界面是影响镁基复合材料综合性能的关键因素, 如何进行界面调控一直是镁基复合材料的研究热点。本文围绕镁基复合材料三种界面结构类型(共格界面、半共格界面和非共格界面), 针对影响界面性能的两个关键问题(界面润湿性和界面反应), 综述了界面优化方案的研究进展, 提出了实现良好界面结合的界面结构设计与调控准则: 良好润湿性与轻微界面反应。针对镁基复合材料的界面性能提升, 可以考虑添加稀土元素, 起到净化界面、改善润湿性的作用; 根据工程需要选择基体和增强体, 得到某方面性能优异的复合材料; 开发新的增强体表面涂层, 充分提高界面结合能力; 通过第一性原理等计算模拟方法, 深入探究界面结构与界面性能之间的关系。

自1960年代以来, 全球持续开展了铝基复合材料研究, 研发了损伤容限型、耐蚀型、高强型、耐热型、低膨胀型等一系列高性能铝基复合材料。这些复合材料已应用于航空、航天、电子和交通领域。然而, 与传统金属材料和树脂基复合材料相比, 目前高性能铝基复合材料的应用市场仍然很小。本文综述了高性能铝基复合材料在增强体、铝基体、制备方法、组织、性能和应用等方面的进展, 讨论了在原材料、工程化、质量稳定性、性能数据、成本、应用和材料研制等方面存在的问题, 从应用基体研究、材料研制、工程化、应用等方面展望了未来发展方向。高性能铝基复合材料的未来发展方向包括提升原材料质量、改善工艺稳定性、降低成本、加强工程化、扩大应用、探索增材制造+模锻技术及研制新一代纳米增强和纳米/微米混杂增强铝基复合材料。

铝合金是一种重要的轻质金属结构材料，广泛应用于航空航天和交通运输等领域。行业的快速发展对铝合金零件的服役性能和制备过程都提出了更高的要求，传统减材制造已难以满足对铝合金零件高效敏捷、绿色环保的制备要求。增材制造作为一种新兴的快速成形技术，为铝合金零件的制备提供了一个崭新的思路。然而，由于增材制造的工艺特点和铝合金的本征性质，通过增材制造技术制备的中高强铝合金零件中易形成诸多缺陷，严重损害其力学性能，限制其实际生产应用。本文综述了增材制造中高强铝合金零件中的缺陷类型及其成因，并从优化工艺参数、合金成分和添加形核剂三个方面，重点讨论了目前消除增材制造中高强铝合金零件中缺陷，改善其力学性能的进展及发展趋势，并指出未来改善增材制造中高强铝合金微观组织和力学性能的努力方向应为综合调控工艺参数和合金成分，进一步探索增材制造铝合金的最佳热处理工艺，从而获得高强塑性增材制造铝合金。

高强铝合金因具有高强度、低密度、优异的延展性和抗腐蚀性，成为了航空航天和汽车应用零件最常用的金属材料之一。电弧增材制造技术具有快速原位成形制造复杂结构零部件的能力，非常适用于中型或大型高强铝合金铝部件的制造。本文综合分析了高强铝合金电弧增材制造工艺和设备研发现状、高强铝合金电弧增材的固有属性和缺陷以及主要的性能优化手段，讨论了组织和性能的固有特征和复合增材制造技术对组织和性能的影响。针对电弧增材制造高强铝合金不可忽略的本质冶金缺陷、特征性能需求和多种优化工艺的优劣等问题，提出了电弧增材制造高强铝合金综合评价体系、成分设计和丝材开发、专用热处理制度和复合增材制造技术的协同性等发展方向，以期为电弧增材制造高强铝合金的性能提升和应用推广提供重要参考。

为研究5083铝合金均匀化过程中难溶相含量、种类以及晶粒尺寸的变化, 采用金相显微镜(OM)、扫描电子显微镜(SEM)、能谱仪(EDS)、差示扫描量热仪(DSC)和X射线衍射仪(XRD)对材料组织进行表征。结果表明: 铸态5083铝合金中的难溶相由Al(FeMnCr)相、Al(FeMnCr)Si相和Mg₂Si相组成。使用相图计算对铸态组织成分进行验证, 结果与实验基本吻合。随着温度从460 ℃升高至560 ℃, 导电率先升高后降低。这与组织中的弥散相析出和难溶相溶解有关。均匀化制度为540 ℃/10 h, 560 ℃/10 h时, 难溶相主要以针片状Al(FeMnCr)相为主, Mg₂Si相回溶充分, 面积分数分别为0.730%和0.632%, 未出现过烧组织的同时, 晶内有明显的弥散相粒子析出。因此均匀化温度只有≥540 ℃才能实现5083铝合金凝固组织中部分难溶相的回溶。提高均匀化温度和延长均匀化时间均会增加晶粒尺寸, 当均匀化温度小于540 ℃时, 难溶相变化对晶粒长大影响不大, 当均匀化温度大于540 ℃时, 难溶相回溶的同时平均晶粒直径开始大于140 μm。

