Mg與Ag含量對Al-Cu-Mg-Ag新型耐熱鋁合金晶間腐蝕性能的影響

劉曉艷，王召朋，龍　亮，張喜亮，崔好選，高　飛

(河北工程大學(xué) 裝備制造學(xué)院，河北 邯鄲 056038)

?

Mg與Ag含量對Al-Cu-Mg-Ag新型耐熱鋁合金晶間腐蝕性能的影響

劉曉艷，王召朋，龍亮，張喜亮，崔好選，高飛

(河北工程大學(xué) 裝備制造學(xué)院，河北 邯鄲 056038)

采用晶間腐蝕性能測試研究Mg與Ag含量對Al-Cu-Mg-Ag合金抗腐蝕性能的影響，結(jié)合透射電子顯微分析技術(shù)與電化學(xué)分析技術(shù)等探討了不同成分合金的晶間腐蝕機理。結(jié)果表明：增加Mg與Ag含量能夠提高合金的時效硬化速率。隨Mg含量的增加，強化相Ω相尺寸逐漸減小，體積分?jǐn)?shù)逐漸增大，晶界析出相增多，無沉淀析出帶(PFZ)中溶質(zhì)原子減少，PFZ與基體的電位差增大，合金的抗晶間腐蝕能力逐漸降低。隨Ag含量的增加，合金中的強化相由大量的θ′相和少量的Ω相，逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)榇罅康摩赶嗪蜕倭康摩取湎?。Ag含量的改變對PFZ的電位差影響不大，合金的耐蝕性主要取決于PFZ的寬度。增加Ag含量能夠細(xì)化晶界析出相，減小PFZ寬度，腐蝕通道變窄，合金的抗晶間腐蝕性能得到提高。

Mg含量；Ag含量；Al-Cu-Mg-Ag；晶間腐蝕；無沉淀析出帶

含Ag的Al-Cu-Mg系合金是在2系變形耐熱鋁合金基礎(chǔ)上發(fā)展起來的一種新型耐熱鋁合金，在航空航天領(lǐng)域具有廣闊的應(yīng)用前景。Al-Cu-Mg-Ag合金之所以具備良好的高溫性能，是由于其主要強化相Ω相可以在高溫下長期存在而幾乎不發(fā)生長大和粗化[1]。

盡管Ag的添加能夠促進(jìn)Al-Cu-Mg中析出Ω相，但Ω相中并沒有Ag，其化學(xué)成分為Al2Cu[2]。Ringer等[3]研究表明，在不含Ag的Al-Cu-Mg合金中仍能觀察到少量的Ω相。一般認(rèn)為，Ω相是由Mg原子團簇和Mg-Ag原子共聚團簇逐步演變形成的[2]，Mg是Ω相析出的必要元素，Ag的添加能夠促進(jìn)Ω相的析出；因此，Mg，Ag的含量對Al-Cu-Mg-Ag合金的組織和性能影響很大。宋旼等[4]研究發(fā)現(xiàn)增加Al-Cu-Mg-Ag合金中Mg的含量將提高時效過程中強化相的形核密度與體積分?jǐn)?shù)，從而提高合金的強度。段安婧等[5]研究了Mg含量對Al-Cu-Mg-Ag合金的時效析出過程與力學(xué)性能的影響。他們發(fā)現(xiàn)，隨著 Mg含量的增加，合金的時效硬化速率加快，而硬度則先上升后下降，在Cu/Mg質(zhì)量比接近6時，合金硬度最高。Mg含量的增加可為合金中主要析出相Ω相提供更多的形核位置，使得合金基體中的析出相細(xì)小彌散，分布均勻。Bai等[6]和宋艷芳等[7]均發(fā)現(xiàn)，Al-Cu-Mg-Ag合金的強度并不總隨著Mg含量的增加而提高，過高的Mg含量會降低合金的力學(xué)性能。Bai等[8]發(fā)現(xiàn)Ag含量從0.46%(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，下同)增加到0.88%時，促進(jìn)了Al-Cu-Mg-Ag合金中Ω相的析出，提高了時效態(tài)合金在室溫和高溫下的抗拉強度和屈服強度。

