局部腐蝕對不同熱處理狀態(tài)7055鋁合金拉伸性能的影響

廖文博，劉心宇,，劉勝膽，陳 慧，張新明

(1. 桂林電子科技大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院 廣西信息材料重點實驗室，桂林 541004；2. 中南大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，長沙 410083)

局部腐蝕對不同熱處理狀態(tài)7055鋁合金拉伸性能的影響

廖文博1，劉心宇1,2，劉勝膽2，陳 慧2，張新明2

(1. 桂林電子科技大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院 廣西信息材料重點實驗室，桂林 541004；2. 中南大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，長沙 410083)

通過室溫拉伸、金相顯微鏡、掃描電鏡和透射電鏡研究晶間和剝落腐蝕對T6態(tài)、RRA態(tài)和T73態(tài)7055鋁合金板材拉伸性能的影響。結(jié)果表明：腐蝕后板材的強度和伸長率均降低，但伸長率的降低程度比強度的降低程度更大；剝落腐蝕后的性能降低程度大于晶間腐蝕后的；腐蝕后，RRA態(tài)板材的強度最高，T73板材的伸長率最高；剝落腐蝕后的T6態(tài)板材拉伸時發(fā)生脆性斷裂；T6態(tài)板材腐蝕后拉伸性能的降低程度最大，RRA態(tài)的其次，T73態(tài)的最??；板材腐蝕后，表層產(chǎn)生大量腐蝕缺口和沿晶微裂紋，增大拉伸過程的裂紋源數(shù)量，降低拉伸性能；晶界上第二相粒子的尺寸、分布狀態(tài)影響板材腐蝕后的損傷程度，進而影響拉伸性能的下降程度。

7055鋁合金；晶間腐蝕；剝落腐蝕；拉伸性能；晶界第二相

7000系鋁合金具有較高的比強度，一直用作飛機的主要結(jié)構(gòu)材料。但在實際服役過程中，尤其是在沿海環(huán)境，該系合金往往容易發(fā)生局部腐蝕，對飛機的安全構(gòu)成嚴重的威脅。因此，國內(nèi)外大量學(xué)者開展研究工作以提高其耐腐蝕性能。在熱處理方面，一般而言，T6處理可使合金獲得最高強度，但腐蝕性能很差；T73處理可使合金具有優(yōu)良的耐蝕性能，但強度卻降低10%以上；而T77或RRA處理可使合金同時具有較高的強度和耐蝕性能[1]。合金的耐蝕性能主要與晶界第二相的析出狀態(tài)有關(guān)，晶界第二相連續(xù)分布時，耐腐蝕性能往往較差，晶界第二相不連續(xù)分布可提高耐蝕性能[2?5]。腐蝕不僅會損傷材料的表面，還能深入到材料內(nèi)部；腐蝕產(chǎn)生的H會擴散到晶格之中，對材料的力學(xué)性能會產(chǎn)生不利影響[6?7]。在實際應(yīng)用中，材料會發(fā)生不同程度的局部腐蝕，因此必須關(guān)注其腐蝕后力學(xué)性能的變化，這對評價材料的可靠性及使用壽命具有十分重要的意義。

7055鋁合金是美國20世紀90年代開發(fā)的高性能鋁合金，經(jīng)T77處理后具有較高的強度和良好的耐蝕性，被用于Boeing777客機、C-17軍用運輸機的上翼蒙皮、龍骨梁等關(guān)鍵承力構(gòu)件[8]。本文作者通過加速腐蝕實驗，研究了晶間和剝落腐蝕對經(jīng) T6、RRA和T73處理的7055鋁合金板材室溫拉伸性能的影響，并結(jié)合金相、掃描電鏡和透射電鏡組織分析對其原因進行了分析和討論。

1 實驗

1.1 材料成分及制備

研究所采用的7055鋁合金的成分如表1所列。

表1 7055鋁合金的化學(xué)成分Table 1 Chemical compositions of studied 7055 aluminum alloy (mass fraction, %)

鑄錠經(jīng)(440 ℃, 8 h)+(465 ℃, 24 h)均勻化后空冷，在410 ℃預(yù)熱1 h后經(jīng)多道次由30 mm軋制到2 mm厚的板材，變形量約為 93%。板材于鹽浴爐中經(jīng)(470 ℃, 1 h)固溶后淬入室溫水中，擦干后立即于油浴中進行時效處理，即(121 ℃, 24 h)、(121 ℃, 24 h)+(190℃, 0.5 h)+水淬+(121 ℃, 24 h)、(121 ℃, 6 h)+(160 ℃,24 h)，分別稱為T6、RRA和T73處理。

