李炯利，張 坤，熊艷才

（北京航空材料研究院，北京 100095）

Al－Mg系合金（5XXX）由于比強度高、成形性好、焊接性好、抗沖擊性和耐腐蝕性好等一系列優(yōu)點［1］，被廣泛應(yīng)用于航空航天、艦艇船舶和軍用車輛（尤其是水陸兩用戰(zhàn)車）等領(lǐng)域［2］。近年來隨著使用要求的不斷提高，對Al－Mg合金的強度也提出了更高的要求。然而，利用傳統(tǒng)的制備方法和強化工藝很難使Al－Mg合金的強度獲得突破性的提高。令人欣慰的是，近年來出現(xiàn)的納米晶金屬材料［3］由于具有晶粒尺寸小，缺陷密度高（材料中晶界所占體積分?jǐn)?shù)較大）等組織結(jié)構(gòu)上的特殊性，使得這種材料具有很多傳統(tǒng)粗晶金屬材料所無法比擬的優(yōu)異性能，如更高的強度和硬度等［4］。因此，將傳統(tǒng)Al－Mg合金納米化隨之就成了提高該材料強度的有效途徑之一。

在納米晶體材料中，組織的穩(wěn)定性對于材料的綜合性能至關(guān)重要。納米晶體材料中大量的晶界處于熱力學(xué)亞穩(wěn)態(tài)，在適當(dāng)?shù)耐饨鐥l件下將向較穩(wěn)定的亞穩(wěn)態(tài)或穩(wěn)定態(tài)轉(zhuǎn)化［5］。納米晶體材料一旦發(fā)生晶粒長大，即轉(zhuǎn)變?yōu)槠胀ù志Р牧?，失去其?yōu)異性能。而傳統(tǒng)Al－Mg合金的強化方式一般為固溶強化和應(yīng)變強化［6］，是一種不可熱處理強化的合金，也就是說該合金性能的提高并不依靠高溫下的熱處理（析出相強化）來實現(xiàn)。因此，Al－Mg合金經(jīng)納米化后無需進行高溫下的熱處理，從而使納米晶體結(jié)構(gòu)最大限度地保留下來，最大程度地保持其優(yōu)異性能。

通常情況下，塊體納米晶金屬材料的制備方法包括深度塑性變形法（等通道角擠壓和高壓扭轉(zhuǎn)變形）［7］、電 沉 積 法［8］、非 晶 晶 化 法［9］和 粉 末 冶 金 法［10］等。由于Al和Mg都是化學(xué)性質(zhì)較為活潑的金屬，在空氣中易氧化［11］，因此很難制備出尺寸較大、晶粒細(xì)小的塊體納米晶Al－Mg合金。值得注意的是，近年來出現(xiàn)的低溫球磨粉末冶金法是一種新穎有效的塊體納米晶金屬材料制備方法［12］，它在傳統(tǒng)機械球磨過程中引入液氮（或液氬）等惰性低溫介質(zhì)，在減少粉體材料氧化的同時，也有效抑制材料的回復(fù)和再結(jié)晶，從而快速實現(xiàn)晶粒細(xì)化。因此，目前已見報道的納米晶Al－Mg合金的制備大多采用低溫球磨粉末冶金法［13－22］。

目前，關(guān)于低溫球磨制備納米晶Al－Mg合金的研究主要集中于國外。其中，美國加利福尼亞州立大學(xué)的Lavernia教授帶領(lǐng)的團隊對Al－Mg系（以5083為主）納米晶鋁合金開展了一系列的研究［13－22］。大量研究結(jié)果表明，Al－Mg合金經(jīng)納米化后強度得到明顯提升，但塑性都普遍較低［13，14，23］。為了改善納米晶 Al－Mg合金的低塑性，匹配材料的強度和塑性，從而獲得高性能的納米晶Al－Mg合金，國外提出了多種思路和方法來進行優(yōu)化，并開展了大量的驗證試驗。其中，“多模態(tài)”（多尺度微觀組織）概念的提出使得納米晶Al－Mg合金強度和塑性的高匹配成為可能。以下簡要介紹國外有關(guān)高性能納米晶Al－Mg合金的研究進展。