激光定向能量沉积增材修复技术具有时间短、效率高、成本低、力学性能好等优点, 具有很大的发展潜力。采用Al-7.5Mg-0.3Sc-0.28Zr作为修复材料对轨道交通用5083-H112铝合金进行激光修复实验, 得到了致密、无缺陷的修复试样, 并对其组织和性能进行研究, 探讨了激光修复铝合金的可行性。结果表明, 熔合线附近过渡区可划分为修复区、部分熔化区、热影响区和母材。修复区为完全等轴晶, 由平均晶粒尺寸为4.95 μm的细晶带和18.34 μm的粗晶区组成。从修复区到部分熔化区再到热影响区的过渡区域, Al元素含量逐渐升高, Mg元素含量逐渐下降, 硬度逐渐下降, 修复后母材未被软化。由于激光增材制造技术的快速凝固, 在熔合线附近的细晶带有较大的应力集中, 由于较小的热输入在部分熔化区、热影响区的残余应力较小。修复试样的屈服强度为（152±2）MPa, 为母材的89.4%；抗拉强度为（305±5）MPa, 为母材抗拉强度的100%；伸长率为（15.5±0.5）%, 为母材的85.2%；断裂发生在强度较弱的母材。高性能的激光修复铝合金是可实现的, 具有广泛的应用前景。

针对工业化生产条件下制备的ϕ250 mm×20 mm和ϕ340 mm×30 mm两种规格的7A36铝合金挤压管材, 开展单级/双级固溶工艺和110~135 ℃下的单级时效-拉伸性能曲线研究, 并采用优选的热处理工艺, 对两种规格管材的拉伸性能进行对比研究。采用差热分析仪测试相转变温度, 利用金相显微镜、扫描电镜和透射电镜进行显微组织与拉伸断口观察。结果表明: 7A36合金管材在优选的热处理工艺下, 其抗拉强度、屈服强度和伸长率分别可达696, 655 MPa和14.0%;相比常规的半连续铸造(direct chill casting, DC)铸锭+大挤压比工艺, 采用锻造铸锭+常规热挤压工艺, 合金管材表现出晶粒和晶界/晶内析出相尺寸更小以及晶界无沉淀析出带(precipitation free zone, PFZ)更窄的组织特征, 该组织特征是影响强度性能的主要原因; 同时, 该合金具有较高的淬火敏感性, 固溶处理过程中, 易在富Fe相附近诱发淬火微裂纹, 显著影响合金管材的伸长率。

采用机械合金化工艺制备AlFeNiCrCoTi_0.5高熵合金粉末, 通过先冷等静压、后等径角挤压的方法制备(AlFeNiCrCoTi_0.5)_p/6061Al复合材料。研究AlFeNiCrCoTi_0.5高熵合金粉末各单质金属间的合金化行为及球磨时间对合金粉末形貌的影响, 分析不同体积分数对(AlFeNiCrCoTi_0.5)_p/6061Al复合材料的组织和性能。结果表明: AlFeNiCrCoTi_0.5金属粉末合金化时间随单质金属的熔点提高而增加, 且金属熔点越高, 其合金化越先进行, 当球磨时间达到70 h时, AlFeNiCrCoTi_0.5金属粉末完全合金化, 形成FCC+BCC的双相固溶体结构。6061Al基体与AlFeNiCrCoTi_0.5高熵合金增强体之间形成元素相互浸渗的过渡层。随着增强体体积分数的提高, 增强体聚集行为加剧, 抗拉强度提高, 塑性降低。当体积分数为10%时, 复合材料获得良好的综合性能, 与6061Al基体相比, 抗拉强度提高21.8%, 伸长率降低7.4%。T6处理后其抗拉强度和伸长率分别为284.05 MPa和11.51%。

电弧增材制造由于其高沉积速率、高材料利用率、低成本以及具有制造大尺寸构件的能力而得到研究人员的广泛关注, 有望广泛应用于镁合金的快速成形。本文概述了电弧增材制造用镁合金丝材的种类及其对丝材的要求, 总结了现今适合于镁合金电弧增材制造用丝材的制备方法, 重点论述了镁合金电弧增材制造工艺的制备技术、基本原理、微观组织及力学性能, 讨论了不同电弧增材制造工艺制备不同镁合金的影响因素, 分析了镁合金电弧增材制造目前可用丝材种类少以及增材制造构件形性尚不可控等问题, 并且在优化电弧增材制造镁合金构件性能和推进应用方面进行了展望。

纯镁具有密度低、减震性能好、生物相容性好等优点，但是强度低。合金化是调控纯镁组织和性能的重要方法。Sn具有熔点低、与Mg的共晶温度高、在Mg中的固溶度大、化学性质稳定和产量大等特点，适合作为合金化元素。本文综述了合金化元素Sn对镁合金组织与性能的影响，由于Sn元素在固/液界面前沿富集、固溶后降低镁基体锥面与基面位错滑移临界分切应力的比值、固溶后提高基体电位、形成Mg₂Sn析出相后阻碍位错和晶界运动、与镁基体构成腐蚀原电池等，可产生晶粒细化、时效硬化和强化、提高塑性、调控腐蚀速率、提高放电效率和放电电位等作用。目前制约Mg-Sn基合金发展的主要问题是时效缓慢、硬度和强度低。未来应发展快速显著时效强化的Mg-Sn基合金、含Sn的高塑性变形镁合金和含Sn的结构-功能镁合金。