目前關(guān)于Mg，Ag含量對Al-Cu-Mg-Ag合金組織與性能影響的研究主要是針對合金的微觀組織和力學(xué)性能，而對合金腐蝕性能的影響報道較少[9,10]。由于2系鋁合金具有較高的腐蝕敏感性，對于一種新型耐熱鋁合金，Al-Cu-Mg-Ag合金腐蝕性能的研究對該材料的研發(fā)和工程應(yīng)用至關(guān)重要。為此，本工作以新型耐熱Al-Cu-Mg-Ag鋁合金為研究對象，開展了Mg，Ag含量對合金腐蝕性能影響的研究，獲得了Mg，Ag含量對合金腐蝕性能的影響規(guī)律，并結(jié)合透射電子顯微分析和電化學(xué)分析技術(shù)探討了Al-Cu-Mg-Ag合金的晶間腐蝕機理。

1　實驗材料與方法

1.1實驗材料

采用工業(yè)純Al，純Mg，純Ag和Al-Cu，Al-Mn以及Al-Zr中間合金，利用鑄錠冶金的方法制備了Al-Cu-Mg-Ag合金。合金名義化學(xué)成分如表1所示。合金鑄錠經(jīng)500℃/24h均勻化處理后銑去表面的鑄造缺陷，然后在460℃下熱軋至6mm，經(jīng)過400℃/2h中間退火后再冷軋至3mm的薄板。將冷軋板于515℃下固溶處理1.5h后在185℃下進(jìn)行時效處理。對時效不同時間的試樣進(jìn)行硬度測試，之后對不同成分的合金取峰時效態(tài)進(jìn)行腐蝕性能測試、透射電子顯微分析和電化學(xué)分析。

1.2實驗方法

晶間腐蝕實驗參照標(biāo)準(zhǔn)ASTM G110-2009，腐蝕液為NaCl，H2O2，在恒溫水浴箱中(35±2)℃下腐蝕6h。腐蝕結(jié)束后沿垂直于主變形方向切去5mm，用蒸餾水將試樣沖洗干凈并重新鑲樣，然后進(jìn)行機械磨拋。利用Olympus DSX500型全自動光學(xué)數(shù)碼顯微鏡觀察晶間腐蝕情況，測量腐蝕最大深度，并根據(jù)實驗標(biāo)準(zhǔn)給出晶間腐蝕等級。

表1　Al-Cu-Mg-Ag合金的名義化學(xué)成分

利用CHI600E電化學(xué)工作站分別測試試樣在晶間腐蝕液中的極化曲線。極化曲線掃描速率為1mV/s。試樣金相組織用Olympus DSX500型全自動光學(xué)數(shù)碼顯微鏡進(jìn)行分析。TEM組織觀察在ECNAI G2F30透射電鏡上進(jìn)行。透射電鏡試樣采用離子減薄技術(shù)制備。

2　實驗結(jié)果

2.1時效硬化曲線

圖1給出了不同Mg含量Al-Cu-Mg-Ag合金在時效過程中硬度隨時間的變化曲線。由圖1可見，Mg含量不同，合金的時效硬化速率也不同。Mg含量為0.4%的合金硬度隨時效時間的延長迅速增大，1h后硬度達(dá)到130HV。隨后硬度增加緩慢，在時效8h后達(dá)到峰值143HV。隨著時效時間的進(jìn)一步延長，合金的硬度略有降低，均保持在較高值。隨著Mg含量的增加，合金的時效硬化速率增大。Mg含量為0.8%的合金在時效4h后達(dá)到峰值157HV。進(jìn)一步增加Mg含量至1.2%時，合金的時效硬化速率也進(jìn)一步增大，在時效2h后達(dá)到峰值，但峰值硬度略低于Mg含量為0.8%的合金，為154HV。這與文獻(xiàn)[5-7]得出的結(jié)論一致。

