熱軋后中間退火對5059鋁合金耐蝕性能的影響

林洪才， 朱慶豐， 石入文， 賈濤, 張恩閣， 趙志浩

(1.東北大學 材料電磁過程研究教育部重點實驗室， 遼寧 沈陽 110819；2.東北大學 軋制技術(shù)及連軋自動化國家重點實驗室， 遼寧 沈陽 110819)

0 引言

鋁合金是制造艦船船體、上層建筑及其他器具的首選材料。鋁合金的使用可有效減小掃雷艇、水翼艇、氣墊船、沖翼艇等高航速艦艇的船體質(zhì)量，是建造這些艦艇的最佳材料[1]。用鋁合金制造中型艦艇的艇體、大型艦艇的上層建筑也同樣可以優(yōu)化船體結(jié)構(gòu)，減輕船體質(zhì)量，提高航行速度。盡管1982年馬爾維納斯群島海戰(zhàn)中謝菲爾德號導(dǎo)彈驅(qū)逐艦的沉沒在一定程度上影響了鋁合金在艦艇上的應(yīng)用。但隨現(xiàn)代艦艇裝備的發(fā)展，為保證艦艇的穩(wěn)定性、提高航速、減小船體質(zhì)量，國外已在艦艇上廣泛使用鋁合金。這些鋁合金主要為5系鋁合金和6系鋁合金。其中6系鋁合金主要用于上層建筑，而5系鋁合金則被廣泛應(yīng)用于艙體結(jié)構(gòu)[2]。新型高性能艦艇裝備的發(fā)展不斷牽引著高性能艦船用鋁合金的發(fā)展。為了不斷提高5系船用鋁合金綜合性能，歐州、美國等國家一方面在5456、5083、5086等傳統(tǒng)合金的基礎(chǔ)上，通過形變熱處理工藝開發(fā)了多種狀態(tài)如H116、H321、H323等[3]；另一方面不斷通過優(yōu)化合金成分開發(fā)出新的5系鋁合金，如1995年注冊的5383，1999年注冊的5059鋁合金[4-6]。在開發(fā)新牌號、新狀態(tài)5系船用鋁合金的同時，國外科研工作者對5系鋁合金制備工藝過程中的組織演變機理及腐蝕機理展開廣泛而系統(tǒng)的研究[7-12]，并且不斷有新型牌號和新狀態(tài)的5系鋁合金被開發(fā)出來。

與歐州、美國等國家相比，我國艦船用鋁合金研發(fā)工作還比較落后，尚處于追趕和仿制階段。但隨著近些年我國艦艇建造技術(shù)的快速發(fā)展?？蒲性核c生產(chǎn)企業(yè)開始對5系船用鋁合金進行了重點關(guān)注并開展了廣泛的研究。王國軍[13]發(fā)現(xiàn)5383-H321鋁合金板材較優(yōu)的穩(wěn)定化處理制度為80 ℃/6 h～100 ℃/6 h. 王月等[14]通過晶間腐蝕實驗研究了5A01鋁合金厚板的耐蝕性能，發(fā)現(xiàn)鋁合金厚板具有良好的耐蝕性。Chen等[15]發(fā)現(xiàn)5083-H116合金的機械性能對退火溫度的敏感性比退火時間高，研究了退火溫度和保溫時間對合金機械性能和耐蝕性能的影響。孟凡林等[16]發(fā)現(xiàn)冷變形及退火制度影響5083合金的耐蝕性，合金的耐蝕性能隨冷變形量的增加而下降；在100～160 ℃溫度范圍內(nèi)，合金的耐蝕性隨穩(wěn)定化退火溫度的提高而上升。Ma等[17]研究發(fā)現(xiàn)Al-5.0Mg-3.0Zn冷軋板經(jīng)預(yù)時效、合適的固溶溫度、再時效的回歸再時效處理，可以保證合金具有一定強度前提下具有良好的耐晶間腐蝕性能。聶祚仁院士團隊針對Er元素對5系鋁合金組織性能的影響展開了廣泛的研究[18-21]，對含Er元素的5系鋁合金形變熱處理過程中的組織演變以及不同敏化條件下的耐蝕性做了大量基礎(chǔ)且有價值的研究工作。盡管這些研究成果顯著促進了我國艦船用鋁合金的發(fā)展，但仍未徹底改變我國在相關(guān)領(lǐng)域相對落后的現(xiàn)狀，船用鋁合金的一些新的形變熱處理狀態(tài)尚不完全掌握，船用鋁合金的性能(特別是耐蝕性)相關(guān)評價體系和評價標準尚不健全。因此，我國在5系船用鋁合金相關(guān)領(lǐng)域仍需要進行大量系統(tǒng)基礎(chǔ)的研究工作。