1 傳統(tǒng)納米晶Al－Mg合金的不足

納米材料的力學(xué)性能顯著區(qū)別于粗晶材料。在室溫條件下，大多數(shù)晶粒尺寸小于25nm的納米金屬具有較低的伸長率，通常低于2%，且隨著晶粒尺寸的減小而降低［24］。相關(guān)研究也表明［13，25］，納米晶體材料由于本身晶粒尺寸小，容納位錯能力有限，因此位錯運動較少，加工硬化現(xiàn)象明顯，導(dǎo)致材料的塑性和韌性較差。而結(jié)構(gòu)材料必須具備一定的塑性才能滿足工程應(yīng)用的需求。通常情況下，滿足工程應(yīng)用需求的金屬結(jié)構(gòu)材料的伸長率要求至少為7%～8%［14］。因此，納米晶Al－Mg鋁合金的低塑性（＜2%）限制了其工程化應(yīng)用。綜上所述，低塑性和低韌性是納米晶Al－Mg鋁合金的固有屬性，也是限制其工程化應(yīng)用的瓶頸。

2 高性能納米晶Al－Mg合金的研究

針對傳統(tǒng)納米晶Al－Mg合金的不足，國外就如何提高納米晶Al－Mg合金的塑性和韌性，實現(xiàn)其強度和塑性的高匹配，提出了多種方法（包括組織優(yōu)化、成分優(yōu)化等）來進行優(yōu)化，并開展了大量的驗證試驗。

2.1 組織優(yōu)化

20世紀(jì)末，美國加州大學(xué)的V.L.Tellkamp教授和 E.J.Lavernia教授［15］采用 Union Process 01－HD attritor裝置將5083鋁合金霧化粉體（化學(xué)成分為：4.4Mg，0.7Mn，0.15Cr，余量 Al，質(zhì)量分?jǐn)?shù)／%）置于液氮中進行低溫球磨，制備出了晶粒尺寸約為24nm的納米晶5083鋁合金粉體。經(jīng)過真空除氣、熱等靜壓和擠壓后，納米晶粉體被加工成大尺寸的塊體樣品，其晶粒尺寸約為34nm。在ASTM E8的標(biāo)準(zhǔn)下，對該塊體納米晶5083鋁合金進行了室溫拉伸試驗（性能數(shù)據(jù)見表1）。結(jié)果發(fā)現(xiàn)，與工業(yè)5083鋁合金（5083－O8和5083－H3438）相比，納米晶5083鋁合金（n－5083）的屈服強度和抗拉強度得到明顯提高，而其伸長率卻沒有下降。針對這一奇特的現(xiàn)象，V.L.Tellkamp給出了解釋，認(rèn)為納米晶5083鋁合金塑性的保持可能與材料在制備過程中產(chǎn)生的粗晶區(qū)（晶界滑移）有關(guān)。

表1 納米晶5083鋁合金與工業(yè)5083鋁合金力學(xué)性能Table 1 Mechanical properties of n－5083 compared to commercial 5083

基于文獻［15］的研究結(jié)果，國外專家提出了“納米晶鋁合金中少量粗晶的存在有利于強度和塑性的匹配”的假說［12］，并開展了大量的試驗進行驗證。其中，最為普遍采用的制備方法是在鋁合金球磨粉體中摻雜霧化粉體來作為初始的粉體材料，經(jīng)固結(jié)后獲得具備雙模態(tài)（Bi－modal）微觀組織特征（納米晶區(qū)中包含亞微晶區(qū)）的塊體鋁合金材料［13，14，16］。