材料的轻量化与高强韧性对于实现节能、环保和可持续发展战略具有重要的意义。颗粒增强铝基复合材料由于兼具增强相与基体合金的性能优势，可实现高模量、高强度及高耐热性等，已成为高性能轻合金研发的焦点之一。AlN增强铝基复合材料微观组织设计自由度高，可显著改善铝基复合材料的强韧性，已引起国内外学者的广泛关注。本文综述了AlN增强铝基复合材料力学性能的研究进展，首先介绍了AlN制备方法、界面结构调控、混杂强化与构型化设计对AlN增强铝基复合材料强韧性的影响，从室温与高温强化两方面重点讨论了构型化设计对AlN增强铝基复合材料强韧化效果的影响，然后指出室温下异质变形诱导强化与高温下载荷传递强化机制，最后，对AlN增强铝基复合材料新制备工艺、精准化组织设计与非均质AlN构型强化机制等研究方向进行了展望。

为进一步扩大镁合金的应用范围，环境友好地提高其耐蚀、耐磨性，以AZ91D镁合金为基体，采用无铬、无氟，直接化学沉积方法在其表面制备了Ni-P-纳米SiC_P复合沉积层。通过SEM，EDS，XRD，硬度计，电化学工作站等方法，研究纳米SiC_P添加量对沉积层形貌、成分、物相及性能的影响规律。结果表明：随着SiC_P添加量的增加，沉积层表面颗粒的沉积量先增加后减少，胞状组织尺寸逐渐减小后增大，硬度先增大后减小，耐蚀性先提高后降低。当SiC_P添加量为1.2 g/L时，颗粒的沉积量最大，弥散强化及细晶强化效果最好，沉积层均匀、致密，厚度约为36 μm，与基体间结合良好。沉积层硬度达682HV，较镁合金基体明显提高; 腐蚀电位为-0.397 V，较镁合金基体提高了75%。沉积层的腐蚀电流密度为6.18×10^-7 A·cm^-2，较镁合金基体降低了约4个数量级。

随着铝锂（Al-Li）合金在航空航天领域的应用愈发广泛，对其各向异性研究有助于Al-Li合金的进一步开发利用。采用扫描电子显微镜（SEM）、透射电子显微镜（TEM）、X射线衍射（XRD）、电子背散射衍射（EBSD）等对T3态2050 Al-Li合金板材进行显微观察，通过拉伸实验对合金板材轧制方向、垂直轧制方向、厚度方向的拉伸力学性能三维各向异性进行研究。结果表明：T3态2050 Al-Li合金轧制板材轧向中间层强度最高，屈服强度为370 MPa，抗拉强度为465 MPa，而伸长率最小，为9.6%；合金板材横向表面层强度最低，屈服强度为325 MPa，抗拉强度为431 MPa，伸长率最高为19.2%。合金板材不同厚度层断口形貌、晶粒大小不同；2050 Al-Li合金板材不同厚度层各向异性程度不同：0T（表面层）、0.25T（中间层）屈服强度和抗拉强度各向异性强，伸长率各向异性弱；而0.5T（中心层）屈服强度和抗拉强度各向异性弱，伸长率各向异性强。2050 Al-Li合金板材不同厚度层各向异性主要由晶粒取向、织构引起，0T和0.5T厚度层最强织构类型均为{011}〈211〉黄铜织构。

为了对2319铝合金电弧增材制造构件各项指标做出定量化分析, 拟合出不同工艺参数、试样孔隙率与抗拉强度值之间的空间曲面表达式, 构建电弧增材制造“工艺-组织-性能”对应法则。基于广义模糊合成运算法则, 建立工艺参数、组织缺陷和力学性能之间的归一化模糊评定模型, 获取2319铝合金电弧增材制造最优工艺参数。结果表明：随着送丝速度增加, 孔隙率基本呈上升趋势；随着扫描速度的降低, 孔隙率基本呈下降的趋势。当扫描速度为0.035 m/s时, 孔隙率与抗拉强度的关联性最低, 拟合曲线的决定系数（coefficient of determination, COD）仅为0.6。当送丝速度为5.0 m/min且扫描速度为0.025 m/s时, 专家综合评分值最高, 说明该工艺参数组合最优。

选用7A85-T74锻造铝合金为实验材料，研究室温至240℃内热暴露5 h后的合金微观组织、拉伸性能及冲击吸收能量，并结合透射电子显微镜分析微观组织对合金力学性能的影响机理。结果表明：在80~240℃热暴露温度范围内，7A85-T74铝合金晶粒尺寸变化不大，但沉淀相随温度升高有显著变化；在120℃以内，随热暴露温度的升高，析出物尺寸、拉伸性能和冲击吸收能量整体变化不大，沉淀强化机制为位错切过析出物和位错绕过析出物的混合机制；随着热暴露温度由120℃升高至240℃，析出物的平均半径由室温下的3.8 nm增加至12.3 nm，析出物由η'相向η相转变，合金的屈服强度和抗拉强度显著下降，较室温分别下降45.7%和33.5%，伸长率、断面收缩率和冲击吸收能量显著升高，沉淀强化机制转变为位错绕过析出物，断裂方式由沿晶断裂和韧窝型穿晶断裂组成的混合断裂转变为韧窝型穿晶断裂。基于沉淀强化理论讨论析出物尺寸对合金强度与冲击吸收能量的影响，理论分析结果与实验结果相符。