基于上述現(xiàn)狀，作者所在的課題組對5059船用鋁合金的形變熱處理工藝開展了一系列研究，本文主要介紹中間退火對5059鋁合金熱軋板材及冷軋板材耐蝕性的影響，希望能為我國船用鋁合金的發(fā)展提供些技術(shù)支持。

1 實驗條件

實驗所用材料是用水冷銅模制備的5059鋁合金鑄錠，用英國牛津公司生產(chǎn)的直讀光譜儀測得合金成分如表1所示。由表1可以看到，鑄錠成分在5059合金名義成分內(nèi)。鑄錠尺寸為150 mm×150 mm×48 mm.

表1 5059鋁合金成分的質(zhì)量分數(shù)

實驗工藝流程圖如圖1所示。得到鑄錠之后，將鑄錠進行均勻化退火，均勻化退火溫度為510 ℃，保溫時間為12 h，冷卻條件為空冷。均勻化退火后的鑄錠加熱至410 ℃，并保溫4 h，取出后在輥徑為450 mm熱軋機組上進行軋制，鑄錠經(jīng)9道次，由48 mm軋制至7 mm，用表面測溫儀測得終軋溫度為340 ℃，之后空冷，熱軋后板材尺寸約為1 000 mm×160 mm×7 mm. 熱軋后的板材切開，在退火爐中進行400 ℃/2 h的中間退火后，對熱軋板材及退火后的熱軋板材進行冷軋，經(jīng)2道次，由7 mm軋制至3 mm，用表面測溫儀測得冷軋后板材表面溫度約為130 ℃，冷軋后板材尺寸約為125 mm×150 mm×3 mm. 通過退火和冷軋變形獲得了4個不同條件的試樣，試樣的具體工藝參數(shù)如表2所示。

圖1 實驗工藝流程圖Fig.1 Experimental process flow chart

表2 試樣編號及對應(yīng)條件

在4個不同條件板材上取長、寬為15 mm×15 mm的小樣，對小樣3個面經(jīng)精磨和機械拋光后，進行陽極覆膜(覆膜液為HBF4與蒸餾水的混合液，體積比例為1∶16)，之后用偏光顯微鏡觀察3個面上的組織形貌，并選取典型位置進行拼圖。在此，對軋制試樣的方向及表面進行標記說明，樣品的軋制方向標記為RD，試樣的法向標記為ND，試樣的寬向標記為TD，試樣軋制時與軋輥直接接觸的表面標記為L-T面(RD與TD兩個方向構(gòu)成的表面)，軋制試樣橫截面標記為T-S面(TD與ND兩個方向構(gòu)成的表面)，軋制試樣的縱截面標記為L-S面(RD與ND兩個方向構(gòu)成的表面)。

從4種制度板材上取長、寬為15 mm×15 mm的試樣，將試樣L-S面精磨和機械拋光后進行磷酸腐蝕。磷酸溶液濃度為10%，并用恒溫水浴鍋保證磷酸溶液溫度為50 ℃，然后將準備好的試樣L-S面浸入磷酸溶液中，腐蝕時間控制在1～3 min. 之后用光學顯微鏡觀察試樣L-S面上析出相的數(shù)量及分布。

按美國ASTM G67-2013標準《用接觸硝酸環(huán)境之后的質(zhì)量損失來測定5XXX系列鋁合金晶間腐蝕敏感性的標準實驗方法》對試樣進行晶間腐蝕實驗，熱軋板材取尺寸為50 mm×6 mm×7 mm的試樣，冷軋板材取尺寸為50 mm×6 mm×3 mm的試樣，試樣各面用砂紙磨光后進行腐蝕前的預(yù)處理。先將磨好的試樣置于80 ℃、濃度為5%的NaOH溶液中浸泡1 min，然后水洗，再將試樣置于濃度為65%～68%的濃硝酸中浸泡30 s，取出水洗后在空氣中晾干。用分析天平稱量試樣腐蝕前的質(zhì)量，用游標卡尺測量試樣腐蝕前的精確尺寸，并計算試樣腐蝕前的表面積。預(yù)處理后的所有試樣放于濃度為65%～68%、恒定溫度為30 ℃的濃硝酸中，實驗過程中用恒溫水浴鍋保證濃硝酸的溫度，保溫24 h后取出試樣水洗，并用塑料毛刷刷去試樣表面腐蝕顆粒。之后用天平測量試樣腐蝕后的質(zhì)量，用游標卡尺測量試樣腐蝕后的厚度與寬度。腐蝕前后試樣的質(zhì)量差即為腐蝕造成的質(zhì)量損失，用質(zhì)量損失/腐蝕前試樣的表面積，得到試樣的單位面積質(zhì)量損失，并且根據(jù)游標卡尺測量結(jié)果計算出腐蝕后ND與TD方向的被腐蝕長度。