早期，美國加州大學(xué)歐文分校的D.Witkin等［13］通過低溫球磨、熱等靜壓和擠壓制備了塊體納米晶Al－7.5Mg（體積分?jǐn)?shù)／%，下同）合金，其室溫拉伸性能見表2。作為對比，傳統(tǒng)5083鋁合金（粗晶）的拉伸性能也在表中給出。與傳統(tǒng)5083鋁合金相比，塊體納米晶Al－7.5Mg合金的屈服強度（641MPa）和抗拉強度（847MPa）得到顯著提高，但其塑性大幅降低，伸長率僅為1.4%。為了改善此類材料的塑性，D.Witkin采用在球磨粉體中摻雜霧化粉體的方法制備了含霧化粉體質(zhì)量分?jǐn)?shù)分別為15%和30%的雙模態(tài)Al－7.5Mg合金，其室溫拉伸性能亦見表2。結(jié)果發(fā)現(xiàn)，與全部由球磨粉體制備的納米晶Al－7.5Mg（單一模態(tài)）相比，由球磨粉體摻雜霧化粉體制備的雙模態(tài)Al－7.5Mg合金的塑性得到明顯提升，其強度雖有所降低，但仍遠(yuǎn)遠(yuǎn)高于傳統(tǒng)5083鋁合金的強度。

表2 低溫球磨制備的Al－7.5Mg與傳統(tǒng)5083鋁合金的拉伸性能Table 2 Tensile properties of cryomilled Al－7.5Mg and conventional Al 5083

在D.Witkin等［13］的工作基礎(chǔ)上，2004年美國加州大學(xué)戴維斯分校的B.Q.Han等［14］又通過低溫球磨、冷等靜壓和擠壓制備了含霧化粉體體積分?jǐn)?shù)分別為15%，30%和50%的雙模態(tài)5083鋁合金。在這種雙模態(tài)鋁合金的微觀組織中（見圖1），既存在著晶粒尺寸為100～300nm的納米晶區(qū)域，又有來自于原始霧化粉體、晶粒尺寸為0.5～1μm的亞微晶區(qū)域。此外還發(fā)現(xiàn)，隨著霧化粉體（粗晶）體積分?jǐn)?shù)的增多，對應(yīng)塊體材料的塑性也得到大幅提高，而其強度卻未見明顯下降（見圖2），這一結(jié)果與D.Witkin等［13］得出的結(jié)論相一致。

圖1 由球磨粉體摻雜霧化粉體（50%體積分?jǐn)?shù)）制備的塊體5083鋁合金的透射照片（縱向）Fig.1 TEM image of the as－extruded 5083alloy with 50%unmilled powder（longitudinal）

圖2 雙模態(tài)5083鋁合金中力學(xué)性能和霧化粉體體積分?jǐn)?shù)的關(guān)系Fig.2 Engineering strength and strain of the bimodal 5083Al versus the unmilled powder content

上述兩組試驗在一定程度上很好地證實了“納米晶鋁合金中少量粗晶的存在有利于強度和塑性的匹配”的假說，同時也可預(yù)測納米晶鋁合金中多尺度微觀組織的存在將會更進一步匹配材料的強度和塑性。低溫球磨過程中，鋁合金粉體材料由于受到球磨介質(zhì)（磨球、攪拌軸等）的強烈撞擊，其內(nèi)部顯微組織發(fā)生了嚴(yán)重的塑性變形，因此經(jīng)過不同球磨時間得到的粉體材料的微觀組織、晶粒形貌和晶粒尺寸等都是不同的［26］。因此，是否可以將經(jīng)過不同球磨時間得到的Al－Mg合金粉體材料按照一定比例混合，再經(jīng)固結(jié)后獲得具備“多尺度微觀組織”特征的塊體材料，從而更進一步匹配材料的強度和塑性，國外在這方面也開展了相應(yīng)的驗證試驗。

同樣是加州大學(xué)戴維斯分校的Z.H.Zhang等［16］將5083鋁合金霧化粉體（球磨時間0h）和經(jīng)不同球磨時間（2，4，8h）得到的粉體按照一定比例混合（見表3），經(jīng)真空除氣、冷等靜壓和擠壓后制備了具備多尺度微觀組織（納米晶區(qū)200～300nm，亞微晶區(qū)和帶狀組織0.6～2μm）的Al－Mg合金，其拉伸性能亦見表3。與傳統(tǒng)5083鋁合金和單一模態(tài)的納米晶5083鋁合金相比（見表2），這種含有多尺度微觀組織的Al－Mg合金的強度和塑性得到了更好的匹配。