圖1　不同Mg含量Al-Cu-Mg-Ag合金的時效硬化曲線Fig.1　Age hardening curves of Al-Cu-Mg-Ag alloy with different Mg contents

圖2給出了不同Ag含量Al-Cu-Mg-Ag合金在185℃下的時效硬化曲線。從圖2中可以看出，增加Ag含量同樣能夠提高合金的時效硬化速率。Ag含量為0.2%時，合金的時效硬化速率較小，時效6h后達(dá)到峰值硬度148HV。隨著Ag含量的增加，合金的時效硬化速率和峰值硬度均逐漸提高。當(dāng)Ag含量達(dá)到0.8%時，合金的峰時效時間僅為2h，峰值硬度增大至169HV。

圖2　不同Ag含量Al-Cu-Mg-Ag合金的時效硬化曲線Fig.2　Age hardening curves of Al-Cu-Mg-Ag alloy with different Ag contents

2.2微觀組織

圖3給出了不同Mg含量峰時效態(tài)Al-Cu-Mg-Ag合金TEM照片。圖3(d)的電子入射方向為〈110〉α。從圖3可以看出，不同Mg含量的合金中均析出了大量的Ω相和少量的θ′相。Mg含量為0.4%時，Ω相尺寸較大，約為180nm(圖3(a))。Mg含量為0.8%時，強化相體積分?jǐn)?shù)增大而尺寸減小到80nm，大量細(xì)小的強化相在晶內(nèi)呈彌散分布(圖3(b))。Mg含量進(jìn)一步增加至1.2%時，合金中強化相更加細(xì)化，尺寸約為30nm，體積分?jǐn)?shù)也進(jìn)一步增大(圖3(d))。從圖3還可以看出，Mg含量對Al-Cu-Mg-Ag合金晶界組織也有很大的影響。Mg含量較低時(0.4%)，合金晶界析出相粗大，并且不連續(xù)分布。晶界附近出現(xiàn)了較寬的無沉淀析出帶(Precipitation Free Zone, PFZ)(圖3(a))。隨著Mg含量的增加，晶界析出相尺寸減小數(shù)量增多，PFZ寬度減小。Mg含量為1.2%時，晶界析出相非常細(xì)小，呈連續(xù)的鏈狀分布，PFZ寬度也明顯減小(圖3(c))。

圖4給出了不同Ag含量峰時效態(tài)Al-Cu-Mg-Ag合金的TEM照片。圖4(a)，(d)的電子入射方向為〈110〉α，圖4(b)，(c)的電子入射方向為〈100〉α。從圖4可以看出，Ag含量為0.2%時，合金中僅析出了少量的Ω相(圖4(a))，此時沿〈100〉α方向能夠觀察到大量的θ′相(圖4(b))。隨Ag含量的增加，合金中Ω相逐漸增多，θ′相逐漸減少。Ag含量為0.5%時，θ′相數(shù)量明顯減少(圖4(c))，合金中析出了大量的Ω相(圖3(b))。Ag含量增加至0.8%時，合金中僅析出了大量尺寸更加細(xì)小的Ω相，幾乎觀察不到θ′相(圖4(d))。Ag含量對合金晶界形貌影響很大。Ag含量為0.2%時，晶界上不連續(xù)地分布著粗大的第二相，此時晶界附近出現(xiàn)了較寬的PFZ(圖4(e))。隨著Ag含量的增加，晶界析出相逐漸細(xì)化，且分布逐漸變得連續(xù)，PFZ寬度逐漸減小。Ag含量為0.8%時，細(xì)小的第二相沿晶界彌散分布，PFZ寬度非常小(圖4(f))。

圖3　不同Mg含量峰時效態(tài)Al-Cu-Mg-Ag合金的TEM照片　(a)0.4%Mg;(b)0.8%Mg;(c)1.2%Mg,晶界;(d)1.2%Mg,晶內(nèi)Fig.3　TEM images of the peak-aged Al-Cu-Mg-Ag alloys with different Mg contents(a)0.4%Mg;(b)0.8%Mg;(c)1.2%Mg on the grain boundary;(d)1.2%Mg in the grain inner