1.2 腐蝕浸泡實驗

按國標GB/6497—14將板材加工成拉伸試樣，經(jīng)砂紙打磨掉表面氧化膜后在NaOH溶液中浸泡10 min左右，然后在HNO3溶液中清洗，最后用清水沖洗干凈、晾干。試樣留出中間30mm標距范圍的區(qū)域，其余部分用松香封住。

晶間腐蝕(IGC)實驗按國家標準GB/T7998—2005進行。按照 1 L去離子水中溶入 57 g的氯化鈉和10 mL的過氧化氫比例配備溶液，面容比值為7 mm2/mL。腐蝕實驗在(35±2) ℃的恒溫水浴箱中進行，浸泡6 h后取出用水沖洗、吹干。

剝落腐蝕(EXCO)實驗按國家標準 GB/T22639—2008進行。腐蝕液的組成為 234 g NaC1+50 g KNO3+6.3 mL HNO3加蒸餾水稀釋至1 L。此時溶液的pH值約為0.4，容面比值取15 mL/cm2。試驗在(25±3)℃的恒溫水浴箱中進行，試樣在腐蝕液中浸泡48 h后，對腐蝕等級進行評定，然后用水洗凈，在濃硝酸中浸泡30 s除去腐蝕產(chǎn)物，然后晾干。以上實驗都采用3個平行樣品。

1.3 性能檢測及組織分析

在 CSS?44100電子萬能試驗機上測得板材腐蝕前后的屈服強度σ0.2和抗拉強度σb以及伸長率δ5，每種狀態(tài)取3個平行試樣。采用FEI Quanta 200掃描電鏡(SEM)對拉伸斷口進行觀察和分析，另在斷口附近截取樣品制備金相，觀察表面腐蝕及裂紋擴展情況。

金相樣品拋光后在鉻酸(Graff sargent)腐蝕液里浸蝕5 min左右，沖洗、吹干后在XJP?6A金相顯微鏡下進行觀察和照相。透射電鏡(TEM)觀察樣品首先在水砂紙和金相砂紙上磨薄至厚度為 0.06~0.08 mm的薄片，然后在MTP?1A型雙噴電解減薄儀上減薄。雙噴液為硝酸(HNO3)與甲醇(CH3OH)的混合液，兩者的體積比為l:3。用液氮冷卻雙噴液，溫度控制在?25 ℃以下。組織觀察在 TECNAIG220 透射電子顯微鏡上進行，加速電壓為200 kV。

2 實驗結(jié)果

2.1 樣品的室溫拉伸性能

不同狀態(tài)下 7055鋁合金板材的室溫拉伸性能及腐蝕前后性能比較如圖1所示。由圖1(a)可知，未腐蝕時，RRA與T6態(tài)板材都具有較高的強度，且水平相當(dāng)；T73的強度更低，但伸長率更高。經(jīng)晶間和剝落腐蝕后，板材的抗拉強度、屈服強度以及伸長率都降低，但降低程度不同，如圖1(b)所示。

圖1 7055鋁合金板材腐蝕前后的拉伸性能對比Fig.1 Tensile properties of 7055 Al alloy sheet before and after corrosion: (a) Tensile properties; (b) Loss in properties after corrosion

晶間腐蝕后，RRA態(tài)合金的抗拉強度、屈服強度最高，伸長率也較高；T6態(tài)的強度較高，但伸長率最低，只有5.9%；T73態(tài)的強度最低，但伸長率最高。綜合而言，RRA態(tài)合金性能最好，既有較高的強度，又有較高的伸長率。腐蝕后，3個狀態(tài)合金伸長率的下降程度都最大，屈服強度的其次，抗拉強度的最小，且由大到小的順序為T6態(tài)、RRA態(tài)、T73態(tài)。抗拉強度的下降程度都小于5%；T6態(tài)合金的屈服強度下降程度接近10%，而伸長率下降程度超過50%；T73態(tài)合金的強度只下降 2%左右，而伸長率卻下降了12%；RRA態(tài)合金的性能介于兩者之間。

剝落腐蝕后，RRA態(tài)合金的抗拉強度、屈服強度仍是最高的，但都低于 500MPa，并且伸長率只有3.3%；T73態(tài)的其次，伸長率還有8.9%；T6態(tài)的最低，只有417 MPa，且伸長率為0，在拉伸過程中出現(xiàn)脆性斷裂。3個狀態(tài)合金拉伸性能的下降程度由大到小的順序為T6態(tài)、RRA態(tài)、T73態(tài)。T6態(tài)合金抗拉強度的下降程度約30%，伸長率下降 100%；RRA態(tài)強度的下降程度低于20%，但伸長率卻下降67.6%；T73態(tài)強度的下降程度低于 15%，伸長率下降了40.7%。