采用MIG焊使用ER5356焊丝进行3 mm厚7075铝合金对接焊, 焊后接头进行T6热处理。通过光学显微镜、X射线衍射仪、扫描电镜与能谱仪结合室温拉伸、显微硬度与电化学腐蚀分析接头组织、力学性能与耐蚀性。结果表明：焊接时熔池流动将母材熔化部位的Zn, Cu等合金元素带入焊缝, 析出MgZn₂与AlCuMg相, 成为焊缝进行热处理强化的基础；热处理后, 大部分析出相溶入基体形成固溶+时效强化, 接头抗拉强度提升20%, 焊缝硬度提升18.4%, 耐蚀性提高。但由于从母材流入焊缝的合金元素含量有限, 焊丝与母材力学性能的差异与热影响区软化现象无法消除。

采用Gleeble-3500试验机对挤压-固溶态7A43铝合金(Al-6.0Zn-2.1Mg-0.15Cu-0.15Zr，质量分数/%)进行应变速率为0.001~1 s^-1、变形量为50%的室温压缩变形，并借助扫描电子显微镜(SEM)、背散射电子显微分析(EBSD)以及X射线分析(XRD)等手段对变形微观组织进行表征。结果表明，随着变形速率的提高，整体晶粒尺寸因畸变程度增加而减小的同时，合金内部晶格应变和位错密度逐渐增大。高应变速率条件下微观组织中的亚结构组分增加，粗大纤维组织被细小的等轴晶粒取代。测得的应力-应变曲线表明，累积应变量和应变速率对流变应力水平具有较大影响，基于得到的实验数据构建了Fields-Backofen (F-B)本构方程，预测值和实验值之间的相关系数(R)和平均绝对相对误差(AARE)分别为0.991069和3.667%，表明所建立的模型较准确地描述了7A43铝合金室温变形流变行为。

采用热压烧结制备7075-（0%，0.5%，1%，2%，质量分数，下同）Li合金，研究Li对7075铝合金微观组织及摩擦磨损性能的影响。结果表明：7075-0.5Li合金在60 kN烧结压力下致密度可达到99%以上。铝合金由α-Al相、η相和S'相组成；随着Li含量增加至2%，η相减少，δ'相、δ相增多，但α-Al仍为主相。铝合金的硬度和磨损率分别为71.25HV和3.50×10^-3 mm³·N^-1·m^-1，随Li含量增加，铝锂合金硬度降低，磨损率升高，但7075-0.5Li比铝合金的硬度更高，磨损率更低。7075-Li合金均发生了氧化磨损，同时还发生了黏着磨损。铝锂合金随Li含量增加，η相减少，硬度降低，Al₂O₃脆性大从而与基体结合较弱，微观组织枝晶间距增大，导致合金由磨粒磨损逐渐转变为黏着磨损，耐磨性能逐渐降低。与铝合金相比，热压烧结制备的7075-0.5Li合金显示了更好的耐磨性能。

针对传统粉末冶金工艺制备成本高、制备效率低等问题, 采用冷等静压结合无压烧结及热挤压工艺制备15%（体积分数, 下同）SiC/2009Al复合材料。研究不同烧结温度（600, 620, 640 ℃）对15%SiC/2009Al复合材料微观组织及力学性能的影响。结果表明：在600 ℃下烧结, SiC与基体间的结合差, 微观下可观察到较多的大尺寸孔隙, 材料的致密度低, 力学性能差；在640 ℃高温下烧结, 坯锭产生大量液相, 并溢出到坯锭表面, 造成心部合金元素下降, 此外, 640 ℃会引发强烈的界面反应, 生成较多大尺寸脆性相, 成为材料断裂过程中的裂纹源, 导致材料性能下降；620 ℃为最佳烧结温度, 产生较多的液相能填充坯锭中的部分孔隙, 进而提高材料致密度以及界面结合强度, 复合材料的强度和塑性均取得最佳值, 抗拉强度与屈服强度分别达到505, 345 MPa, 伸长率达到7.2%。

镁合金作为目前可应用的最轻质金属结构材料，具有高比强度和比刚度、易于回收再利用等优点，有助于实现工业领域的轻量化。增材制造作为新兴的先进制造技术，相比于传统制造，具有制造效率高、性能优良、可成形复杂结构等优点，开展镁合金增材制造技术研究具有迫切的需求和广阔的应用前景。本文针对激光选区熔化、电弧增材制造、搅拌摩擦增材制造三种主要的镁合金增材制造技术，从宏观成形特征、制造缺陷控制和组织性能特点三个方面对近年来的研究成果进行了总结与分析，并对模拟分析、过程控制和热源调控等镁合金增材制造控形控性未来研究方向进行了展望。

为提高铝粉与海水反应的效率和速率, 通过添加低熔点金属Sn和Bi, 采用雾化法制备高活性铝基合金粉(铝镁锡铋AMSB)。利用产氢测试和电化学测试对AMSB合金粉的产氢速率和开路电位进行测试, 并对其与水反应机理展开研究。产氢测试结果表明, AMSB合金粉在3.5%(质量分数) NaCl溶液中产氢速率可达214.80 mL·min^-1·g^-1, 产氢效率达80.45%;电化学实验结果表明, Sn和Bi的加入, 降低了AMSB合金粉的开路电位, 促使铝粉电极电位负移。采用XRD, XPS和SEM-EDS对AMSB合金粉反应前后的物相组成和微观组织结构进行了表征。低熔点元素Sn和Bi, 可以破坏氧化膜致密性, 有效提高铝水反应效率, 促进铝水反应的进行; 且Al, Sn和Bi元素之间形成的原电池效应是AMSB合金粉与水反应性能提高的重要原因。制备的高活性铝基金属粉在高能水反应金属燃料领域具有一定的应用价值。

