超高强铝合金（7000系列Al-Zn-Mg-Cu合金）由于其晶界腐蚀抗力明显不足,在航空航天领域的应用受到一定限制。本文以晶界腐蚀行为主体,即晶界本身为切入点,关注晶界的结构与特性,采用基于电子背散射衍射和五参数分析的晶界界面匹配定量表征方法和高分辨透射电子显微镜等先进手段,研究了形变及再结晶对7A85铝合金{1 1 1}/{1 1 1}近奇异晶界的影响,解析此类晶界的结构特征,为进一步控制此类晶界以显著改善超高强铝合金晶界腐蚀性能提供重要依据。本文主要研究结果如下:轧制温度对样品{1 1 1}/{1 1 1}近奇异晶界的形成有显著影响。经双级固溶处理的7A85铝合金分别在250℃、300℃、350℃、400℃和450℃施行厚度减缩量为80%的轧制变形后,再经520℃/30min再结晶退火。{1 1 1}/{1 1 1}近奇异晶界比例表现为随轧制温度的升高呈现先上升、然后下降至一定值并保持基本恒定的变化规律;经300℃轧制样品{1 11}/{1 1 1}近奇异晶界比例达到极大值5.04%,是奇异晶界比例的近10倍。分析表明,经300℃轧制,样品中形成特定变形亚结构,并且具备一定形变储能,在后续再结晶退火过程中,其组织演化以连续再结晶为主,有利于{1 1 1}/{1 1 1}近奇异晶界的形成。300℃下轧制变形量对样品{1 1 1}/{1 1 1}近奇异晶界的形成有显著影响。7A85铝合金经动态再结晶获得具有细晶组织特征的样品后,在300℃施行厚度减缩量为30%、50%、70%的轧制变形,在520℃退火30min。结果表明,{1 1 1}/{1 1 1}近奇异晶界比例随退火前轧制变形量的增加而增加,70%变形量的样品{1 1 1}/{1 1 1}近奇异晶界比例达到最大值3.78%。分析指出,300℃轧制引入的特定形变亚结构在多道次轧制过程中存在累积效应,对后续退火过程中形成{1 1 1}/{1 1 1}近奇异晶界具有促进作用。室温下轧制变形量对样品{1 1 1}/{1 1 1}近奇异晶界的形成也有显著影响。经双级固溶处理的样品在室温下施行厚度减缩量为30%、40%、50%、60%的轧制变形后,在550℃退火30min。结果表明,{1 1 1}/{1 1 1}近奇异晶界比例表现为随退火前轧制变形量的增加而降低,60%变形量的样品其{1 1 1}/{1 1 1}近奇异晶界比例达到最小值1.72%。分析表明,室温轧制样品在后续退火过程中,其组织演化以不连续再结晶为主,且该行为随轧制变形量的增加而加剧,导致了{1 1 1}/{1 1 1}近奇异晶界比例的降低。离线原位表面侵蚀实验表明,7A85铝合金{1 1 1}/{1 1 1}近奇异晶界的腐蚀抗力显著优于一般晶界。O点阵计算模拟及高分辨透射电子显微镜观察发现,7A85铝合金{1 1 1}/{11 1}近奇异晶界中存在旋错,具有原子匹配好区与旋错间隔分布的结构特征,其结构有序度显著高于一般晶界,这是其具有较高晶界腐蚀抗力的原因。因此,进一步深入研究7A85铝合金连续再结晶相关特定亚结构特征及其在连续再结晶过程中的演化行为,阐明{1 1 1}/{1 1 1}近奇异晶界的形成机理,实现此类晶界的能动控制,有望在改善7A85铝合金晶界腐蚀性能方面获得重要突破。