本研究采用一種新的固態(tài)合金化方法，通過(guò)對(duì)Al和Mg元素材料進(jìn)行超高循環(huán)的累積疊軋焊(ARB)以制造高M(jìn)g含量(CMg)的Al-Mg合金。實(shí)驗(yàn)結(jié)果表明，隨著ARB循環(huán)次數(shù)的增加，合金化程度增加，在ARB循環(huán)至70次后，Al-Mg合金中形成了伴隨納米析出物的過(guò)飽和α-Al固溶體。所制備的Al-Mg合金表現(xiàn)出在機(jī)械性能方面的提升，在CMg=13 wt.%時(shí)最大抗拉強(qiáng)度約為615 MPa，拉伸伸長(zhǎng)率約為10%。高強(qiáng)度可歸因固溶強(qiáng)化、晶界強(qiáng)化、位錯(cuò)強(qiáng)化和析出強(qiáng)化。由于納米析出物的形成增強(qiáng)，隨著CMg含量的增加，Al-Mg合金的加工硬化程度增加。同時(shí)，CMg高達(dá)13 wt.%的Al-Mg合金的抗晶間腐蝕(IGC)性能沒(méi)有明顯下降。此外，研究人員發(fā)現(xiàn)敏化處理對(duì)CMg≤13 wt.%的Al-Mg合金的抗IGC能力影響不大。我們發(fā)現(xiàn)優(yōu)異的IGC抗性是由于通過(guò)ARB誘導(dǎo)的晶粒內(nèi)優(yōu)選先形成沉淀物來(lái)抑制晶界沉淀析出。我們的研究表明了目前固態(tài)合金化方法以實(shí)現(xiàn)在Al-Mg合金中高機(jī)械性能和IGC抗性的卓越組合的新穎性。

Al-Mg合金是一種具有良好耐腐蝕性能的輕質(zhì)結(jié)構(gòu)合金，主要用于船舶和其他交通運(yùn)輸應(yīng)用。隨著Mg質(zhì)量分?jǐn)?shù)(CMg)增加1%，Al-Mg合金的屈服強(qiáng)度將增加約14 MPa。因此，可以通過(guò)增加CMg來(lái)提高Al-Mg合金的強(qiáng)度。但目前工業(yè)用Al-Mg合金中CMg含量通常低于5%，因?yàn)楫?dāng)CMg>5%時(shí)，鑄造凝固過(guò)程中會(huì)發(fā)生嚴(yán)重的熱裂和偏析，從而降低了合金的力學(xué)性能和耐腐蝕性。

由敏化引起的晶間腐蝕(IGC)是Al-Mg合金的另一個(gè)關(guān)鍵問(wèn)題。在室溫（RT）下，Mg在α-Al中的固溶度很低（~1.7 wt.%）。因此，當(dāng)室溫下CMg>1.7 wt.%時(shí)，Mg在α-Al中是非平衡過(guò)飽和的。由于吉布斯能量有降低的趨勢(shì)，過(guò)飽和的Mg容易形成以穩(wěn)定相存在的金屬間化合物(Al3Mg2)。通常，由于異相形核的形成能低得多，Al3Mg2相會(huì)優(yōu)先在晶界處的沉淀析出，導(dǎo)致合金對(duì)IGC的敏感性很高。研究表明，降低晶粒內(nèi)的形核能有助于抑制晶界析出，從而提高Al-Mg合金的抗IGC性能。因此，在抑制晶界沉淀析出的同時(shí)實(shí)現(xiàn)Mg的高固溶，從而制備高強(qiáng)度、高抗IGC抗性的Al-Mg合金是一項(xiàng)很有意義的研究。

Al-Mg合金的合金化方法主要包括液態(tài)和固態(tài)工藝。在液態(tài)工藝中，例如鑄造、增材制造、噴涂沉積等，基本粒子可以很容易地在熔體中擴(kuò)散以實(shí)現(xiàn)完全合金化。然而，合金凝固后通常會(huì)產(chǎn)生一些金相缺陷，如空隙和合金元素的嚴(yán)重枝晶偏析。此外，液態(tài)工藝制造的合金晶粒相對(duì)粗大，這會(huì)限制鋁合金的強(qiáng)度。對(duì)于固態(tài)合金化工藝，球磨(BM)已廣泛用于制造各種合金，包括Al-Mg合金。與傳統(tǒng)的熔煉和凝固工藝相比，BM可以對(duì)合金的組織產(chǎn)生幾種獨(dú)特的影響。例如，可以形成細(xì)化的納米晶粒結(jié)構(gòu)，這有利于提升合金的強(qiáng)度。此外，BM工藝可以使溶質(zhì)原子的固溶度得以擴(kuò)展，并使其達(dá)到非平衡狀態(tài)。然而，BM工藝通常需要預(yù)粉碎和燒結(jié)工藝，這會(huì)使整個(gè)工藝復(fù)雜。此外，最終的材料在燒結(jié)過(guò)程后通常會(huì)出現(xiàn)孔隙和缺陷問(wèn)題。因此，尋找其他固態(tài)合金化方法具有重要意義。

