導(dǎo)讀：幾十年來，高鎂（>3 wt%）的5xxx系鋁合金的致命弱點是對晶間腐蝕和應(yīng)力腐蝕開裂具有高度敏感性，這是因為在中等高溫下，晶界（GBs）析出了電化學活性的富鎂β相。在此，本文通過動態(tài)塑性變形和適當?shù)耐嘶鹛幚恚苽淞司哂懈弑壤徒嵌染Ы绲容S晶納米結(jié)構(gòu)Al-5Mg合金。低角度晶界的比例達到70%，能極大地抑制GBs處β相的析出。納米結(jié)構(gòu)Al-5Mg合金在150℃敏化100小時后，表現(xiàn)出優(yōu)異的晶間腐蝕抗力和應(yīng)力腐蝕開裂抗力。此外，其強度和延展性遠高于相應(yīng)的粗晶合金，從而解決了幾十年來一直存在的經(jīng)典問題。通過動態(tài)塑性變形和適當?shù)耐嘶鹨敫弑壤牡徒嵌染Ы纾瑸榘l(fā)展先進的納米結(jié)構(gòu)鋁合金提供了一種新的策略。

Al-Mg 5xxx系列合金具有比強度高、成形性好、焊接性好等優(yōu)點，廣泛應(yīng)用于汽車、造船等行業(yè)作為結(jié)構(gòu)材料。Al-Mg合金的強度主要依靠固溶強化，因此Mg含量越高，強度越高。為了降低高強度鋁鎂合金的SCC敏感性，建議在相對較高的溫度下進行熱處理，通過在GBs處形成相對粗糙但分散的沉淀來穩(wěn)定合金。因此，這些策略在進一步提高鋁鎂合金強度和抗應(yīng)力腐蝕性能方面存在局限性。

為了解決這個問題，在Al-Mg合金中加入了Sc、Zr和Er等合金元素，通過與基體形成分散的共格相來抑制再結(jié)晶，從而釘扎晶界并穩(wěn)定組織。盡管如此，由于大量粗大析出物的存在，局部腐蝕仍然不可避免，從而降低了耐腐蝕性能。此外，在GBs處析出的相可以降低用于強化的固溶Mg含量。因此，這些策略對進一步提高 Al-Mg 合金的強度和抗 SCC 能力有一定的限制。到目前為止，在不降低應(yīng)力腐蝕抗力的前提下提高鋁鎂合金的強度仍然是一項具有挑戰(zhàn)性的任務(wù)。在以前的研究中，我們已經(jīng)證明，通過高應(yīng)變率塑性變形，高SFE金屬（如鎳和鋁）可以以納米層狀結(jié)構(gòu)的形式產(chǎn)生高密度的低角度GBs。具有LAGB的納米層合結(jié)構(gòu)不僅具有優(yōu)異的熱穩(wěn)定性，而且具有較高的硬度。此外，由于沉淀成核的動力學屏障增大，LAGBs還可以抑制GBs處的沉淀。因此，可以預(yù)期，LAGBs可以在不損害SCC電阻的情況下成為增強Al-Mg合金的有希望的界面。

中國科學院金屬研究所沈陽材料科學國家實驗室與中國科技大學材料科學與工程學院團隊通過高應(yīng)變率下的動態(tài)塑性變形和適當?shù)耐嘶鹛幚恚晒Φ刂苽淞司哂袔缀醯容S晶體結(jié)構(gòu)的納米結(jié)構(gòu)Al-5Mg（wt%）合金，其LAGBs分數(shù)高（70%），平均晶粒尺寸為500 nm，并且在金屬頂刊Acta Materialia上發(fā)表了題為“Stress corrosion cracking resistant nanostructured Al-Mg alloy with low angle grain boundaries”的學術(shù)論文。在150°C敏化100 h后，發(fā)現(xiàn)CG-Al-Mg合金中的GBs上有富鎂粗顆粒沉淀。然而，通過TEM觀察和EDS圖譜，在敏化NS-Al-Mg合金中的GBs處未檢測到明顯的富鎂顆粒。硝酸質(zhì)量損失試驗表明，敏化NS合金具有優(yōu)異的抗IGC性能。更重要的是，敏化NS樣品具有優(yōu)異的抗SCC性能，其屈服強度和伸長率高于CG樣品。NS-Al-Mg合金優(yōu)異的綜合性能歸因于高比例的LAGBs抑制了析出，并通過優(yōu)化晶粒尺寸改善了加工硬化性能。這一發(fā)現(xiàn)揭示了納米結(jié)構(gòu)Al-Mg合金的新特性，對開發(fā)綜合性能優(yōu)異的鋁合金具有廣泛的意義。

