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与粗晶材料相比,超细晶/纳米晶材料凭借其极细的晶粒尺寸而具有一系列优异的力学性能和物理化学性能。密集的晶界是细晶材料具有高性能的主要原因。大塑性变形(SPD)是一种有效的制备超细晶/纳米晶材料的方法。大塑性变形以块体材料为对象,通过对其进行剧烈塑性变形而引入极高的应变量,引起位错增殖等微观结构的演变,从而在不改变样品尺寸的前提下制备出超细晶/纳米晶材料,而且用SPD制备的材料内部无孔洞、夹杂等缺陷。其中,高压扭转(HPT)是细化粗晶材料能力最强的一种SPD技术。HPT过程中,圆片状试样在极高的压力下进行剪切变形,获得具有大角度晶界的纳米晶材料。Al–Mg铝合金具有优良的抗蚀性、可焊性、加工成形性以及中等强度,广泛应用于压力容器、汽车车身板、船舶结构等。用高压扭转等SPD技术能够明显细化Al–Mg铝合金晶粒从而提高其性能。因此,研究Al–Mg合金的大塑性变形技术具有重要意义。本文利用高压扭转技术对商业纯铝和三种成分的高镁二元Al–Mg铝合金(Mg元素含量分别为6%,8%,10%,质量分数)进行大塑性变形,通过X射线衍射(XRD)、透射电镜(TEM)、高分辨透射电镜(HRTEM)和高分辨扫描透射电镜(STEM)研究了HPT纯铝和高镁Al–Mg铝合金的晶界结构、位错和层错等微观结构;利用差示扫描量热法(DSC)、TEM和硬度测试等研究了HPT纯铝的热稳定性;通过硬度测试和拉伸实验分析了HPT纯铝和高镁Al–Mg铝合金的力学性能,讨论了高镁Al–Mg铝合金的强韧化机制。得出以下结论:(1)XRD分析结果显示,HPT Al–8Mg和Al–10Mg合金的平均晶粒尺寸分别为62 nm和60 nm,达到纳米晶级别。TEM统计得到HPT Al–8Mg合金的平均晶粒尺寸为65 nm,与XRD分析结果差别不大。TEM测得HPT纯铝的平均晶粒尺寸为363 nm,达到超细晶级别。(2)高压扭转后高镁Al–Mg铝合金的位错密度为1014 m-2级,其中大晶粒内的局部位错密度高达1017 m-2量级。位错增殖过程中形成位错线、位错墙和位错胞结构。变形过程中位错墙转变为亚晶界,位错胞转变为亚晶。随应变的增加,亚晶界演变为大角度晶界。最终,这些位错结构的演变及其与Mg溶质原子的交互作用产生了强烈的晶粒细化。(3)在HPT超细晶纯铝中,分别采用STEM的平视(plan-view)和端视模式(end-on view),即分别沿[111]和[110]晶带轴方向,同时观察到HPT超细晶纯铝中存在的高密度层错和纳米孪晶,其局部层错密度高达1016m-2,层错宽度在5~20 nm之间。这些层错可分别由60°混合位错分解为90°和30°Shockley不全位错、由0°纯螺型位错分解为两个30°不全位错而形成。这些结果证实,通常认为仅出现于fcc纳米晶中的层错和纳米孪晶的变形机制,同样可以存在于超细晶fcc金属中。(4)DSC分析表明HPT纯铝在加热过程依次发生了回复、再结晶、晶粒长大及二次再结晶。HPT纯铝发生回复和再结晶的温度比未变形纯铝对应的温度偏低,说明高压扭转大塑性变形引入的高应变量使纯铝处于高能状态,热稳定性较差。(5)HPT纯铝的退火实验表明,195°C退火后,HPT纯铝的形变织构恢复,内应力消除,纯铝的硬度由649 MPa降低至588 MPa;380°C退火后,HPT纯铝晶粒粗化,加工硬化状态消除,硬度值下降至270 MPa,和均匀化处理后的铸态纯铝的硬度基本一致。(6)HPT试样沿半径方向由中心到边缘硬度值略有提高。本研究中的硬度实验均在HPT试样的边缘进行。HPT大塑性变形后,纯铝及Al–Mg合金的硬度值显著提高,如未变形的Al–8Mg和Al–10Mg合金的硬度分别为854 MPa和990 MPa,HPT后两种合金的硬度分别提高至2141 MPa和2396 MPa,分别是变形前的2.5和2.4倍。(7)HPT大幅提高了纯铝及Al–Mg合金的强度。如Al–8Mg合金的屈服强度由变形前的160 MPa提升至HPT后的830 MPa,抗拉强度由变形前的290 MPa提升至HPT后的855 MPa,分别是变形前的5.2和2.9倍。(8)固溶强化、细晶强化和位错强化对Al–8Mg合金强度的贡献值分别为148MPa、160 MPa和134 MPa,三种强化机制对合金总屈服强度的贡献比率为56%。非平衡晶界和晶界偏析是两种重要的强化方式。(9)高镁Al–Mg合金的的强度很高但塑性较低。纳米晶Al–Mg合金内无法有效累积位错使得加工硬化能力减弱,导致纳米晶高镁Al–Mg合金的塑性变形能力较差。