采用分级淬火实验获得7A36铝合金挤压板材的时间-温度-转变（TTT）曲线，通过计算相图结合光学显微镜、扫描电镜、透射电镜、扫描透射电镜和高分辨透射电镜等分析手段研究淬火析出行为。结果表明：抑制合金相转变0.5%的临界淬火速率约为15.7 ℃/s，10%TTT曲线的鼻尖温度约为338 ℃，鼻尖处的转变时间约为22 s。在不同等温保温样品中观察到η（MgZn₂）相、T（Al₂Zn₃Mg₃）相、S（Al₂CuMg）相和富Cu-Zn的Y相等淬火析出相，并将其析出行为描述在TTT曲线中，绘制成时间-温度-析出相图。η平衡相依次在晶界、亚晶界和弥散粒子上形核长大，等温保温的温度越高，η相的尺寸越大。电导率随保温温度的升高先增大后减小；在420 ℃等温保温时，电导率升高是由于η相和T相的析出引起，在330 ℃和240 ℃等温保温时，电导率升高是由于η相、T相、S相和Y相析出的共同作用。

激光选区熔化(selective laser melting, SLM)成形6061铝合金易形成粗大的柱状晶和热裂纹。采用低能球磨组装修饰法制备TiH₂/AA6061铝基复合粉末, 采用激光选区熔化技术制备含钛6061铝合金试样, 分析不同TiH₂添加量对试样显微组织和力学性能的影响。结果表明: 添加1% TiH₂(质量分数, 下同)即可使合金熔池边界形成连续的等轴晶区, 平均晶粒尺寸从59.8 μm减小到2.53 μm, 粗大的柱状晶粒和裂纹被抑制, 添加1.5% TiH₂时, SLM试样的粗大柱状晶组织绝大部分消失。显微组织转变归因于Ti元素增强成分过冷以及原位反应形成L1₂-Al₃Ti形核质点, 该质点与铝基体形成共格界面, 具有较强的异质形核作用, 显著促进Al基体柱状晶向等轴晶转变及晶粒细化。经激光选区熔化成形后, 添加1% TiH₂的试样抗拉强度为274 MPa, 屈服强度为238 MPa, 断后伸长率为18%。

采用超声滚压技术（USRP）改变6061铝合金表层，实现不同静压力下USRP对6061铝合金第二相组织的改变，从而提高铝合金的耐腐蚀性能。使用SEM，SKPFM以及激光共聚焦等手段，基于微区电偶腐蚀原理，在考虑溶液阻抗与氧化物阻抗的条件下，得出第二相尺寸与局部腐蚀发展的关联规律，并利用激光共聚焦显微镜原位观察，验证第二相尺寸对局部腐蚀发展的影响。结果表明：当铝合金表层经0.10 MPa静压力滚压时，在3.5%（质量分数）NaCl溶液中的初期自腐蚀电流密度仅为未处理试样的1/15，腐蚀速率降低了93.04%。Mg₂Si相在滚压过程中并未发生显著形态变化，对USRP前后腐蚀性能变化无显著影响。长条状连续分布的AlFeSi相会在USRP作用下细化为微纳尺度的弥散状分布。充分细化后的AlFeSi相会因腐蚀微电池的局部阴阳极面积比减少而减弱电偶腐蚀效应，虽会促进铝合金基体的亚稳态点蚀形核率，但同时也会造成自身的快速溶解。当自溶解发生或在亚稳态蚀孔内壁形成Al₂O₃氧化膜保护时，AlFeSi相对铝合金基体电偶腐蚀效应大幅减弱，从而提高6061铝合金整体的耐腐蚀性能。

采用电导率测试和拉伸实验，结合 OM和 SEM 形貌观察，研究不同固溶对6451铝合金板材微观组织和力学性能的影响规律。结果表明：固溶温度为560 ℃时，板材在固溶处理3 s时已发生再结晶；固溶时间延长至5 s，Mg₂Si粒子少量回溶；时间延长至7 s，完全再结晶后形成等轴晶组织，Mg₂Si粒子大量回溶，板材强度迅速增大。随着固溶时间的进一步延长，T4P态板材强度的增速明显减缓，烤漆后的屈服强度增量基本不变；30 s固溶处理后，晶粒尺寸没有明显变化；固溶时间增加至60 s时，Mg₂Si粒子完全回溶，T4P态板材的屈服强度和抗拉强度分别提升至125 MPa和247 MPa，伸长率达30%。根据研究结果建立基于经典扩散理论的T4P态板材屈服强度与固溶量之间的函数关系模型。