表3 Al－Mg合金（多尺度微觀組織）的粉體配比（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）和拉伸性能Table 3 The mixture ratio（mass fraction）and tensile properties of Al－Mg alloy with multi－scale microstructures

以上三組驗證試驗的研究結(jié)果表明，在不大幅度犧牲材料強度的前提下，納米晶鋁合金的低塑性和低韌性可以通過在納米晶區(qū)內(nèi)引入（摻雜）亞微晶區(qū)來得到改善，即形成所謂的“多尺度微觀組織”（納米晶、亞微晶以及帶狀組織等共存），如圖3所示［16］。這一結(jié)論可以通過“裂紋搭橋”（crack bridging）和“界面剝離”（interface delamination）的理論［14］來更好地解釋。圖4給出了雙模態(tài)微觀組織中裂紋的萌生和擴展過程的示意圖。含有雙模態(tài)微觀組織的鋁合金材料在拉伸載荷的作用下，微裂紋最先在硬度較高的納米晶區(qū)域內(nèi)萌生并沿著晶界擴展（見圖4（a））。當(dāng)微裂紋在擴展過程中遇到了晶粒尺寸較大的亞微晶，亞微晶區(qū)和納米晶區(qū)的界面剝離使得裂紋鈍化，在一定程度上阻止了裂紋的擴展（見圖4（b））。隨著拉伸載荷的進一步施加，更多的位錯聚集在亞微晶區(qū)并產(chǎn)生新的滑移面，最終使得亞微晶區(qū)發(fā)生頸縮變形直至穿晶斷裂，并在拉伸斷口上留下了韌窩（見圖4（c））。綜上所述，含有雙模態(tài)微觀組織的鋁合金材料在拉伸過程中，亞微晶區(qū)和納米晶區(qū)的界面剝離，以及亞微晶區(qū)的頸縮變形和穿晶斷裂，帶來顯著的能量損耗，從而使材料塑性明顯提升。

圖3 “多尺度”微觀組織示意圖Fig.3 Schematic illustrations of the multi－scale microstructures

雙模態(tài)Al－Mg合金的研究結(jié)果證實，在鋁合金球磨粉體（納米晶）中摻雜霧化粉體（亞微晶）作為初始粉體材料，確實可以實現(xiàn)最終塊體材料強度和塑性的匹配?；谶@一結(jié)論，是否可以在雙模態(tài)Al－Mg合金中加入一定量的硬質(zhì)顆粒（如B4C，SiC等）制備成三模態(tài)（Tri－modal）的鋁基復(fù)合材料，來進一步提高合金的性能，國外在這方面也開展了相應(yīng)的研究工作。

圖4 雙模態(tài)微觀組織中裂紋的萌生和擴展示意圖（a）微裂紋在納米晶區(qū)萌生并沿晶界擴展；（b）亞微晶區(qū)使裂紋鈍化并抑制其擴展；（c）亞微晶區(qū)發(fā)生穿晶斷裂并在斷口上留下韌窩Fig.4 Schematic illustrations of the crack initiation and propagation in the bimodal microstructures（a）microcracks nucleate in the nanostructured regions and propagate along grain boundaries；（b）the CG regions retard crack propagation by the crack blunting and interface delamination；（c）transcrystalline rupture generates on the CG regions and dimples left on the fracture surface

2005年，加州大學(xué)戴維斯分校的J.C.YE等［27］首先將5083鋁合金霧化粉體與B4C顆粒（質(zhì)量分?jǐn)?shù)為20%）混合均勻，并置于液氮中進行低溫球磨。球磨結(jié)束后取出粉體，再與等質(zhì)量的5083鋁合金霧化粉體混合均勻，經(jīng)冷等靜壓和擠壓后制備了Al－5083／B4Cp三模態(tài)鋁基復(fù)合材料（其中B4C顆粒、粗晶Al－5083和納米晶 Al－5083的質(zhì)量分?jǐn)?shù)分別為10%，50%，40%）。在該復(fù)合材料中，可以觀察到納米晶區(qū)和亞微晶區(qū)交替分布，且B4C顆粒在納米晶區(qū)中均勻分布（見圖5）。此外，在室溫下的壓縮性能測試中，該材料表現(xiàn)出極高的屈服強度（1065MPa），但伸長率較低。經(jīng)退火后，材料的伸長率提高至2.5%，強度沒有明顯的降低。J.C.YE等認(rèn)為，由于基體（5083鋁合金）與強化相（B4C顆粒）間的界面結(jié)合力較強，三模態(tài)鋁基復(fù)合材料中外加載荷的傳遞就像一場“接力賽”，從亞微晶區(qū)傳遞到納米晶區(qū)，又從納米晶區(qū)傳遞到B4C顆粒上。最終，大部分的外加載荷主要由B4C顆粒來承受，使得材料擁有極高的屈服強度。

