导读：传统Al-Mg合金的强度主要依靠冷变形和增加Mg含量，但当Mg含量高(>3 wt.%)时，它容易发生应力腐蚀开裂(SCC)。同时优化铝镁合金的强度和抗SCC性能是一项具有挑战性的工作。本研究介绍了一种通过动态塑性变形和优化退火，提高强度和抗SCC性能的纳米Al-10Mg (10wt .%)合金。变形后的样品呈现纳米级片层结构。随着退火温度的升高，合金的组织尺寸增大，位错密度减小，由片层晶向等轴晶转变。250℃退火的纳米Al-10Mg合金表现出优异的力学性能，敏化状态下的SCC敏感性降低。高比例的低角度晶界与降低位错密度可以有效抑制晶界析出相(GBPs)在敏化过程中的形核和生长，从而保持相对较低的GBPs覆盖率。研究结果为设计高Mg含量、高强度的铝镁合金提供了指导。
铝镁合金系列具有中等强度的特性，广泛应用于汽车、船舶和建筑行业。强化这些合金通常通过冷变形和增加镁含量来实现。然而，通过提高镁含量来提高Al-Mg合金的强度面临着显著的挑战。当Mg含量超过3wt .%时，在50 ~ 220℃的高温下，Mg的过饱和会导致沿晶界的β相分解和形成。这种情况下容易发生严重的晶间应力腐蚀开裂(IGSCC)。
大量的研究表明，晶界相在高强度Al-Mg合金应力腐蚀开裂(SCC)敏感性中的关键作用。对严重IGSCC的易感性与沿GBs持续存在的活性β相有关，β相容易优先溶解。来自Pickens等人的实验证据表明，当A5083合金在150℃下暴露72 h时，沿GBs形成半连续的膜状β相。Mg含量的增加和时效时间的延长使β相颗粒之间的间距减小，使这一问题更加严重。Yukawa等人观察到，在150℃下时效100 h后，al - 9mol .% Mg合金沿GBs形成了连续的β相层。此外，不连续的GBPs的溶解会导致裂纹尖端溶液酸化，从而促进原子氢的产生，并可能引发合金的氢脆。因此，有效控制GBPs是提高高强度Al-Mg合金抗SCC性能的关键。
提高铝镁合金抗SCC性能的策略已经得到了广泛的研究。其中一个策略是在最佳温度下进行热处理，这可以降低敏化Al-Mg合金的SCC敏感性。Kramer等人表明，将敏化的AA5456-H116样品再次暴露在240 - 280°C的温度下10分钟，通过溶解GBPs有效地逆转敏化。然而，值得注意的是，虽然这种补救性热处理减轻了SCC的敏感性，但也可能导致合金强度的降低。另一种提高抗SCC能力的方法是在Al-Mg合金中加入微量元素。已知微量元素如Sr、Nd和Zn会干扰GBPs的连续性，从而增强Al-Mg合金的耐敏化性。然而，这种方法并不能同时导致强度的显著增强。最近，Zhang等人通过循环塑性引入高密度的Mg-Al团簇，提高了5083样品的强度。这一过程有效地延缓了70℃下GBPs的形成，从而提高了耐腐蚀性。尽管如此，在这种情况下，延长老化处理或较高的老化温度可能导致致敏。
塑性变形方法被广泛应用于通过晶粒细化来改善Al-Mg合金的力学性能。然而，随着晶粒尺寸的减小，特别是在纳米尺度上，GBs的比例增加，这可能促进高角晶界(HAGBs)析出相的成核和生长，从而潜在地降低SCC阻力。然而，由于低界面能和低扩散系数，低角度晶界已被证明可以显著抑制β相的析出。因此，目前的挑战在于如何制备高比例的lagb。我们之前的研究表明，在Al-5Mg合金中引入高比例的lagb可以通过动态塑性变形(DPD)来实现。纳米结构(NS) Al-5Mg和Al-5Mg- 3zn样品在高应变条件下产生超过70%的lagb[36,37]。这些敏化的NS Al-Mg合金表现出优异的抗SCC性能和相对较高的屈服强度，因为在退火处理后，保持了高比例的lagb，抑制了GBPs的形成。虽然目前的策略已被证明对Mg含量为5 wt.%的Al-Mg合金有效，但其对Mg含量更高的合金的适用性仍不确定。此外，退火处理可以降低位错密度，但也可能导致微观组织的变化，包括晶粒尺寸的改变和晶界取向的错误，对SCC抗性有复杂的影响。因此，实现高Mg含量Al-Mg合金的强度和抗SCC性能的同时增强仍然是一个重大挑战。
在本研究中，通过DPD和退火方法对NS Al-10Mg合金进行了加工，主要是为了了解其显微组织演变以及与强度和抗SCC性能相关的性能。结果表明，经250℃退火的NS Al-10Mg合金具有较高的抗拉强度和良好的抗SCC性能。
相关研究成果以“Enhancing strength and stress corrosion cracking resistance in high-Mg Al-Mg alloys through nanostructuring and controlled annealing”发表在Journal of Materials Science & Technology上。