为了降低反应能耗, 利用螯合剂辅助法, 通过在硝酸铝(Al(NO₃)₃)溶液内分别添加乙二胺四乙酸四钠(EDTA-4Na)、柠檬酸钠(SC)和酒石酸钾钠(PST)三种螯合剂制备转化液, 然后将镁合金样品直接浸泡在三种转化液中, 于60 ℃, pH值为12.0下反应9 h, 即可在镁合金表面制得不同螯合剂掺杂的Mg-Al层状双氢氧化物(layered double hydroxides, LDHs)膜。通过SEM, XRD, FT-IR等分析各LDHs膜的微观形貌、物相组成和耐蚀性。结果表明：螯合剂辅助法可以在常压、60 ℃环境下于镁合金表面成功制得具有典型层状结构的LDHs膜；并且所得的三种Mg-Al LDHs膜均能有效提高镁合金的耐蚀性。然后通过对比研究三种不同LDHs膜层的结构性能发现：添加PST制备得到的Mg-Al-PST LDHs膜致密度最高、厚度最大, 可达1.4 μm。三种膜层对镁合金耐蚀性的提高效果依次为：Mg-Al-PST LDHs > Mg-Al-SC LDHs > Mg-Al-EDTA LDHs；其中覆盖Mg-Al-PST LDHs膜的镁合金相比空白镁合金, 其腐蚀电流密度下降约两个数量级, 腐蚀总电阻上升约一个数量级。基于对所得LDHs膜的结构、性能分析可知螯合剂辅助法可在较低能耗条件下, 在镁合金表面原位制备耐蚀性较好的Mg-Al LDHs膜的原因可能是：螯合剂中的羧基可加速Al³⁺在镁基底的沉积, 并促进Al³⁺对Mg(OH)₂中部分Mg²⁺的取代而形成LDHs。

采用粉末冶金法制备6061铝合金, 利用光学显微镜、扫描电镜、透射电镜及硬度测试、拉伸测试等方法, 研究了球磨时间和挤压态合金固溶时效处理对材料微观组织和力学性能的影响。结果表明: 随着球磨时间的延长, 粉末形貌由球形逐渐变为扁平片状, 并且粉末粒径逐渐增大。球磨2 h时, 烧结态合金具有较好的致密度和综合力学性能, 但较长的球磨时间将导致材料致密度和力学性能降低。烧结态合金经过热挤压后较优的固溶时效工艺为530 ℃×1 h+180 ℃×8 h, 此时合金中析出弥散分布且细小的β″相, 合金具有较高的强度(442 MPa)和硬度(125HV)以及合适的伸长率。其优良的力学性能主要是由弥散强化、细晶强化、固溶强化共同作用的结果。

电弧增材制造是一种以金属丝材为填充材料，以电弧作为热源的新型制造技术，易于制造大型复杂零件。通过往复单向路径实验，发现单向路径制造的斜壁有更好的形貌，飞溅少且表面光滑，并在有限元软件中建立了往复、单向制造路径仿真模型并求解，仿真得到单向路径沉积温度267.4 ℃，沉积热应力357.4 MPa，往复路径沉积温度307.0 ℃，沉积热应力420.4 MPa，发现单向路径的热积累和热应力更低；以单向制造路径，采用电弧增材制造技术制备AM11，AM12，AM21三种不同斜率的斜壁样件，研究其组织和力学性能。结果表明：AM11，AM12，AM21的晶粒尺寸分别为35，39，42 μm；AM21薄壁晶粒中析出相β-Mg₁₇Al₁₂比另外两种样品多且分布均匀、拉伸断口的韧窝更大且更多；AM21与AM11显微硬度在81.5HV左右，均高于AM12的73.1HV；且AM21的斜壁样件的水平、竖直方向抗拉强度为255.7，224.4 MPa，屈服强度为103.8，96.0 MPa，伸长率达到13.1%，8.2%，抗拉强度与伸长率均大于AM11和AM12，但屈服强度接近。AM21斜率薄壁具有更好的强度和塑性，验证了镁合金电弧增材制造的斜壁越接近垂直，其强度、塑性等力学性能越好。

以0.27%（体积分数）TiC颗粒增强的TiC_p/Al-5Cu-1.9Mg-0.9Mn复合材料为基体，研究不同Sm元素含量对复合材料组织与力学性能的影响规律。结果表明：Sm元素的加入明显细化了枝晶组织，促进了固溶处理过程中第二相的溶解，使得时效态组织中T-Al₂₀Cu₂Mn₃和S'-Al₂CuMg析出相的数量密度增加，当Sm元素含量较高时（0.3%，质量分数，下同），组织中将出现块状难溶稀土化合物。随着Sm的加入，复合材料室温和250 ℃下的屈服强度逐渐增加，但会引起塑性降低，当Sm元素添加量为0.3%时，室温屈服强度从246 MPa提高到310 MPa，250 ℃屈服强度从191 MPa提高到220 MPa。分析认为，强度提高源于Sm引起的组织细化和析出相数量密度增加，而塑性下降是由于粗大块状难溶稀土化合物割裂了基体，导致裂纹源容易产生。

采用旋转摩擦挤压 （rotational friction extrusion，RFE）工艺对不同时效态6061铝合金进行加工，研究RFE对不同时效态6061铝合金显微组织和力学性能的影响。结果表明：RFE能够破碎6061铝合金中的难熔AlFeMnSi相，导致合金中的AlFeMnSi相细小且分布均匀。预析出粗大Mg₂Si相在RFE加工过程中摩擦热和变形作用下，回溶后重新析出，致使预析出粗大Mg₂Si相对材料动态再结晶中的粒子激发形核（particle stimulated nucleation，PSN）机制无影响，RFE加工后的晶粒尺寸变化较小。RFE使淬火态6061铝合金强度下降，但长时间时效态6061铝合金经RFE加工后强度得到提升。然而，RFE加工的材料内部存在孔洞，合金断后伸长率降低。