由以上結(jié)果可知，剝落腐蝕較晶間腐蝕更大程度地惡化了合金的拉伸性能，尤其是惡化了合金的塑性，如 T6態(tài)合金發(fā)生脆性斷裂。晶間和剝落腐蝕后合金拉伸性能的下降程度都是T6態(tài)合金的最大，RRA態(tài)合金的其次，T73態(tài)合金的最小；這也可說明T73態(tài)的耐蝕性能最好。但就腐蝕后的綜合性能而言，RRA態(tài)合金的最好。

2.2 樣品的腐蝕形貌

圖2 不同熱處理態(tài)7055鋁合金的晶間腐蝕形貌Fig.2 Intergranular corrosion morphologies in 7055 Al alloys after different heat treatments: (a) T6; (b) RRA; (c) T73

圖2所示為樣品晶間腐蝕后截面的金相照片。由圖2可知，T6態(tài)樣品發(fā)生了明顯的晶間腐蝕，且在表層分布較連續(xù)，最大腐蝕深度約為170 μm，晶間腐蝕等級為4級；RRA態(tài)樣品也有晶間腐蝕，但發(fā)生腐蝕的位置少得多，最大腐蝕深度約為93 μm，晶間腐蝕等級為3級；T73態(tài)樣品基本沒有晶間腐蝕，只能觀察到一些點蝕坑，最大腐蝕深度約為27 μm，晶間腐蝕等級為2級。由此可知，RRA態(tài)合金的抗晶間腐蝕能力優(yōu)于T6態(tài)的，而次于T73態(tài)的。

圖3所示為剝落腐蝕后樣品的表面形貌及截面的金相照片。剝落腐蝕后，樣品表面都變成紅褐色，T6態(tài)樣品表面出現(xiàn)較嚴重的起層，并深入到金屬內(nèi)部(EB級)，如圖3(a)和(d)所示。這是由于隨著腐蝕產(chǎn)物的體積增加，產(chǎn)生楔力將表層金屬頂起所導(dǎo)致的；在RRA態(tài)合金表面一些位置，可觀察到起層現(xiàn)象(EA級)，并穿入金屬；T73態(tài)合金表面起層的位置更少，并輕微深入到樣品內(nèi)部(EA?級)。此外，從圖3(d)~(f)還可知，腐蝕主要是沿著晶界發(fā)生的，從而襯托出晶粒的形狀。由此可知，RRA態(tài)合金的抗剝落腐蝕能力優(yōu)于T6態(tài)的，而次于T73態(tài)的。

2.3 樣品的斷裂行為

圖4和5所示分別為晶間和剝落腐蝕后樣品拉伸斷口的掃描電鏡照片。由圖4可知，經(jīng)晶間腐蝕后，T6和 RRA態(tài)樣品拉伸斷口表面可觀察到晶間腐蝕層，其中有亮色的腐蝕產(chǎn)物，在產(chǎn)物的附近有裂紋深入到基體之中。這些裂紋應(yīng)包括晶間腐蝕所產(chǎn)生的裂紋和在拉伸過程中產(chǎn)生的二次裂紋。T73態(tài)樣品拉伸斷口表面較少觀察到這種裂紋；這應(yīng)該是由于T73態(tài)樣品經(jīng)腐蝕浸泡后表面基本未出現(xiàn)晶間腐蝕，而主要是點蝕坑，如圖2(c)所示。由圖5可知，經(jīng)剝落腐蝕后，T6態(tài)樣品拉伸斷口表面有大量的亮色腐蝕產(chǎn)物，且這些產(chǎn)物已經(jīng)深入到樣品的內(nèi)部。在這些腐蝕產(chǎn)物附近觀察到大量長而寬的裂紋，并擴展至基體之中。RRA態(tài)和 T73態(tài)樣品表面也觀察到腐蝕產(chǎn)物和一些裂紋，但相比之下，主要集中在表層，沒有深入至樣品內(nèi)部，而且開裂程度遠沒有T6態(tài)的嚴重。

圖3 不同熱處理態(tài)7055鋁合金的剝落腐蝕形貌Fig.3 Exfoliation corrosion morphologies of 7055 Al alloys after different heat treatments: (a), (d) T6; (b), (e) RRA; (c), (f)T73

圖4 晶間腐蝕后樣品拉伸斷口的SEM像Fig.4 SEM images of fracture surface of tensile samples after intergranular corrosion: (a) T6; (b) RRA; (c) T73