圖4　不同Ag含量峰時效態(tài)Al-Cu-Mg-Ag合金的TEM照片　(a)0.2%Ag沿〈110〉α;(b)0.2%Ag沿〈100〉α;(c)0.5%Ag沿〈100〉α;(d)0.8%Ag沿〈110〉α;(e)0.2%Ag, 晶界;(f)0.8%Ag, 晶界Fig.4　TEM images of the peak-aged Al-Cu-Mg-Ag alloys with different Ag contents　(a)0.2%Ag along 〈110〉α;(b)0.2%Ag along 〈100〉α;(c)0.5%Ag along 〈100〉α;(d)0.8%Ag along 〈110〉α;(e)0.2%Ag on the grain boundary;(f)0.8%Ag on the grain boundary

2.3晶間腐蝕

圖5給出了Al-Cu-Mg-Ag合金在晶間腐蝕液浸泡6h后的截面照片?？梢钥闯?，所有試樣均發(fā)生了不同程度的晶間腐蝕。Mg含量為0.4%時，合金腐蝕深度較小(圖5(a-1))，從低倍照片中可以看出，僅有少量的粒子從基體中脫落(圖5(a-2))。隨著Mg含量的增加，合金的腐蝕深度增大，整體腐蝕情況逐漸變得嚴(yán)重(圖5(b-1)，(b-2)，(c-1)，(c-2))。Mg含量為0.8%時，合金表面粒子脫落現(xiàn)象更加嚴(yán)重(圖5(b-1)，(b-2))。Mg含量為1.2%的合金腐蝕深度最大，并且有大量粒子從基體脫落，合金晶間腐蝕破壞最嚴(yán)重(圖5(c-1)，(c-2))。Ag含量對合金的晶間腐蝕性能影響也很大。Ag含量為0.2%時，合金的腐蝕深度較大(圖5(d-1))，并且大量粒子從基體中脫落(圖5(d-2))。隨著Ag含量的增加，合金的耐蝕性得到提高。Ag含量增加到0.8%時，合金腐蝕深度減小(圖5(e-1))，并且整體表面腐蝕情況也得到明顯的改善(圖5(e-2))。

圖5　Al-Cu-Mg-Ag合金晶間腐蝕截面高倍(1)與低倍(2)照片　(a)合金1;(b)合金2;(c)合金3;(d)合金4;(e)合金5Fig.5　Cross-section photos of high-magnification (1) and low-magnification (2) of Al-Cu-Mg-Ag alloys after IGC(a)alloy 1;(b)alloy 2;(c)alloy 3;(d)alloy 4;(e)alloy 5

利用數(shù)碼顯微鏡對Al-Cu-Mg-Ag合金最大晶間腐蝕深度進(jìn)行定量測量，并根據(jù)標(biāo)準(zhǔn)ASTM G 110-2009對晶間腐蝕等級進(jìn)行評價，結(jié)果如表2所示。

從表2可以看出，Ag含量為0.5%時，不同Mg含量合金的晶間腐蝕等級均為4，但最大腐蝕深度隨著Mg含量的增加逐漸增大。Mg含量為0.4%時，最大腐蝕深度為125μm，Mg含量增大到1.2%時，合金的最大腐蝕深度增加到238μm。結(jié)合圖5中合金晶間腐蝕的截面照片可以得出，隨著Mg含量的增加，Al-Cu-Mg-Ag合金的抗晶間腐蝕能力逐漸減小。

從表2也可以看出，增加Ag含量能夠減小合金的最大腐蝕深度。Ag含量為0.2%的合金晶間腐蝕等級為4，Ag含量增加到0.8%時，合金的腐蝕等級減小為3。晶間腐蝕實驗結(jié)果表明，增加Ag含量能夠提高Al-Cu-Mg-Ag合金的抗晶間腐蝕性能。

