武汉大学：抗拉615MPa，延伸率10%！累积叠轧高强高塑性铝镁合金

本研究采用一种新的固态合金化方法，通过对Al和Mg元素材料进行超高循环的累积叠轧焊(ARB)以制造高Mg含量(CMg)的Al-Mg合金。实验结果表明，随着ARB循环次数的增加，合金化程度增加，在ARB循环至70次后，Al-Mg合金中形成了伴随纳米析出物的过饱和α-Al固溶体。所制备的Al-Mg合金表现出在机械性能方面的提升，在CMg=13 wt.%时最大抗拉强度约为615 MPa，拉伸伸长率约为10%。高强度可归因固溶强化、晶界强化、位错强化和析出强化。由于纳米析出物的形成增强，随着CMg含量的增加，Al-Mg合金的加工硬化程度增加。同时，CMg高达13 wt.%的Al-Mg合金的抗晶间腐蚀(IGC)性能没有明显下降。此外，研究人员发现敏化处理对CMg≤13 wt.%的Al-Mg合金的抗IGC能力影响不大。我们发现优异的IGC抗性是由于通过ARB诱导的晶粒内优选先形成沉淀物来抑制晶界沉淀析出。我们的研究表明了目前固态合金化方法以实现在Al-Mg合金中高机械性能和IGC抗性的卓越组合的新颖性。

Al-Mg合金是一种具有良好耐腐蚀性能的轻质结构合金，主要用于船舶和其他交通运输应用。随着Mg质量分数(CMg)增加1%，Al-Mg合金的屈服强度将增加约14 MPa。因此，可以通过增加CMg来提高Al-Mg合金的强度。但目前工业用Al-Mg合金中CMg含量通常低于5%，因为当CMg>5%时，铸造凝固过程中会发生严重的热裂和偏析，从而降低了合金的力学性能和耐腐蚀性。

由敏化引起的晶间腐蚀(IGC)是Al-Mg合金的另一个关键问题。在室温（RT）下，Mg在α-Al中的固溶度很低（~1.7 wt.%）。因此，当室温下CMg>1.7 wt.%时，Mg在α-Al中是非平衡过饱和的。由于吉布斯能量有降低的趋势，过饱和的Mg容易形成以稳定相存在的金属间化合物(Al3Mg2)。通常，由于异相形核的形成能低得多，Al3Mg2相会优先在晶界处的沉淀析出，导致合金对IGC的敏感性很高。研究表明，降低晶粒内的形核能有助于抑制晶界析出，从而提高Al-Mg合金的抗IGC性能。因此，在抑制晶界沉淀析出的同时实现Mg的高固溶，从而制备高强度、高抗IGC抗性的Al-Mg合金是一项很有意义的研究。

Al-Mg合金的合金化方法主要包括液态和固态工艺。在液态工艺中，例如铸造、增材制造、喷涂沉积等，基本粒子可以很容易地在熔体中扩散以实现完全合金化。然而，合金凝固后通常会产生一些金相缺陷，如空隙和合金元素的严重枝晶偏析。此外，液态工艺制造的合金晶粒相对粗大，这会限制铝合金的强度。对于固态合金化工艺，球磨(BM)已广泛用于制造各种合金，包括Al-Mg合金。与传统的熔炼和凝固工艺相比，BM可以对合金的组织产生几种独特的影响。例如，可以形成细化的纳米晶粒结构，这有利于提升合金的强度。此外，BM工艺可以使溶质原子的固溶度得以扩展，并使其达到非平衡状态。然而，BM工艺通常需要预粉碎和烧结工艺，这会使整个工艺复杂。此外，最终的材料在烧结过程后通常会出现孔隙和缺陷问题。因此，寻找其他固态合金化方法具有重要意义。

累积叠轧焊（ARB）工艺是一种通过大形变制备超细晶粒材料的工艺。ARB工艺也被应用于不同金属的多层复合材料的制备。在ARB过程中，随着轧制循环次数（N）的增加，金属逐渐破碎成颗粒并均匀分散在基体中。对于传统的ARB工艺（通常N<10），破碎的金属颗粒通常很大，尺寸为数百微米。据报道，随着N的增加，破碎颗粒的尺寸会减小。另一方面，与BM类似，ARB过程中的剧烈塑性变形可以增强原子的扩散程度。因此，具有超高N的ARB有望用于分散和细化金属颗粒，实现固态合金化。

在我们之前的研究中，具有超高N（高达300）的ARB已在纯金属和金属基纳米复合材料中成功进行运行。本研究中，武汉大学Q.S.Mei团队采用超高N的ARB固态合金化来制备Al-Mg合金，并对Al-Mg合金的显微组织进行表征，以检验其合金化效果。研究人员对Al-Mg合金进行了力学性能和腐蚀性能试验，表明了这些合金的优异性能，同时讨论了其微观结构与性能的关系。相关研究相关研究成果以题“Solid-state alloying of Al-Mg alloys by accumulative roll-bonding:microstructure and properties”发表在《Journal of Materials Science&Technology》上。

