的误差值高得多），其中粗晶粒与细晶粒共存T8-85中的晶粒比T8-25中的晶粒细得多。此外，25%变形的样品（图5（b）、（c））均以较粗的等轴晶粒（尺寸相似）为主，而85%变形变体的较细的细长晶粒（分别在图5（c）和（e）中用红色椭圆和箭头标记）。后者由于颗粒破碎而具有更细的颗粒（由见图4。 所有样品的XRD曲线（a）和（b）检测沉淀相的放大视图。S. Sanyal等人/工程科学与技术，国际期刊22（2019）359363×表3样品的微晶尺寸和位错密度，如从XRD获得的，以及晶粒尺寸，如从OM获得的。材料来自XRD（近似值）关于OM图5（e）插图中的红圈）。显然，与厚度减少25%的情况相比，在厚度减少85%的情况下破碎的程度更显著。然而，在时效期间（轧制后）提供的热能晶粒尺寸D（nm）位错密度q（1014m-2）粒度（lm）在T8处理时间表中允许相应的样品通过湮灭和重排来恢复大部分的颗粒T6 85 4.17 48 ± 9T8 25 71 4.98 39 ± 8T8 85 58 6.18 21 ± 14*T9 25 52 6.87 35 ± 7T9 85 43 8.36 11 ± 4*错位。这可能是其显微组织中等轴和细长晶粒的非均匀分布的主要原因。在T9-25样品中也有痕量的粗颗粒，这可能是由于在热节期间发生的标称动态恢复*较短的尺寸被认为是细长的晶粒。化学处理此外，与T8-85中的广泛伸长的晶粒相比，T8-85中的晶粒伸长较少（图5（c））。图五、（a）T6、（b）T8-25、（c）T8-85、（d）T9-25和（e）T9-85合金样品的显微组织的光学显微镜图像364S. Sanyal等人/工程科学与技术，国际期刊22（2019）359见图6。 (a)热机械处理的AA 6061样品的拉伸（工程）应力-应变图和（b）加工硬化率-真应变图。表4不同试样的YS（ry）、UTS（ru）、UE、TE、弹性模量（E）和加工硬化指数（n1，n2）材料ry（MPa）ru（MPa）UE（%）TE（%）E（GPa）n1n2T62432728.4116.9470.60.058930.10500型号：T8-252512676.6613.2871.90.039650.07013T8-852612693.515.1264.50.03812–公司简介2932982.127.6368.40.055110.03311T9-853183221.012.5469.10.045480.05073T9-85（图5（e）），证实了先前样品中的回收率。3.2.4. 拉伸试验结果从拉伸试验中得到的拉伸（工程）应力-应变曲线如图所示。 6（a）. 加工试样的加工硬化响应的比较研究以加工硬化率与真应变图的形式呈现在图1中。 6（b）. 强度的变化与第3.2.1中所示的显微硬度的变化相同。T6样品具有最低的YS，但具有扩展的加工硬化区。这包括高延伸率（UE和TE）和适当的强度增加。这种低屈服强度、高抗拉强度和大韧性的材料是金属加工的理想T8-25样品由于增加的沉淀以及位错密度的增加而具有更高的YS（参见表3）。但这种强化是以牺牲延性和UTS为代价的（见表4）。T9-85试样具有最高强度（YS和UTS），这是由于晶粒细化和拉长、硬质析出相和高位错密度所致。然而，已经发现延展性以及加工硬化的趋势这是因为在零度以下的温度下，在塑性变形期间，高应变能已经在该样品中积累T9-25的流动曲线与T9-85相似，但强度稍低，该T8 -85样品显示了稳定的响应，从一个体面的YS水平开始，随着一个中等均匀的伸长率加工硬化。当合金对增加的载荷的反应至关重要时，T8-85被证明是强度和延展性方面的更好选择。在该样品中，颈缩和因此断裂的开始T8样品相对于它们的T9对应物的改善的延展性和加工硬化响应可以归因于合金的软化，该在轧制后的T8样品的热处理过程中，通过释放储存的应变能来恢复加工硬化过程中的延展性损失流动曲线的非线性加工硬化部分（真应力与应变）。 真应变）在图。 6（b）遵循Hollomon关系：r<$Ken;其中r是真实应力，e是真实应变，n是应变硬化（或加工硬化）指数，K是常数。根据图7中log（r）v/s log（e）曲线的斜率，计算出加工硬化指数，并列于表4中。这些图还表示合金样品的加工硬化响应的变化程度。“n”值的变化表示硬化行为的变化，其指示合金中的主要变形机制。除了对应于T8-85的曲线之外，所有曲线都反映了其斜率的可见变化。T6和T8-25在一定量的应变后显示出“n”值的上升，而T9-25样品显示出下降。虽然T9-85的“n”增加，但其量可忽略不计，因此可以认为与其T8对应物一样保持恒定。这表明T8和T9的大变形（厚度减少85%）样品在拉伸试验期间遵循单一硬化模式。而T6或25%变形的样品在试验期间改变了它们的硬化模式。