用掃描電鏡觀察試樣腐蝕后3個表面的形貌，并將3個面的照片用Photoshop軟件合成三維圖。將腐蝕后的試樣沿TD方向切開，磨光后用光學顯微鏡觀察L-T面與L-S面處腐蝕通道。

2 實驗結(jié)果

2.1 試樣的偏光組織觀察

熱軋及400 ℃中間退火試樣3個面的偏光組織如圖2所示。由圖2(a)可以看出：試樣經(jīng)熱軋后3個面的晶粒形貌存在明顯的差異，L-T面上為沿RD方向分布、形狀不規(guī)則的長條狀組織，晶粒間存在著一些沿RD方向呈帶狀分布的殘余相；L-S面上組織為沿RD方向分布的纖維狀組織，長、寬比約為10，在纖維狀組織之間存在部分再結(jié)晶晶粒；T-S面則為沿TD方向分布的纖維狀組織，纖維狀組織明顯較L-S面的短小。由圖2(b)可以看出：經(jīng)過400 ℃/2 h退火后，試樣發(fā)生較大程度的再結(jié)晶，L-T面晶粒明顯變大，晶粒仍為沿RD方向分布的形狀不規(guī)則的長條狀組織，晶粒間仍存在沿RD方向呈帶狀分布的殘余相；L-S面纖維狀組織間出現(xiàn)了一些較大的再結(jié)晶晶粒，纖維狀組織長、寬比約為6，T-S面為短條狀組織，組織形貌不規(guī)則。

圖2 熱軋與中間退火試樣偏光組織(放大倍數(shù)200)Fig.2 Microstructures of hot-rolled specimen and annealed specimen (200×)

冷軋后試樣3個面的偏光組織如圖3所示。圖3(a)為熱軋板直接冷軋試樣，從中可看出：在L-T面亦為沿RD方向的條狀組織，晶粒間仍存在著一些沿RD方向呈帶狀分布的殘余相；L-S面為纖維狀組織，比熱軋試樣的纖維狀組織更加細長，纖維狀組織的長、寬比約為25，這些纖維狀組織在局部出現(xiàn)了“彎曲”現(xiàn)象；T-S面為沿TD方向的短纖維狀組織。圖3(b)為熱軋板經(jīng)400 ℃退火后冷軋試樣，從中可看出：L-T面上的晶粒與直接冷軋試樣相比，TD方向更寬，這些晶粒沿RD方向被拉長；L-S面為細長的纖維狀組織，纖維狀組織的長、寬比約為26，這些纖維狀組織沒有出現(xiàn)明顯的局部“彎曲”現(xiàn)象；T-S面為沿TD方向的短纖維狀組織。

圖3 冷軋試樣偏光組織(放大倍數(shù)200)Fig.3 Microstructures of cold-rolled specimens(200×)

2.2 磷酸腐蝕結(jié)果

熱軋及400 ℃中間退火試樣磷酸蝕刻結(jié)果如圖4所示。由圖4(a)可以看出，熱軋后試樣中存在許多細小的黑色點狀相和一些大尺寸的灰色殘余相，這些黑色點狀相沿著纖維狀組織邊界呈帶狀分布，但這些相并不連續(xù)，相之間存在一定的間隔。根據(jù)相關(guān)文獻[9，22]可知磷酸蝕刻后出現(xiàn)的這些沿晶界(纖維狀組織邊界)分布的黑色相為β相，并且Miljana等[9]與Jones等[22]還用透射電鏡表征出在晶界上的析出相為β相。由圖4(b)可以看出，經(jīng)過400 ℃中間退火后，試樣內(nèi)部主要為灰色的殘余相，而黑色的點狀β相數(shù)量明顯減少，說明發(fā)生了回溶。