圖5 剝落腐蝕后樣品拉伸斷口的SEM像Fig.5 SEM images of fracture surface of tensile samples after exfoliation corrosion: (a) T6; (b) RRA; (c) T73

圖6 剝落腐蝕后 T6態(tài)樣品拉伸斷口附近橫截面的金相組織Fig.6 Optical micrographs of ND-TD section adjacent to fracture surface of T6 sample after exfoliation corrosion and tensile test

圖6所示為剝落腐蝕后T6態(tài)樣品拉伸斷口附近橫截面的金相照片。由圖6可知，很多裂紋產(chǎn)生于表面的腐蝕區(qū)域，并都沿著晶界向金屬內(nèi)部擴展。在晶間和剝落腐蝕過程中，其腐蝕通道主要沿著晶界發(fā)展，并形成微裂紋，這就促使拉伸時裂紋優(yōu)先沿晶界擴展，增加沿晶開裂的比例，導(dǎo)致樣品提前斷裂，大大降低了樣品的塑性，出現(xiàn)脆性斷裂。

3 討論與分析

由以上結(jié)果可知，對于所研究的7055鋁合金，無論是經(jīng)T6、RRA處理還是T73處理，晶間腐蝕尤其是剝落腐蝕浸泡后其拉伸性能都下降(見圖1)。腐蝕主要沿著合金中的晶界發(fā)生(見圖2和3)，這可在表層形成大量的微裂紋。腐蝕產(chǎn)物體積的膨脹導(dǎo)致這些微裂紋不斷地擴展，從而致使表層材料脫落，形成剝落腐蝕。據(jù)實驗結(jié)果，腐蝕對拉伸過程裂紋擴展的影響可用圖7來表示。經(jīng)晶間及剝落腐蝕后，合金中表層的材料和基體結(jié)合力大大降低，甚至分離，這相當(dāng)于在表面形成大量的小缺口；因此，在拉伸過程中，在這些小缺口的底部易產(chǎn)生較高的應(yīng)力、形成應(yīng)變集中，還可充當(dāng)裂紋源，從而導(dǎo)致拉伸性能的降低[9?11]。此外，合金表面產(chǎn)生了腐蝕損傷后，腐蝕液可沿著這些微裂紋深入到材料的內(nèi)部，導(dǎo)致進一步的腐蝕，產(chǎn)生大量的H原子；這些H原子可沿著晶界擴展至附近未發(fā)生腐蝕的區(qū)域[6]，從而降低晶格的結(jié)合力，在拉應(yīng)力的作用下促使裂紋沿著晶界向材料內(nèi)部快速擴展，這就大大地降低了材料的強度尤其是塑性。與晶間腐蝕相比，剝落腐蝕后表層的金屬發(fā)生明顯分層甚至脫落，且腐蝕更加深入到金屬內(nèi)部，造成腐蝕損傷更加嚴重，因此，剝落腐蝕后，拉伸性能的下降程度更大，拉伸時甚至呈現(xiàn)出脆性斷裂。如7055-T6樣品經(jīng)剝落腐蝕浸泡后，拉伸斷口附近橫截面上可觀察到大量的裂紋由損傷的表面沿晶界向內(nèi)部擴展(見圖6)，從而加速合金的斷裂，伸長率為0，抗拉強度降低了近30%。

圖7 腐蝕對拉伸過程裂紋擴展的影響示意圖Fig.7 Schematic illustration showing effect of corrosion on crack growth during tensile process

圖8 不同熱處理狀態(tài)7055鋁合金晶界處的TEM像Fig.8 TEM images of grain boundary in studied 7055 Al alloys at different tempers: (a) T6; (b) RRA; (c) T73

