导读：几十年来，高镁（>3 wt%）的5xxx系铝合金的致命弱点是对晶间腐蚀和应力腐蚀开裂具有高度敏感性，这是因为在中等高温下，晶界（GBs）析出了电化学活性的富镁β相。在此，本文通过动态塑性变形和适当的退火处理，制备了具有高比例低角度晶界等轴晶纳米结构Al-5Mg合金。低角度晶界的比例达到70%，能极大地抑制GBs处β相的析出。纳米结构Al-5Mg合金在150℃敏化100小时后，表现出优异的晶间腐蚀抗力和应力腐蚀开裂抗力。此外，其强度和延展性远高于相应的粗晶合金，从而解决了几十年来一直存在的经典问题。通过动态塑性变形和适当的退火引入高比例的低角度晶界，为发展先进的纳米结构铝合金提供了一种新的策略。

Al-Mg 5xxx系列合金具有比强度高、成形性好、焊接性好等优点，广泛应用于汽车、造船等行业作为结构材料。Al-Mg合金的强度主要依靠固溶强化，因此Mg含量越高，强度越高。为了降低高强度铝镁合金的SCC敏感性，建议在相对较高的温度下进行热处理，通过在GBs处形成相对粗糙但分散的沉淀来稳定合金。因此，这些策略在进一步提高铝镁合金强度和抗应力腐蚀性能方面存在局限性。

为了解决这个问题，在Al-Mg合金中加入了Sc、Zr和Er等合金元素，通过与基体形成分散的共格相来抑制再结晶，从而钉扎晶界并稳定组织。尽管如此，由于大量粗大析出物的存在，局部腐蚀仍然不可避免，从而降低了耐腐蚀性能。此外，在GBs处析出的相可以降低用于强化的固溶Mg含量。因此，这些策略对进一步提高 Al-Mg 合金的强度和抗 SCC 能力有一定的限制。到目前为止，在不降低应力腐蚀抗力的前提下提高铝镁合金的强度仍然是一项具有挑战性的任务。在以前的研究中，我们已经证明，通过高应变率塑性变形，高SFE金属（如镍和铝）可以以纳米层状结构的形式产生高密度的低角度GBs。具有LAGB的纳米层合结构不仅具有优异的热稳定性，而且具有较高的硬度。此外，由于沉淀成核的动力学屏障增大，LAGBs还可以抑制GBs处的沉淀。因此，可以预期，LAGBs可以在不损害SCC电阻的情况下成为增强Al-Mg合金的有希望的界面。

中国科学院金属研究所沈阳材料科学国家实验室与中国科技大学材料科学与工程学院团队通过高应变率下的动态塑性变形和适当的退火处理，成功地制备了具有几乎等轴晶体结构的纳米结构Al-5Mg（wt%）合金，其LAGBs分数高（70%），平均晶粒尺寸为500 nm，并且在金属顶刊Acta Materialia上发表了题为“Stress corrosion cracking resistant nanostructured Al-Mg alloy with low angle grain boundaries”的学术论文。在150°C敏化100 h后，发现CG-Al-Mg合金中的GBs上有富镁粗颗粒沉淀。然而，通过TEM观察和EDS图谱，在敏化NS-Al-Mg合金中的GBs处未检测到明显的富镁颗粒。硝酸质量损失试验表明，敏化NS合金具有优异的抗IGC性能。更重要的是，敏化NS样品具有优异的抗SCC性能，其屈服强度和伸长率高于CG样品。NS-Al-Mg合金优异的综合性能归因于高比例的LAGBs抑制了析出，并通过优化晶粒尺寸改善了加工硬化性能。这一发现揭示了纳米结构Al-Mg合金的新特性，对开发综合性能优异的铝合金具有广泛的意义。