圖4 熱軋與中間退火試樣磷酸腐蝕結(jié)果Fig.4 Microstructures of hot-rolled specimen and annealed specimen after etching in phosphoric acid

兩種制度的冷軋試樣經(jīng)過磷酸蝕刻后，結(jié)果如圖5所示。由圖5(a)可以看出，熱軋板經(jīng)過冷軋后，試樣中黑色點狀相數(shù)量有所增加，這些相的分布更加平直，相之間的間隔更大，分布更加分散。由圖5(b)可以看出，400 ℃退火的熱軋板經(jīng)過冷軋后，也出現(xiàn)大量黑色的β相，這些相既有彌散分布的點狀β相，也有連續(xù)分布的β相，還能看到沿剪切帶析出的β相，這與Miljana等觀察的結(jié)果一致[23]。

圖5 冷軋試樣磷酸腐蝕結(jié)果Fig.5 Microstructures of cold-rolled specimen after etching in phosphoric acid

2.3 晶間腐蝕結(jié)果

按照美國ASTM G67-2013標準進行晶間腐蝕實驗。試樣腐蝕前后的實物照片如圖6所示。由圖6(a)可以看出，晶間腐蝕前的試樣表面均呈現(xiàn)出金屬光澤，經(jīng)晶間腐蝕后除3號樣仍有一定金屬光澤外，1號、2號、4號試樣均失去金屬光澤，表面明顯變暗，如圖6(b)所示。

圖6 試樣晶間腐蝕前后實物圖Fig.6 Specimens before and after intergranular corrosion experiment

表3為不同條件試樣的腐蝕性能。4種試樣經(jīng)晶間腐蝕后單位面積的質(zhì)量損失存在較大差異，其中：經(jīng)400 ℃/2 h退火的熱軋板材單位面積質(zhì)量損失最低，為3.1 mg/cm2；該板材ND和TD方向的被腐蝕掉的長度也較小，約為100 μm和170 μm. 熱軋板材的耐蝕性較400 ℃/2 h退火的熱軋板材略差，單位面積質(zhì)量損失為8.9 mg/cm2，ND和TD方向的被腐蝕掉的長度約為160 μm和180 μm. 400 ℃/2 h退火后冷軋板材的單位面積質(zhì)量損失最大，為17.3 mg/cm2，ND和TD方向的被腐蝕掉的長度約為130 μm和260 μm. 熱軋后直接冷軋的板材單位面積質(zhì)量損失為9.5 mg/cm2，ND和TD方向的被腐蝕掉的長度約為180 μm和200 μm. 通過測量不同方向的腐蝕量發(fā)現(xiàn)，不同試樣TD方向的腐蝕量均明顯高于ND方向。

表3 試樣的晶間腐蝕性能

晶間腐蝕后試樣沿TD方向剖開，用光學顯微鏡觀察L-T和L-S表面沿ND和TD方向的腐蝕通道。熱軋及熱軋后400 ℃/2 h退火處理后試樣T-S的微觀形貌如圖7所示。由圖7(a)可以看出：熱軋試樣經(jīng)晶間腐蝕后L-T和L-S表面均形成了向內(nèi)部延伸的腐蝕通道，但L-T和L-S面腐蝕通道的形貌不同，L-S面形成了具有一定間距和一定深度的腐蝕通道，經(jīng)過測量最大腐蝕通道的深度約為70 μm；而L-T面的腐蝕通道較淺，在表面形成了“起伏的波浪狀”形貌，經(jīng)過測量這些腐蝕通道的深度約為30 μm. 經(jīng)400 ℃/2 h退火后，L-T和L-S表面的腐蝕通道形貌均發(fā)生了很大變化，兩個面腐蝕后的輪廓變的平直，僅在局部存在一些小尺寸凹坑，L-T面腐蝕坑深度大約為7 μm，L-S面處的腐蝕坑深度大約為6 μm，如圖7(b)所示。

圖7 熱軋試樣T-S面的微觀腐蝕形貌Fig.7 T-S cross-sectional corroded morphologies after hot-rolling and annealing

