Al-Mg合金是应用最广的一类铝合金之一，特点是密度比纯铝小，抗海水腐蚀性能优良，焊接性能、抛光性能好，强度比Al-Mn合金高，适宜于造船、车厢、仪器和各种容器等焊接结构。Al-Mg合金Al在固态Mg中有较大溶解度，其极限固溶度为12.7%，且随温度降低显著减少，在室温时固溶度为2.0%左右。Al可改善铸件可压缩性，提高铸件强度^[2]。

Al-Mg合金的主要合金元素为镁，Mg在Al中有较大溶解度，当镁含量小于5%时，镁固溶于Al相中，该合金为单相合金，经扩散退火、冷形变、退火热处理，组织和成分均匀，耐蚀性较好。当镁含量大于5%时，退火组织中会出现脆性的β（Al3Mg2）相，导致合金的耐蚀性恶化，塑性、焊接性也变差^[3]。Al-Mg合金中第二相主要是共晶β相，共晶β相的相对含量、分布和大小对合金的强度和韧度有很大影响，提高Al-Mg合金强度的方法包括合金强化、液态处理、固态处理晶粒细化等方法^[4]。

过去半世纪期间，研究者对Al-Mg合金及高含量Mg的Al-Mg合金进行了深入的研究，对Al-Mg合金的研究包括纳米晶Al-Mg合金、不对称轧制加退火生产的超细晶粒Al-Mg合金等，对高含量Mg的Al-Mg合金的研究包括通过室温ECAP处理Al-xMg（xsup3; 4wt%)合金、通过等通道角挤压加工二元Al-7Mg合金等。

对于Al-Mg合金来说，晶粒细化能显著提高镁合金材料的综合力学性能和铸造性能，大大改善镁合金的加工性能。加大冷却速率，第二相的分布更加弥散、均匀，非均匀形核的驱动力也越高，形成的树枝晶也越多，枝晶臂的间距逐渐减小，晶粒尺寸也更加减小，合金性能大大提高^[5]。2004年，Kingston Research and Development Cent的H. Jin,与D.J. Lloyd通过不对称轧制和退火，在Al-Mg合金AA5754中形成双峰晶粒尺寸，结果表明，具有双峰晶粒结构的超细晶AA5754，在超细晶粒微观结构中引入20-45％的粗晶粒可提高拉伸延展性。虽然粗晶粒通常会降低强度，但在20％粗晶的情况下，高强度伴随着接近粗晶材料的拉伸延展性^[6]。

2005年， K.M. Youssef 等通过将晶粒尺寸减小到纳米尺度，得到具有超高强度和良好的延展性的纳米晶Al-Mg合金。该合金的平均晶粒尺寸为26nm，具有相对窄的晶粒尺寸分布，极高的强度：拉伸屈服强度达到620MPa（粗粒Al-5083合金的4倍），极限拉伸强度为740MPa，断裂伸长率值为8.5％。 还观察到应变硬化，这被认为是由于塑性变形期间的位错累积^[7]。Ａｌ－Ｍｇ合金经纳米化后强度得到明显提升，但塑性普遍较低。国外提出了多种思路方法（包括组织优化、成分优化等）对纳米晶Ａｌ－Ｍｇ合金的强塑性进行优化，使纳米晶Ａｌ－Ｍｇ合金的强度和塑性得到匹配，研制出了高性能的Aｌ－Ｍｇ合金。

在实际生产中，高Mg合金也有广阔的前景。: 借助金相显微镜和 SEM 观察，研究了 Al-( 2． 86 ～ 9． 41) Mg 合金热轧板及其完全退火后板材的显微组织。结果表明: Al-( 2． 86 ～ 9． 41) Mg 合金热轧板的晶粒均沿轧向呈纤维状分布，当 w( Mg) ＞ 6． 44% ，热轧板中出现明显的滑移网; w( Mg) 从 6． 44% 增大至 9． 41% ，热轧板中滑移带变粗、滑移带网变密集，滑移网波及的范围变广。热轧板经450℃退火处理后均完全再结晶，晶粒形状趋于等轴状。w( Mg) 从 2． 86% 增加至 9． 41% 对再结晶晶粒尺寸无明显影

响。热轧板经 450℃退火处理后，板材基体中存在大量沿轧制方向呈流线分布的 AlFeSi 相和沿晶界分布的 β 相，镁含量增加，AlFeSi 尺寸、数量和分布变化不大，但 β 相的数量明显增多、尺寸明显增大^[9]。有一种日本科研人员研发的高Mg含量的Al基合金，有良好的压力加工性能和组织均匀性，是制造车用结构板的良好材料。该合金可以采用连铸连轧方法制成厚度为0.5-3mm的板材，该合金主要含Mg,Fe和Si合金化元素，其余是Al和少量杂质。其中8%＜Mg≤14%，该高Mg合金的拉伸强度与延伸率之积≥11000mpa·%^[10]。

对于高Mg含量的Al-Mg合金，在室温下可通过等通道角挤压（ECAP）处理，可改变其微观结构和机械性能，由ECAP处理的金属通常具有非常高的强度，因为它们具有小的晶粒和高的位错密度。在ECAP过程中，剪切带的相互作用及其数量的增加可以改善Al-xMg合金的微观组织，且向铝中添加镁可促进晶粒细化。通过使用高分辨EBSD观察到颗粒沿晶界引起的取向增加，随着ECAP应变增加到4，Al-6wt％Mg合金的强度逐渐增加，而伸长率从31.7％降低到5.5％。退火ECAP已经获得了强度和延展性的良好组合。通过6次退火ECAP处理的Al-6wt％Mg合金的软化机制的变化发生在523-573K的范围内^[11]。当在室温下通过ECAP处理3次时，在Al-7Mg合金中可以同时实现高延展性（例如均匀伸长率gt; 11％）和高强度（UTS 507MPa）。微观结构分析表明，在ECAP变形的Al-7 Mg中难以形成发育良好的细胞结构;这与在纯Al和在类似ECAP条件下变形的稀Al-Mg合金中观察到的不同。对于后一种材料，经常形成良好排列的亚晶粒和细胞结构。这种差异主要是由于高水平的Mg溶质强烈地抑制了扩散位错边界的重排，这导致了不均匀的变形。因此，在3次 ECAP之后开发出双峰晶粒结构，即平均尺寸lt;500nm的超细晶粒，伴随着微米尺寸的粗晶粒。ECAP后 Al-7 Mg的高强度是由于高Mg含量和SPD工艺相结合的不同强化机制的结合，即通过高位错密度强化、超细结构强化、晶界强化和高溶质Mg含量的溶质强化，高均匀伸长率归因于增强的加工硬化^[12]。

在本课题中，需要用超重力场离心铸造制备出铸态合金。超重力技术是一种过程强化技术，通过离心力实现传质过程的强化。超重力技术具有效率高、设备体积小、能耗低、适应性广等优点，有着广阔的应用前景。与传统化工过程技术相比，超重力技术具有传质强度高、停留时间短、持液量小、开停车容易、设备体积小等优点，已广泛应用于化工分离、材料和环保等诸多领域，并在油田注水脱氧、纳米材料制备、工业尾气脱硫等方面实现了工业应用，体现

了广阔的适应性和工业应用前景^[13]。鉴于超重力场极大的强化密度不同的两相间相对运动这一显著特点，在金属凝固过程中析出的固相和剩余液相之间必然存在密度差别，通过施加超重力场使析出晶体和液相产生相对运动，以此来促进金属溶体凝固过程中产生结晶现象，最终可达成细化组织的目的^[14]