鏈接：https://www.sciencedirect.com/science/article/pii/S135964542100985X

擠壓和均勻化后，粗晶Al-Mg合金呈現(xiàn)隨機取向的等軸晶粒結(jié)構(gòu)，如EBSD反極圖（IPF）圖（圖1a）所示。粗粒樣品的平均粒度約為257μm（表1）。錯向角的統(tǒng)計分析（圖1b）表明，HAGBs的比例為91%，而只有9%的GBs的錯向角低于15°。變形鋁鎂合金中引入了一種典型的層狀結(jié)構(gòu)，其延伸方向垂直于壓縮方向，邊界特征的統(tǒng)計分析表明，LAGBs的分數(shù)占77%（圖2d）。這些結(jié)果表明，在適當?shù)臏囟认峦嘶鹂梢栽诓桓淖僉AGBs比例的情況下降低位錯密度，增加晶粒尺寸。對于敏化CG樣品，在150°C敏化100 h后，觀察到大量富鎂顆粒在GBs上沉淀。圖4a中顯示了一個典型示例，其中沉淀連續(xù)分布在多個隨機晶界上。這一結(jié)果與以下事實一致：對于敏化Al-Mg合金，在GBs上形成粗Al3Mg2沉淀是熱力學上有利的過程。

圖1（a）IPF圖和（b）CG Al-5Mg樣品的取向角分布。

圖2（a）IPF圖，（b）典型的亮場橫截面TEM圖像和衍射圖，（c）晶粒尺寸分布和（d）形變NS-Al-5Mg樣品的取向角分布。

圖3在210°C下退火6 h的NS-Al-Mg合金的微觀結(jié)構(gòu)。（a）亮場橫截面TEM圖像和衍射圖案，（b）晶粒尺寸分布，（C）IPF圖和（d）取向角分布。

圖4敏化CG-Al-Mg合金在GBs處的晶體結(jié)構(gòu)觀察和析出物成分分析。（a） 亮場TEM圖像，（b）HRTEM圖像，以及沿[11]區(qū)軸的沉淀的相應(yīng)FFT圖案，（c）在（a）和（d）中標記的白色方形區(qū)域GBs處沉淀的元素映射。沿（c）中所示的白色箭頭，穿過沉淀的Al和Mg元素濃度分布圖，驗證GBs上是否存在Al3Mg2相。

圖5在210°C下退火6 h，然后在150°C下敏化100 h的敏化NS-Al-Mg合金的微觀結(jié)構(gòu)。（a）典型的亮場橫截面TEM圖像和衍射圖案，（b）晶粒尺寸分布，（C）IPF圖，（d）取向角分布，（e）LAGB的高角度環(huán)形暗場（HAADF）圖像和（f）相應(yīng)的FFT圖像，其顯示LAGB處沒有沉淀。

圖6敏化NS-Al-Mg合金的元素圖。（a） 相對低倍放大的HAADF-STEM圖像和（b）Mg和（c）Al的對應(yīng)元素映射，（d）高倍放大的HAADF-STEM圖像和（e）Mg和（f）Al在（d）中標記的白色矩形區(qū)域的元素映射。

圖7敏化NS樣品中分散富鎂沉淀成核位置的表征。（a） HAADF-STEM圖像和（b）相應(yīng)的元素圖，確認Al3Mg2沉淀更傾向于在HAGBs（例如G1/G5、G2/G5、G3/G5）處形成，而不是在LAGBs（例如G1/G2、G2/G3、G3/G4、G5/G6）處形成。晶粒用“G”表示，后面是不同的數(shù)字，在GBs處顯示了取向錯誤角值。

圖8 NALMT測試樣品的橫截面圖像。（a） 敏化CG和（b）在30°C的濃硝酸中浸泡24小時后的敏化NS樣品。紅色虛線表示暴露于硝酸的表面。

圖9敏化CG和NS鋁鎂合金的NAMLT值與屈服強度。一些典型的5xxx合金[3,4、[57]、[58]、[59]、[60]、[61]的數(shù)據(jù)也包括在內(nèi)，以供比較。

圖10敏化CG和敏化NS-Al-Mg合金在空氣和3.5 wt%NaCl溶液（pH 3）中以1.0的應(yīng)變率測試的典型SSRT拉伸曲線?×?10?6秒?1.

圖11拉伸試驗后敏化CG和敏化NS樣品的斷裂形態(tài)。（a） 在空氣中敏化CG，（b）在3.5 wt%NaCl溶液中敏化CG，（c）在空氣中敏化NS，（d）在3.5 wt%NaCl溶液中敏化NS。

圖12敏化NS-Al-Mg合金和典型敏化5xxx-Al-Mg合金的拉伸性能和抗SCC性能比較[4,7,8,57,62,63]。（a） 空氣中試驗的伸長率與屈服強度和（b）SCC敏感性與屈服強度。

圖13敏化NS-Al-Mg合金拉伸后的微觀結(jié)構(gòu)。（a） 具有密集位錯的應(yīng)變樣品的典型亮場TEM圖像和（b）相應(yīng)的晶粒尺寸分布。