表2　Al-Cu-Mg-Ag合金晶間腐蝕結(jié)果

2.4電化學(xué)分析

圖6與圖7分別給出了不同Mg，Ag含量Al-Cu-Mg-Ag合金的極化曲線?？梢钥闯?，隨著Mg含量的增加，合金的腐蝕電流密度逐漸增大(圖6)；隨著Ag含量的增加，合金的腐蝕電流密度逐漸減小(圖7)。電化學(xué)分析表明增加Mg含量會降低Al-Cu-Mg-Ag合金抗晶間腐蝕性能，而Ag含量的增加會提高合金的抗晶間腐蝕性能。這與晶間腐蝕分析得出的結(jié)論一致。

圖6　不同Mg含量Al-Cu-Mg-Ag合金的極化曲線Fig.6　Polarization curves of Al-Cu-Mg-Ag alloys with different Mg contents

圖7　不同Ag含量Al-Cu-Mg-Ag合金的極化曲線Fig.7　Polarization curves of Al-Cu-Mg-Ag alloys with different Ag contents

3　分析與討論

晶間腐蝕屬于電化學(xué)腐蝕，優(yōu)先發(fā)生在電位低的位置。根據(jù)本課題組前期的研究結(jié)果[11]，時效態(tài)Al-Cu-Mg-Ag合金3個不同的結(jié)構(gòu)為晶界析出相(θ)、PFZ和基體(matrix)，它們?nèi)咧g的腐蝕電位符合Ematrix>Eθ>EPFZ。在電化學(xué)腐蝕中具有最低電位的PFZ作為陽極優(yōu)先被腐蝕。

PFZ的形成主要是由于晶界附近的溶質(zhì)原子參與了晶界強化相的析出，而在晶界附近幾乎沒有強化相的析出。這種現(xiàn)象的產(chǎn)生主要有兩方面的原因，一是晶界附近聚集了大量空位，在時效過程中晶界附近的溶質(zhì)原子通過空位擴散機制逐漸從基體中析出并長大粗化。另一方面，由于晶界為強化相的析出提供能量，強化相易于依附晶界析出并長大。這兩方面的因素導(dǎo)致時效態(tài)鋁合金晶界附近會形成一定寬度的PFZ[12-14]。PFZ的寬度及其與基體的電位差決定了Al-Cu-Mg-Ag合金的耐蝕性。

時效初期，只有少量溶質(zhì)原子從基體中析出，晶內(nèi)和晶界析出相數(shù)量較少且尺寸小，PFZ不明顯，并且此時晶界附近PFZ內(nèi)仍有大量溶質(zhì)原子，其與基體電位差較小，合金腐蝕敏感性較低。隨時效時間的延長，晶界附近大量的溶質(zhì)原子參與到晶界第二相的析出和長大，甚至在晶界周圍一些細(xì)小的析出相會重新溶入基體，這部分溶質(zhì)原子也會參與晶界第二相的長大。這導(dǎo)致PFZ寬度增大，并且其與基體的電位差增大，合金的耐蝕性降低；因此，對于Al-Cu-Mg-Ag合金，隨時效時間的延長，PFZ寬度逐漸增大，其與基體的電位差也逐漸增大，這兩方面的原因?qū)е潞辖鸬哪臀g性隨時效時間的延長而逐漸降低[11,15]。

3.1Mg含量對合金抗晶界腐蝕性能的影響

對于本實驗的Al-Cu-Mg-Ag合金，由于Mg含量不同，析出相數(shù)量不同，所以在研究合金電化學(xué)腐蝕性能時，主要考慮PFZ與基體的電位差。

Al-Cu-Mg-Ag合金主要強化相的脫溶序列可表示為[3]：

SSS→Ω(Al2Cu)→θ(Al2Cu)

(1)

SSS→GPⅠ→GPⅡ/θ″→θ′(Al2Cu)→ θ(Al2Cu)

(2)