累積疊軋焊（ARB）工藝是一種通過(guò)大形變制備超細(xì)晶粒材料的工藝。ARB工藝也被應(yīng)用于不同金屬的多層復(fù)合材料的制備。在ARB過(guò)程中，隨著軋制循環(huán)次數(shù)（N）的增加，金屬逐漸破碎成顆粒并均勻分散在基體中。對(duì)于傳統(tǒng)的ARB工藝（通常N<10），破碎的金屬顆粒通常很大，尺寸為數(shù)百微米。據(jù)報(bào)道，隨著N的增加，破碎顆粒的尺寸會(huì)減小。另一方面，與BM類似，ARB過(guò)程中的劇烈塑性變形可以增強(qiáng)原子的擴(kuò)散程度。因此，具有超高N的ARB有望用于分散和細(xì)化金屬顆粒，實(shí)現(xiàn)固態(tài)合金化。

在我們之前的研究中，具有超高N（高達(dá)300）的ARB已在純金屬和金屬基納米復(fù)合材料中成功進(jìn)行運(yùn)行。本研究中，武漢大學(xué)Q.S.Mei團(tuán)隊(duì)采用超高N的ARB固態(tài)合金化來(lái)制備Al-Mg合金，并對(duì)Al-Mg合金的顯微組織進(jìn)行表征，以檢驗(yàn)其合金化效果。研究人員對(duì)Al-Mg合金進(jìn)行了力學(xué)性能和腐蝕性能試驗(yàn)，表明了這些合金的優(yōu)異性能，同時(shí)討論了其微觀結(jié)構(gòu)與性能的關(guān)系。相關(guān)研究相關(guān)研究成果以題“Solid-state alloying of Al-Mg alloys by accumulative roll-bonding:microstructure and properties”發(fā)表在《Journal of Materials Science&Technology》上。

總結(jié)：

本研究首次采用超高循環(huán)ARB工藝通過(guò)固態(tài)合金化制備Al-Mg合金。所制備的Al-Mg合金的微觀結(jié)構(gòu)具有超細(xì)晶粒過(guò)飽和基體和大量晶粒內(nèi)的納米析出物。Al-Mg合金表現(xiàn)出優(yōu)異的力學(xué)性能和抗IGC性能。結(jié)果表明高M(jìn)g固溶度和超細(xì)晶粒結(jié)構(gòu)是合金強(qiáng)化的主要原因，納米析出沉淀相是增強(qiáng)應(yīng)變硬化的主要原因。良好的抗IGC性能可歸因于晶粒內(nèi)納米沉淀物的優(yōu)先形成對(duì)晶間沉淀的抑制。本工作提供了一種固態(tài)合金化制備Al-Mg合金的新方法，并通過(guò)調(diào)整納米沉淀物的形成來(lái)提高合金的力學(xué)性能和IGC性能。本方法也可用于其它鋁合金體系甚至其他金屬合金。

圖1所示為(a)直徑為46μm的原始Mg微粒；(b)Mg微粒的XRD圖。

圖2所示為本研究中使用的制造工藝示意圖。

圖3所示為不同Al-Mg中間樣品的顯微組織：(a)-(d)ARB后Al-17Mg中間樣品的Mg元素分布((a)10;(b)30;(c)50;(d)70)的SEM-EDS表征；插圖是相應(yīng)的Al元素分布。

圖4所示為(a)不同N含量的Al-17Mg中間樣品的XRD圖譜；(b)為(a)中放大的XRD圖案；(c)不同N含量的Al-17Mg中間樣品的顯微硬度；(d)具有不同CMg的Al-Mg中間樣品的XRD圖譜，插圖是(d)中放大的XRD圖譜。

圖5所示為Al-13Mg中間試樣的微觀結(jié)構(gòu):(a)TEM圖像，嵌入的是SADF模式;(b)晶粒尺寸統(tǒng)計(jì)，平均值為85 nm;(c)(d)一個(gè)Al晶粒內(nèi)兩個(gè)不同區(qū)域的α-Al矩陣的HRTEM圖像，嵌入的是相應(yīng)的FFT圖像。