圖5 三模態(tài)鋁基復(fù)合材料Al－5083／B4Cp的微觀組織（a）平行與擠壓方向；（b）垂直于擠壓方向Fig.5 TEM images of the tri－modal Al－5083／B4Cp（a）parallel to the extrusion direction；（b）perpendicular to the extrusion direction

上述三模態(tài)鋁基復(fù)合材料Al－5083／B4Cp的超高強度（1065MPa）引起了廣泛關(guān)注和極高興趣。2009年，同樣是E.J.Lavernia教授的團隊成員Y.Li等［28］通過三種機理模型（Hall－Petch，Orowan和 Taylor）定量地計算了四種微觀組織（粗晶、超細(xì)晶、納米晶和B4C）及四種強化機理（細(xì)晶強化、彌散強化、位錯強化和復(fù)合強化）分別對該復(fù)合材料強度的貢獻，計算結(jié)果見圖6。

圖6 四種微觀組織及四種強化機理對Al－5083／B4Cp 復(fù)合材料強度的貢獻Fig.6 Histogram showing the contributions of the four microconstituents and various strengthening mechanisms to strength of the tri－modal Al 5083based composite

2.2 成分優(yōu)化

除上述組織優(yōu)化設(shè)計的方法外，盡量減少外來雜質(zhì)來保證材料的純度也是提高納米晶Al－Mg合金塑性的有效方法之一。傳統(tǒng)的低溫球磨方法是將鋁合金粉體和液氮的混合漿料一同加入到球磨罐中進行球磨。2006年，北卡羅萊那州立大學(xué)的K.M.Youssef等［29］通過改進后的低溫球磨設(shè)備（通過在球磨罐外層流動的液氮來冷卻球磨過程，而不是將液氮和粉體一同加入到球磨罐內(nèi)）制備了強度和塑性匹配性極高的納米晶 Al－5.%Mg（原子分?jǐn)?shù)）合金 （屈服強度620MPa，極限抗拉強度740MPa，伸長率8.5%）。與傳統(tǒng)低溫球磨制備的納米晶Al－Mg合金相比，K.M.Youssef等通過優(yōu)化后的低溫球磨工藝原位（in－situ）固結(jié)制得的納米晶Al－5%Mg合金，兩者的強度相當(dāng)，但后者擁有更高的塑性。分析認(rèn)為，這種強度和塑性的高匹配主要歸因于改進后的球磨工藝可以有效地減少外來雜質(zhì)及人工效應(yīng)物（artifacts）的摻入，從而生成純度極高的納米晶Al－Mg合金。

2.3 其他方法

另據(jù)相關(guān)研究報道，鋁基復(fù)合材料的塑性還可通過細(xì)化強化相顆粒的尺寸來進一步提升。最近，加州大學(xué)戴維斯分校的Z.H.Zhang等［30］通過低溫球磨、熱等靜壓和擠壓制備了納米B4C顆粒增強的鋁基復(fù)合材料（Al 5083／5%B4C（體積分?jǐn)?shù)））。其中，強化相B4C顆粒尺寸為38nm。結(jié)果發(fā)現(xiàn)，與微米顆粒增強相相比，納米顆粒增強相在強度提升和抑制晶粒長大方面效果更明顯。