盡管Ω相中并沒有含有Mg原子和Ag原子，但是Mg原子團簇和Mg-Ag原子共聚團簇可為Ω相提供形核位置[2]。Mg含量較低時，晶內(nèi)與晶界的Mg原子團簇和Mg-Ag原子共聚團簇較少，因此晶內(nèi)與晶界析出相較少(圖3(a))，此時晶界附近PFZ中仍有大量的Cu溶質(zhì)原子，PFZ 與基體的電位差較小，合金的耐蝕性較好，晶間腐蝕深度較小。隨著Mg含量的增加，時效初期Mg原子團簇和Mg-Ag原子共聚團簇增多，Ω相的形核位置相應(yīng)增多，晶內(nèi)與晶界析出相增加(圖3(b)，(c)，(d))，消耗了PFZ中的Cu原子，導(dǎo)致PFZ的電位降低，其與基體的電位差增大，合金的抗腐蝕性能降低，晶間腐蝕深度增大。

3.2Ag含量對合金抗晶界腐蝕性能的影響

根據(jù)3.1節(jié)的討論，增加Ag含量，同樣能夠增加合金中Mg-Ag原子共聚團簇，為Ω相提供更多的形核位置，合金中Ω相數(shù)量隨著Ag含量的增加而逐漸增多。與Mg不同，Ag含量的增加基本不會改變PFZ的電位差。從圖4可以看出，隨Ag含量的增加，Al-Cu-Mg-Ag合金中析出相的數(shù)量變化不大，但是析出相種類發(fā)生了變化，從大量的θ′相和少量的Ω相，轉(zhuǎn)變?yōu)榇罅康摩赶嗪蜕倭康摩取湎?。在這個過程中，消耗的溶質(zhì)原子數(shù)量變化不大；因此，PFZ的電位差隨著合金中Ag含量的增加變化不大，合金的耐蝕性主要取決于PFZ的寬度，即腐蝕通道的寬度。在Ag含量較少時，晶界粗大的析出相消耗了晶界周圍的溶質(zhì)原子，合金的PFZ較寬，耐蝕性較差，晶間腐蝕深度較大。增加Ag含量，固溶處理后Ag原子均勻分布在基體中，在晶界附近也有大量的Ag原子。由于Ag原子與空位的結(jié)合能較大[16]，Ag原子周圍也有大量空位，減少了晶界附近空位的數(shù)量。在隨后的時效過程中，溶質(zhì)原子易于通過空位擴散機制在晶界和Ag原子附近形核。隨著時效的進(jìn)一步發(fā)展，晶界附近部分細(xì)小的析出相重新溶入基體，這部分溶質(zhì)原子參與到晶界析出相的長大；因此，晶界附近幾乎沒有析出相，產(chǎn)生了一定寬度的PFZ。但與Ag含量較低的合金相比，由于大量Ag原子的存在干預(yù)了晶界析出相的形核與長大，晶界和晶內(nèi)析出相均得到細(xì)化，PFZ寬度變小，腐蝕通道變窄；因此，隨Ag含量的增加，Al-Cu-Mg-Ag合金的抗晶間腐蝕性能得到提高。

4　結(jié)論

(1)增加Mg，Ag含量能夠提高Al-Cu-Mg-Ag合金的時效硬化速率，細(xì)化晶內(nèi)和晶界析出相。隨Mg含量的增加，合金中強化相尺寸減小，析出相體積分?jǐn)?shù)增大。隨Ag含量的增加，合金中的析出相由大量的θ′相和少量的Ω相轉(zhuǎn)變?yōu)榇罅康摩赶嗪蜕倭康摩取湎唷?/p>

(2)隨著Mg含量的增加，PFZ內(nèi)越來越多的溶質(zhì)原子參與晶界析出相的析出和長大，PFZ與基體的電位差逐漸增大，合金的腐蝕電流密度增大，抗晶間腐蝕能力降低。

(3)Ag含量的改變對PFZ的電位差影響不大，合金的耐蝕性主要取決于PFZ的寬度。增加Ag含量能夠減小PFZ寬度，腐蝕通道變窄，合金的抗晶間腐蝕性能得到提高。

[1]HUTCHINSON C R, FAN X, PENNYCOOK S J, et al. On the origin of the high coarsening resistance of Ω plates in Al-Cu-Mg-Ag alloys[J]. Acta Materialia, 2001, 49(14): 2827-2841.