直接冷軋及400 ℃/2 h退火處理后冷軋試樣T-S面的微觀腐蝕形貌如圖8所示。由圖8(a)可看出，直接冷軋試樣經(jīng)過晶間腐蝕后：L-S表面同樣形成了向內(nèi)部延伸的腐蝕通道，腐蝕通道較寬且最大腐蝕通道的深度為45 μm；在L-T表面上仍為“起伏的波浪狀”形貌，腐蝕通道深度約為10 μm. 經(jīng)過400 ℃/2 h退火后冷軋的試樣：在L-S表面形成的腐蝕通道顯得細長，腐蝕通道數(shù)量較多，并且最大腐蝕通道的深度約為65 μm；L-T表現(xiàn)為平直的腐蝕表面，部分區(qū)域存在深度為20 μm的腐蝕通道。

圖8 冷軋試樣T-S面微觀腐蝕形貌Fig.8 T-S cross-sectional corroded morphologies after cold rolling

經(jīng)晶間腐蝕后試樣不同表面掃描電鏡觀察的形貌如圖9所示，從中可以看到熱軋板材退火前后各側(cè)面的腐蝕形貌存在較大差異。直接熱軋試樣L-T面和T-S面為典型的剝落腐蝕特征，部分晶粒已被腐蝕掉形成了不規(guī)則腐蝕坑，部分晶粒則仍未被腐蝕掉，這些腐蝕坑的邊緣十分曲折，T-S面的腐蝕坑的尺寸較L-T面??；而L-S面的腐蝕形貌為沿RD方向呈帶狀分布腐蝕溝壑。試樣經(jīng)400 ℃/2 h退火處理后，試樣的腐蝕形貌發(fā)生了較大變化：試樣的L-T面和T-S面并未發(fā)生明顯剝落腐蝕現(xiàn)象，L-T面只存在一些比較淺且尺寸較小的腐蝕坑，T-S面主要為沿TD方向分布小且淺的腐蝕坑；L-S面也僅形成了一些沿RD方向分布的小且淺的腐蝕坑。這二者不同的腐蝕形貌直觀地反映了耐蝕性的差異，與表3所檢測的質(zhì)量損失相吻合。

圖9 掃描電鏡觀察的腐蝕試樣表面三維形貌(放大倍數(shù)200)Fig.9 SEM images of corrosion morphologies of 5059 alloy after hot-rolling and annealing(200×)

3 分析與討論

根據(jù)相關(guān)報道[24-26]，高鎂5系鋁合金的腐蝕形式主要是晶間腐蝕，其特征是腐蝕介質(zhì)先將晶界腐蝕掉，并形成腐蝕通道，再完成對整個試樣的腐蝕。這個腐蝕過程受合金晶粒和析出相形貌尺寸以及析出相沿晶界分布情況的影響[9,20]。雖然5系鋁合金不是可時效強化處理鋁合金，但在較低溫度(大于60 ℃)下，合金中的Mg元素可以析出形成β相(Al3Mg2)。已有研究表明[14,16,27]，當高鎂5系鋁合金晶界上析出相較少或者析出相分布不連續(xù)時，合金的耐蝕性明顯提高。因此，通過形變熱處理控制鋁合金的晶粒和析出相形貌尺寸以及分布特征，對提高鋁合金的耐蝕性至關(guān)重要。

本文采用的中間退火和軋制工藝改變了5059鋁合金的組織特征，而這種改變又進一步影響了合金的晶間腐蝕特征。5059鋁合金經(jīng)85%變形量熱軋變形后，形成了典型的纖維狀組織，這表明340 ℃溫度不足以使材料發(fā)生明顯的再結(jié)晶；熱軋后的緩慢冷卻則有利于含Mg相的析出，特別是沿晶界析出,如圖4(a)所示。因此試樣晶間腐蝕過程中在L-S面和T-S面形成了較深的腐蝕通道，如圖7和圖9所示。熱軋試樣經(jīng)400 ℃/2 h退火并水淬后，高溫退火使冷軋板材發(fā)生了部分再結(jié)晶，如圖2(b)所示。而高溫退火還有助于Mg元素回溶形成固溶體，由Al-Mg二元相圖(見圖10)可知400 ℃下Mg元素在Al基體的固溶度約為13%。因此，可認為：經(jīng)400 ℃/2 h退火后5059鋁合金中Mg元素幾乎全部溶入了鋁基體，如圖4(b)所示；而水淬又可以有效抑制Mg元素的析出，可以有效避免在晶界上形成β相，提高合金的耐晶間腐蝕性能。所以，400 ℃退火并水淬的試樣耐晶間腐蝕性能最好，僅在試樣表面形成了點狀腐蝕坑，如圖7和圖9所示，單位面積質(zhì)量損失也明顯小于熱軋試樣。

