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纳米孪晶材料由于具有优异的综合力学性能和热稳定性而受到广泛研究。目前，通过电解沉积，磁控溅射以及塑性变形等技术可以成功在多种金属或合金中引入高密度纳米孪晶结构。塑性变形技术由于制备方法简单高效，并且与工程应用密切相关，越来越引起人们的关注。众所周知，奥氏体不锈钢屈服强度较低，难以满足更高要求的工业应用。提高奥氏体不锈钢的强度一直是材料研究者孜孜不倦的追求。本工作利用动态塑性变形(DPD)技术结合退火热处理工艺成功制备了高密度纳米孪晶强化AISI316L奥氏体不锈钢。通过微观结构优化，获得了具有优异强度-塑性匹配的纳米孪晶混合结构316L不锈钢，系统研究了单相纳米孪晶/再结晶混合结构奥氏体不锈钢的塑性变形机制，同时也研究了纳米孪晶奥氏体晶粒的本征强度和塑性以及纳米孪晶316L不锈钢的耐腐蚀性，主要研究结果如下: 1.通过DPD技术结合后续退火热处理工艺，成功获得具有优异强塑性匹配的纳米孪晶混合结构316L奥氏体不锈钢，DPD（应变量ε=1.6）态与退火DPD态316L不锈钢的微观结构特征和力学性能如下: (1)通过DPD技术制备出块体纳米结构316L奥氏体不锈钢，其微观结构主要由层片厚度在纳米级的变形孪晶和纳米晶组成。纳米孪晶含量约占～24％，孪晶/基体层片平均厚度为～20 nm，纳米晶粒的平均短轴尺寸约～33 nm。马氏体相变在DPD过程中得到有效抑制。这种纳米孪晶结构316L的抗拉强度高达～1400 MPa，但其均匀延伸率仅～2％。 (2)通过对DPD-ε=1.6316L不锈钢样品进行后续730-800℃退火热处理，再结晶形核优先发生于纳米孪晶区的剪切带内，并优先吞并其周围的纳米晶粒而长大，最终形成由残余纳米孪晶区“镶嵌”于再结晶基体的单相奥氏体混合结构。纳米孪晶在退火过程中相对稳定，其孪晶/基体层片厚度随退火温度变化不大。退火纳米孪晶结构样品不仅具有优异的强度-塑性匹配，而且具有更高的加工硬化率(相对DPD态和粗晶态316L)，其拉伸塑性与再结晶晶粒的比例几乎成线性关系。这种新型的纳米孪晶316L奥氏体不锈钢的抗拉强度达～1.0 GPa，均匀延伸率高达～27％。 2.纳米孪晶奥氏体晶粒的本征强度、塑性及加工硬化行为研究结果如下: (1)利用纳米压痕技术测量退火纳米孪晶奥氏体晶粒的显微硬度，结果表明当压痕近似平行于孪晶界时，显微硬度为4.5-4.8 GPa;当压痕近似垂直于孪晶界时，显微硬度高达4.8-5.1 GPa。此外，加载方向和位错密度对纳米孪晶晶粒的硬度影响显著。 (2)通过动态塑性变形技术，成功制备体积百分数高达～56％的纳米孪晶混合结构316L不锈钢。后续回复热处理导致纳米孪晶晶粒内的位错密度显著下降，从而使其重新具备协调位错运动的能力。拉伸测试结果表明纳米孪晶晶粒能够承担～5％的均匀延伸率，并具有与再结晶晶粒(平均尺寸为1-2μm)近似等同的加工硬化能力。 3.通过系统的EBSD和TEM表征，研究了纳米孪晶/再结晶混合结构316L不锈钢在单向拉伸过程中的塑性变形机制。其过程主要分为两个阶段: (1)小应变下（εu＜5.0％），均匀塑性变形阶段。纳米孪晶晶粒能与再结晶基体一起进行均匀塑性变形，二者之间的界面特征与再结晶晶界并无明显不同。纳米孪晶/再结晶界面并不是位错优先形核的位置，在二者界面处没有产生明显的应变集中。初始拉伸变形过程中，纳米孪晶晶粒拥有一定的拉伸塑性和加工硬化能力，其塑性变形方式主要通过两种模式进行:一是位错穿过或塞积在孪晶界，二是贯穿位错在孪晶/基体层片内的受限运动。纳米孪晶晶粒塑性变形的各向异性导致平行于孪晶界方向的再结晶区域比垂直于孪晶界方向的再结晶区域具有更高密度的位错。 (2)大应变下（εu＞12.0％）,非均匀塑性变形阶段。当均匀拉伸应变达到12.0％时，纳米孪晶晶粒不能再通过位错滑移或存储协调塑性应变，而是发生以退孪晶和剪切带形式的局域塑性变形。此时，在纳米孪晶和再结晶基体界面处产生应力集中，并引起纳米孪晶周围的再结晶晶粒产生明显的应变梯度。这直接导致最紧邻纳米孪晶的一些再结晶晶粒发生新的变形孪生，而远离纳米孪晶的再结晶晶粒，位错滑移依然是主导的塑性变形机制。 4.退火纳米孪晶316L奥氏体不锈钢具有优异的耐腐蚀性。电化学测试表明在3.5％NaC1水溶液中，其点蚀电位为～242 mV，与粗晶样品的耐点蚀能力近似相等，但其钝化膜的稳定性（在0.25 mol/L Na2SO4+0.05 mol/L H2SO4水溶液中）比粗晶样品明显提高，其维钝电流密度为～1.8×10-6A·cm-2。纳米孪晶316L奥氏体不锈钢具有工业化应用潜力。