[2]REICH L, MURAYAMA M, HONO K. Evolution of Ω phase in an Al-Cu-Mg-Ag alloy-a three-dimension atom probe study[J]. National Research Institute for Metals, 1998, 46(17): 6053-6062.

[3]RINGER S P, HONO K, POLMEAR I J, et al. Nucleation of precipitates in aged Al-Cu-Mg-(Ag) alloys with high Cu∶Mg ratios[J]. Acta Materialia, 1996, 44(5): 1883-1898.

[4]宋旼, 肖代紅. Cu和Mg含量對Al-Cu-Mg-Ag合金組織與性能的影響[J]. 金屬熱處理, 2007, 32(12): 64-66.

SONG M, XIAO D H. Effects of Cu and Mg content on microstructure and mechanical properties of Al-Cu-Mg-Ag alloy[J]. Heat Treatment of Metals, 2007, 32(12): 64-66.

[5]段安婧, 劉志義, 徐靜, 等. Mg 含量對Al-Cu-Mg-Ag合金組織與力學(xué)性能的影響[J]. 稀有金屬材料與工程, 2010, 39(增刊1): 52-55.

DUAN A J, LIU Z Y, XU J, et al. Effect of Mg content on microstructure and mechanical properties of Al-Cu-Mg-Ag alloys[J]. Rare Metal Materials and Engineering, 2010, 39(Suppl 1): 52-55.

[6]BAI S, ZHOU X W, LIU Z Y, et al. Atom probe tomography study of Mg-dependent precipitation of Ω phase in initial aged Al-Cu-Mg-Ag alloys[J]. Materials Science and Engineering: A, 2015, 637: 183-188.

[7]宋艷芳, 潘清林, 豐雷, 等. Mg含量對Al-Cu-Mg-Ag合金組織與力學(xué)性能的影響[J]. 中國有色金屬學(xué)報, 2013, 23(7): 1812-1818.

SONG Y F, PAN Q L, FENG L, et al. Effects of Mg content on microstructure and mechanical properties of Al-Cu-Mg-Ag alloy[J]. The Chinese Journal of Nonferrous Metals, 2013, 23(7): 1812-1818.

[8]BAI S, ZHOU X W, LIU Z Y, et al. Effects of Ag variations on the microstructures and mechanical properties of Al-Cu-Mg alloys at elevated temperatures[J]. Materials Science and Engineering: A, 2014, 611:69-76.

[9]劉瑤瓊, 鄭子樵, 李世晨, 等. 高Cu/Mg 2×××系鋁合金的微觀組織與晶間腐蝕行為[J]. 中國有色金屬學(xué)報, 2011, 21(12):3057-3063.

LIU Y Q, ZHENG Z Q, LI S C. Microstructures and intergranular corrosion behavior of 2××× series Al-alloys with high Cu/Mg ratio[J]. The Chinese Journal of Nonferrous Metals, 2011, 21(12):3057-3063.

[10]CHANG C H, LEE S L, LIN J C, et al. Effect of Ag content and heat treatment on the stress corrosion cracking of Al-4.6Cu-0.3Mg alloy[J]. Materials Chemistry and Physics, 2005, 91(2-3): 454-462.

[11]齊浩, 劉曉艷, 梁順星, 等. Al-Cu-Mg-Ag新型耐熱鋁合金的抗腐蝕性能[J]. 中國有色金屬學(xué)報, 2015, 25(11): 3033-3039.

QI H, LIU X Y, LIANG S X, et al. Corrosion resistance of Al-Cu-Mg-Ag new heat-resistant Al alloy[J]. The Chinese Journal of Nonferrous Metals, 2015, 25(11): 3033-3039.