T9-25示出了“n”值的下降，这可能是在零度以下温度轧制和拉伸测试期间在重应变下沉淀相破碎的结果。但目前的调查无法证实这一点。参照对于XRD结果，T8-85没有任何次级变形模式也可能与该样品中存在的少量沉淀相有关。3.2.5. 断口形貌图8所示的失效拉伸样本的断裂面具有与样本韧性相关的明显特征。T6（图8（a））样品的断裂表面显示出存在大量凹坑状微孔。这些微孔清晰可见，几乎可以忽略不计的聚结趋势。此外，在断裂表面上没有明显的裂纹。所有这些特征都表明是韧性断裂。拉伸结果还表明第3.2.4中该样品具有高延展性。S. Sanyal等人/工程科学与技术，国际期刊22（2019）359365见图7。 热机械处理的AA 6061样品的log（r）与log（e在图8（b）中，断裂的T8-25样品的表面包含微空隙以及微空隙的聚结特征。 拉伸试验结果也表明，几乎没有小裂纹，这表明延性 在T8-85中（图 8（c））和T9-25（图 8（d））样品中，聚结和裂纹的外观以及这些裂纹的长度增加。这表明延展性进一步下降T9-85（图8（e））样品的断裂光亮的断口和准解理断口表明试样的脆性增强，图1中的应力-应变曲线也表明了这一点。 六、3.2.6. 加工硬化响应维氏显微硬度试验（第3.2.1节）的硬度值和使用超声波支柱获得的弹性模量计算并绘制所有样品的H/E比（图1）。9（a））。该比率指示不同热机械处理样品的硬化响应[36，37]。 从样品的显微硬度测试获得的压痕轮廓如图所示。图9（b）-（f）进一步建立合金样品的硬化响应。 图T6和T8-25的图9（b）和图9（c）分别显示出非常小的堆积趋势，表明在通过压头加载期间流动良好。这表明，这些合金样品在应变调节方面仍然具有良好的响应，这基本上是从前面讨论的拉伸试验结果T8-85（图） 9（d））通过显示更多的堆积来指示硬化的趋势，这指示材料对塑性流动的阻力。图中的T9-25样品图9（e）示出了大量的堆积，表明强度急剧上升。T9-85（图9（f））样品显然是最应变硬化的，图像验证了从拉伸试验中获得的结果，如图9（f）所示。 六、366S. Sanyal等人/工程科学与技术，国际期刊22（2019）359见图8。 （a）T6、（b）T8-25、（c）T8-85、（d）T9-25和（e）T9-85样品的断口图像。4. 讨论AA6061合金的析出硬化主要是由Mg5Si6等共格纳米析出相的析出引起的[29]在其鼎盛时期。这些沉淀相在Al的基体相中产生高应变能区在施加载荷的情况下，可动位错的流动在这些高应变能区被阻碍，并提供了对变形的阻力，从而提高了强度。当载荷增加时，在一定的外加应力水平下，位错穿过这些沉淀相并导致屈服的开始。然而，当沉淀相较大且不连贯时，位错不再能够穿过它们，而是向外弯曲，从而在它们周围产生位错环。这些环产生更大的应变场，这增加了位错弯曲并继续流动所需的应力量，导致合金硬化。这是当材料过时效和平衡金属间相，如Mg2Si[38]，Al6Mn[19]等等。AA6061合金中的沉淀物，如图所示。 四、晶粒细化增加了位错运动路径上的晶界数量，这些晶界也充当高应变能区，并通过阻碍这些线缺陷的流动来增加强度。如果合金的微观结构高度变形，则位错密度增加。因此，从位错相互作用堆积的可能性也增加。这些堆积最终阻止了位错的进一步流动，从而强化了合金。最初，在T6的情况下，合金样品过时效，实现了良好延展性与中等强度的组合（图3）。从结果中可以得出结论，由粗基体晶粒（图5）、过时效析出相（图4）和低位错密度（表3）组成的显微组织有助于这种性能。拉伸试验期间加工硬化指数的逐步增加（表4）表明，沉淀相的影响在T6样品中至关重要。当在均匀化和过时效之间进行低温塑性变形时，如T8样品的情况，析出特性会发生变化，根据变形的程度 高度变形的合金显示出减少的沉淀程度（图11）。4）。原因可能是双重的。首先，85%变形的样品显示出（200）取向的抑制迹象。在不研究导致这种趋势的机制的情况下，可以有把握地得出结论，这对该合金的沉淀物分布有直接影响，因为主要沉淀相如b0-Mg 5Si 6，b-Mg5Si6，Mg2Si更倾向于在{100}面族上形核[31，32].表征表面上{1 0 0}族平面的不可用性可能抑制了对应于所述沉淀相的峰的出现。其次，在早期文献中也已经报道，均质化之后和老化之前的变形有助于成核簇中存在的元素溶解回基体中[19]。这可以从T9-85样品的观察结果（图4）中得到验证，其中沉淀相的强度没有显著降低。除了沉淀行为外，T8序列还影响样品的位错密度（表3）和晶粒结构（图5）。作为时效处理的一部分提供的热能通过协助相反位错的湮灭和相似位错的重排来帮助晶粒的恢复。这种机制增加了过时效在恢复一些在零下温度塑性变形过程中损失的延展性方面的影响（图11）。 