圖6所示為Al-13Mg中間樣品的HRTEM圖像:(a)(b)SF與對(duì)應(yīng)放大后的圖像(a)中的紅框，插入(b)中的是對(duì)應(yīng)的FFT圖像;(c)(d)中的9R相與(c)中的紅框中對(duì)應(yīng)的9R相的HRTEM放大圖像相對(duì)應(yīng)，(d)中插入的是對(duì)應(yīng)的FFT圖像。

圖7所示為Al-13Mg中間體樣品顯微組織:(a)(c)HRTEM圖像顯示合金不同區(qū)域形成的溶質(zhì)團(tuán)簇，插圖為相應(yīng)的FFT紅框圖像;(b)(d)分別為(a)(c)內(nèi)紅框標(biāo)記區(qū)域?qū)?yīng)的放大圖像;(e)Al3Mg2相的HRTEM圖像，黃色虛線表示Al3Mg2相的形狀;(f)(e)中紅框標(biāo)記區(qū)域?qū)?yīng)的放大圖像;(g)顯示純Mg存在的HRTEM圖像，嵌入紅框?qū)?yīng)的FFT圖像;(h)(g)中紅框標(biāo)記區(qū)域?qū)?yīng)的放大圖像。

圖8所示為(a)不同CMg制備的Al-Mg最終樣品的XRD圖譜；(b)(a)中放大的XRD圖案；(c)不同CMg的Al-Mg最終樣品的晶格參數(shù)計(jì)算；(d)使用不同方法測(cè)量不同CMg樣品中的Mg含量。

圖9所示為所制備的Al-13Mg合金的顯微組織：(a)TEM照片，嵌入的是SADF圖案；(b)晶粒尺寸統(tǒng)計(jì)，平均值為531 nm；(c)α-Al基體的HRTEM圖像；(d)(c)中紅框降噪后對(duì)應(yīng)的放大圖像，插圖為對(duì)應(yīng)的FFT圖像。

圖10所示為所制備的Al-13Mg合金的顯微組織：(a)SF的HRTEM圖像；(b)(a)中紅色框的放大HRTEM圖像，插圖是相應(yīng)的FFT圖案；(c)9R相；（d）（c）中紅色框的放大HRTEM圖像，插圖是相應(yīng)的FFT圖案。

圖11所示為所制備的Al-13Mg合金的顯微組織：(a)TEM照片；(b)相應(yīng)的化學(xué)分布圖；(c)溶質(zhì)簇的HRTEM圖像；(d)(c)對(duì)應(yīng)的FFT圖像；(e)Al3Mg2相；(f)IFFT圖像和插圖是(e)中紅框的FFT圖像。

圖12所示為制備的Al-Mg合金力學(xué)性能:(a)微硬度;(b)工程應(yīng)力-應(yīng)變曲線;(c)加工硬化率與應(yīng)變曲線，插圖為應(yīng)力-應(yīng)變曲線;(d)本研究中不同Al-Mg合金的UTS與延伸率的關(guān)系。

圖13所示為制備和敏化處理的Al-Mg合金的NAMLT結(jié)果。

圖14所示為UTS與不同Al-Mg合金在NAMLT中的質(zhì)量損失關(guān)系。CR：冷軋；A：退火；ST：固溶處理；H128、T6、H15、T5、T8、H321、O：不同熱處理狀態(tài)。圖中虛線為易受IGC影響的分界線。

圖15所示為敏化的Al-13Mg合金:(a)(c)TEM圖像;(b)STEM圖像，晶界清晰;(d)(c)中對(duì)應(yīng)晶界的HRTME圖像;(e)(f)(c)中紅框?qū)?yīng)的EDS映射圖像。

圖16所示為敏化的Al-13Mg合金：(a)STEM圖像；(b)(c)溶質(zhì)簇的HRTEM圖像；(d)(c)對(duì)應(yīng)的FFT圖像；(e)Al3Mg2相的HRTME圖像；(f)(e)對(duì)應(yīng)的FFT圖像。

圖17所示為測(cè)量的屈服強(qiáng)度和不同強(qiáng)化機(jī)制對(duì)不同Al-Mg合金強(qiáng)度的相對(duì)貢獻(xiàn)。Δσp：沉淀強(qiáng)化的貢獻(xiàn)；Δσd：位錯(cuò)強(qiáng)化的貢獻(xiàn)；Δσgr：晶界強(qiáng)化的貢獻(xiàn)；Δσs：固溶強(qiáng)化的貢獻(xiàn)；σ0：純Al中的晶格摩擦應(yīng)力。