[12]何正林, 高文理, 陸政, 等. 熱處理對7A85鋁合金組織和性能的影響[J]. 材料工程, 2015, 43(8):13-18.

HE Z L, GAO W L, LU Z, et al. Effects of heat treatment on microstructure and properties of 7A85 aluminium alloy[J]. Journal of Materials Engineering, 2015, 43(8):13-18.

[13]BAYAZID S M, FARHANGI H, ASGHARZADEH H, et al. Effect of cyclic solution treatment on microstructure and mechanical properties of friction stir welded 7075 Al alloy[J]. Materials Science and Engineering: A, 2016, 649: 293-300.

[14]劉銘, 張坤, 戴圣龍, 等. 航空用Al-Cu-Mg鋁合金疲勞行為研究[J]. 航空材料學(xué)報, 2014, 34(1):76-81.

LIU M， ZHANG K， DAI S L， et al. Fatigue performance of Al-Cu-Mg aluminum alloy for aviation[J]. Journal of Aeronautical Materials, 2014, 34(1):76-81.

[15]LI C, PAN Q L, SHI Y J, et al. Influence of aging temperature on corrosion behavior of Al-Zn-Mg-Sc-Zr alloy[J]. Materials & Design, 2014, 55: 551-559.

[16]GARG A, HOWE J M. Convergent-beam electron diffraction analysis of the Ω phase in an Al-4.0Cu-0.5Mg-0.5Ag alloy[J]. Acta Metallurgica et Materialia, 1991, 39(8): 1939-1946.

Effects of Mg and Ag Contents on Intergranular Corrosion Property of Al-Cu-Mg-Ag New Heat-resistant Al Alloy

LIU Xiao-yan,WANG Zhao-peng,LONG Liang,ZHANG Xi-liang,CUI Hao-xuan,GAO Fei

(Equipment Manufacturing College,Hebei University of Engineering,Handan 056038,Hebei,China)

The effects of Mg and Ag contents on the corrosion resistance of Al-Cu-Mg-Ag alloy were investigated by intergranular corrosion (IGC) testing. The corrosion mechanism of the alloys with different chemical composition was discussed by transmission electron microscopy (TEM) and electrochemical analyses. The results indicate with increasing Mg and Ag content, the age hardening rate of the alloy increases. The size of the strengthening phases Ω decreases with increasing Mg content whereas phase volume fraction increases. More solution atoms are consumed to form the precipitation on the grain boundaries of the alloy with higher Mg content, which increases the potential difference between precipitation free zone (PFZ) and the matrix and subsequently, the IGC resistance of Al-Cu-Mg-Ag alloy decreases. Increasing the Ag content, the main strengthening phases transform from great amounts of θ′ with less Ω to plentiful Ω with less θ′. The variation of Ag content hardly affects the potential of PFZ, and the corrosion resistance of the alloy depends mainly on the width of PFZ. With increasing Ag content, the precipitations on the grain boundaries are refined; the width of PFZ decreases and correspondingly, the corrosion passageway becomes narrow. The IGC resistance of Al-Cu-Mg-Ag alloy is enhanced with increasing Ag content.

Mg content;Ag content;Al-Cu-Mg-Ag;intergranular corrosion;precipitation free zone

10.11868/j.issn.1001-4381.2016.09.011

TG174.3

A

1001-4381(2016)09-0068-08

河北省自然科學(xué)基金資助項目(E2013402056)；河北省高等學(xué)?？茖W(xué)技術(shù)研究項目(QN2014002)；河北省研究生創(chuàng)新資助項目(16129026)

2016-02-22；

2016-07-07

劉曉艷(1980-)，女，博士，副教授，主要從事高性能鋁合金與金屬表面處理研究，聯(lián)系地址：河北省邯鄲市光明南大街199號河北工程大學(xué)裝備制造學(xué)院(056038)，E-mail:x918y@126.com