为探究微量Zr合金化对6082铝合金热变形组织及其后续热处理过程中再结晶的影响，对比研究6082铝合金和含Zr的6082铝合金在不同应变速率（0.01，1 s^-1）下的热变形行为及微取向演变，分析热处理前后晶粒组织的演变过程，进一步讨论添加Zr对6082铝合金的热变形亚晶组织和再结晶组织的调控作用。结果表明：添加Zr使6082铝合金在热变形过程中的再结晶以不连续动态再结晶为主，同时也发生了粒子激发形核（particle stimulated nucleation，PSN）机制产生的再结晶，在热变形过程中，Zr还起到了抑制再结晶的作用。微量Zr合金化后亚晶尺寸减小、位错密度增加，再结晶水平降低，且应变速率越高的试样再结晶水平越低，Zr的加入促进了6082铝合金在热变形过程中不连续动态再结晶的产生。

以FeCoNiCrMn高熵合金为中间层，获得高质量的AZ31B/不锈钢电阻点焊接头。分析过渡区与两侧母材的反应扩散行为，检测接头性能并优化焊接工艺。结果表明：包含FeCoNiCrMn颗粒的过渡区成功连接镁、钢两母材。镁合金侧界面主要是颗粒周围反应生成的Fe₄Al₁₃金属间化合物；而不锈钢侧边界主要由（Fe，Ni）固溶体和Fe₄Al₁₃金属间化合物两部分组成。拉剪载荷F随焊接电流I和焊接压力P的增加，焊接时间t的延长，呈现出先升高后降低的趋势，在18.2~22.5 kA，15~35周波，2.0~10.6 kN的实验工艺范围内，添加高熵合金镁/钢点焊接头拉剪载荷在3.2 kN以上，最大拉剪载荷为5.605 kN，相比未添加高熵合金镁/钢点焊接头拉剪载荷提高了397%。高熵合金过渡层形成了大量（Fe，Ni）固溶体，减少Fe₄Al₁₃脆性金属间化合物的生成，有效提高了接头的力学性能。

针对先进航空发动机对高强耐热铝合金复杂壳体铸件的应用需求，对比分析一种新型Al-Si-Cu-Mg-Sc高强耐热铝合金与ZL101A，ZL205A铸造铝合金的工艺性能及力学性能，并采用高强耐热铝合金开展油泵复杂壳体金属型铸造工艺设计和实验验证，对铸件产品的质量进行检测分析。结果表明：新型Al-Si-Cu-Mg-Sc高强耐热铝合金的铸造流动性和抗热裂性能优于ZL205A高强铸造铝合金，其金属型铸造油泵复杂壳体的合格率与ZL101A同类壳体相当。新型合金的单铸试样和铸件本体取样的室温平均抗拉强度均达到420 MPa以上，明显高于ZL101A合金，250 ℃时其抗拉强度优于ZL205A合金。铸件的表面质量、内部质量、气密性和承压性能均满足产品设计要求。

采用力学万能试验机、扫描电镜等分析测试手段研究80 mm厚宽幅7B50-T7751板材不同宽度、不同厚度位置的组织与性能均匀性，并与7050-T7451板材疲劳性能进行对比与讨论。结果表明：宽幅7B50-T7751厚板力学性能优异，在L和LT方向上，1/2厚度的拉伸屈服强度分别达到568 MPa和545 MPa，抗拉强度分别达到612 MPa和591 MPa，压缩屈服强度分别达到575 MPa和587 MPa，L-T向与T-L向的断裂韧度达到30.16 MPa·m^1/2和26.47 MPa·m^1/2。宽幅厚板在不同宽度位置存在一定的各向异性，LT方向上的性能均匀性优于L方向。1/4厚度不同宽度位置性能无明显差异，1/2厚度宽度边缘位置性能优于宽度中心位置。1/4厚度未形成明显强织构，在1/2厚度宽度中心的主要织构为S织构和Brass织构，边缘的主要织构为R织构、S织构和Brass织构。在应力比为0.06时，宽幅7B50-T7751厚板的T-L向抗疲劳裂纹扩展速率性能优于同厚度7050-T7451板材，LT向光滑试样（K _t=1）的疲劳极限低于7050-T7451板材约7.6%，缺口试样（K _t=3）的疲劳极限高于7050-T7451板材约3.7%。

镁合金凭借其优异的生物安全性、生物诱导性、生物相容性及可贵的自降解性能，在骨植入及心血管支架领域具有广泛的临床应用前景。本文从合金化、制备方法、热处理及表面改性这四方面系统综述了近年来医用镁合金的研究进展，重点分析了各种工艺及表面改性方法的基本原理、技术优劣势，总结了它们对镁合金组织、性能的影响。针对镁合金临床应用的瓶颈，提出医用镁合金植入材料的最佳发展策略：一方面，通过合金化、制备方法及热处理三种工艺的协同耦合实现与自然骨组织力学行为的有效匹配；另一方面，通过表面改性处理实现对镁合金降解速率的精准调控。通过两种或多种表面改性技术的组合与交互来实现多功能性需求将成为未来镁合金表面改性技术的主要演进趋势。

通过扭转变形对6061-T651铝合金进行强化，扭转角度为90°，180°，360°，并对扭转前后的样品进行准静态和动态压缩性能研究。结果表明：随着扭转角度的增加，样品的晶粒尺寸先保持不变，然后开始减小；而Kernel平均取向差(Kernel average misorientation，KAM)却随着扭转角度的增加持续增大。准静态和动态压缩实验显示，随着扭转角度的增加，样品材料的屈服强度稍有提高。在扭转角度相同的条件下，动态屈服强度明显高于准静态下的屈服强度。应变率实验显示样品的屈服强度随着应变率的增加而增大，但是相比于未扭转样品，扭转360°样品的应变率效应显著降低。基于实验数据，拟合了Cowper-Symonds本构模型中的参量，该模型得到的应力-应变曲线与实验结果能够较好地吻合。