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

挤压和均匀化后，粗晶Al-Mg合金呈现随机取向的等轴晶粒结构，如EBSD反极图（IPF）图（图1a）所示。粗粒样品的平均粒度约为257μm（表1）。错向角的统计分析（图1b）表明，HAGBs的比例为91%，而只有9%的GBs的错向角低于15°。变形铝镁合金中引入了一种典型的层状结构，其延伸方向垂直于压缩方向，边界特征的统计分析表明，LAGBs的分数占77%（图2d）。这些结果表明，在适当的温度下退火可以在不改变LAGBs比例的情况下降低位错密度，增加晶粒尺寸。对于敏化CG样品，在150°C敏化100 h后，观察到大量富镁颗粒在GBs上沉淀。图4a中显示了一个典型示例，其中沉淀连续分布在多个随机晶界上。这一结果与以下事实一致：对于敏化Al-Mg合金，在GBs上形成粗Al3Mg2沉淀是热力学上有利的过程。

图1（a）IPF图和（b）CG Al-5Mg样品的取向角分布。

图2（a）IPF图，（b）典型的亮场横截面TEM图像和衍射图，（c）晶粒尺寸分布和（d）形变NS-Al-5Mg样品的取向角分布。

图3在210°C下退火6 h的NS-Al-Mg合金的微观结构。（a）亮场横截面TEM图像和衍射图案，（b）晶粒尺寸分布，（C）IPF图和（d）取向角分布。

图4敏化CG-Al-Mg合金在GBs处的晶体结构观察和析出物成分分析。（a） 亮场TEM图像，（b）HRTEM图像，以及沿[11]区轴的沉淀的相应FFT图案，（c）在（a）和（d）中标记的白色方形区域GBs处沉淀的元素映射。沿（c）中所示的白色箭头，穿过沉淀的Al和Mg元素浓度分布图，验证GBs上是否存在Al3Mg2相。

图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合金的微观结构。（a）典型的亮场横截面TEM图像和衍射图案，（b）晶粒尺寸分布，（C）IPF图，（d）取向角分布，（e）LAGB的高角度环形暗场（HAADF）图像和（f）相应的FFT图像，其显示LAGB处没有沉淀。

图6敏化NS-Al-Mg合金的元素图。（a） 相对低倍放大的HAADF-STEM图像和（b）Mg和（c）Al的对应元素映射，（d）高倍放大的HAADF-STEM图像和（e）Mg和（f）Al在（d）中标记的白色矩形区域的元素映射。

图7敏化NS样品中分散富镁沉淀成核位置的表征。（a） HAADF-STEM图像和（b）相应的元素图，确认Al3Mg2沉淀更倾向于在HAGBs（例如G1/G5、G2/G5、G3/G5）处形成，而不是在LAGBs（例如G1/G2、G2/G3、G3/G4、G5/G6）处形成。晶粒用“G”表示，后面是不同的数字，在GBs处显示了取向错误角值。

图8 NALMT测试样品的横截面图像。（a） 敏化CG和（b）在30°C的浓硝酸中浸泡24小时后的敏化NS样品。红色虚线表示暴露于硝酸的表面。

图9敏化CG和NS铝镁合金的NAMLT值与屈服强度。一些典型的5xxx合金[3,4、[57]、[58]、[59]、[60]、[61]的数据也包括在内，以供比较。

图10敏化CG和敏化NS-Al-Mg合金在空气和3.5 wt%NaCl溶液（pH 3）中以1.0的应变率测试的典型SSRT拉伸曲线?×?10?6秒?1.

图11拉伸试验后敏化CG和敏化NS样品的断裂形态。（a） 在空气中敏化CG，（b）在3.5 wt%NaCl溶液中敏化CG，（c）在空气中敏化NS，（d）在3.5 wt%NaCl溶液中敏化NS。

图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性能比较[4,7,8,57,62,63]。（a） 空气中试验的伸长率与屈服强度和（b）SCC敏感性与屈服强度。

图13敏化NS-Al-Mg合金拉伸后的微观结构。（a） 具有密集位错的应变样品的典型亮场TEM图像和（b）相应的晶粒尺寸分布。