圖10 Al-Mg二元相圖Fig.10 Al-Mg binary phase diagram

熱軋和400 ℃/2 h退火試樣經(jīng)57%變形量冷軋變形后，主要的組織變化是晶粒進一步被壓扁拉長，形成更細的纖維狀組織；另一方面冷軋過程中的變形熱會使試件的溫度上升，在一定程度上促進含Mg相的析出。由于冷軋前初始狀態(tài)的不同，使得冷軋對兩種組織特征的試樣影響不同。熱軋試樣冷卻過程經(jīng)空冷緩慢降溫過程，Mg元素已經(jīng)得到了一定程度的析出，后續(xù)冷軋產(chǎn)生的升溫不足以進一步促進Mg元素的析出，而冷軋前沿晶界析出的β相在變形過程中被破碎，形成更加彌散分布的β相，如圖5(a)所示。因此，盡管經(jīng)冷軋后熱軋試樣的纖維狀變形組織和腐蝕通道間距變細(見圖3和圖8)，但其腐蝕深度卻明顯減小(見圖8)。這些因素使得熱軋試樣經(jīng)冷軋后單位面積質(zhì)量損失變化不大。400 ℃/2 h退火并水淬試樣由于基體內(nèi)Mg元素處于過飽和狀態(tài)，后續(xù)冷變形產(chǎn)生的升溫促進Mg元素的析出，在纖維狀組織邊界及剪切帶處析出大量連續(xù)的β相，如圖5(b)所示。因此，經(jīng)冷軋后不僅試樣的纖維狀變形組織和腐蝕通道間距變細(見圖3和圖8)，而且腐蝕深度明顯增加(見圖8)。這些因素使得400 ℃/2 h退火并水淬試樣經(jīng)冷軋后單位面積質(zhì)量損失明顯增加。

通過對試樣不同面的組織特征分析可知，試樣各面晶粒形貌不同，這使得晶間腐蝕各面形成的腐蝕通道和腐蝕形貌不同，也進而導(dǎo)致了不同方向腐蝕量的不同。L-T面和T-S面以剝落腐蝕為主，而L-S面則容易形成一條條腐蝕溝壑，如圖9所示。當L-S面的纖維狀組織暴露于腐蝕液中時，腐蝕液會沿著纖維狀的邊界向板材內(nèi)部腐蝕，由于纖維狀間距比較小，試樣易被快速腐蝕掉，造成在TD方向形成較大的腐蝕量，熱軋試樣直接冷軋后TD方向腐蝕量可能跟纖維狀組織變細有關(guān)。而當L-T面上的長條狀組織暴露于腐蝕液中時，腐蝕液會沿晶界向板材內(nèi)部腐蝕，ND方向彎曲的晶界通道會使得晶粒一個一個被腐蝕掉，并形成如圖9(a)所示剝落腐蝕形貌，并留下波浪起伏的腐蝕通道，如圖7和圖8所示。400 ℃/2 h退火及冷軋試樣L-T面上晶粒粗化可能是導(dǎo)致400 ℃/2 h退火試樣ND方向腐蝕量明顯低于未退火試樣的主要原因。

4 結(jié)論

1) 5059鋁合金熱軋板材經(jīng)過400 ℃/2 h退火加水淬后發(fā)生部分再結(jié)晶，耐蝕性明顯提高，單位面積質(zhì)量損失由8.9 mg/cm2降至3.1 mg/cm2，L-T面和T-S面由退火前的剝落腐蝕形貌轉(zhuǎn)變?yōu)辄c蝕形貌，L-S面則由退火前的溝壑狀轉(zhuǎn)變?yōu)辄c蝕形貌。

2) 熱軋板材經(jīng)過57%變形量冷軋變形后，纖維狀組織變得更細，但耐蝕性變化不明顯，單位面積內(nèi)的質(zhì)量損失由8.9 mg/cm2略增至9.5 mg/cm2，L-S面腐蝕通道的深度由冷軋前的70 μm降至45 μm.

3) 400 ℃/2 h退火加水淬試樣經(jīng)57%變形量冷軋變形后，纖維狀組織變得更細，耐蝕性明顯降低，單位面積內(nèi)的質(zhì)量損失由3.1 mg/cm2增至17.3 mg/cm2，L-S面腐蝕通道的深度明顯增加，為65 μm.

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