綜上所述，多模態(tài)鋁基復(fù)合材料和納米顆粒增強的復(fù)合材料在材料塑性提升以及強韌性配合等方面都有積極意義?？梢灶A(yù)測，通過整合并集中這兩種材料的優(yōu)勢，制備出納米顆粒增強的多模態(tài)鋁基復(fù)合材料有望進一步提升傳統(tǒng)納米晶Al－Mg合金材料的綜合性能。

3 結(jié)束語

目前，有關(guān)高性能納米晶Al－Mg合金的研究主要集中于國外，國內(nèi)研究相對較少?，F(xiàn)將該領(lǐng)域的一些研究進展和未來的發(fā)展趨勢歸納如下：

（1）在不顯著犧牲材料強度的前提下，納米晶Al－Mg合金的低塑性和低韌性可以通過在納米晶區(qū)內(nèi)引入（摻雜）亞微晶區(qū)來得到改善，即形成所謂的“多尺度微觀組織”（納米晶、亞微晶以及帶狀組織等共存）。

（2）以Al－Mg合金為基體的多模態(tài)鋁基復(fù)合材料和納米顆粒增強的鋁基復(fù)合材料在材料塑性提升以及強韌性配合等方面都有積極意義?！半p納米結(jié)構(gòu)”是未來顆粒增強鋁基復(fù)合材料的發(fā)展趨勢之一，其中鋁基體以納米晶為主，亞微晶、帶狀組織等共存；強化相的尺寸則以納米級為主，微米級共存。

［1］BATHULA S，ANANDANI R C，DHAR A，et al.Microstructural features and mechanical properties of Al 5083／SiCpmetal matrix nanocomposites produced by high energy ball milling and spark plasma sintering［J］.Materials Science and Engineering：A，2012，545：97－102.

［2］NEWBERY A P，AHN B，TOPPING T D，et al.Large UFG Al alloy plates from cryomilling［J］.Journal of Materials Processing Technology，2008，203（1－3）：37－45.

［3］TANG F，HAGIWARA M，SCHOENUNG J M.Microstructure and tensile properties of bulk nanostructured Al－5083SiCpcomposites prepared by cryomilling［J］.Materials Science and Engineering：A，2005，407（1－2）：306－314.

［4］李炯利，厲沙沙，樊振中，等.低溫球磨制備超高強度塊體納米晶純鋁［J］.中國有色金屬學(xué)報，2013，23（5）：1182－1188.LI J L，LI S S，F(xiàn)AN Z Z，et al.A super high strength bulk nanocrystalline Al prepared via cryomilling［J］.The Chinese Journal of Nonferrous Metals，2013，23（5）：1182－1188.

［5］DRIVER J H.Stability of nanostructured metals and alloys［J］.Scripta Materialia，2004，51（8）：819－823.

［6］GOSWAMI R，HOLTZ R L.Transmission electron microscopic investigations of grain boundary beta phase precipitation in Al 5083aged at 373K （100℃）［J］.Metallurgical and Materials Transactions A，2013，44（3）：1279－1289.

［7］LEE Z，ZHOU F，VALIEV R Z，et al.Microstructure and microhardness of cryomilled bulk nanocrystalline Al－7.5%Mg alloy consolidated by high pressure torsion［J］.Scripta Materialia，2004，51（3）：209－214.

［8］VISWANATHAN V，LAHA T，BALANI K，et al.Challenges and advances in nanocomposite processing techniques［J］.Material Science and Engineering R，2006，54（5－6）：121－285.

［9］LU K，WEI W D，WANG J T.Microhardness and fracture properties of nanocrystalline Ni－P alloys［J］.Scripta Materialia，1990，24（12）：2319－2323.

［10］VOGT R G，ZHANG Z，TOPPING T D，et al.Cryomilled aluminum alloy and boron carbide nano－composite plate［J］.Journal of Materials Processing Technology，2009，209（11）：5046－5053.

［11］楊富寶，吳?？?納米晶Al及Al－Mg合金的合成與性能研究進展［J］.材料導(dǎo)報，2004，18（9）：30－32.YANG F B，WU X J.Advances in research on synthesis and properties of nanocrystalline Al and Al－Mg alloy［J］.Materials Review，2004，18（9）：30－32.