由于7075铝合金主要组成元素的沸点较低、熔体的表面张力梯度较大，加之定向能量沉积（DED）工艺中常用的圆形高斯分布（CG）激光束斑能量分布的不均匀性，导致7075铝合金DED试样的成形质量普遍不佳，这极大限制了7075铝合金DED的进一步应用。通过激光光场模式调控，可以有效改变熔池的温度场、流场及其相应的凝固条件，从而提升激光增材制造试件的成形质量和微观组织的主动控制能力。采用离轴抛物积分镜将CG光场模式匀化为圆形平顶分布（CF）光场模式，并进一步将CF光场模式倾斜以获得横向椭圆平顶分布（TE）光场模式。利用这三种不同的光场模式激光分别制备了7075铝合金DED的单道熔覆、单壁墙及块体试样。结合数值模拟，揭示光场模式对成形质量及凝固组织的影响规律及其内在机理。模拟结果显示，将激光束斑从传统的CG光场模式调制为CF与TE光场模式后，激光在熔覆层表面的热通量均匀性得到显著改善，进而减小了熔体温度梯度，提高了凝固速率。与CG光场模式相比，成形质量方面，CF与TE光场模式下单壁墙和块体试样的表面成形质量得到显著提升，其中单壁墙的宽度变化大幅降低，块体试样水平方向的尺寸精度提高，此外块体试样的致密度分别从95.8%提升至97.2%与97.7%；凝固组织方面，织构得到显著弱化，并且晶粒尺寸减小约50%，同时晶粒内纳米析出相η相的数量也有所增加。

通过超声和机械振动耦合场辅助, 采用原位反应法制备了Al₃Ti/Al-Mg-Mn复合材料, 研究了反应温度和耦合场作用时间对其组织演变和室温力学性能的影响。结果表明: 超声和机械振动耦合场可以促进原位反应的进行, 分散细化Al₃Ti颗粒。经760 ℃耦合场处理10 min后, Al₃Ti/Al-Mg-Mn复合材料室温抗拉强度、屈服强度和伸长率分别为222, 119 MPa和8.1%, 相比于Al-Mg-Mn基体, 室温抗拉强度和屈服强度分别提高了17.5%和25.2%, 伸长率由8.7%降低至8.1%。室温力学性能的提升, 主要归因于Al₃Ti增强相引起的细晶强化、载荷传递强化和热错配强化, 其中热错配强化对于复合材料强度的提升贡献最大。

电弧增材制造铝合金材料微观组织调控以及耐腐蚀性是其工程应用过程中需要重点研究的问题。采用冷金属过渡（cold metal transfer，CMT）电弧增材制造技术制备5356铝合金堆积体，借助金相显微镜、X射线衍射仪、扫描电子显微镜以及显微硬度计等对其微观组织结构进行表征和硬度测试，并通过电化学工作站、慢应变速率应力腐蚀试验机等研究其耐腐蚀行为。结果表明：5356铝合金CMT电弧增材制造样件微观组织结构为α-Al基体+β（Al₃Mg₂）相，沉积层中晶粒为长径比≤2的柱状晶，β（Al₃Mg₂）相以弥散细小颗粒状为主，结合层晶粒为较细小的再结晶化等轴晶，β（Al₃Mg₂）相以大块不连续沿晶分布为主，晶粒内部细小颗粒状β（Al₃Mg₂）相分布较少，基体强化作用减弱。沉积层自腐蚀电流密度为结合层的23%，这主要与其内部β（Al₃Mg₂）相的含量以及形态有关。5356铝合金电弧增材制造样件慢应变速率应力腐蚀敏感指数为0.57，在硅油和3.5%NaCl介质中均断裂失效于结合层，这是由于结合层基体强度较低，且大块沿晶分布的β（Al₃Mg₂）相在硅油惰性介质中对基体有割裂作用，在3.5%NaCl腐蚀性介质中大块β（Al₃Mg₂）相优先溶解，试样在拉应力作用下加速沿晶腐蚀开裂。

在不同的加热温度下，采用不同尺寸的坯料并利用连续挤压工艺进行6063铝合金包AZ31镁合金复合材料的制备，获得尺寸为ϕ5 mm的复合棒材。通过扫描电镜(SEM)、金相显微镜以及万能拉伸试验机等分析手段对制备的复合棒材进行微观组织分析和力学性能测试。结果表明：连续挤压工艺可显著细化复合棒材镁芯的晶粒。坯料在室温挤压时，镁芯的平均晶粒尺寸为15.4 μm，复合棒材的抗拉强度为141.4 MPa，伸长率为6.6%。加热温度升高至450 ℃时，镁芯晶粒开始长大，复合棒材的抗拉强度略有下降，伸长率提高到10%。随着镁芯直径增大，组织均匀性和晶粒细化效果提高，平均晶粒尺寸为12.8 μm。在连续挤压过程中，铝镁之间发生相互扩散，产生硬度较高的铝镁结合层，结合层最大厚度为4.8 μm。利用Deform有限元软件模拟连续挤压过程中的材料流动，得到了Al和Mg的温度与应变分布，有助于分析连续挤压过程中复合棒材的组织演变。