总结：

本研究首次采用超高循环ARB工艺通过固态合金化制备Al-Mg合金。所制备的Al-Mg合金的微观结构具有超细晶粒过饱和基体和大量晶粒内的纳米析出物。Al-Mg合金表现出优异的力学性能和抗IGC性能。结果表明高Mg固溶度和超细晶粒结构是合金强化的主要原因，纳米析出沉淀相是增强应变硬化的主要原因。良好的抗IGC性能可归因于晶粒内纳米沉淀物的优先形成对晶间沉淀的抑制。本工作提供了一种固态合金化制备Al-Mg合金的新方法，并通过调整纳米沉淀物的形成来提高合金的力学性能和IGC性能。本方法也可用于其它铝合金体系甚至其他金属合金。

图1所示为(a)直径为46μm的原始Mg微粒；(b)Mg微粒的XRD图。

图2所示为本研究中使用的制造工艺示意图。

图3所示为不同Al-Mg中间样品的显微组织：(a)-(d)ARB后Al-17Mg中间样品的Mg元素分布((a)10;(b)30;(c)50;(d)70)的SEM-EDS表征；插图是相应的Al元素分布。

图4所示为(a)不同N含量的Al-17Mg中间样品的XRD图谱；(b)为(a)中放大的XRD图案；(c)不同N含量的Al-17Mg中间样品的显微硬度；(d)具有不同CMg的Al-Mg中间样品的XRD图谱，插图是(d)中放大的XRD图谱。

图5所示为Al-13Mg中间试样的微观结构:(a)TEM图像，嵌入的是SADF模式;(b)晶粒尺寸统计，平均值为85 nm;(c)(d)一个Al晶粒内两个不同区域的α-Al矩阵的HRTEM图像，嵌入的是相应的FFT图像。

图6所示为Al-13Mg中间样品的HRTEM图像:(a)(b)SF与对应放大后的图像(a)中的红框，插入(b)中的是对应的FFT图像;(c)(d)中的9R相与(c)中的红框中对应的9R相的HRTEM放大图像相对应，(d)中插入的是对应的FFT图像。

图7所示为Al-13Mg中间体样品显微组织:(a)(c)HRTEM图像显示合金不同区域形成的溶质团簇，插图为相应的FFT红框图像;(b)(d)分别为(a)(c)内红框标记区域对应的放大图像;(e)Al3Mg2相的HRTEM图像，黄色虚线表示Al3Mg2相的形状;(f)(e)中红框标记区域对应的放大图像;(g)显示纯Mg存在的HRTEM图像，嵌入红框对应的FFT图像;(h)(g)中红框标记区域对应的放大图像。

图8所示为(a)不同CMg制备的Al-Mg最终样品的XRD图谱；(b)(a)中放大的XRD图案；(c)不同CMg的Al-Mg最终样品的晶格参数计算；(d)使用不同方法测量不同CMg样品中的Mg含量。

图9所示为所制备的Al-13Mg合金的显微组织：(a)TEM照片，嵌入的是SADF图案；(b)晶粒尺寸统计，平均值为531 nm；(c)α-Al基体的HRTEM图像；(d)(c)中红框降噪后对应的放大图像，插图为对应的FFT图像。

图10所示为所制备的Al-13Mg合金的显微组织：(a)SF的HRTEM图像；(b)(a)中红色框的放大HRTEM图像，插图是相应的FFT图案；(c)9R相；（d）（c）中红色框的放大HRTEM图像，插图是相应的FFT图案。

图11所示为所制备的Al-13Mg合金的显微组织：(a)TEM照片；(b)相应的化学分布图；(c)溶质簇的HRTEM图像；(d)(c)对应的FFT图像；(e)Al3Mg2相；(f)IFFT图像和插图是(e)中红框的FFT图像。

图12所示为制备的Al-Mg合金力学性能:(a)微硬度;(b)工程应力-应变曲线;(c)加工硬化率与应变曲线，插图为应力-应变曲线;(d)本研究中不同Al-Mg合金的UTS与延伸率的关系。

图13所示为制备和敏化处理的Al-Mg合金的NAMLT结果。

图14所示为UTS与不同Al-Mg合金在NAMLT中的质量损失关系。CR：冷轧；A：退火；ST：固溶处理；H128、T6、H15、T5、T8、H321、O：不同热处理状态。图中虚线为易受IGC影响的分界线。

图15所示为敏化的Al-13Mg合金:(a)(c)TEM图像;(b)STEM图像，晶界清晰;(d)(c)中对应晶界的HRTME图像;(e)(f)(c)中红框对应的EDS映射图像。

图16所示为敏化的Al-13Mg合金：(a)STEM图像；(b)(c)溶质簇的HRTEM图像；(d)(c)对应的FFT图像；(e)Al3Mg2相的HRTME图像；(f)(e)对应的FFT图像。

图17所示为测量的屈服强度和不同强化机制对不同Al-Mg合金强度的相对贡献。Δσp：沉淀强化的贡献；Δσd：位错强化的贡献；Δσgr：晶界强化的贡献；Δσs：固溶强化的贡献；σ0：纯Al中的晶格摩擦应力。