通過改善熱處理可降低腐蝕對材料造成的損傷，從而降低腐蝕浸泡后拉伸性能的下降程度(見圖1)。據(jù)觀察顯微組織認為，這主要是因為晶界的析出狀態(tài)有明顯的不同。圖8所示為不同熱處理態(tài)7055合金中晶界處的透射電鏡照片。從圖8可以看出，T6態(tài)合金中，晶界上的第二相尺寸較小，呈鏈狀連續(xù)分布；RRA態(tài)和T73態(tài)合金晶界析出狀態(tài)相似，晶界第二相更加粗大，呈明顯的不連續(xù)狀，但T73態(tài)中晶界第二相略為粗大，彼此間距也更大。晶界的連續(xù)析出狀態(tài)使合金具有較差的耐蝕性能，因為腐蝕可沿著晶界連續(xù)擴展[12?15]，因此浸泡相同時間后，T6態(tài)樣品腐蝕更嚴重，如晶間腐蝕深度達 170 μm，明顯大于其它狀態(tài)的(見圖2)；剝落腐蝕后表面明顯分層脫落(見圖3)，因此表面形成的缺口更多、更深，所以在拉伸過程中，裂紋源數(shù)量也增加；同時腐蝕所產(chǎn)生的H原子也可更加深入到金屬內(nèi)部，因此，導(dǎo)致拉伸強度尤其是塑性的大大降低，并出現(xiàn)了完全的脆性斷裂。晶界不連續(xù)析出狀態(tài)可有效阻礙腐蝕通路的擴展[3]，減小腐蝕深度和發(fā)生腐蝕位置的數(shù)量(見圖2和3)，這就相當(dāng)于減少了材料表層缺口深度及數(shù)量，降低了缺口處的應(yīng)力集中，減少了裂紋源數(shù)量。此外，晶界上粗大的第二相是有效的氫陷阱，可捕捉周圍基體的H原子而成為H2逸出[6]，這就避免了腐蝕裂紋尖端附近基體中晶格結(jié)合力的下降，因此拉伸強度尤其是塑性下降的程度也相應(yīng)地降低(見圖1)。

雖然RRA態(tài)，尤其是T73態(tài)樣品具有很好的耐腐蝕性能，但一旦受到腐蝕，其拉伸性能仍會不可避免地降低。因此，有必要繼續(xù)研究實際腐蝕環(huán)境對合金拉伸性能的影響，這可為預(yù)測材料的使用壽命提供參考。

4 結(jié)論

1) 晶間和剝落腐蝕后，T6態(tài)、RRA態(tài)和T73態(tài)7055鋁合金板材的強度和伸長率都降低，伸長率的降低程度明顯更大；剝落腐蝕后拉伸性能的降低程度大于晶間腐蝕的。T6態(tài)板材的性能降低程度最大，RRA態(tài)的其次，T73態(tài)的最小。

2) 晶間腐蝕和剝落腐蝕后，RRA態(tài)板材的強度最高，T73態(tài)板材的伸長率最高。剝落腐蝕后，T6態(tài)板材發(fā)生脆性斷裂。

3) 樣品腐蝕后，表面產(chǎn)生大量腐蝕缺口和沿晶微裂紋，在拉伸過程中導(dǎo)致應(yīng)力集中并成為裂紋源，促使拉伸性能下降。晶界第二相粗大、不連續(xù)分布有利于阻礙沿晶腐蝕的發(fā)生，從而降低腐蝕后拉伸性能的下降程度。

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Effects of local corrosion on tensile properties of 7055 aluminum alloys after different aging treatments

LIAO Wen-bo1, LIU Xin-yu1,2, LIU Sheng-dan2, CHEN Hui2, ZHANG Xin-ming2
(1. Guangxi Key Laboratory for Information Materials, School of Materials Sciences and Engineering,Guilin University of Electronic Technology, Guilin 541004, China;2. School of Materials Science and Engineering, Central South University, Changsha 410083, China)

The effects of intergranular corrosion and exfoliation corrosion exposure on the tensile properties of T6-,RRA- and T73-treated 7055 aluminum alloy sheets were investigated by ambient tensile test, optical microscopy,scanning electron microscopy and transmission electron microscopy. The results show that the strength and elongation decrease after exfoliation corrosion, the drop percentage is significantly higher for the elongation than that for the strength. The drop percentage in the tensile properties after exfoliation corrosion is higher than that after intergranular corrosion. After corrosion, the strength is the highest for RRA-treated sheet, and the elongation is the highest for T73-treated sheet. For the T6-treated sheet subjected to exfoliation corrosion, brittle fracture occurs during tensile test.The drop percentage in the properties due to corrosion is the highest for the T6-treated sheet, intermediate for the RRA-treated sheet and the lowest for the T73-treated sheet. Many notches and intergranular microcracks are present on the surface of the sheet due to corrosion, and this increases the number of the crack sources, thus deteriorates the tensile properties. The size and distribution of the second phase at grain boundaries have influence on the degree of corrosion damage, consequently the drop percentage in the tensile properties.

7055 aluminum alloy; intergranular corrosion; exfoliation corrosion; tensile property; grain boundary second phase

TG174.3；O646

A

1004-0609(2011)08-1855-07

國家重點基礎(chǔ)研究發(fā)展計劃資助項目(2005CB623700)；湖南省科技廳計劃資助項目(2010GK3116)

2010-07-28；

2010-12-07

劉勝膽，副教授，博士；電話：0731-88830265；E-mail: csuliusd@163.com

(編輯 龍懷中)