［12］LAVERNIA E J，HAN B Q，SCHOENUNG J M.Cryomilling nanostructured materials：processing and properties［J］.Mater Sci Eng A，2008，493（1－2）：207－214.

［13］WITKIN D，LEE Z，RODRIGUEZ R，et al.Al－Mg alloy engineered with bimodal grain size for high strength and increased ductility［J］.Scripta Materialia，2003，49（4）：297－302.

［14］HAN B Q，LEE Z，WITKIN D，et al.Deformation behavior of bimodal nanostructured 5083Al Alloys［J］.Metallurgical and Materials Transactions A，2005，36（4）：957－965.

［15］TELLKAMP V L，LAVERNIA E J.Processing and mechanical properties of nanocrystalline 5083Al alloy［J］.NanoStructured Materials，1999，12（1－4）：249－252.

［16］ZHANG Z H，HAN B Q，CHUNG K H，et al.On the behavior of microstructures with multiple length scales［J］.Metallurgical and Materials Transactions A，2006，37（7）：2265－2273.

［17］ZHOU F，LIAO X Z，ZHU Y T，et al.Microstructural evolution during recovery and recrystallization of a nanocrystalline Al－Mg alloy prepared by cryogenic ball millingJ.Acta Materialia 2003，51（10）：2777－2791.

［18］HAN B Q，LEE Z，NUTT S R，et al.Mechanical properties of an ultrafine－grained Al－7.5pct Mg alloy［J］.Metallurgical and Materials Transactions A，2003，34（3）：603－613.

［19］HAYES R，TELLKAMP V L，LAVERNIA E J.A Preliminary creep study of a bulk nanocrystalline Al－Mg alloy［J］.Scripta Materialia，1999，41（7）：743－748.

［20］HAN B Q，LAVERNIA E J.High－temperature behavior of a cryomilled ultrafine－grained Al－7.5%Mg alloy［J］.Materials Science and Engineering：A，2005，410－411：417－421.

［21］FAN G J，WANG G Y，CHOO H，et al.Deformation behavior of an ultrafine－grained Al－Mg alloy at different strain rates［J］.Scripta Mater，2005，52（9）：929－933.

［22］LUCADAMO G，YANG N Y C，MARCHI C S，et al.Microstructure characterization in cryomilled Al 5083［J］.Material Science and Engineering A，2006，430（1－2）：230－241.

［23］HAN B Q，MOHAMED F A，LAVERNIA E J.Deformation mechanisms and ductility of nanostructured Al alloys［C］／／Mater Res Soc Symp Proc，2004：821.

［24］KOCH C C，MORRIS D G，LU K，et al.Ductility of nanostructured materials［J］.MRS Bull，1999，24（2）：55－58.

［25］MORRIS D G.Materials Science Foundations：Mechanical Behaviour of Nanostructured Materials［M］.Uetikon－Zuerich，Switzerland：Trans Tech Publication Ltd，1998.19.

［26］李炯利，厲沙沙，李偉，等.低溫球磨制備納米晶純鋁粉體［J］.航空材料學(xué)報，2012，32（2）：38－42.LI J L，LI S S，LI W，et al.Nanocrystalline aluminum powder prepared via cryomilling［J］.Journal of Aeronautical Materials，2012，32（2）：38－42.

［27］YE J C，HAN B Q，LEE Z，et al.A tri－modal aluminum based composite with super－h(huán)igh strength［J］.Scripta Materialia，2005，53（5）：481－486.

［28］LI Y，ZHAO Y H，ORTALAN V，et al.Investigation of aluminum－based nanocomposites with ultra－h(huán)igh strength［J］.Materials Science and Engineering：A，2009，527（1－2）：305－316.

［29］YOUSSEF K M，SCATTERGOOD R O，MURTY K L，et al.Nanocrystalline Al－Mg alloy with ultrahigh strength and good ductility［J］.Scripta Materialia，2006，54（2）：251－256.

［30］ZHANG Z H，TOPPING T D，LI Y，et al.Mechanical behavior of ultrafine－grained Al composites reinforced with B4C nanoparticles［J］.Scripta Materialia，2011，65（8）：652－655.