链接：https://www.sciencedirect.com/science/article/abs/pii/S1005030224010685
图1所示。CG Al-10Mg样品的表征。(a)反极图z (IPFz)图，(b)晶粒尺寸分布，(c)错取向角分布。
图2所示。AD样品的表征。(a)亮场TEM图像，(b)边界间距分布，(c)错取向角分布，(d) IPFz图与对应的GB图。
图3所示。不同退火温度下AD试样维氏硬度的演变。
图4所示。对应EDS映射的HAADF-STEM图像和(a-c) A230、(d-f) A250和(g-i) A290的边界间距分布。
图5所示。不同温度退火后的NS Al-10Mg样品中的GND分布。(a) AD, (b) 230℃，(C) 250℃，(d) 290℃。
图6所示。退火后NS Al-10Mg的表征。(a, b) A230, (c, d) A250和(e, f) A290的IPFz图和取向角分布。
表1。退火后NS样品的LAGB分数和LGBBC
图7所示。敏化Al-10Mg合金的表征。(a) S-CG样品的HAADF-STEM图像，(b)显示晶界析出物的HRTEM图像，(c) (a)中相应区域的EDS图，(d) (c)中白色箭头所示的Al和Mg在析出物上的浓度分布图。
图8所示。HAADF-STEM图像耦合EDS映射和不同温度退火后敏化Al-10Mg合金样品的晶界间距分布。(a-c)为变形态(S-AD)， (d-f)为230℃退火(AS230)， (g-i)为250℃退火(AS250)， (j- 1)为290℃退火(AS290)。
图9所示。(a) S-AD, (b) AS230, (c) AS250和(d) AS290样品的矩阵与GBPs界面的HRTEM图像。
图10所示。敏化的NS Al-10Mg合金样品在不同温度下退火后的表征。(a, b) S-AD, (c, d) AS230, (e, f) AS250和(g, h) AS290的IPFz图和取向角分布。
表2。敏化NS样品的LAGB分数和LGBBC
图11所示。详细说明LGBBC统计分析的示意图。(a)初始方向映射与gb映射，包括空洞;(b)精细方向映射与gb映射，不包括空洞。
图12所示。S-CG、S-AD、AS230、AS250和AS290在空气和3.5 wt.% NaCl溶液中应变速率为1 × 10-6 s-1时的典型SSRT曲线。
表3。致敏样品SSRT试验结果总结
图13所示。SSRT后S-CG、S-AD、AS230、AS250、AS290断口的SEM图像。(a)在空气中测试S-CG， (b)在溶液中测试S-CG， (c)在空气中测试S-AD， (d)在溶液中测试S-AD， (e)在空气中测试AS230， (f)在溶液中测试AS230， (g)在空气中测试AS250， (h)在溶液中测试AS250， (i)在空气中测试AS290， (j)在溶液中测试AS290。
图14所示。敏化CG Al-10Mg、敏化NS Al-10Mg合金、敏化NS Al-5Mg (pH 3溶液)、敏化NS Al-5Mg- 3zn (pH 3溶液)和典型敏化5xxx合金在中性NaCl溶液中的SCC抗性与UTS的比较。
表4。不同敏化NS合金强度贡献的比较
图15所示。(a)退火和敏化NS样品中的LGBBC， (b)敏化NS样品中LGBBC与SCC敏感性之间的关系。
本研究介绍了纳米结构Al-10Mg (wt.%)合金的研究进展，该合金具有增强的强度和抗SCC性能。采用DPD再退火的方法，制备了具有精细组织的合金。随着退火温度的升高，晶粒结构由拉长晶片转变为等轴晶，并伴有位错密度的降低。纳米合金表现出优异的屈服强度和塑性，主要是由于晶界强化和固溶强化。退火处理对变形态Al-10Mg合金中的LGBBC有显著影响，这是增强抗SCC性能的重要步骤。TEM观察和SSRT测试表明，由于GBPs的持续覆盖，传统敏化的样品对SCC非常敏感，而AS250合金的LGBBC减少，在保持高强度和塑性的同时，显著提高了抗SCC能力。这些发现为提高镁含量铝镁合金的强度和抗SCC能力提供了策略途径。
声明：
“中科院金属所《JMST》：通过纳米化和可控退火技术提高高镁铝镁合金的强度和抗应力腐蚀开裂性能” 该技术专利(论文)所有权利归属于技术(论文)所有人。仅供学习研究，如用于商业用途，请联系该技术所有人。
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编辑：中冶有色技术网
来源：中科院金属所
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2025年03月25日 ~ 27日 