6和表4）。T9序列只是T6样品的广泛塑性变形因此，T6样品的拉伸结果（图3）以某种方式预测了T9样品在轧制过程中的响应。T9样品的行为相当简单，因为在这些情况下，变形的程度决定了强度的增加和延展性的降低（图1）。 6和表4）。然而，它可以从Hollomon图中观察到（图1）。 7），在T8和T9中，85%变形的样品具有恒定的加工硬化指数，与T6或两种变体的25%变形的样品形成对比。这表明，当样品被广泛变形时，硬化模式是奇异的，在所有可能性中，这是位错-位错相互作用。这两个样品中唯一的共同因素是位错密度增加，这一事实验证了这一理论。然而，如前所述，T6或25%变形样本的情况并非如此S. Sanyal等人/工程科学与技术，国际期刊22（2019）359367~~~~~~~~~~~~图9.第九条。（a）不同样品的H/E比和（b）T6、（c）T8-25、（d）T8-85、（e）T9-25和（f）T9-85合金样品的压痕轮廓其中沉淀相起主要作用。尽管如果T8合金样品经受其各自的峰值时效条件（考虑到在T8序列期间提供的预应变量，峰值时效条件会低得多），可以说可以实现更高的强度，但是其不会允许发生过度时效的效应，过度时效的效应在严重变形的样品中逐渐注入延展性。此外，热机械处理似乎足以超过常规冷轧（室温）的效果（对于20%的厚度减少：YS 220MPa，UTS 255 MPa，UE12%;对于60%的厚度减少：YS 240 MPa，UTS 300 MPa，UE 8%）或冷轧-峰值时效处理的组合（对于20%的厚度减少：YS 260 MPa，UTS 300 MPa，UE 16%;对于60%的厚度减少：YS 280 MPa，UTS310 MPa，UE9%）Mirzakhani和Mansourinejad[39]报告的AA 6061合金的强度-延展性平衡。5. 结论采用不同顺序的过时效处理和低温轧制，研究了AA6061合金的显微组织演变和相应的力学性能变化。根据上述观察和讨论，从目前的调查中可以得出以下结论。1. 可以采用沉淀硬化、晶粒细化和增加的位错密度的组合来获得合金AA6061的强度和延展性之间的平衡。可以设计时效硬化和变形（轧制）的顺序以获得各种组合强度、延展性和加工硬化响应。368S. Sanyal等人/工程科学与技术，国际期刊22（2019）3592. 过时效可以有效地用作提高合金的塑性和加工硬化的方法在这方面，强度的损失可以用其他加工技术补偿，在这种情况下，如零下温度塑性变形。3. 变形过程中位错在合金中的积累使得T9和T8工艺路线比T6工艺路线具有更高的硬化效果然而，位错的消除和晶粒的回复在热处理过程中促进T8样品的强度较低，但较高的加工硬化和延展性，比T9样品。4. 与相对适中的变形（25%）相比，更严重的变形（85%）对合金强度的影响在T9时间表中似乎比在T8时间表中更显著。这突出了过时效处理对在T8时间表中变形后诱导晶粒恢复效应5. 在均匀化和时效（T8-85）之间施加的大变形对合金的沉淀顺序起抑制作用对这一现象可以有两种解释(i) 抑制作为沉淀相的惯习面的{100}面，（ii）在塑性变形期间储存的应变能有助于在热处理期间存在于沉淀团簇中的元素溶解回到基体中。6. 这种合金的强度是由于位错密度的提高。延展性由晶粒尺寸及其在显微组织中的分布决定。沉淀顺序控制该合金的加工硬化响应7. 可通过T9计划获得对结构应用有用的高强度，其中过时效合金具有广泛的塑性变形。另一方面，T6方案产生了适合于进一步金属加工的合金，因为在相应的试样中YS低，延展性高，并且加工硬化响应足够。然而，T8方案与强度-延展性权衡取得平衡，其中变形程度决定合金的强度，更重要的是决定合金的延展性。引用[1] M.- J. Kim，M.-G. 李，K.Hariharan，S.-T. 洪岛-S. Choi，D.Kim等人，铝镁硅合金 在 单 轴 拉 伸 下 的 电 流 辅 助 变 形 行 为 ， Int. J. Plast. 94 （ 2017 ） 148https://doi.org/10.1016/j。ijplas.2016.09.010网站。[2] PKA 巴布，M.R.Saraf，K.C.沃拉山口王文生，热锻铝合金的锻造性能研究，北京，2001今天Proc. 5（2018）11950https://doi.org/10.1016/j.matpr.2018.02.169[3] V.K.巴恩瓦尔河Raghavan，A. Tewari，K. Narasimhan，S.K.刘晓波，显微组织和织构对铝合金板材成形性能的影响，北京：机械工业出版社。Sci. Eng. 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